JPS626730B2

JPS626730B2 -

Info

Publication number: JPS626730B2
Application number: JP58175694A
Authority: JP
Inventors: Munetaka Oda; Kenichi Amano; Chiaki Shiga
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1983-09-22
Filing date: 1983-09-22
Publication date: 1987-02-13
Also published as: JPS6067621A

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は低温靭性と溶接性に優れた溶接用非
調質高張力鋼に関し、特に大型溶接構造物の製作
に適した大入熱溶接時における継手強度低下の少
ない非調質高張力鋼の製造方法に関するものであ
る。近年、大型溶接構造物の製作に当つては、溶接
工数を減らしてコスト低減を図るため、片面一層
サブマージアーク溶接やエレクトロスラブ溶接あ
るいはエレクトロガス溶接などの如く、大入熱を
用いる自動溶接を採用する機運が高まつている。ところで上述のような大入熱溶接を考慮した場
合、鋼成分の炭素当量を低下させること、とりわ
け低Ｃ化を図ることが、熱影響部の硬化を防止し
て熱影響部の靭性を良好にする点から極めて有利
であることが知られている。しかしながら鋼中の
Ｃは強度に著しい影響を与えるものであるから、
低Ｃ鋼では母材の高強度が得られないという問題
がある。そこで低Ｃ鋼にNbを0.01〜0.10％添加
し、制御圧延、制御冷却を適用することによつて
低温靭性と溶接性に優れた高張力鋼を製造するに
ついて、既に特開昭57−134514号および特開昭57
−134518号にて提案している。このようにNbを
添加することによつて充分な母材強度と大入熱溶
接時の継手強度を得ることが可能である。しかし
ながら0.02％を越えるNbを添加した場合、大入
熱溶接時のボンド靭性に大きな悪影響を及ぼすと
いう新たな問題が生じており、一方0.02％以下の
微量のNb添加では母材の強度および継手強度低
下対策に有効であるか否かについては明らかにさ
れていなかつた。この発明は以上の事情を背景としてなされたも
ので、母材強度および大入熱溶接時の継手強度が
充分に高くしかも大入熱溶接時のボンド靭性が優
れた、大入熱溶接に適した非張質高張力鋼を提供
することを目的とするものである。本発明者等は上述の目的を達成するべく、低Ｃ
鋼に微量のNbを添加した鋼について種々実験・
検討を重ねたところ、低Ｃ鋼に対するNb添加量
を0.02％以下としかつ0.015％以下のTiを添加す
ることによつて、低温靭性と溶接性が優れ、とり
わけ大入熱溶接時の継手軟化の量が少なくかつボ
ンド靭性の低下も少ない、大入熱溶接に適した非
調質高張力鋼が得られることを見出し、この発明
をなすに至つたのである。具体的には、本願の第１発明の非調質高張力鋼
の製造方法は、C0.02〜0.15、Si0.02〜0.80％、
Mn0.60〜2.50％、酸可溶Al 0.005〜0.060％、
Nb0.005％以上0.020％未満Ti0.005〜0.015％、
N0.006％以下を含有し残部がFeおよび不可避的
不純物よりなるスラブを、900〜1150℃の温度に
加熱した後、Ar₃点＋120℃以下の温度域におい
て累積圧下率60％以上に熱間圧延し、かつその熱
間圧延をAr₃点＋20℃以下、Ar₃点−60℃以上の
温度域で終了させ、その後直ちに２℃／秒以上の
冷却速度で600℃以下、400℃以上の温度まで加速
冷却することを特徴とするものである。また第２
発明の非調質高張力鋼の製造方法は、前記第１発
