JPH01149923A - 溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 本発明は、直接焼入れ一部きもどし処理による厚鋼板の
製造方法に係り、特に溶接性に優れた一般用途の引張強
さ６０　ｋｇ　ｆ／−以上の高強度高靭性鋼板の製造方
法に関するものである。

〈従来の技術〉 直接焼入れ一部もどし処理により製造された鋼材は、通
常の再加熱焼入れ一部もどし処理により製造した鋼材に
比べて、オーステナイト中に十分添加元素が固溶しかつ
均質化され、また加工歪の導入などにより高強度が得ら
れやすいことが知られている。

しかしながら、直接焼入れ一部もどし鋼材は、一般にオ
ーステナイト粒が粗大であり、また不適当な加工組繊の
導入とあいまって低温靭性が低下してしまう欠点もあわ
せもっている。

この直接焼入れ一部もどし鋼材の低温靭性の改善を目的
に、これまでいくつかの技術が提案され、また試みられ
てもいる。

例えば、特開昭６１−４８５１７号においては、Ｂ添加
成分系鋼で、Ｔｉ、　Ｎ、　Ｂ量を微量コントロールし
、かつ９５０℃以下Ａｒ３点以上の温度範囲での圧下量
を設定することで、ＴｉＮ＋　Ｔｉｃ、　ＡＩＭの析出
による靭性劣化を防止し、かつオーステナイトの微細化
およびＢによる焼入性の確保で高靭性化を達成できるこ
とが提案されている。また、特開昭６１−２９５３２０
号においては、Ｎｂ、　　Ｂ量の微量コントロールと９
５０℃〜水冷開始温度までの圧下量の設定により、オー
ステナイト粒の成長抑制と微細化、かつＢの焼入性の確
保で高強度高靭性化を達成することが提案されている。

これらはＢの有効利用（焼入性の確保）を基本とし、微
量添加元素（Ｔｉ。

Ｎｂ）のコントロールと未再結晶オーステナイト域での
細粒化効果をその骨子としたものである。

しかし、具体的展開においては、Ｂ添加系鋼であるため
、鋼塊製造時のスラブ表面割れに留意しなければならず
、また未再結晶オーステナイト域圧延のためＡｒｓ点が
推定した値より上昇し、フェライトが析出し、また、Ｂ
の焼入性が不安定となり高強度が得られなくなってしま
うなど安定生産上の問題点も残存する。さらに低成分化
に伴い、溶接性は上昇するとしているが、Ｂ添加系成分
であるため仮付は時の割れなど溶接性に一部問題が残る
。

また、Ｂ無添加鋼での類似技術としては、特開昭６１−
２３７１５号にみられるように、ＴｉあるいはＺｒ添加
を必須とし、Ａｒｓ＋１５０℃以下＾ｒ８以上の温度範
囲の圧下量の設定、さらに圧延後１２０秒以内にＡｒ３
−３０℃以上の温度から焼入れる技術が公知である。そ
の技術要件は、比較的高成分で、未再結晶オーステナイ
ト域圧下を適用し、焼入性と細粒化の確保、さらに加工
歪の凍結を目的とした焼入れ時間の設定にある。なおＴ
ｉ　（Ｚｒ）添加は溶接部の靭性確保（ＴｉＮ　ｏｒ　
ＺｒＮによる粒成長抑制）のため添加がなされたもので
ある。

しかし、本技術においては、Ｔｉ　（Ｚｒ）添加のため
上述のスラブ表面割れ、またフェライト析出を抑制する
ための厳密な製造条件の管理、さらに加工歪の凍結のた
めには比較的速い焼入れ冷却速度としなければならず、
厚鋼板の製造に不向きな問題点が多々ある。

さらに、特公昭６１−６０８９１号においては、Ｃ，Ｓ
ｉ。

Ｍｎ系で加熱温度と圧延条件の厳密なコントロールそし
て短時間の焼もどし処理で６０ｋｇｆ／−級鋼の製造を
提案しているが、厚鋼板製造には現実的でなく、また溶
接部の強度、靭性の確保に難があると考えられる。

〈発明が解決しようとする問題点〉 本発明は、スラブ製造時の表面割れや溶接時の割れを心
配することなく、かつ現実的な製造条件で比較的容品に
低コストで厚鋼板が製造でき、しかも溶接部の靭性は吸
収エネルギー（ｖＥＪ　で１５ｋｇｆ・■／−以上を保
証でき、かつ母材の引張り強さが６０ｋｇｆ／−以上で
遷移温度（ｖＴｒｓ）が−６０℃以下の高張力高靭性厚
鋼板の製造方法を提供するものである。

