JPH11241119A - 溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法Info
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- JPH11241119A JPH11241119A JP4536798A JP4536798A JPH11241119A JP H11241119 A JPH11241119 A JP H11241119A JP 4536798 A JP4536798 A JP 4536798A JP 4536798 A JP4536798 A JP 4536798A JP H11241119 A JPH11241119 A JP H11241119A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】溶接部靭性、特に脆性破壊発生抵抗に優れたＣ
ｕ析出硬化型高張力鋼の新しい製造方法を提供する。 【解決手段】重量% で、C:0.03〜0.1%,Si:0.01〜0.1%,M
n:1 〜2%,S≦0.005%,Cu:0.8 〜1.5%,Ni:0.4 〜0.8%,so
l.Al:0.005 〜0.08%,N ≦0.004%,Ti:0.005 〜0.025%,B
≦0.0005% を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
なる連続鋳造鋼片を、1050〜1250℃の温度に加熱し、次
いで900 ℃以下の温度範囲で累積圧下率25%以上の熱間
圧延を施し、その後直ちに1 〜50℃／秒の冷却速度で55
0 ℃以下の温度まで強制冷却する。次いで、500 ℃〜Ac
1 の温度で時効処理を施す。
ｕ析出硬化型高張力鋼の新しい製造方法を提供する。 【解決手段】重量% で、C:0.03〜0.1%,Si:0.01〜0.1%,M
n:1 〜2%,S≦0.005%,Cu:0.8 〜1.5%,Ni:0.4 〜0.8%,so
l.Al:0.005 〜0.08%,N ≦0.004%,Ti:0.005 〜0.025%,B
≦0.0005% を含有し、残部Feおよび不可避的不純物から
なる連続鋳造鋼片を、1050〜1250℃の温度に加熱し、次
いで900 ℃以下の温度範囲で累積圧下率25%以上の熱間
圧延を施し、その後直ちに1 〜50℃／秒の冷却速度で55
0 ℃以下の温度まで強制冷却する。次いで、500 ℃〜Ac
1 の温度で時効処理を施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、特に海洋構造物鋼
材として好適である、溶接部靭性に優れた高張力鋼の製
造方法に関する。
材として好適である、溶接部靭性に優れた高張力鋼の製
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、経済性、安全性、および構造物の
大型化等の面から溶接構造物において高張力鋼が使用さ
れてきている。これら溶接構造物には高強度化に加え、
安全性と作業性の面から低温靭性が要求され、特に海洋
構造物においては溶接部の低温靭性を安定に確保するこ
とが必須である。
大型化等の面から溶接構造物において高張力鋼が使用さ
れてきている。これら溶接構造物には高強度化に加え、
安全性と作業性の面から低温靭性が要求され、特に海洋
構造物においては溶接部の低温靭性を安定に確保するこ
とが必須である。
【０００３】溶接性を良好とするためにＣｕの時効析出
強化を利用した鋼の代表例としてはＡＳＴＭに規格化さ
れているＡ７１０あるいはＡ７３６鋼が挙げられる。こ
れらは１．０〜３．０％のＣｕを含み、主に焼きならし
あるいは焼き入れ後に時効することによって所要の強度
・靭性を付与するものである。本鋼種は比較的低い炭素
当量の成分であるため優れた溶接性を示すが、高い靭性
を付与するためには焼きならしあるいは焼き入れといっ
た熱処理が必要であり、熱処理コストがかかり工程が多
くなった。そこでこのような問題を解決するためＣｕの
時効析出強化に対し制御圧延・制御冷却（Ｔｈｅｒｍｏ
ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅ
ｓｓ）を利用したＣｕ添加高張力鋼が提案されている。
その特徴とするところは、制御圧延あるいは制御冷却を
実施し、これによって強度・靭性などの特性を付与し熱
処理工程を省略することにある。このような考え方に基
づき、溶接性および低温靭性に優れたＣｕ添加高張力鋼
として特開昭６０−５９０１８号公報、特開昭６１−１
４９４３０号公報などが開示されている。一方、近年の
海洋構造物はその溶接部に極めて高い水準の低温靭性が
要求されており、近年では英国規格ＢＳ５７６２（１９
７９）に規定されているＣＴＯＤ試験が要求されてい
る。この試験は、疲労予亀裂を評価部に発生させること
により、極めて微小部分の脆性亀裂発生抵抗性を評価す
る。しかし、厚鋼板の溶接は多層溶接を行い、溶接熱影
響部（ＨＡＺ）には複雑な熱履歴を受けた局所脆化域が
発生する。特に１３５０℃以上に加熱された結晶粒の粗
