JPH093591A

JPH093591A - 極厚高張力鋼板およびその製造方法

Info

Publication number: JPH093591A
Application number: JP15567795A
Authority: JP
Inventors: Tomoya Fujiwara; 知哉藤原; Hideji Okaguchi; 秀治岡口
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-06-22
Filing date: 1995-06-22
Publication date: 1997-01-07

Abstract

(57)【要約】（修正有）【目的】大型鋼構造物に使用されるＴＳ５９０ＭＰａ級
極厚高張力鋼板であって、母材および溶接熱影響部の靱
性が高く、溶接施工において予熱条件の緩和が可能な鋼
材とその製造方法の提供。【構成】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、
Ｂ、Ｔｉ、ｓｏｌＡＬ、Ｎ、ＣｕおよびＶが特定され
た鋼であって、ベイナイトの平均ラス長さが１５μｍ以
下、かつ、フェライト体積率が３０％未満である極厚高
張力鋼板。（２）１０００〜１２５０℃の温度に加熱し
た後、再結晶オ−ステナイト域で３０％以上および未再
結晶オ−ステナイト域で５０％以上の累積圧下率の圧延
をおこない、再結晶オ−ステナイトの体積率５％未満の
状態から、５８０℃以下の温度まで加速冷却する（１）
の極厚高張力鋼板の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、海洋構造物、ペンスト
ック、または橋梁など、安全性への要求がきわめて厳格
な大型鋼構造物に使用される極厚高張力鋼板に関する。
本発明鋼板は溶接の施工能率を高めるのに好適である。

【０００２】

【従来の技術】大型鋼構造物に使用される極厚高張力鋼
板は、中心部まで強度を確保するために、高濃度の合金
元素を含有するのが普通である。鋼は合金含有量が多く
なると、溶接割れ感受性が高くなり、溶接時に低温割れ
が生じやすくなる。溶接割れを防止するための予熱は能
率および作業性の低下をもたらし、極厚高張力鋼板の施
工コスト低減の障害となっていた。

【０００３】一方、溶接割れ防止のために合金濃度を低
くした極厚高張力鋼は、焼入れ処理によっても完全な焼
入れ組織が得られず、十分な母材性能（強度・靱性バラ
ンス）が得られない。

【０００４】この問題を解決すべく、溶接性と母材性能
を両立させた５９０ＭＰａ級高張力鋼の加工熱処理方法
が、特開平２−２０５６２７号公報、特開平１−９６３
２９号公報および特開平１−１４９９２３号公報に開示
された。

【０００５】特開平２−２０５６２７号公報に示された
方法は、強度確保をボロン（Ｂ）の焼入れ性向上効果に
依存する。一般に、強加工するとＢの粒界への偏析濃度
が低下し、Ｂの焼入れ性向上効果が低下する。したがっ
て、本方法により焼入れ性を確保するには圧下率３０％
以下の圧延にとどめる必要がある。このような圧延で
は、組織微細化による靱性の向上は期待できない。

【０００６】特開平１−９６３２９号公報に示された方
法は、微細な再結晶オ−ステナイトから微細なベイナイ
トを得ることを骨子とする。したがって、この方法では
格子欠陥密度の小さな再結晶オ−ステナイトからの変態
に限られる。その結果、オ−ステナイト粒内での核生成
がないので、靱性向上に必要な微細化に限界がある。

【０００７】特開平１−１４９９２３号公報の方法は、
圧延加工された未再結晶状態のオ−ステナイトから変態
させ、微細な組織を得る。しかし、極厚高張力鋼板の
中心部まで均一で微細な組織とすることおよび中心部
の強度を、靱性を劣化させずに確保する組成上の方策
の２点において十分でない。このため、極厚高張力鋼板
の中心部で、きわめて高い靱性を確保するには不十分で
ある。特開平１−１４９９２３号公報の実施例によれ
ば、実際に圧延実験された板厚は１５ｍｍと薄く、冷却
速度のみを極厚高張力鋼板に合わせて冷却している。こ
の結果を実際の極厚高張力鋼板にそのまま適用すると、
圧延加工の効果が過大評価されることになる。実際の極
厚高張力鋼板で高靱性を得るには、圧延の効果は活用し
なければならないが、それと併用して組成上の改善手段
が必須である。