く問題解決のための手段〉 本発明は Ｃ：　０．０６〜０．１５ｗｔ％、　Ｓｉ　：　０．０
５〜０．５０ｗｔ％。

Ｍｎ　：　０．６〜２．５　ｗｔ％、　Ｍｏ　：　０．
０３〜０．１５ｗｔ％。

Ｖ　：　０．０２〜０．０８ｗｔ％、　Ａｊ　：　０．
０１５〜０．１００　ｗｔ％。

Ｐ　：　　０．０１５ｗｔ％以下 を基本成分とし、さらに必要に応じて Ｎｉ　：　１．０ｗｔ％以下＋　　Ｃｕ：１．０ｗｔ％
以下。

Ｃｒ　：　１．０ｗｔ％以下、　Ｎｂ　：　０．１００
　ｗｔ％以下の１種又は２種以上を含み、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなる鋼を、１０５０〜１２５０℃
の温度範囲に加熱、均熱後、（Ａｒｓ　＋　１００）　
℃までの累積圧下率を５０％以上とし、かつ（Ａｒｔ　
＋　１００）　℃から圧延仕上げ温度である（Ａｒｓ−
３０）　〜（Ａｒｓ　＋５０）　’ｃの温度範囲で３０
％以上の圧延を施し、圧延完了後直ちに３〜１５℃／Ｓ
の冷却速度で１５０℃以下の温度まで冷却した後、Ａｃ
＋点以下の温度で焼もどすことを特徴とする溶接性の優
れた高強度高靭性鋼板の製造方法である。

く作　用〉 本発明者らは再結晶オーステナイト域での大圧下が、微
細かつ整粒オーステナイト粒の析出により有効であるこ
とを知見し、さらに未再結晶域圧延によりオーステナイ
ト粒の一層の微細化をはかれば、スラブ割れや溶接割れ
を起こし易いＴｉやＢの添加を避けた成分系でも、フェ
ライト＋ベイナイト組織で十分な強度と靭性を有し、製
造条件の緩和も可能であり、溶接部の靭性を害する島状
マルテンサイトの析出もしない成分系があることを見い
出した。

以下に、まず化学成分の限定理由を述べる。

旦は、安価で所定の強度を確保できるため、０．０６ｗ
ｔ％以上必要であるが、０．１５ｗｔ％を超えると母材
の靭性および溶接部の靭性が劣化するため０．０６〜０
．１５ｗｔ％の範囲とする。

旦は、製鋼時の脱酸剤として、また固溶強化による強度
確保のため０．０５ｗｔ％以上が必要であるが、０．５
０ｗｔ％を超えると、鋼板と溶接部の靭性が劣化するた
め、０．０５〜０．５０ｗｔ％の範囲とする。

ムは、焼入性を上げ強度の確保のため、０．６０ｗｔ％
以上必要であるが、２．５ｗｔ％を超えると鋼板加工性
や溶接時の低温割れに不利となるため、０．６０〜２．
５　ｗｔ％の範囲とする。

ハは、本発明において重要な役割をもつ元素であり、第
１図に示すごとく、本発明範囲のＣ量と圧延条件（スラ
ブ加熱温度１１５０℃，９００℃以上の圧下率５５％、
９００〜７５０℃の圧下率３６％、圧延仕上げ温度７５
０℃１冷却速度１０℃／Ｓ）の場合、０．０３ｗｔ％以
上で強度確保に有効である。しかし、０．１５ｗｔ％を
超えると１ｉｌ仮靭性が低下し、また溶接部に島状マル
テンサイトの析出が増加し靭性が劣化するため、０．０
３〜０．１５ｗｔ％の範囲とする。

茎は、焼入れ性を向上し、かつ焼もどし軟化抵抗を増大
させるので強度確保のため０　、０２ｗ　ｔ％以上が必
要であるが０．０８ｗｔ％を超えると溶接部の靭性゛が
劣化するため０．０２〜０．０８ｗｔ％の範囲とする。

亙は、脱酸作用があり０．０１５ｗｔ％以上必要である
が、０．１００ｗｔ％を超えると鋼板靭性と溶接部靭性
が劣化するため０．０１５〜０．１００　ｗｔ％の範囲
とする。