粒域（ＣＧＨＡＺ）は最も靭性が劣化する部分である。
米国石油協会では、ＡＰＩＲＰ ２Ｚ（１９８７）にお
いて、ＣＧＨＡＺが予亀裂の先端に一定の割合以上にす
るように加工の詳細な規定が盛り込まれている。このよ
うに、厳格な脆性破壊発生特性の評価がなされた場合、
前述の先行技術によってシャルピー衝撃試験が高い靭性
が得られた場合でも必要な脆性亀裂発生特性を得られな
い場合がある。これに対し、特開平２−２５５１７号公
報、特開平５−１７９３４４号公報には、ＣＴＯＤ（亀
裂先端開口変位）試験に対応した溶接性および低温靭性
の優れたＣｕ析出硬化型高張力鋼の製造方法が開示され
ている。
強化を利用した鋼の代表例としてはＡＳＴＭに規格化さ
れているＡ７１０あるいはＡ７３６鋼が挙げられる。こ
れらは１．０〜３．０％のＣｕを含み、主に焼きならし
あるいは焼き入れ後に時効することによって所要の強度
・靭性を付与するものである。本鋼種は比較的低い炭素
当量の成分であるため優れた溶接性を示すが、高い靭性
を付与するためには焼きならしあるいは焼き入れといっ
た熱処理が必要であり、熱処理コストがかかり工程が多
くなった。そこでこのような問題を解決するためＣｕの
時効析出強化に対し制御圧延・制御冷却（Ｔｈｅｒｍｏ
ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｃｏｎｔｒｏｌ Ｐｒｏｃｅ
ｓｓ）を利用したＣｕ添加高張力鋼が提案されている。
その特徴とするところは、制御圧延あるいは制御冷却を
実施し、これによって強度・靭性などの特性を付与し熱
処理工程を省略することにある。このような考え方に基
づき、溶接性および低温靭性に優れたＣｕ添加高張力鋼
として特開昭６０−５９０１８号公報、特開昭６１−１
４９４３０号公報などが開示されている。一方、近年の
海洋構造物はその溶接部に極めて高い水準の低温靭性が
要求されており、近年では英国規格ＢＳ５７６２（１９
７９）に規定されているＣＴＯＤ試験が要求されてい
る。この試験は、疲労予亀裂を評価部に発生させること
により、極めて微小部分の脆性亀裂発生抵抗性を評価す
る。しかし、厚鋼板の溶接は多層溶接を行い、溶接熱影
響部（ＨＡＺ）には複雑な熱履歴を受けた局所脆化域が
発生する。特に１３５０℃以上に加熱された結晶粒の粗
粒域（ＣＧＨＡＺ）は最も靭性が劣化する部分である。
米国石油協会では、ＡＰＩＲＰ ２Ｚ（１９８７）にお
いて、ＣＧＨＡＺが予亀裂の先端に一定の割合以上にす
るように加工の詳細な規定が盛り込まれている。このよ
うに、厳格な脆性破壊発生特性の評価がなされた場合、
前述の先行技術によってシャルピー衝撃試験が高い靭性
が得られた場合でも必要な脆性亀裂発生特性を得られな
い場合がある。これに対し、特開平２−２５５１７号公
報、特開平５−１７９３４４号公報には、ＣＴＯＤ（亀
裂先端開口変位）試験に対応した溶接性および低温靭性
の優れたＣｕ析出硬化型高張力鋼の製造方法が開示され
ている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、近年、
ＣＴＯＤ値はさらに高値が要求されるようになり、脆性
破壊発生抵抗の向上に関する要望は一段と強くなってい
る。本発明の目的は、前述のような技術の現状に対し
て、溶接部靭性、特に脆性破壊発生抵抗に優れたＣｕ析
出硬化型高張力鋼の新しい製造方法を提供することにあ
る。
ＣＴＯＤ値はさらに高値が要求されるようになり、脆性
破壊発生抵抗の向上に関する要望は一段と強くなってい
る。本発明の目的は、前述のような技術の現状に対し
て、溶接部靭性、特に脆性破壊発生抵抗に優れたＣｕ析
出硬化型高張力鋼の新しい製造方法を提供することにあ
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０３〜
０．１％と、Ｓｉ：０．０１〜０．１％と、Ｍｎ：１〜
２％と、Ｓ：０．００５％以下と、Ｃｕ：０．８〜１．
５％と、Ｎｉ：０．４〜０．８％と、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００５〜０．０８％と、Ｎ：０．００４％以下と、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％と、Ｂ：０．０００５
％以下とを含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を製造する方法において、該連続鋳造鋼片を、１
０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以
下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を行う
工程と、熱間圧延された鋼を直ちに１〜５０℃／秒の冷
却速度で５５０℃以下の温度まで強制冷却する工程と、
強制冷却された鋼を、５００℃〜Ａｃ1 の温度で時効処
理する工程と、を備えたことを特徴とする、溶接部靭性
に優れた高張力鋼の製造方法である。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。 （１）本発明の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．０３〜