明におけるスラブ成分に加えて、Cu0.50％以
下、Ni1.00％以下、V0.10％以下、B0.002％以
下、REM0.010％以下、Ca0.004％以下のうちか
ら選ばれた１種以上を含有するスラブを用い、前
記第１発明の場合と同様な条件でスラブ加熱、熱
間圧延および加速冷却を行うものである。以下この発明の非調質高張力鋼製造方法をさら
に詳細に説明する。先ずこの発明の製造方法で使用するスラブの成
分限定理由を説明する。Ｃ：Ｃは母材強度を高めるには有効であるが、そ
の反面、溶接割れ感受性、溶接部の靭性の点か
らは好ましくない。この種の溶接構造用鋼とし
て必要な強度を得るためには最低0.02％必要で
あり、一方、大入熱溶接時の割れ感受性および
大入熱溶接部の靭性の点からは0.15％以下とす
る必要があり、したがつてＣは0.02〜0.15％の
範囲に限定した。 Si：Siは通常の製鋼過程で脱酸元素として添加さ
れるものであり、また母材の強度向上にも有効
である。脱酸および強度向上の目的から最低
0.02％以上必要であるが、一方0.80％を越えれ
ば母材の靭性を損うから、Siは0.02〜0.80％の
範囲に限定した。 Al：Alも通常の製鋼過程で脱酸元素として添加
されるものであり、そのためには最低0.005％
の添加含有が必要であるが酸可溶Al（sol Al）
として0.060％を越えれば溶接熱影響部の靭性
のみならず溶接金属の靭性を著しく劣化させ
る。したがつて酸可溶Alは0.005〜0.060％の範
囲内に限定した。 Nb：Nbは前述のようにこの発明において重要な
意味を持つ元素である。Nbは制御圧延材に
て、未再結晶オーステナイト域を拡大したり、
累積的に加えられた圧延歪を有効に蓄積させる
ために添加させ、Nbの固溶や炭窒化物の析出
による効果を併せて利用するのが一般的であ
る。しかしながら過剰なNb添加は、大入熱溶
接の際の熱影響部の焼入性を高め、熱影響部を
フエライト・パーライトの混合組織でない組織
にしてしまうため、衝撃特性を低下させてしま
う。そこで本発明者等は低Ｃ鋼に対するNb添
加量の影響、特に微量Tiを添加した場合の微
量Nbの効果を明らかにするべく、次のような
実験を行つた。すなわち、C0.07％、Si0.3％、
Mn1.5％、P0.016％、S0.003％、Al 0.030％、
N0.005％を含有しかつ0.007〜0.015％のTiを添
加したTi添加鋼およびTi無添加鋼について、
０〜0.04％までの種々の量のNbを添加し、各
試験片について板厚20mmで234KJ／cmの入熱の
サブマージアーク溶接を施したボンド位置での
破面遷移温度vTrsを調べた。その結果を第１
図に示す。第１図に示すように、Ti無添加鋼と比較し
てTi添加鋼は0.015％以下という微量のTi添加
であるにもかかわらず、破面遷移温度vTrsが
顕著に低下しており、さらにTi無添加鋼では
添加Nb量の増大に比例して破面遷移温度が高
くなるのに対し、Ti添加鋼の場合には添加Nb
量が0.020％付近までは破面遷移温度が上昇せ
ず、良好な低温靭性が確保されることが明らか
となつた。しかしながら0.02％以上のNbを添
加した場合には、Nb量の増大に伴つて破面遷
移温度が上昇し、靭性が低下する。このような
事実から、この発明では添加Nb量を0.02％未
満に限定した。一方、母材強度に関しては、従来は0.02％以
下程度の微量のNb添加では強度改善に効果が
ないとされていた。しかしながら本発明者等の
研究によれば、0.02％未満の微量Nb添加でも
母材強度を向上させ得ることが判明した。すな
わち、前記同様な成分に加えて種々の量のNb
を添加したTi添加鋼のスラブを1000℃に加熱
し、Ar₃点＋120℃以下の温度域で累積圧下率
で85％の熱間圧延を施し、かつその熱間圧延仕
上げ温度をAr₃点−40℃とし、直ちに600℃ま
