JPH02133521A - 靭性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法 - 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〉 この発明は、降伏強度：９０ｋｒｆ／−以上、引張強度
：９７ｋｒｆ／−以上並びに衝撃遷移温度ニー６０℃以
下の性能を有する高張力鋼板の製造方法に係り、特に、
上記性能を有する板厚＝４０鶴以上の厚肉高張力鋼板を
安定して量産するのに好適な調質型高張力鋼板の製造方
法に関するものである。

〈従来技術とその課題〉 近年、溶接構造物の大型化傾向は益々著しくなっており
、これらに使用される構造用鋼板はより−層のハ・イテ
ン化並び１こ厚肉化の一途をたどっている。例えば、揚
水発電所の水圧鉄管に１８０ｎｍ厚の８０ｋｇｆ／ｍｉ
級高張力目板が使用されたり、ジャキアソブリグ型石油
掘削リグのう・ツク材に１００〜１．５０　ｍｍ厚の８
０ｋｇｆ／−級高張力釦板が使用されたりするに至って
いる。

しかしなから、現在のところ一般的に使用されている高
張力鋼板は６０ｋｇｆ／−級材及び８０ｋｇｆ／−級材
に留まっており、大型化が著し、い近年の）容接構造物
に対してより強度の高い高張力鋼板の適用が望まれてい
るにも係わらず未だ１００　ｋｇｆ／ａ４級材の使用に
は至っていない。これは、厚肉鋼板において ａ）降伏強度：９０ｋｇｆ／−以」二、引張強度：９７
ｋｇ　ｆ　／−以上と言う１００　ｋｇｆ／ｎ＋ｎ）級
材の要求強度を工業的に安定して確保することが困難で
ある。

ｂ）例えこのような高強度を付与し得たとしても、同時
に十分な低温靭性をも確保することはより一層困難であ
る。

Ｃ）更に、該綱板に溶接施工上問題とならないだけの良
好な溶接性を付与することも極めて困難である。

等の問題点が克服できなかったことによるものである。

つまり、４０■厚を超える板厚の１００　ｋｇｆ／ａ＋
＋＋１級高張力極厚鋼板売高張力極厚鋼板ては、板厚中
心部の強度確保を図るために焼入れ性の高い成分設計を
行う必要があるが、厚内材のため焼入れに際しての表層
部と中心部との冷却速度に大きな差が生じ、中心部の強
度を確保しようとすると表層部の強度が高くなり過ぎて
低温靭性が中心部より著しく劣化する結果となる。更に
、上記方針の下で設計された成分系の鋼では炭素当１（
Ｃｅｑ）が高＜７尿ってしまうので溶接性にも問題が生
してしまう。そのため、４０ｎ＋厚を超える肉厚の１０
０ｋｇｆ／−扱高強度高靭性厚肉鋼板を溶接性の問題グ
ζしに安定製造し得る手段を見出すことが、この分野に
おける最大の課題の一つとなっていた。

〈課題を解決するための手段〉 そこで、本発明者等は上述のような観点から、降伏強ｅ
　：　９０　ｋｇｆ／ｍ＋ｄ以上、引張強度：９７ｋｇ
ｆ／−以上及び衝Ｈａ移温度ニー６０℃以下の性能を有
し、特に板ｊ〃が４０＋＋ｍを超える場合にも前記性能
を安定し２て（＝Ｊ与することができる（〃内高張力鋼
板の製造手段を提供すべく鋭、音研究を重ねた結果、次
に示す如き知見を得るに至った。即ち、（ａ）　　所望
の溶接性を確保した上でコスト的にも実用的な１００　
ｋｇｆ／ｍｕ！級の高張力ｉ４を得るには強化元素の多
量添加手段等は不適当であり、溶接割れ感受性指数（ｐ
　ｃｎ）を０．３１以下に抑えた成分系の素ｊｉＡ鋼を
用い、焼入れにより鋼材組織をマルテンサイト組織化す
ることが欠か・仕ないこと（ｂｌ　　Ｌかし、厚肉綱板
を焼入れする場合には板厚中心部と表面部とで冷却速度
にどつしても差が生じてしまうため、中心部での十分な
強度確保を図ると表面部では焼きが入りすぎて低温靭性
の劣化を招くが、この際、焼入れ時のγ粒径を極力小さ
くすることによって細粒のマルテンサイト組織が得られ
るような手直てを講じると、焼きがｉＱｍ：になりがち
な鋼材表面部においても十分に満足できる低温靭性が維
持され、厚内高張力ｉ；１仮に必要な“板）Ｖ方向全体
に亘−９ての良好な強度−靭性ハランス”が確保される
こと （Ｃ）　　そして、焼入れ時に所望の細粒γ粒を実現す
るためには、Ｎｂ添加によって鋼材加熱時におりＪるγ
粒の成長を抑制すると同時に、事前に一旦焼入れ処理を
施しで加熱部組れｋ（ｙ生前の組織）の微細化を図って
おくのが極めて有効であり、このｆＪｌ）添加と二回焼
入れによる相乗効果を活用すれば、細粒のＴ粒を経て極
めて微細なマルテンナイＩＩ；ＩＩ織の確保が安定して
可能となること。