０．１％と、Ｓｉ：０．０１〜０．１％と、Ｍｎ：１〜
２％と、Ｓ：０．００５％以下と、Ｃｕ：０．８〜１．
５％と、Ｎｉ：０．４〜０．８％と、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００５〜０．０８％と、Ｎ：０．００４％以下と、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％と、Ｂ：０．０００５
％以下とを含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を製造する方法において、該連続鋳造鋼片を、１
０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以
下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を行う
工程と、熱間圧延された鋼を直ちに１〜５０℃／秒の冷
却速度で５５０℃以下の温度まで強制冷却する工程と、
強制冷却された鋼を、５００℃〜Ａｃ1 の温度で時効処
理する工程と、を備えたことを特徴とする、溶接部靭性
に優れた高張力鋼の製造方法である。
【０００６】（２）本発明の製造方法は、鋼成分とし
て、重量％でさらに、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：
０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０４％、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５％、及びＲＥＭ：０．００３〜０．０３％の群から
選択された少なくとも１種以上を含有することを特徴と
する、上記（１）に記載の溶接部靭性に優れた高張力鋼
の製造方法である。
て、重量％でさらに、Ｃｒ：０．１〜０．５％、Ｍｏ：
０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０４％、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５％、及びＲＥＭ：０．００３〜０．０３％の群から
選択された少なくとも１種以上を含有することを特徴と
する、上記（１）に記載の溶接部靭性に優れた高張力鋼
の製造方法である。
【０００７】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記課題を解決す
るために鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得る
に至った。 （１）連続鋳造鋼片の加熱温度を１０５０〜１２５０℃
とすることにより鋼板内部の化学組成の均一化を図り異
常組織の生成を防止する。
るために鋭意研究を重ねた結果、次のような知見を得る
に至った。 （１）連続鋳造鋼片の加熱温度を１０５０〜１２５０℃
とすることにより鋼板内部の化学組成の均一化を図り異
常組織の生成を防止する。
【０００８】（２）Ｓｉ添加量を０．０１〜０．１重量
％とすることにより島状マルテンサイトの生成を抑制す
る。 （３）Ｎ量を０．００４重量％以下およびｓｏｌ．Ａｌ
量を０．００５〜０．０８重量％とすることにより転位
を固着して靭性の劣化を招くｆｒｅｅ−Ｎ量を低減す
る。 （４）Ｔｉ＋極微量Ｂ（５ｐｐｍ以下に規制）によりＣ
ＧＨＡＺの粗大化を抑制する。
％とすることにより島状マルテンサイトの生成を抑制す
る。 （３）Ｎ量を０．００４重量％以下およびｓｏｌ．Ａｌ
量を０．００５〜０．０８重量％とすることにより転位
を固着して靭性の劣化を招くｆｒｅｅ−Ｎ量を低減す
る。 （４）Ｔｉ＋極微量Ｂ（５ｐｐｍ以下に規制）によりＣ
ＧＨＡＺの粗大化を抑制する。
【０００９】以上のすべてを満足して製造されたＣｕ析
出硬化型高張力鋼は脆性破壊発生抵抗に極めて優れるこ
とを見い出した。この知見に基づき、本発明者らは、Ｓ
ｉ，Ｎ，ｓｏｌ．Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ量を特定したＣｕ添加
鋼に施す熱間圧延条件、冷却条件、及び時効処理条件を
一定範囲内に制御するようにして、フェライトの粗大化
による靭性の劣化防止とε−Ｃｕの析出硬化による母材
強度の上昇を達成し、従来の鋼に比較してＣＴＯＤ（亀
裂先端開口変位）値が高く、溶接部靭性に極めて優れた
高張力鋼の製造方法を見出し、本発明を完成させた。す
なわち、本発明は、鋼組成及び製造条件を下記範囲に限
定することにより、溶接部靭性、特に脆性破壊発生抵抗
に優れたＣｕ析出硬化型高張力鋼の新しい製造方法を提
供することができる。以下に本発明の成分添加理由、成
分限定理由、及び製造条件の限定理由について説明す
る。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．０３〜０．１％ Ｃは鋼板として必要な強度を得るためには少なくとも