で10℃／秒の冷却速度で制御冷却し、得られた
鋼板の下部降伏強さと引張強さを調べたとこ
ろ、第２図に示す結果が得られた。第２図に示
すように、降伏強さおよび引張強さはいずれも
添加Nb量が増すにつれて大きくなつている
が、その効果はNb量が0.01％程度までであ
り、それ以上の量のNbを添加しても降伏強
さ、引張強さはさほど大きくならない。したが
つて0.02％未満のNb添加でも充分にNbによる
母材強度向上効果が得られていることが明らか
である。さらに大入熱溶接した場合の継手強度の軟化
に対しても同様に0.02％未満の微量Nb添加で
効果があることが本発明者等の研究により判明
した。すなわち、前記同様な成分に加えて、
Nb量が0.02％未満のTi添加鋼につき、20mmの
板厚で234KJ／cmの入熱のサブマージアーク溶
接により溶接した継手の表面下0.5mmの位置の
ビツカース硬さをボンドから母材にかけて測定
したところ、第３図に示す結果が得られた。第
３図に示すようにNb無添加の鋼では、ボンド
の位置から母材にかけて硬度が大きく減少し、
Nb添加量が0.010％の鋼およびNb添加量が
0.017％の鋼と比較して、母材の硬度よりも低
硬度の領域の幅、すなわち軟化幅が広く、しか
も硬度の最低値も低い。そしてボンドから母材
にかけての硬度の最低値を添加Nb量に対して
まとめれば第４図に示すようになり、この第４
図から継手軟化に効果が増加するのは0.010％
のNb量までであり、それ以上Nb量が増加して
ももはや継手軟化防止効果は増大しない。以上のように0.02％未満の微量Nb添加で
も、母材強度を上昇させるとともに継手軟化量
を小さくし、かつ大入熱溶接時の靭性劣化を防
止できることが明らかである。なお0.005％未
満のNb量ではこれらの効果が顕著ではなく、
したがつてNb量は0.005％以上、0.020％未満の
範囲とした。 Ti：前述したNb添加量についての第１図の実験
結果から明らかなように、Tiの添加は大入熱
溶接時のボンド靭性改善に欠くことができな
い。しかしながらその効果もTi添加量が0.005
％未満では充分ではなく、一方0.015％を越え
て添加すれば大入熱溶接の場合Tiが鋼中に固
溶して著しく靭性を劣化させるから、Ti添加
量は0.005〜0.015％の範囲に限定した。Ｎ：Ｎは通常の製鋼過程により不可避的に含有さ
れるが、0.006％を越えれば母材および大入熱
溶接時の靭性を損うから、0.006％以下に限定
した。この発明の製造方法で使用するスラブは、上述
のようにして規定されるＣ、Si、Mn、酸可溶
Al、Nb、Ti、Ｎのほか、さらに必要に応じて
Cu、Ni、Ｖ、Ｂ、およびREM（希土類元素）の
うちの１種以上が含有される。これらの元素の適
正な量の添加はこの発明の主要な特徴をなんら損
うことなく、高張力化あるいはその他の諸特性の
向上に寄与する。以下にこれらの成分元素の添加
目的および添加量限定理由を説明する。 Ni：Niは溶接熱影響部の硬化性および靭性に悪
影響を与えることなく、母材の強度および靭性
を向上させるに有効であるが、高価であるため
1.0％を上限とした。 Cu：Cuの添加はNiの添加と同様な効果があるば
かりでなく、耐食性向上に有効であるが、0.50
％を越えれば熱間脆性が生じ易く、鋼板の表面
性状を劣化させるので、0.50％を上限とした。Ｖ：Ｖは強度と靭性の向上、および溶接継手強度
確保のために添加するが、0.10％を越えて添加
すれば母材と溶接熱影響部の靭性を著しく劣化
させるから、0.10％を上限とした。Ｂ：Ｂは炭素当量を上昇させることなく高張力化
が可能であるが、0.002％を越えて添加すれば
溶接熱影響部の靭性を著しく劣化させるから、
Ｂを添加する場合の上限を0.002％とした。 Ca、REM：これらは鋼中介在物MnSの形態制御
を行つて圧延直角方向の靭性向上に効果があ