（ｔｊ）　　ただ、この場合、第一回目焼入れは熱間圧
延に引き続いてそのまま実施する直接焼入れによること
が工業的に有利であること （ｅ）また、第二回目焼入れ前のγ粒を微細に保つには
第ニー回目焼入れを比較的低温のＴ域から行うのが良い
上、溶接性の観点から鋼のＰＣＭを０．３１以下に抑え
る必要があるため、焼入れの効果が不十分となって１０
０ｋｇｆ／ｍｎｔ級の強度が確保できなくなる懸念もあ
るが、この問題は焼入れ性向上元素であるＢの添加によ
り極めて効果的に解消されること。

本発明は、ｒ　１００　ｋｇｆ／ｍｄ級の厚肉高張力鋼
にて優れた低温靭性を実現するためには細粒なオステナ
イトＤ）粒から変態したマルテンサイト組織を得ること
が重要であり、また溶接性の低下を伴うことなく高強度
を得るための焼入れ性向トを図るにはＢが有する焼入れ
性改善効果の活用が欠かせなし司との認識を強めた上記
知見等に基づく更なる研究によって完成されたものであ
り、Ｉ’　Ｃ：　０．０８〜０．２０％（以降、成分割
合を表わず％は重量％とする）。

Ｓｉ　：　０．３０％以下、　　Ｍｎ　：　０．４０〜
１．２０％Ｃｕ　：　０．５％以下、　　　Ｎｉ　：　
０．４０〜３．５０％。

Ｃｒ　：　０．１０〜１．２０％、　　Ｍｏ　：　０．
０５〜０．８％Ｖ　　：　　０．００５〜・０．１％、
　　　　　Ｎｂ　　：　　０．００５〜０．０３％。

ｓｏｌ、　ＡＪ！　：　０．０１〜０．１０％。

Ｂ　：　０．０００３〜０．００３０％、　　ｐ：ｏ、
ｏｉ％以下。

Ｓ：０．００５％以下、　　　Ｎ　：　０．００４％以
下で残部が実質的にＦｅから成り、かっ式％式％） ：） にて表わされるＰＣＭが０．３１％以下である鋼を、第
１図で示すように１０００℃以上に加熱して熱間圧延し
、９００℃以上の温度域において３０％以上の累積圧下
を与えると共に８００°Ｃ以」二の温度域から所定板ｙ
￥に仕上圧延した後、そのまま板厚中心部の冷却速度：
３℃７ｓｅｃ以上で６００℃以下にまで冷却し、次いで
Ａｃ３点〜９５０”Ｃの温度域に再加熱して水焼入れを
行い、引き続いてＡｅ、意思下の温度で焼戻しすること
により、板厚が４゜１ｍ厚を超えるものであっても降伏
強度：９０ｋｇｆ／−以上、引張強度：９７ｋｇｆ／−
以上並びに術？遷移温度ニー６０℃以下の性能を安定し
て示す上、良好な溶接性をも有する高張力鋼板を］−業
的規模で量産し得るようにした点」に特徴を有している
。