０．０３％必要であるが、溶接性および溶接割れ感受性
を考慮してその上限は０．１％である。 Ｓｉ：０．０１〜０．１％ Ｓｉは脱酸作用及び固溶強化作用を有するが、０．０１
％未満ではその作用が十分ではないので下限は０．０１
％である。しかし、ＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性に対し
ては悪影響があり、特にＣＴＯＤ試験においては影響が
非常に大きい。一方０．１％を超える添加は島状マルテ
ンサイトの生成を抑制する効果が低減し、ＨＡＺの局所
脆化域の靭性向上が期待できなくなるため、上限は０．
１％である。 Ｍｎ：１〜２％ Ｍｎは母材の焼入れ性を確保するために少なくとも１％
必要であるが、過剰な添加は溶接硬化性を著しく劣化さ
せるので、上限は２％である。
出硬化型高張力鋼は脆性破壊発生抵抗に極めて優れるこ
とを見い出した。この知見に基づき、本発明者らは、Ｓ
ｉ，Ｎ，ｓｏｌ．Ａｌ，Ｔｉ，Ｂ量を特定したＣｕ添加
鋼に施す熱間圧延条件、冷却条件、及び時効処理条件を
一定範囲内に制御するようにして、フェライトの粗大化
による靭性の劣化防止とε−Ｃｕの析出硬化による母材
強度の上昇を達成し、従来の鋼に比較してＣＴＯＤ（亀
裂先端開口変位）値が高く、溶接部靭性に極めて優れた
高張力鋼の製造方法を見出し、本発明を完成させた。す
なわち、本発明は、鋼組成及び製造条件を下記範囲に限
定することにより、溶接部靭性、特に脆性破壊発生抵抗
に優れたＣｕ析出硬化型高張力鋼の新しい製造方法を提
供することができる。以下に本発明の成分添加理由、成
分限定理由、及び製造条件の限定理由について説明す
る。 （１）成分組成範囲 Ｃ：０．０３〜０．１％ Ｃは鋼板として必要な強度を得るためには少なくとも
０．０３％必要であるが、溶接性および溶接割れ感受性
を考慮してその上限は０．１％である。 Ｓｉ：０．０１〜０．１％ Ｓｉは脱酸作用及び固溶強化作用を有するが、０．０１
％未満ではその作用が十分ではないので下限は０．０１
％である。しかし、ＨＡＺ（溶接熱影響部）靭性に対し
ては悪影響があり、特にＣＴＯＤ試験においては影響が
非常に大きい。一方０．１％を超える添加は島状マルテ
ンサイトの生成を抑制する効果が低減し、ＨＡＺの局所
脆化域の靭性向上が期待できなくなるため、上限は０．
１％である。 Ｍｎ：１〜２％ Ｍｎは母材の焼入れ性を確保するために少なくとも１％
必要であるが、過剰な添加は溶接硬化性を著しく劣化さ
せるので、上限は２％である。
【００１０】Ｓ：０．００５％以下 Ｓは有害な不純物でありできるだけ低減するべきであ
る。しかし、その上限が０．００５％であれば、前述の
Ｓｉの効果と後述のＣａの効果により特性（靭性）を良
好に保つことができる。
る。しかし、その上限が０．００５％であれば、前述の
Ｓｉの効果と後述のＣａの効果により特性（靭性）を良
好に保つことができる。
【００１１】Ｃｕ：０．８〜１．５％ Ｃｕは析出硬化によって鋼の強度を飛躍的に向上させる
元素であるが、その効果を得るためには少なくとも０．
８％必要である。しかし、過剰な添加は溶接割れ感受性
を増大させるため、上限は１．５％である。 Ｎｉ：０．４〜０．８％ Ｎｉは溶接性を害することなく鋼の強度および靭性を向
上させるだけでなく、熱間圧延中のＣｕ割れを防ぐ元素
であり少なくとも０．４％必要であるが、過剰な添加は
溶接割れ感受性の増大やコスト上昇を招くため、その上
限は０．８％である。 Ｎ：０．００４％以下 Ｎは過剰に含有されると転位を固着して靭性の著しい劣
化を招くため、上限は０．００４％以下にする必要があ
る。
元素であるが、その効果を得るためには少なくとも０．
８％必要である。しかし、過剰な添加は溶接割れ感受性
を増大させるため、上限は１．５％である。 Ｎｉ：０．４〜０．８％ Ｎｉは溶接性を害することなく鋼の強度および靭性を向
上させるだけでなく、熱間圧延中のＣｕ割れを防ぐ元素
であり少なくとも０．４％必要であるが、過剰な添加は
溶接割れ感受性の増大やコスト上昇を招くため、その上
限は０．８％である。 Ｎ：０．００４％以下 Ｎは過剰に含有されると転位を固着して靭性の著しい劣
化を招くため、上限は０．００４％以下にする必要があ
る。
【００１２】ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％ ｓｏｌ．Ａｌは鋼の脱酸に必要であると同時に、ＡｌＮ
の析出によりｆｒｅｅ−Ｎ量を低減させる効果が大き
く、少なくとも０．００５％必要であるが、過剰の添加
は靭性を劣化させるため、上限は０．０８％である。 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｔｉは鋼中にＴｉＮとして存在しＨＡＺ部のオーステナ
イト粒の成長を抑制する効果があり、少なくとも０．０
０５％必要であるが、過剰な添加は、特に多層溶接の場
合、ボンド近傍においてＴｉＮが分解して固溶Ｔｉとな
り靭性の劣化を招くため、その上限は０．０２５％であ
る。 Ｂ：０．０００５％以下 ＢはＴｉと同様に鋼中にＢＮとして存在しｆｒｅｅ−Ｎ
量を低減させるが、過剰な添加は焼入れ性の向上のみな