【０００８】以上に挙げた従来技術はいずれも溶接性と
母材性能を両立させるために、加工熱処理を用いる点で
共通するが、極厚高張力鋼板の中心まで良好な性能を得
ようとするとき、いずれも不十分である。極厚高張力鋼
板の靱性は板厚中心部の靱性によって支配されるので、
中心部の靱性を高くすることは極厚高張力鋼板をより低
温まであるいはより厳しい負荷条件まで使用可能にする
ことを意味する。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、現有の設備
を用い、かつ高価な合金を使用することなく、溶接割れ
感受性の低い板厚５０ｍｍ以上の高靱性極厚高張力鋼板
およびその製造方法を提供することを課題としてなされ
たものである。本発明の具体的な目的は従来の技術では
困難であった下記〜の特性を兼備する極厚高張力鋼
板およびその製造方法を提供することにある。

【００１０】５９０ＭＰａ以上の引張り強度、極厚
鋼板のすべての板厚位置において高靱性、例えば−８０
℃でのＶノッチシャルピ−吸収エネルギ−５０Ｊ以上、
溶接部での高靱性確保。例えば溶接再現熱サイクル法
（入熱３５ｋＪ／ｃｍ相当）における−４０℃シャルピ
−吸収エネルギ−５０Ｊ以上、および溶接割れ感受性
の低減、例えば同じ引張り強さ（ＴＳ）を確保する場
合、予熱温度２５℃以上（従来鋼比）の低下。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接性お
よび強度・靱性バランスを兼ね備えた板厚５０ｍｍ以上
のＴＳ５９０ＭＰａ級極厚高張力鋼について鋭意研究を
重ねた結果、以下の知見を得た。

【００１２】従来、ベイナイトとフェライトとの混合組
織などにおいて、ベイナイトラス長さが微細になること
はあっても、ベイナイト主体の組織の場合には、ベイナ
イトのラス長さを微細にすることは困難であった。とく
に極厚高張力鋼では、圧延の効果が板厚中心部まで及び
にくいために、ベイナイトを微細にすることは難しかっ
た。本発明者らは、極厚で、かつベイナイトを主体とす
る組織においても、ＮｂおよびＴｉを同時に添加して
圧延加工を活用すればベイナイトのラス長さを微細にで
きること、および析出硬化をもたらすＣｕまたはＶの
少なくとも一種または両方をＣ量に応じて含有させれ
ば、靱性を劣化させずに中心部の強度を確保できるとい
うことを知った。

【００１３】これらおよびを組み合わせて初めて、
先に述べた溶接性と強度・靱性バランスの高度な要求を
満足できる。

【００１４】ここに本発明の要旨は以下に示す極厚高張
力鋼板およびその製造方法にある。

【００１５】（１）重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１
５％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０
％、Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍ
ｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｂ：
０．００２％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
sol Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｃ
ｕおよびＶがＣ（％）×（Ｃｕ（％）＋５Ｖ（％））と
して０．０２〜０．２０を満たす範囲にあり、残部がＦ
ｅおよび不可避不純物からなる組成の鋼であって、その
組織中のベイナイトの平均ラス長さが１５μｍ以下、か
つ、フェライト体積率が３０％未満であることを特徴と
する極厚高張力鋼板。

【００１６】（２）請求項１に記載の組成を有する鋼片
を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、再結晶
オ−ステナイト域で３０％以上および未再結晶オ−ステ
ナイト域で５０％以上の累積圧下率の圧延をおこない、
再結晶オ−ステナイトの体積率５％未満の状態から、５
８０℃以下の温度まで加速冷却し変態させることによ
り、その組織中のベイナイトの平均ラス長さを１５μｍ
以下、かつフェライト体積率を３０％未満とすることを
特徴とする極厚高張力鋼板の製造方法。