次に、本発明において高張力鋼板の製造条件を前記の如
くに限定した理由を、その裏付けとなった作用と共に説
明する。

〈作用〉 Ａ）素材鋼の成分組成 ａ）　　　Ｃ Ｃは鋼板の強度を確保する−１−で必要な元素であるが
、その含有■が０，０８％未満ではｌ　００　ｋｇｆ／
＋ｎｄ扱高張力泪としての必要強度を確保することがで
きず、一方、０．２０％を超えて含有させると溶接低温
割れを生じるようになることから、Ｃ含有量は０．０８
〜０．２０％と定めた。

１））　　Ｓｉ 通常、Ｓｉは鋼の脱酸と強度確保のために添加される元
素であるが、脱酸の効果は含有量が０．３０％を超える
と飽和傾向を示す。一方、強度については含有量が０．
３０％を超えても上昇するが、このような多量の添加は
比較的冷却速度の速い溶接継手部において島状マルテン
サイトを生成させ、溶接相手部靭性を低下させる。この
ため、Ｓｉ含有砒は０．３０％以下と定めた。

ｃ）　　Ｍｎ Ｍｎ成分には羽の脱酸剤としての作用のほか、焼入性を
確保する作用があるが、その含有量が０．４０％未満で
は前記作用による所望の効果が得られず、一方、１−２
０９４４を超えて含有させると溶接性及び母材靭性の劣
化を招くことから、Ｍｎ含有量を０．４０・−１，２０
％と定めた。

ｄ）　　Ｃｕ Ｃｕは靭性を損なうことなく強度を高めるのに有効な元
素であり、微量の添加によっても該効果が６ｍ認できる
が、０．５％を超えて添加してもコストアップに見合う
だけの強度上昇効果が得られないばかりか、高／Ｉ！！
延性に悪影響を及ぼし、連鋳スラブの表面別れを生じて
鋼材の歩留を低下させるようになることから、Ｃｕ含有
計は０．５％以下と定めた。

ｅ）　　Ｎｉ Ｎｉ成分には鋼の焼入れ性確保と低温靭性の改を１作用
があるが、その含有量が０．４０％未満では４０重１厚
以上の１００ｋｇＦ／−級高張力泪板に必要強度を確保
することができず、一方、３．５０％を超えて添加して
もコストアップに見合うだけの強度上昇と靭性改善の効
果が得られないため、Ｎｉ含有量は０．４０〜３．５０
％と定めた。

ｆ）　　Ｃｒ Ｃ「成分には鋼の焼入性と強度を確保する作用があるが
、その含有量が０．１０％未満では前記作用による所望
の効果が得られず、一方、１．２０％を超えて含有させ
ると溶接性に悪影響を及ぼすようになることから、Ｃｒ
含有量は０．１０〜１．２０％と定めた。

ｇ）　　Ｍ。

Ｍｏは鋼の焼入性を増加させると共に、焼戻し軟化抵抗
を高めて所望強度を確保する上で有効な元素であるが、
その含有量が０．０５％未満では十分な前記効果が得ら
れず、一方、０．８％を超えて含有させても強度」二昇
の効果が飽和傾向を示すだけでなく溶接性を著しく劣化
させることから、Ｍｏ含有債は０．０５〜０．８％と定
めた。

ｈ）　　Ｖ ■は鋼に強度を確保のために添加される元素であるが、
その含有量が０．００５％未満では所望強度の確保が困
難であり、一方、０．１％を超えて含有させると母材靭
性及び溶接性を著しく劣化させることから、■含有量は
０．００５−０．１％と定めた。

ｉ）　　Ｎｂ Ｎｂ成分には、微細析出物としてオーステナイト（ｒ）
領域に存在することにより、そのピン止め効果によって
オーステナイト粒の成長を抑制しオーステナイト粒を細
粒化する作用があるが、Ｎｌｌ含存量が０．００５％未
満では前記作用による所望の効果が得られず、一方、０
．０３％を超えて含有させると溶接性を著しく１員なう
ようになることから、Ｎｂ含有■は０．００５へ−０，
０３％と定めた。