り、いずれか一種または両者の複合添加のいず
れでも効果があるが、それぞれ0.004％を越え
るCaおよび0.010％を越えるREMの添加は鋼の
清浄度を低下させ、内部欠陥の原因となるか
ら、Caの上限を0.004％、REMの上限を0.010
％とした。この発明の方法では上述のような成分のスラブ
を加熱し、熱間圧延するが、このスラブ加熱、熱
間圧延および圧延後の冷却の各条件もこの発明で
は極めて重要な要素となつている。すなわち、こ
の発明で対象としている低Ｃ鋼は高強度を得にく
い材料であり、熱間圧延後空冷の如き遅い冷却速
度にした場合、降伏強さは所期の値が得られたと
しても、引張強さは所期の値を満足するのが困難
となり、一方圧延後強制冷却すれば引張強さは所
期の値が得られるが、降伏強さは降伏現象が消失
してしまうために充分な値が得られない。そこで
この発明ではNb、Ｔを含有させてフエライト粒
を微細にし、これにより降伏応力を上昇させ、か
つ第２相を加速冷却により硬質なフエライト・ベ
イナイト組織に変えることによつて引張応力を増
大させるのであり、そのためにスラブ加熱−熱間
圧延−冷却の各条件が規定される。以下にこれら
の各条件を説明する。先ずスラブ加熱は900〜1150℃の範囲内の温度
とする。スラグ加熱温度が1150℃を越えれば、加
熱時のオーステナイト粒が粗大になり過ぎ、続く
圧延によつてもオーステナイトが微細化せず、そ
のためそのオーステナイト粒から生じるフエライ
ト粒も微細とならないから、充分に高い降伏応力
が得られず、低温靭性も不充分となる。したがつ
てスラブ加熱温度の上限を1150℃と規定した。一
方スラブ加熱温度の下限はNbの固溶量と関係し
ている。すなわちこの発明の方法においてはNb
をスラブ加熱時に固溶させておき、圧延中にNb
を微細に析出させてオーステナイトの再結晶を遅
らせ、結果としてオーステナイトの再結晶域をよ
り低温側に拡大させる必要があり、このようにオ
ーステナイトの再結晶域を低温側へ拡大させるこ
とにより、オーステナイトの未再結晶域において
高い累積圧下率での圧延が可能となり、変形帯の
密度が増加して冷却時のオーステナイト粒が実質
的に微細化され、その結果冷却後の鋼板が充分な
靭性を示すことになる。このような効果をもたら
すスラブ加熱時のNbの固溶量は0.005％以上あれ
ば良く、そのための最低のスラブ加熱温度は、Ｃ
量とＮ量によつて異なるが、この発明の成分範囲
の場合900℃あれば良い。したがつてスラブ加熱
温度の下限は900℃と規定した。上述のような条件で加熱したスラブは、これを
Ar₃点＋120℃以下の温度範囲で60％以上の圧延
を行ない、かつ圧延仕上げ温度をAr₃点＋20℃以
下、Ar₃点−60℃の範囲内の温度とする。これに
よつてオーステナイトに多量の変形帯を導入で
き、これがフエライトの核となり、その結果圧延
後のフエライト粒が微細化する。ここでAr₃点以
下で圧延を仕上げた場合でもAr₃−60℃以上であ
れば靭性の劣化なしに高強度を得ることが可能と
なる。仕上げ温度がAr₃−０℃未満では、変態し
た後加工されたフエライト量が多くなつて靭性が
劣化し、一方仕上げ温度がAr₃＋20℃よりも高い
場合またはAr₃点＋120℃以下の累積圧下率が60
％未満の場合には、変形帯の導入が不足して圧延
後のフエライト粒の微細化が不充分となる。した
がつて圧延条件を上述のように定めた。上述のような熱間圧延を行つた後には、直ちに
２℃／秒以上の冷却速度で加速冷却し、かつその
２℃／秒以上の冷却速度を600℃以下の任意の温
度まで持続させる。冷却速度が２℃／秒未満で
は、加速冷却の効果、すなわち第２相として硬質
なベイナイトを生成させ、これによりフエライ
ト・ベイナイトの組織を生成させることによる強
度（引張強さ）増大の効果が得られない。また加