らずＨＡＺの著しい硬化を招くため、上限は０．０００
５％である。
の析出によりｆｒｅｅ−Ｎ量を低減させる効果が大き
く、少なくとも０．００５％必要であるが、過剰の添加
は靭性を劣化させるため、上限は０．０８％である。 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｔｉは鋼中にＴｉＮとして存在しＨＡＺ部のオーステナ
イト粒の成長を抑制する効果があり、少なくとも０．０
０５％必要であるが、過剰な添加は、特に多層溶接の場
合、ボンド近傍においてＴｉＮが分解して固溶Ｔｉとな
り靭性の劣化を招くため、その上限は０．０２５％であ
る。 Ｂ：０．０００５％以下 ＢはＴｉと同様に鋼中にＢＮとして存在しｆｒｅｅ−Ｎ
量を低減させるが、過剰な添加は焼入れ性の向上のみな
らずＨＡＺの著しい硬化を招くため、上限は０．０００
５％である。
【００１３】本発明では、以上を基本成分とするが、必
要に応じて以下の選択成分群から選択された少なくとも
１種以上を含有してもよい。 （選択成分群） Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｃｒは耐食性を向上するほかに、焼入れ性の向上および
析出硬化により母材の強度を高め、その効果を得るため
には少なくとも０．１％必要であるが、過剰な添加はＨ
ＡＺの靭性および硬化性の観点から、その上限は０．５
％である。
要に応じて以下の選択成分群から選択された少なくとも
１種以上を含有してもよい。 （選択成分群） Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｃｒは耐食性を向上するほかに、焼入れ性の向上および
析出硬化により母材の強度を高め、その効果を得るため
には少なくとも０．１％必要であるが、過剰な添加はＨ
ＡＺの靭性および硬化性の観点から、その上限は０．５
％である。
【００１４】Ｍｏ：０．０５〜０．３％ Ｍｏは焼入れ性の向上と析出硬化とにより母材の強度を
高め、その効果を得るためには少なくとも０．０５％必
要であるが、過剰な添加はＨＡＺの靭性を劣化させるた
め、その上限は０．３％である。 Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｖは固溶強化および析出硬化により母材の強度を高め、
その効果を得るためには少なくとも０．０１％必要であ
るが、過剰な添加はＨＡＺの多層熱サイクルを受ける部
分が析出によって脆化するため、その上限は０．１％で
ある。 Ｎｂ：０．００５〜０．０４％ Ｎｂは圧延時にＮｂ（Ｃ，Ｎ）として析出しピンニング
効果により再結晶粒の粗大化を防止するだけでなく、析
出硬化により母材の強度を高める。その効果を得るため
には少なくとも０．００５％必要であるが、過剰な添加
はＨＡＺの焼入れ性を上げ、溶接割れ感受性を劣化させ
るので、その上限は０．０４％である。
高め、その効果を得るためには少なくとも０．０５％必
要であるが、過剰な添加はＨＡＺの靭性を劣化させるた
め、その上限は０．３％である。 Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｖは固溶強化および析出硬化により母材の強度を高め、
その効果を得るためには少なくとも０．０１％必要であ
るが、過剰な添加はＨＡＺの多層熱サイクルを受ける部
分が析出によって脆化するため、その上限は０．１％で
ある。 Ｎｂ：０．００５〜０．０４％ Ｎｂは圧延時にＮｂ（Ｃ，Ｎ）として析出しピンニング
効果により再結晶粒の粗大化を防止するだけでなく、析
出硬化により母材の強度を高める。その効果を得るため
には少なくとも０．００５％必要であるが、過剰な添加
はＨＡＺの焼入れ性を上げ、溶接割れ感受性を劣化させ
るので、その上限は０．０４％である。
【００１５】Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ Ｃａは靭性を劣化させるＭｎＳの形態を変化させる効果
がある。その効果を得るためには少なくとも０．０００
５％必要であるが、過剰な添加は焼入れ性の低下を招く
ため、その上限は０．００５％である。
がある。その効果を得るためには少なくとも０．０００
５％必要であるが、過剰な添加は焼入れ性の低下を招く
ため、その上限は０．００５％である。
【００１６】ＲＥＭ：０．００３〜０．０３％ ＲＥＭ（希土類元素）は鋼中で硫化物もしくは酸化物と
して存在し、オーステナイト粒の成長を抑制して靭性を
向上させる。その効果を得るためには少なくとも０．０
０３％必要であるが、過剰な添加は清浄度が低下し靭性
が劣化するため、その上限は０．０３％である。上記の
成分組成範囲に調整することにより、溶接部靭性、特に
脆性破壊発生抵抗に優れたＣｕ析出硬化型高張力鋼を得
ることが可能となる。
して存在し、オーステナイト粒の成長を抑制して靭性を
向上させる。その効果を得るためには少なくとも０．０
０３％必要であるが、過剰な添加は清浄度が低下し靭性
が劣化するため、その上限は０．０３％である。上記の
成分組成範囲に調整することにより、溶接部靭性、特に