ｊ）　　ｓｏｆ、ＡＪ！ ＡＩ酸成分は鋼の脱酸作用と共にオーステナイト粒を微
細化して靭性を向」ニさせる作用があるが、その含有量
が０．０１％未満では前記作用による所望の効果が得ら
れず、一方、０．１０％を超えて含有させると逆にアル
ミナ等の脱酸生成物増加により靭性が損なわれるように
なることから、ｓｏｆ、ＡＲ含有量を０．０１〜０．１
０％と定めた。

ｋ）　　Ｂ Ｂは微量添加で大幅に鋼の焼入性を向上させる元素であ
り、鋼の強度・靭性を向上させるのに非常に有効な成分
であるが、その含有量が０．０００３％未満では鋼に所
望の強度・靭性を確保することができず、一方、０．０
０３％を超えて含有させてもその効果が飽和することか
ら、Ｂ含ＹＭ’　５＋−！、ま０．０００３〜０．００
３９／６と定めた。

１）　　　Ｐ ■）は鋼の焼戻し脆性を促進して靭性を劣化させる不純
物元素である。特に高強度鋼ではその影響を受けやすい
。ただ、Ｐ含有量を０．０１％以下に抑えることによっ
て前記悪影舌が容認し得る程度に抑制されることから、
Ｐ含有量は０．ｆ）１９％以下と限定した。

ｍ）　　Ｓ Ｓは、通常、鋼中においてＭｉｓＯ形１虚で存在し、圧
延により展伸されて靭性の異方性を生じる不純物元素で
ある。そして、高強度錫１に打いては特に展伸した介在
物が著しい靭性劣化の原因となるが、Ｓ含有量を０．０
０５％以下に抑えることによって該悪影古を容認し得る
程度に抑制されることから、Ｓ含有量は０．００５％以
下と限定した。

ｎ）　　Ｎ Ｎをｏ、ｏｏ、ｉ％以下にすることは、鋼の焼入性を高
め母材の強度と靭性向上に極めて有効な手段である。即
ち、Ｎ含有量を０．００４％以下にすると共にｓｏｆ、
Ａｊ’含有量を０．０１〜０．１０％に調整することに
よって固溶Ｂｉを０．０００３％以上とすることができ
、焼入性の著しい向上が達成される。また、Ｎｌを０．
００４％以下に低減すると＾ｉ’Ｎの粗大化が抑制され
て靭性も向上する。更に、低Ｎ化によってＶＮの生成が
抑制されるので通常のオーステナイト化温度で■が均一
固溶するようになり、従って■の添加量を削減できる効
果も確保できる。このようなことから、Ｎ含有量は０．
００４％以下と限定した。

０）溶接割れ感受性指数（Ｐｃ、４〕 Ｐ　ＣＭ　＝　Ｃ（χ）　＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（
χ）／２０＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（’り／６０＋Ｃ
ｒ（χ）／２０　＋　Ｍｏ　（Ｘ）　／　１５＋Ｖ（χ
）／１０４５　Ｍ　Ｂ　（χ）で表わされるＰＣＭが０
．３１％を超えた場合には溶接性が著しく劣化し、実用
上問題となることから、上記Ｐｃイを０，３１％以下と
定めた。

Ｂ）圧延・熱処理条件 ａ）圧延加熱温度 圧延に際しては■炭窒化物やＢＮ等の固溶を図るために
高温加熱することが望まれるが、該加熱温度が１ｏｏｏ
℃未満では上記析出物の十分な固溶がなされないことか
ら、圧延加熱温度は１０００℃以北と定めた。

ｂ）　圧延圧下量 良好な溶接性を有する４０韮厚以上の厚内高靭性高張力
鋼板をも安定して製造できるようにするのが本発明の狙
いであるが、肉厚鋼板の場合には所定厚までの加工では
鍛錬比不足となって十分な細粒化を図れないことがある
。そして、本発明においては細粒のマルテンサイト組織
を得ることが重要なポイントであるため、先にも述べた
ようにその前組織をできるだけ均一微細にしておく必要
がある。このためには９００℃以上の温度域で３０％以
」−の圧下を加える必要があり、従って直接焼入れを適
用する場合は１粒の再結晶を促進すべく９００℃以上の
温度域で３０％以上の累積圧下を与えることと定めた。