速冷却を600℃よりも高い温度で停止させた場合
にも加速冷却による強度上昇効果がほとんど得ら
れない。一方加速冷却を400℃より低い温度まで
継続した場合には、第２相としてマルテンサイト
が混入し、靭性が低下するおそれがあるととも
に、上部降伏点（YP）が消失して降伏応力が充
分に得られなくなり、造船材などにおける降伏応
力要求値を満足し得ないことがある。すなわちこ
の発明では、加速冷却の停止温度を400℃以上と
いう高い温度とし、これによつてマルテンサイド
が可及的に混入していないフエライト・ベイナイ
トの組織を得、これによつて強度と靭性のバラン
スが良くしかも降伏応力が充分にある鋼板を得る
ものである。したがつて２℃／秒以上の冷却速度
での加速冷却の停止温度を600℃以下、400℃以上
の範囲内の温度とした。なおこの加速冷却は熱間
圧延終了後直ちに行う必要がある。以下に実施例を記す。第１表の鋼番１〜５に示す成分組成の鋼を高周
波真空溶解により溶製し、その鋼塊を鍛造してス
ラブとした後、第２表中に示す加熱−圧延−冷却
条件で処理した。また第１表の鋼番６〜10に示す
成分組成の鋼スラブを連続鋳造によつて得、第２
表中に示す条件で処理した。なお第１表において
供試鋼１、２、３は比較鋼、供試鋼６は従来鋼、
供試鋼４、５、７〜10はこの発明の成分範囲内の
鋼である。得られた各鋼板について、母材強度と靭性、大
入熱溶接後のボンド靭性、および継手強度をそれ
ぞれ第２表中に示す。強度、靭性の試験片はそれ
ぞれ圧延直角方向に採取し、引張試験および２mm
Ｖノツチ衝撃試験を施した。また実継手は入熱
234KJ／cmのサブマージアーク溶接にて作製し、
溶接継手強度はゲージ長さ200mm、平行部幅40mm
のJIS １号の長ゲージ試験片で求めた。なお第２
表において各鋼板における数字１〜10は第１表に
示す鋼１〜10を用いたことを意味し、サフイツク
スのＡ〜Ｇはそれぞれ異なる製造条件を適用した
ことを意味する。

【表】

【表】第２表に示すように、Nbを添加していない鋼
板１、２はいずれも母材強度が不足し、またNb
は含有するがTiを添加していない鋼板３は、強
度は本発明鋼と同等であるが、大入熱溶接後のボ
ンド位置の衝撃特性が著しく劣つている。一方
Nbをこの発明の限定範囲を越えて添加した鋼板
６は、母材の強度および靭性、継手強度は優れて
いるが、大入熱溶接後のボンド位置の衝撃特性が
本発明鋼と比べて劣つている。また同一成分組成の鋼板4A〜4Gのうち、4Dは
スラブ加熱温度、4EはAr₃＋120℃〜Ar₃−60℃で
の累積圧下率、4Fは圧延仕上温度、4Gは圧延後
の冷却速度においてそれぞれこの発明の条件範囲
を外れるものであり、一方4A、4B、4Cはこの発
明の条件範囲内で処理した鋼板であり、第２表中
においてこの発明の範囲を外れる条件には下線を
附した。これらの鋼板4A〜4Gのうち、圧延条件
においてこの発明の範囲を外れている鋼板4D、
4E、4Fは、いずれも本発明鋼4Aに比べて靭性が
劣つている。また圧延後空冷した鋼板4Gと、10
℃／秒で加速冷却を行なつた鋼板4Aとを比較す
れば、鋼板4Aの方が強度において大きく上まわ
つており、しかも靭性は同等であり、このことか
ら加速冷却の効果が明らかである。さらにこのほ
かの本発明法による鋼4B、4C、７、８、９、10
も、いずれも強度、靭性ともに優れ、かつ継手強
度も充分な値を示している。ここで本発明鋼７は本発明鋼４の成分にCu、
Ni、Ｖ、Ｂ、REMを、本発明鋼８は同じく本発
明鋼４の成分にCu、Niを、さらに本発明鋼９は
本発明鋼４の成分にREMを、また本発明鋼10は
本発明鋼４の成分にＶを、それぞれこの発明の範
囲内で添加したものであるが、これらのうち0.30
％Cuおよび0.31％Niを添加した本発明鋼８は、
ボンド靭性と母材鋼板を劣化させることなく、母
材強度が本発明法による鋼4Aと比較して降伏強