【００１７】

【作用】まず、鋼の組成の限定理由を説明する。

【００１８】Ｃ濃度は０．０２％以上０．１５％以下と
する。Ｃは強度上昇に有効な元素であり、そのためには
０．０２％以上が必要である。しかし、靱性の確保およ
び溶接割れ防止の観点から上限を０．１５％としなけれ
ばならない。

【００１９】Ｓｉ濃度は０．３０％以下に制限する。Ｓ
ｉは脱酸に有効な元素であるが、その含有量が０．３０
％を超えると溶接熱影響部の低温靱性を低下させるので
上限を０．３０％とする必要がある。Ｓｉの含有量は実
質的に０でもよいが、Ｓｉを０にするには脱酸時にＡｌ
の損失が大きくなるので、通常は脱酸を行って残存する
程度の微量のＳｉ量、例えば０．０１％程度が下限とし
て好ましい。

【００２０】Ｍｎ濃度は０．６％以上２．０％以下でな
ければならない。Ｍｎは強度上昇に有効な元素であり、
そのためには、０．６％以上必要である。しかし、その
含有量が２．０％を超えると、靱性が劣化するため、上
限を２．０％とする必要がある。

【００２１】Ｎｉは意図的に含有させなくてもよい。し
かし、きわめて板厚の厚い場合には入れることが望まし
い。入れる場合、その含有量は０．２５〜１．５０％と
するのがよい。Ｎｉは靱性を改善する効果があるが、
０．２５％以上含有しないと効果があらわれないし、
１．５０％を超えるとコストアップに見合うだけの強度
上昇と靱性改善が得られないからである。

【００２２】Ｃｒは無添加でもよい。高強度化する場合
に入れなければならないときは、その含有量を０．２５
〜１．０％とするのがよい。下限を０．２５％とするの
が望ましいのは、それ以上含有しないと強度上昇に効か
ないからであり、１．０％以下とするのは溶接性を劣化
させないためである。

【００２３】Ｍｏは板厚が５０ｍｍ程度までであれば含
有しなくてもよい。しかし、板厚が５０ｍｍを超えて厚
くなると、強度確保のために０．０８〜１．０％を含有
させるのがよい。しかし、過度に含有させると靱性低下
を招き、かつ溶接性を低下させるため、上限を１．０％
とする必要がある。入れる場合、その含有量を０．０８
％以上とするのが望ましいのはこれ以上でないと効果が
顕著にあらわれないからである。

【００２４】Ｎｂ濃度は０．０１％以上０．０７％以下
の範囲とする。Ｎｂは固溶状態において鋼の焼入れ性を
上げ強度を高めるとともに、圧延加工の効果によって組
織の微細化をはかるために必須の元素であり、そのため
には、０．０１％以上が必要である。しかし、０．０７
％を超えると連続鋳造スラブにヒビワレが頻発するの
で、上限を０．０７％とする必要がある。

【００２５】Ｔｉ濃度は０．００５％以上０．０３％以
下の範囲に調整する。Ｔｉは固溶状態および析出によっ
て鋼の強度を上昇させるのみならず、スラブ加熱時点の
オ−ステナイト粒成長を抑制する。圧延加工のみによっ
て結晶粒の微細化を行うことが出来ない極厚高張力鋼の
場合、ベイナイトのラス長さを微細化するのに有効な元
素である。そのためには、０．００５％以上が必要であ
る。また、溶接熱影響部の結晶粒粗大化防止を通じて硬
さを低下するので、溶接熱影響部の靱性向上および予熱
温度の低下に有効である。Ｎｂ含有鋼では、Ｎｂによっ
て助長される連続鋳造スラブ表面のヒビワレを抑制する
のに微量Ｔｉは効果的である。０．００５％以上でこれ
らの効果を発揮する。しかし、Ｔｉの含有量が０．０３
％を超えると、靱性が劣化するため、上限を０．０３％
とする必要がある。