Ｃ）圧延仕上温度及び急冷条件 本発明は、特定成分組成鋼を８００℃以上の温度域で所
定の板厚に仕上圧延し、圧延後６００℃以下の温度にま
で急冷（例えば水冷）することを特徴としているが、こ
れは、引き続く再加熱焼入れの際に該再加熱の前の組織
がマルテンサイト或いはベイナイトと言う焼入れ組織に
なっていると再加熱時におけるα−丁逆変態でのγの核
生成ザ１トの数がフェライト＋パーライト組織の場合に
比較して多く生じるので、γ生後の粒成長時にそれらが
互いに衝突して成長が阻害され、結局得られる粒径が小
さくなるとの事実に基づいた条件である。つまり、最終
組織を細粒のマルテンサイト′１ｌＪ１へとするのに必
要な「再加熱時のγ粒を細粒化する」との条件を達成す
るためには、再加熱前の状態ではフェライトの生成を抑
制しておくことが重要である。そこで、圧延中にフェラ
イトの生成を起こさせないためγ域である８００℃以上
の温度で圧延を仕上げる必要があり、圧延後の冷却中に
おけるフェライトの生成を抑制してマルテンサイト或い
はベイナイ）ｕ織にするためには圧延終了後そのま土６
００℃以下の温度にまで急冷（水冷等）することを要す
る。この場合、仕上圧延温度が８００　’ｃ未満であっ
たり、圧延後の冷却速度が板厚中心部で３°Ｃ／ｓｅｃ
よりも遅かったり、或いは急冷停止温度が６００　ｃよ
りも高かったりすると所望のマルテンサイト又はベイナ
イト組織が得られず、続く再加熱において生成するγ粒
が微細とはならない。

ｄ）再加熱焼入れ条件 再加熱焼入れは、細粒子からの焼入れで細粒のマルテン
サイト変態組織を得ることを狙いとしてしている。通常
、焼入れはγ域に加熱して水焼入れ或いは油焼入れする
が、そのためにはＡｃｔ点以上の温度に加熱する必要が
あり、また１０００℃を超える温度に加熱するとγ粒が
粗大化して焼入れ後に得られるマルテンサイト組織が粗
くなり、低温靭性を損なうことになる。従って、再加熱
時の温度をＡｃ、Ｊ点〜１０００℃と定めた。

ｅ）焼戻し温度 焼戻し処理は、焼入れによって導入された歪を除去し、
かつ炭化物を微細に析出させることにより強度−靭性バ
ランスを改善するために実施される。そして、この焼戻
しは一般にＡｃ、点用下の温度域で行われるのが常であ
り、この温度をに回った場合には前記バランスに支障を
来たすようになることから、本発明においても焼戻し温
度をＡｃ。

点用下の温度と定めた。

続いて、本発明を実施例によって更に具体的に説明する
。

〈実施例〉 まず、常法に従って第１表に示される成分組成のスラブ
を得た後、これらを第２表に示す条件で処理して厚肉鋼
板を製造した。

次に、得られた各鋼板から試験片を切り出して機械的性
質の測定及び溶接性の評価を行い、その結果を第２表に
併せて示した。

なお、溶接性の評価はｙ開先拘束割れ試験によって行っ
たが、ｙ開先拘束割れ試験は、各鋼板より採取した斜め
ｙ開先拘束割れ試験片を１２５℃に予熱後、入熱量：　
１７　ＫＪ／ｃｍで手溶接しく電流：１７０、Ａ、電圧
：２５Ｖ、速度：　１５　（ＪＩｌ／ｍ１ｎ）、この際
の表面割れ、ルート割れ及び断面割れの有無を調べる条
件の下で実施した。

第２表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件通りに製造された）７肉鋼板は溶接割れが
認められず、かつ所望の強度（降伏強度：９０ｋｇｆ／
ｉ以上、引張強度：９７ｋｇｆ／ｍｆｆ１以−ト）及び
靭性（衝撃遷移温度ニー６０°Ｃ以下）を満足しており
、母材性能及び溶接性が共に良好な結果を示しているこ
とが分かる。