ヱは、母材および溶接部靭性を劣化させ、また焼もとし
脆化を助長するため、０．０１５ｗｔ％以下とする。

さらに、上記成分に加えて、鋼板および溶接部の強度、
靭性の改善を目的とし、下記成分を１種又は２種以上添
加できる。

■は、鋼板および溶接部の強度、靭性の向上に効果があ
るが、経済性の点から１．０ｗｔ％以下とする。

シーは、鋼板の強度上昇に効果があるが、多過ぎると熱
間加工性および溶接性が低下するため、その上限を１．
０ｗｔ％とする。

紅は、鋼板および溶接部の強度上昇に効果があるが、多
すぎると溶接性の低下およびＳＲ割れ感受性を高めるた
め、その上限を１．０ｗｔ％とする。

励、は、炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長を
抑制するため粒の微細化が容易となり、また未再結晶域
を拡大したり、強度確保に有効であるが、多過ぎると溶
接部の靭性が著しく劣化するため、その上限を０．１０
０ｗｔ％とする。

次に、加熱、圧延条件の限定理由について述べる。

直接焼入れ一層もどし鋼材の靭性向上には細粒化の効果
が有効である。ここで、圧延前の鋼片加熱温度として、
高すぎると初期粒が極めて粗大となり、後の圧延によっ
ても十分細粒化できない。

また、低すぎると添加元素の固溶や均質なオーステナイ
ト組織を得ることが困難となることから、１０５０〜１
２５０℃の範囲とする。この場合、各添加元素が固溶し
均質化する低温側の加熱温度が望ましい。

次に、加熱温度以下（Ａｒｓ　＋　１００）　℃以上ま
での高温再結晶域での圧下は、圧延、再結晶の繰り返し
でオーステナイト粒の微細、整粒化に非常に有効である
が、累積圧下率が５０％未満では、微細、整粒化が十分
でなく、その後の圧延によっても混粒的な伸長オーステ
ナイト粒となり鋼板靭性のバラつきの原因となるため、
５０％以上の累積圧下率が必要である。

さらに、（Ａｒｓ　＋　１００）　℃以下から、圧延仕
上げ温度である（Ａｒｓ　−３０）　〜（Ａｒｓ　＋　
５０）　℃までの未再結晶域（一部、二相域）において
は、伸長オーステナイトを有効に生成し、かつ変形帯の
導入によって、さらなる微細化を達成するため、その累
積圧下率の下限を３０％とした。また、圧下率は大きい
程靭性向上に効果があるので、圧下率の上限は圧延可能
の範囲とする。

ここで、従来技術では高強度鋼板を製造する場合、圧延
仕上げ温度をＡｒ３以上とし、フェライト析出を極力避
ける条件が設定されている。しかし、本発明においては
、一部フエライトが析出しても圧延によってフェライト
中に加工歪が蓄積され、かつフェライト中にＭｏ炭化物
が析出するため強度低下は少なく、また十分粒が微細化
されているため加工歪や炭化物析出による靭性低下も少
ないので、圧延仕上げ温度は（Ａｒｚ　　３０）　〜Ｃ
Ａｒ５　＋５０）　℃の温度域でよい、なお、仕上げ温
度が低すぎるとフェライト率が多くなりすぎ強度低下や
集合組織が発達し鋼板の異方性が強くなること、また高
すぎると伸長オーステナイト粒が十分形成されないこと
から上述の温度範囲とした。

次に、焼入れ時の冷却速度を１５〜３℃／Ｓとしたのは
、本発明に規定する化学成分鋼がベイナイト単相あるい
はフェライト＋ベイナイト組ｍｍとなる焼入れ冷却速度
の範囲であり、これより速すぎるとマルテンサイト主体
となり、また遅すぎると上部ベイナイト主体となりいず
れも靭性が劣化してしまうからである。なお、通常の水
冷において１５〜ｂ 入れた場合に相当する。

さらに、１５０℃以下まで焼入れを行うのは、ベイナイ
ト変態が３５０℃近傍で生じるので、この温度以下にま
で冷却することで十分な硬化組織を得るためである。加
えて、フェライト析出により第二相に成分が濃縮し、変
態点の低下も生じうろこと、また製造上の管理のし易さ
から１５０℃以下とした。

その後、残留応力の低減、延靭性の向上を目的として、
ＡｃＩ以下の焼もどしを実施する。

以上、本発明の骨子としては、スラブ加熱温度の設定と
再結晶域での十分な圧下により、細整粒オーステナイト
＆ｌｌ＄Ｉとし、引続き未再結晶域圧下により伸展微細
オーステナイト粒と変形帯を導入した組織にした後、焼
入れし、ベイナイト主体あるいはフェライト＋ベイナイ
ト組繊を現出することにある。そして、所望する高強度
化のためには、Ｃ量の設定とＭｏ量の微量添加コントロ
ールで可能となり、あわせて、溶接部の靭性も島状マル
テンサイトが析出しない成分範囲のため優れたものとな
る。