【００２６】sol Ａｌ濃度は０．０８％以下とする。Ａ
ｌは脱酸材として有効な元素であるが、過度のＡｌ添加
は、表面キズの原因となるので、sol Ａｌとしての含有
量の上限を０．０８％とする必要がある。凝固後にピン
ホ−ルの発生を防止するために０．００１％以上である
ことが望ましい。

【００２７】Ｂは無添加でもよい。しかし、Ｂは焼入れ
性の向上とそれに付随する強度上昇をもたらす元素であ
るので板厚の厚い場合、０．０００３〜０．００２０％
含有させるのが望ましい。Ｂの効果を十分に発揮させる
には最低量０．０００３％は必要だからである。しか
し、０．００２０％を超えると靱性が劣化するので、上
限を０．００２０％とする必要がある。

【００２８】Ｎ濃度は０．００６％以下に制限する。Ｎ
はＡｌと結合して窒化物を生成し、結晶粒の微細化に有
効であるが、過量のＮは、溶接部の靱性を損なうので、
上限を０．００６％とする必要がある。結晶粒の微細化
を期待する場合は、０．００１５％以上を含有させる。

【００２９】ＣｕおよびＶ濃度はＣ（％）×（Ｃｕ
（％）＋５Ｖ（％））として０．０２以上、かつ０．２
以下の範囲に調整する。このときＣｕもしくはＶのどち
らか一種または両方同時の含有のどちらでもよい。Ｃｕ
およびＶは本発明が対象とする板厚５０ｍｍ以上の極厚
高張力鋼板の中心部の強度上昇に有効な元素である。Ｃ
濃度に対応して、適当量を入れれば靱性の劣化も小さ
い。Ｃ（％）×（Ｃｕ（％）＋５Ｖ（％））として０．
０２以上は必要である。しかし０．２を超える含有量
は、靱性劣化が著しいので避けなければならない。この
場合、ＣｕとＶについて上記の式の範囲内という制限に
加えて、ＣｕおよびＶのそれぞれを以下の範囲とするこ
とが好ましい。Ｃｕは添加しない場合もあるが、添加す
る場合は０．２０〜２．０％の含有量とするのが望まし
い。０．２５％以上含有させないとＣｕの顕著な析出硬
化が得られず、２．０％を超えると表面キズが多発する
場合があるからである。Ｖも添加しなくてもよい。しか
し添加する場合はその含有量を０．０１〜０．４％とす
ることが望ましい。０．０１％以上としないと大きな強
度上昇の効果が得られず、０．４％を超えると靱性の劣
化が著しい場合があるからである。

【００３０】つぎに、組織を限定した理由は以下のとお
りである。

【００３１】前記の組成を有する板厚５０ｍｍ以上の鋼
を加速冷却すると、圧延条件による変動はあるが、ベイ
ナイトを主体とした組織が得られる。そのベイナイトの
平均ラス長さを１５μｍ以下とするのは、母材靱性に対
するベイナイトの悪影響を抑制するのに、１５μｍ以下
とすることが必要だからである。さらに良好な靱性を得
るにはベイナイトの平均ラス長さを１０μｍ以下にする
ことが望ましい。ここで、ベイナイトの平均ラス長さと
は、鋼の任意の断面を顕微鏡等で観察したときに現れる
ベイナイト組織の個々のラスの長手方向の長さの平均で
ある。ベイナイトの平均ラス長さに制限を設けることに
より、強度向上作用の強いベイナイトの効果を受けなが
ら、靱性への悪影響を軽減できることになる。

【００３２】また、フェライト体積率を３０％未満とす
るのは、これ以上のフェライト体積率とすると、目標と
する強度を確保することが困難となるからである。高強
度化の場合にはフェライト体積率ゼロの場合もあるが、
靱性を得ながら強度を上昇させる場合は１０％程度のフ
ェライトを含むことが望ましい。

【００３３】このような組織とすることにより、合金濃
度を低くしたまま、すなわち溶接低温割れ感受性を低く
したまま５９０ＭＰａ以上の引張り強度および靱性を兼
備した極厚高張力鋼板が得られる。