脆性破壊発生抵抗に優れたＣｕ析出硬化型高張力鋼を得
ることが可能となる。
【００１７】このような特性の鋼は、以下の製造方法に
より製造することができる。 （２）鋼製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造により得られた連続鋳造鋼片を、１０５０
〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以下の温
度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を施す。その
後直ちに１〜５０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の温
度まで強制冷却し、次いで５００℃〜Ａｃ1 の温度で時
効処理を施す。
より製造することができる。 （２）鋼製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を溶製
し、連続鋳造により得られた連続鋳造鋼片を、１０５０
〜１２５０℃の温度に加熱し、次いで９００℃以下の温
度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧延を施す。その
後直ちに１〜５０℃／秒の冷却速度で５５０℃以下の温
度まで強制冷却し、次いで５００℃〜Ａｃ1 の温度で時
効処理を施す。
【００１８】ａ．連続鋳造鋼片加熱温度 本発明では効率的な生産が可能な連続鋳造鋼片を使用す
るが、連続鋳造鋼片は板厚中央部に偏析を生じるため、
圧延終了後はこの部分が硬く脆い異常組織となり、靭性
を著しく劣化させる。この異常組織の発生を防止するた
めに、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱して鋼中成分
の均一化を図る必要があるが、加熱温度が１２５０℃を
超えるとオーステナイト粒が粗大化し、圧延による微細
化が十分に達成されず靭性が劣化する。また、Ｎｂを添
加する場合においても１２５０℃超えの加熱はＮｂがす
ベて固溶してしまいＮｂ（Ｃ，Ｎ）によるピンニング効
果が失われる。したがって、加熱温度は１０５０〜１２
５０℃である。 ｂ．９００℃以下の温度範囲の累積圧下率 本発明では上記ａの温度範囲に加熱した鋼片を用いて９
００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧
延を施す。
るが、連続鋳造鋼片は板厚中央部に偏析を生じるため、
圧延終了後はこの部分が硬く脆い異常組織となり、靭性
を著しく劣化させる。この異常組織の発生を防止するた
めに、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱して鋼中成分
の均一化を図る必要があるが、加熱温度が１２５０℃を
超えるとオーステナイト粒が粗大化し、圧延による微細
化が十分に達成されず靭性が劣化する。また、Ｎｂを添
加する場合においても１２５０℃超えの加熱はＮｂがす
ベて固溶してしまいＮｂ（Ｃ，Ｎ）によるピンニング効
果が失われる。したがって、加熱温度は１０５０〜１２
５０℃である。 ｂ．９００℃以下の温度範囲の累積圧下率 本発明では上記ａの温度範囲に加熱した鋼片を用いて９
００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％以上の熱間圧
延を施す。
【００１９】この温度範囲での圧下率が２５％を下回る
と未再結晶域での圧下が少なく、十分なフェライトの微
細化が得られず、高位な靭性を維持できない。 ｃ．圧延後の冷却条件 上記ｂの方法による圧延の後、直ちに１〜５０℃／秒の
冷却速度で５５０℃以下の温度まで強制冷却する。圧延
後の強制冷却はフェライトの粗大化による靭性の劣化と
母材強度の低下を防止するために必要である。冷却速度
が１℃／秒未満では、オーステナイトからベイナイト変
態が起こりにくく、高張力鋼としての強度を確保するこ
とができない。一方、冷却速度が５０℃／秒越えでは、
表面に著しい強度上昇を生じ板厚方向の材質均一性が損
なわれる。また、冷却停止温度が５５０℃越えでは、ベ
イナイト変態が十分に進行しないため高張力鋼としての
強度を確保することが難しくなる。 ｄ．時効処理温度 冷却後、５００℃以上Ａｃ1 以下の温度で時効処理を施
しε−Ｃｕ析出による析出硬化を利用して強度の上昇を
図る。析出硬化による強度の上昇を効果的に得るため
に、時効処理温度は５００〜５５０℃が適正であるが、
５００℃以上の加熱により目的となる強度に調整でき
る。ただし、必要以上の加熱は析出物の凝集・粗大化に
より靭性の劣化を招くため上限はＡｃ1 である。以下に
本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
と未再結晶域での圧下が少なく、十分なフェライトの微
細化が得られず、高位な靭性を維持できない。 ｃ．圧延後の冷却条件 上記ｂの方法による圧延の後、直ちに１〜５０℃／秒の
冷却速度で５５０℃以下の温度まで強制冷却する。圧延
後の強制冷却はフェライトの粗大化による靭性の劣化と