〈実施例〉 真空溶解法で、第１表に示す各成分鋼塊を溶製し、所定
の条件で圧延、焼入れし１５国厚鋼板とした。これら各
種鋼板を６３０℃で焼もどし処理し、衝撃試験片と丸棒
引張試験片を採取し、材質特性の調査を行った。その得
られた結果を第２表に示す、さらに、これら鋼板を第２
図に示す要領で溶接し、溶接部より衝撃試験片を採取し
、溶接部の靭性を調査した。その結果を第２表にあわせ
て示す。

なお、第１表中の鋼Ａ〜には、ＴｉやＢを含まない成分
系であり鋼塊表面割れは全ての鋼塊でみられなかった。

第２表かられかるように、本発明成分範囲より低成分系
の場合（Ａｗｔ，Ａ−２）は強度不良となり、また高成
分系の場合（Ｄｗｔ，０−２，Ｅｗｔ，Ｅ−２，Ｅ−３
およびＦｗｔ）は、鋼板靭性および溶接部靭性が不良と
なることがわかる。

次に、本発明成分範囲内の成分系においては、焼入れ冷
却速度が速すぎる場合（Ｂｗｔ）や、圧下率配分が本発
明範囲をはずれる場合（Ｃ−３゜Ｃ−４，Ｇ−２，にｗ
ｔ）、さらに圧延仕上げ温度が低すぎる場合（Ｃ−５）
や冷却速度が遅すぎる場合（１−２，Ｊ−２，に−４）
には鋼板の強度あるいは靭性が不良となることがわかる
。なお、溶接部の靭性は本発明範囲の成分系であればい
ずれも良好な値を有することがわかる。

以上から、本発明範囲の成分と圧延条件の組合せにより
、鋼板の強度、靭性が優れ、かつ溶接部の靭性も良好な
厚鋼板が製造可能となることがわかる。

〈発明の効果〉 以上の如く、本発明は製造 副原料コストが低い直接焼入れ一部もどし鋼板の製造法
であり、溶接性の優れた引張強さが６０ｋｇｆ／−級以
上の高強度高靭性厚ｔ１４仮の製造を可能にしたもので
あり、産業上の効果は顕著なものがある。

なお、本発明鋼板の利用分野としては、原油タンク、常
温から一４０℃で使用される各種圧力容器。

橋梁、船舶、海洋構造物、連撮・産機、ペンストックな
どがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は機械的性質におよぼすＣとＭｏ量の影響を示す
図、第２図は溶接時の開先形状と溶接条件を示す図であ
る。 特許出願人　　　川崎製鉄株式会社 第１図 Ｍｏ含有’ｌ　　（賀Ｌ％）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０６〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
   ０．５０ｗｔ％Ｍｎ：０．６〜２．５ｗｔ％、Ｍｏ：０
   ．０３〜０．１５ｗｔ％Ｖ：０．０２〜０．０８ｗｔ％
   、Ａｌ：０．０１５〜０．１００ｗｔ％ Ｐ：０．０１５ｗｔ％以下 を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、
   １０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱、均熱後、（Ａ
   ｒ＿３＋１００）℃までの累積圧下率を５０％以上とし
   、かつ（Ａｒ＿３＋１００）℃から圧延仕上げ温度であ
   る（Ａｒ＿３−３０）〜（Ａｒ＿３＋５０）℃の温度範
   囲で３０％以上の圧延を施し、圧延完了後直ちに３〜１
   ５℃／Ｓの冷却速度で１５０℃以下の温度まで冷却した
   後、Ａｃ＿１点以下の温度で焼もどすことを特徴とする
   溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製造方法。 ２、Ｃ：０．０６〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
   ０．５０ｗｔ％Ｍｎ：０．６〜２．５ｗｔ％、Ｍｏ：０
   ．０３〜０．１５ｗｔ％Ｖ：０．０２〜０．０８ｗｔ％
   、Ａｌ：０．０１５〜０．１００ｗｔ％ Ｐ：０．０１５ｗｔ％以下 を基本成分とし、さらに Ｎｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｃｕ：１．０ｗｔ％以下、Ｃ
   ｒ：１．０ｗｔ％以下、Ｎｂ：０．１００ｗｔ％以下の
   １種又は２種以上を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純
   物からなる鋼を、１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加
   熱、均熱後、（Ａｒ＿３＋１００）℃までの累積圧下率
   を５０％以上とし、かつ（Ａｒ＿３＋１００）℃から圧
   延仕上げ温度である（Ａｒ＿３−３０）〜（Ａｒ＿３＋
   ５０）℃の温度範囲で３０％以上の圧延を施し、圧延完
   了後直ちに３〜１５℃／Ｓの冷却速度で１５０℃以下の
   温度まで冷却した後、Ａｃ＿１点以下の温度で焼もどす
   ことを特徴とする溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製
   造方法。