【００３４】なお、上に述べたベイナイト等の組織は、
焼戻しを受けたベイナイト等であってもよく、また焼戻
しを受けないベイナイト等の組織であってもよい。

【００３５】以下に、製造方法の各条件を限定した理由
を説明する。

【００３６】鋼片加熱温度は、オーステナイト結晶粒の
粗大化を防止するために、上限を１２５０℃とし、圧延
中の結晶粒の微細化および析出強化に有効なＮｂを固溶
させるために下限を１０００℃とする。

【００３７】オ−ステナイト再結晶温度域で累積圧下率
３０％以上の圧延を行うことにより、Ｔｉの効果とあわ
せて、微細な再結晶オ−ステナイト粒を得なければなら
ない。これより小さい圧下率では最終的に微細なベイナ
イトを得ることができない。

【００３８】ここで累積圧下率の累積とは、再結晶温度
域または後述する未再結晶温度域のそれぞれについて独
立に累積することをいう。未再結晶温度域でも累積圧下
率５０％以上の圧延をおこない、かつ再結晶オ−ステナ
イトが５％未満の状態から加速冷却するのは、以下の理
由による。

【００３９】圧延により導入された格子欠陥によって、
（ａ）ベイナイト変態が粒内からも多く発生し、さらに
（ｂ）格子欠陥の一部によってその成長が抑制される、
の２つの理由によりベイナイトが微細となる。未再結晶
温度域での累積圧下率５０％以上および再結晶オ−ステ
ナイトが５％未満、のどちらの条件が欠けても、微細な
ベイナイトが得られない。先に述べたＮｂはオ−ステナ
イトの未再結晶温度域を高温まで拡大して、未再結晶温
度域の圧延加工を容易にし、ベイナイトの微細化を促進
する。本発明の組成の鋼で、再結晶オ−ステナイトを５
％未満の状態から冷却するには、圧延後冷却までの時間
を１００秒以内とする必要がある。

【００４０】ここで再結晶とは、圧延加工によって変形
を受けたオ−ステナイト粒界または変形の際導入された
変形帯に、新たに転位密度の小さいオ−ステナイト粒が
発生することをいう。高温ほど再結晶しやすい。未再結
晶温度域とは圧延加工後、再結晶が生じない温度域をい
う。圧延直後は未再結晶状態でも時間の経過につれ再結
晶が進行し、かつ累積圧下歪の増大につれ再結晶が生じ
る。本発明では圧延後、約１５sec 以内（つぎの圧延ま
でのおよその時間）に再結晶しなければ、その圧延温度
域を未再結晶温度域という。

【００４１】圧延後に加速冷却を行うことは、極厚高張
力鋼板の中心まで強度を確保するために必要である。冷
却速度としては、１０℃／ｓ以上が好ましい。５８０℃
以下まで冷却するのは、それより高い温度で冷却を停止
すると、復熱によりフェライト体積率が増え、必要な強
度が得られないからである。５８０℃以下になったら以
後はそのまま、室温まで冷却してもさしつかえないが、
望ましくは、３５０℃以上の温度で冷却を停止して、後
は放冷する。鋼中に含まれる水素濃度が高い場合は、介
在物等に水素が集積して水素性欠陥を発生するので、放
冷中に水素の放出を促進するためである。

【００４２】本発明鋼は焼戻しなしでも、十分な強度お
よび靱性を得ることができるが、より高い耐力および靱
性を得ようとする場合は、Ａｃ₁以下で焼き戻しを加え
る。

【００４３】焼戻しによって、ＣｕまたはＶ等の強度確
保に有効な析出硬化元素を析出させ、また変態歪を除去
して靱性をさらに向上させることができる。

【００４４】

【実施例】表１は、本発明の範囲内の組成を有する鋼お
よび比較のためのその範囲外の組成の鋼をあらわす一覧
表である。これらの鋼を溶製し鋳造して得られた鋼片に
加工熱処理を施したものを供試鋼板とした。表２はその
加工熱処理条件、板厚およびそれによって得られた金属
組織をあらわす一覧表である。板厚は５０および７０ｍ
ｍの２種類である。