母材強度の低下を防止するために必要である。冷却速度
が１℃／秒未満では、オーステナイトからベイナイト変
態が起こりにくく、高張力鋼としての強度を確保するこ
とができない。一方、冷却速度が５０℃／秒越えでは、
表面に著しい強度上昇を生じ板厚方向の材質均一性が損
なわれる。また、冷却停止温度が５５０℃越えでは、ベ
イナイト変態が十分に進行しないため高張力鋼としての
強度を確保することが難しくなる。 ｄ．時効処理温度 冷却後、５００℃以上Ａｃ1 以下の温度で時効処理を施
しε−Ｃｕ析出による析出硬化を利用して強度の上昇を
図る。析出硬化による強度の上昇を効果的に得るため
に、時効処理温度は５００〜５５０℃が適正であるが、
５００℃以上の加熱により目的となる強度に調整でき
る。ただし、必要以上の加熱は析出物の凝集・粗大化に
より靭性の劣化を招くため上限はＡｃ1 である。以下に
本発明の実施例を挙げ、本発明の効果を立証する。
【００２０】
【実施例】表１に本発明鋼と比較鋼の化学組成を示した
（Ｎｏ．１〜１２：本発明鋼、Ｎｏ．１３〜２２：比較
鋼）。化学組成はすべてスラブの取鍋分析値である。表
２に圧延条件と母材の引張特性、衝撃特性、および溶接
部の靭性値などの試験結果とを併記した（Ｎｏ．１〜１
２：本発明鋼、Ｎｏ．１３〜２２：比較鋼）。
（Ｎｏ．１〜１２：本発明鋼、Ｎｏ．１３〜２２：比較
鋼）。化学組成はすべてスラブの取鍋分析値である。表
２に圧延条件と母材の引張特性、衝撃特性、および溶接
部の靭性値などの試験結果とを併記した（Ｎｏ．１〜１
２：本発明鋼、Ｎｏ．１３〜２２：比較鋼）。
【００２１】引張試験はＪＩＳに準拠し、平行部１０ｍ
ｍφの引張試験片について行った。溶接部の靭性評価で
は、５０ｋＪ／ｃｍの入熱によるサブマージアーク溶接
によりＫ型開先の溶接継手を作成し、板厚方向に生成し
たほぼ直線的な溶融線近傍を評価対象とした。なお、溶
接時の予熱は行っていない。図１はＣＴＯＤ試験片の採
取位置を示すものである。ＣＴＯＤ試験はＷＥＳ１１０
８（１９９５）に準拠して、板厚方向全厚にノッチ加工
し、圧延方向をノッチ方向として−４０℃で行った。鋼
Ｎｏ．１〜１２は本発明の化学組成と圧延条件ともに満
足している本発明鋼である。
ｍφの引張試験片について行った。溶接部の靭性評価で
は、５０ｋＪ／ｃｍの入熱によるサブマージアーク溶接
によりＫ型開先の溶接継手を作成し、板厚方向に生成し
たほぼ直線的な溶融線近傍を評価対象とした。なお、溶
接時の予熱は行っていない。図１はＣＴＯＤ試験片の採
取位置を示すものである。ＣＴＯＤ試験はＷＥＳ１１０
８（１９９５）に準拠して、板厚方向全厚にノッチ加工
し、圧延方向をノッチ方向として−４０℃で行った。鋼
Ｎｏ．１〜１２は本発明の化学組成と圧延条件ともに満
足している本発明鋼である。
【００２２】一方、鋼Ｎｏ．１３〜１８は圧延条件は満
足しているが化学組成は満足していない場合の比較鋼で
ある。例えば、比較鋼Ｎｏ．１３はＣｕ量が少なく、比
較鋼Ｎｏ．１４はＳｉ量が多い。また、比較鋼Ｎｏ．１
５および１６はＳ量、Ｂ量がそれぞれ多く、比較鋼Ｎ
ｏ．１７および１８はＮ量、ｓｏｌ．Ａｌ量がそれぞれ
多い。さらに鋼Ｎｏ．１９〜２２は化学組成は満足して
いるが圧延条件は満足していない場合の比較鋼である。
例えば、比較鋼Ｎｏ．１９および２０は加熱温度が本発
明の条件より低すぎるか高すぎる場合であり、比較鋼Ｎ
ｏ．２１は圧延温度域において圧下率が小さい。また、
比較鋼Ｎｏ．２２は時効処遅温度が本発明の条件より低
すぎる。
足しているが化学組成は満足していない場合の比較鋼で
ある。例えば、比較鋼Ｎｏ．１３はＣｕ量が少なく、比
較鋼Ｎｏ．１４はＳｉ量が多い。また、比較鋼Ｎｏ．１
５および１６はＳ量、Ｂ量がそれぞれ多く、比較鋼Ｎ
ｏ．１７および１８はＮ量、ｓｏｌ．Ａｌ量がそれぞれ
多い。さらに鋼Ｎｏ．１９〜２２は化学組成は満足して
いるが圧延条件は満足していない場合の比較鋼である。
例えば、比較鋼Ｎｏ．１９および２０は加熱温度が本発
明の条件より低すぎるか高すぎる場合であり、比較鋼Ｎ
ｏ．２１は圧延温度域において圧下率が小さい。また、
比較鋼Ｎｏ．２２は時効処遅温度が本発明の条件より低
すぎる。
【００２３】本発明鋼Ｎｏ．１〜１２は母材・継手とも
極めて優れた特性を有しているのに対し、比較鋼Ｎｏ．
１３および２２はε−Ｃｕの時効析出が不十分であり母
材強度が低く、比較鋼Ｎｏ．１４〜２１は化学組成ある
いは圧延条件が本発明の条件を満たしておらず優れた継
手靭性が得られていない。
極めて優れた特性を有しているのに対し、比較鋼Ｎｏ．
１３および２２はε−Ｃｕの時効析出が不十分であり母
材強度が低く、比較鋼Ｎｏ．１４〜２１は化学組成ある
いは圧延条件が本発明の条件を満たしておらず優れた継
手靭性が得られていない。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
鋼組成及び製造条件を特定することにより、従来の鋼に
比較してＣＴＯＤ値が高く、溶接部靭性に極めて優れた
高張力鋼板を製造できる。
鋼組成及び製造条件を特定することにより、従来の鋼に
比較してＣＴＯＤ値が高く、溶接部靭性に極めて優れた