さ（Y.S.）で1.7Kgｆ／mm²、引張強さ（T.S.）で
3.2Kgｆ／mm²、継手強度で2.1Kgｆ／mm²上昇してお
り、このことからCu、Niの添加が強度向上に有
効であることが明らかである。また0.039％のＶ
を添加した本発明鋼板10も、ボンド靭性および母
材靭性を劣化させることなく、鋼4Aと比較して
母材強度が降伏強さで1.3Kgｆ／mm²、引張強さで
2.6Kgｆ／mm²、継手強度が1.5Kgｆ／mm²、それぞれ
上昇しており、この事実からＶの添加効果が明ら
かである。さらにREMを0.005％添加た本発明鋼
９の場合、鋼4Aと比較して母材の靭性が優れて
いることが明らかである。そしてまた0.18％
Cu、0.48％Ni、0.037％Ｖ、0.0017％Ｂ、0.005％
REMを添加した本発明鋼７の場合、鋼4Aと比較
して母材の強度が降伏強さで4.0Kgｆ／mm²、引張
強さで3.4Kgｆ／mm²、継手強度が引張強さが1.8Kg
ｆ／mm²、それぞれ上昇している。以上の実施例からも明らかなように、この発明
の製造方法によれば、0.005〜0.020％の範囲の微
量なNbを0.005〜0.015％のTiとともに添加し、か
つ特定のスラブ加熱−圧延−冷却条件を適用する
ことによつて、高強度、高靭性で降伏応力も充分
にありしかも大入熱溶接特性、とりわけ大入熱溶
接した場合の継手強度の低下が少なくかつボンド
靭性の優れた鋼板を得ることができる。また第２
発明にしたがつてCu、Ni、Ｖ、Ｂ、Ca、REMの
１種以上を添加することにより、より高強度の鋼
板を、大入熱ボンド靭性および母材靭性を劣化さ
せることなく製造することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図はNb含有量と大入熱溶接ボンド部の破
面遷移温度との関係を示す相関グラフ、第２図は
Nb含有量が母材強度および母材靭性に及ぼす影
響を示す相関グラフ、第３図および第４図は、
Nb含有量が大入熱溶接時の継手軟化に及ぼす影
響を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】１ C0.02〜0.15％（重量％、以下同じ）、Si0.02
〜0.80％、Mn0.60〜2.50％、酸可溶Al 0.005〜
0.060％、Nb0.005％以上0.020％未満、Ti0.005〜
0.015％、N0.006％以下を含有し残部がFeおよび
不可避的不純物よりなるスラブを、900〜1150℃
の範囲内に加熱した後、Ar₃点＋120℃以下の温
度域において累積圧下率60％以上に熱間圧延し、
かつその熱間圧延をAr₃点＋20℃以下、Ar₃点−
60℃以上の温度域で終了させ、その後直ちに２
℃／秒以上の冷却速度で600℃以下400℃以上の温
度まで加速冷却することを特徴とする非調質高張
力鋼の製造方法。２ C0.02〜0.15％、Si0.02〜0.80％、Mn0.60〜
2.50％、酸可溶Al 0.005〜0.060％、Nb0.005％以
上0.020％未満、Ti0.005〜0.015％、N0.006％以
下を含有し、さらにCu0.50％以下、Ni1.00％以
下、V0.10％以下、B0.002％以下、REM0.010％
以下、Ca0.004％以下のうちから選ばれた１種以
上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物よ
りなるスラブを、900〜1150℃の範囲内に加熱し
た後、Ar₃点＋120℃以下の温度域にて累積圧下
率60％以上に熱間圧延し、かつその熱間圧延を
Ar₃点＋20℃以下、Ar₃点−60℃以上の温度域に
て終了させ、その後直ちに２℃／秒以上の冷却速
度で600℃以下400℃以上の温度まで加速冷却する
ことを特徴とする非調質高張力鋼の製造方法。