【００４５】

【表１】

【００４６】

【表２】

【００４７】これら鋼板の板厚１／４ｔ部および１／２
ｔ部より試験片を採取し、引張り試験および２ｍｍＶノ
ッチシャルピ−衝撃試験を行った。溶接性を評価するた
めに、入熱３５ｋＪ／ｃｍ相当の溶接熱サイクル（最高
加熱温度１３５０℃）を付与してシャルピ−試験に供し
た。また溶接割れ停止予熱温度はｙ形溶接割れ試験（Ｊ
ＩＳＺ３１５８）により評価した。表３はそれらの
試験によって得られた性能をあらわす一覧表である。本
発明鋼の母材性能は、板厚位置１／２ｔ部のＴＳは５９
０ＭＰａ以上、また−８０℃でのシャルピ−衝撃試験に
おける吸収エネルギ−は２１５Ｊ以上と、板厚５０ｍｍ
以上の極厚高張力鋼としてきわめて優れた強度および靱
性を兼備する。図１は、本発明鋼と比較鋼の１／２ｔ部
でのＴＳとｖＥ_-80の関係をあらわす図面である。図中
の各プロットに付された番号は表３の試験Ｎｏを表す。
本発明鋼が比較鋼に較べて優れていることは明かであ
る。

【００４８】表３に示すように、本発明鋼の溶接熱サイ
クル再現部は−４０℃でのシャルピ−衝撃試験において
２００Ｊ以上の吸収エネルギーを示し、比較鋼より優れ
た靱性である。図２は、ｙ形溶接割れ試験における割れ
停止予熱温度と１／２ｔ部ＴＳとの関係をあらわす図面
である。同図において、同一ＴＳで比較するとき本発明
鋼の予熱温度が低いことは明確である。図中の各プロッ
トに付された番号は表３中の試験Ｎｏである。比較例の
性能が本発明例に比較して劣るのは、比較例では本発明
の範囲内の組成および組織もしくは組成および製造法の
いずれかの条件が欠けているからである。

【００４９】

【表３】

【００５０】

【発明の効果】本発明鋼板は前述の組成および組織をも
つことにより、引張り強さ５９０ＭＰａ以上、板厚５０
ｍｍ以上で板厚中心まで靱性に優れ、かつ溶接割れ感受
性も低い。本発明鋼を使用することにより、溶接にあた
り予熱を軽減できるので、施工コストを低減することが
できる。本発明鋼は、前述の方法によって比較的容易
に、かつ安価に製造することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は本発明鋼および比較鋼の板厚５０ｍｍの
１／２ｔ部におけるＴＳとｖＥ-80 の関係をあらわす図
面である。

【図２】図２は本発明鋼および比較鋼の板厚５０ｍｍの
ＴＳ（１／２ｔ部）と溶接割れ停止予熱温度の関係をあ
らわす図面である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｎ
ｉ：１．５０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．
０％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０７％、Ｂ：０．００
２％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、sol Ａ
ｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００６％以下、Ｃｕおよ
びＶがＣ（％）×（Ｃｕ（％）＋５Ｖ（％））として
０．０２〜０．２０を満たす範囲にあり、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなる組成の鋼であって、その組織
中のベイナイトの平均ラス長さが１５μｍ以下、かつ、
フェライト体積率が３０％未満であることを特徴とする
極厚高張力鋼板。
【請求項２】請求項１に記載の組成を有する鋼片を、１
０００〜１２５０℃の温度に加熱した後、再結晶オ−ス
テナイト域で３０％以上および未再結晶オ−ステナイト
域で５０％以上の累積圧下率の圧延をおこない、再結晶
オ−ステナイトの体積率５％未満の状態から、５８０℃
以下の温度まで加速冷却し変態させることにより、その
組織中のベイナイトの平均ラス長さを１５μｍ以下、か
つフェライト体積率を３０％未満とすることを特徴とす
る極厚高張力鋼板の製造方法。