これに対して、同様成分組成鋼を用いたとしても処理方
法が本発明の規定から外れると目標性能が達成できなく
なる。

例えば、試験番号５のように圧延後の冷却を空冷（板厚
中心部の冷却速度が３”Ｃ／ｎｉｎを超える）にすると
、再加熱焼入れの前徂織が焼入れ組織でないため再加熱
時の１粒の細粒化が図れず、再加熱焼入れによっても細
粒のマルテンサイト組織が得られないので強度を満足し
ても所望靭性が確保できない。また、試験番号６では圧
延後の冷却が空冷（板厚中心部の冷却速度が３℃／ｍｉ
ｎを超える）である上、冷却が８２５℃から行われたた
め焼入れ不足となり、所望強度そのものが得られていな
い。

更に、試験番号゛ｌでは圧延後水冷されて所定の冷却速
度の急冷がなされているが、再加熱焼入れ後の焼戻し温
度が７８０℃とＡｃ、点よりも高いので十分な強度も確
保されていない。そして、試験番号８では、９００℃以
りの圧下量が２５％と低いために圧延によるγ粒の細粒
化が図れなか、ったことに加え、圧延仕上温度が７２５
℃とＡ　ｒ　３点よりも低かったために圧延途中にフェ
ライトが生じてしまって圧延後直ちに水冷を実施したに
も係わらず所望の焼入れ組織を得られず、従って再加熱
焼入れ時に１粒の細粒化が図れないで細粒のマルテンサ
イト’Ｊｌ　１％が得られなかったため、強度は満足で
きても所望靭性が確保できていない。

一方、試験番号９〜Ｉ２は素材鋼の成分組成が本発明で
規定する範囲を外れている場合の例であるが、これらの
結果からも分かるように、素材鋼の成分組成が本発明で
規定する範囲を外ね、ると所望靭性を満足できないばか
りか、所望強度の達成を主眼とした成分設計をしてＰＣ
Ｍ値を制限しなかったために溶接性の点でも満足できな
いことが分かる。

く効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明に係る高張力１１１ｊｌ
板の製造方法によれば、降伏強度：　９０　ｋｇｆ／ｍ
ｎ１以上、引張強度：９７ｋｇｆ／−以上並びに衝撃遷
移温度ニー６０″Ｃ以下の優れた性能を有し、かつ良好
な溶接性を示ずＭ肉（例えば板厚：４Ｑｔ＋ｍ以上）高
張力Ｎ板をも安定して製造することが可能となるなど、
産業」二極めて有用な効果がもたらされる。

第１図

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明に係る高張力Ｅ＋Ｈ製造条件の説明図
である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量割合にて Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ；０．３０％以下、Ｍ
   ｎ：０．４０〜１．２０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ
   ：０．４０〜３．５０％、Ｃｒ：０．１０〜１．２０％
   、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、Ｖ：０．００５〜０．１
   ％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０
   ．０１〜０．１０％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０
   ％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：
   ０．００４％以下で残部が実質的にＦｅから成り、かつ
   式 Ｐ＿Ｃ＿Ｍ＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／３０＋Ｍｎ（％）
   ／２０＋Ｃｕ（％）／２０＋Ｎｉ（％）／６０＋Ｃｒ（
   ％）／２０＋Ｍｏ（％）／１５＋Ｖ（％）／１０＋５×
   Ｂ（％） にて表わされるＰ＿Ｃ＿Ｍが０．３１％以下である鋼を
   、１０００℃以上に加熱して熱間圧延し、９００℃以上
   の温度域において３０％以上の累積圧下を与えると共に
   ８００℃以上の温度域から所定板厚に仕上圧延した後、
   そのまま板厚中心部の冷却速度：３℃／ｓｅｃ以上で６
   ００℃以下にまで冷却し、次いでＡｃ＿３点〜９５０℃
   の温度域に再加熱して水焼入れを行い、引き続いてＡｃ
   ＿１点以下の温度で焼戻しすることを特徴とする、靭性
   に優れた調質型高張力鋼板の製造方法。