高張力鋼板を製造できる。
【図１】本発明の実施例に係るＣＴＯＤ試験の試験片形
状を示した図。
状を示した図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 阿部 隆 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 川中 徹 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％と、
Ｓｉ：０．０１〜０．１％と、Ｍｎ：１〜２％と、Ｓ：
０．００５％以下と、Ｃｕ：０．８〜１．５％と、Ｎ
ｉ：０．４〜０．８％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜
０．０８％と、Ｎ：０．００４％以下と、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０２５％と、Ｂ：０．０００５％以下とを含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を製造
する方法において、 該連続鋳造鋼片を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱
し、次いで９００℃以下の温度範囲で累積圧下率２５％
以上の熱間圧延を行う工程と、 熱間圧延された鋼を、直ちに１〜５０℃／秒の冷却速度
で５５０℃以下の温度まで強制冷却する工程と、 強制冷却された鋼を、５００℃〜Ａｃ1 の温度で時効処
理する工程と、 を備えたことを特徴とする、溶接部靭性に優れた高張力
鋼の製造方法。 - 【請求項２】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｃｒ：
０．１〜０．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３％、Ｖ：
０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、及びＲＥＭ：０．
００３〜０．０３％の群から選択された少なくとも１種
以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶
接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4536798A JPH11241119A (ja) | 1998-02-26 | 1998-02-26 | 溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4536798A JPH11241119A (ja) | 1998-02-26 | 1998-02-26 | 溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11241119A true JPH11241119A (ja) | 1999-09-07 |
Family
ID=12717313
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4536798A Pending JPH11241119A (ja) | 1998-02-26 | 1998-02-26 | 溶接部靭性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11241119A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007040317A1 (en) | 2005-10-06 | 2007-04-12 | Posco | The precipitation hardening cold rolled steel sheet having excellent yield ratios, and the method for manufacturing the same |
| WO2014038200A1 (ja) * | 2012-09-06 | 2014-03-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
-
1998
- 1998-02-26 JP JP4536798A patent/JPH11241119A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007040317A1 (en) | 2005-10-06 | 2007-04-12 | Posco | The precipitation hardening cold rolled steel sheet having excellent yield ratios, and the method for manufacturing the same |
| US8398786B2 (en) | 2005-10-06 | 2013-03-19 | Posco | Precipitation hardening cold rolled steel sheet having excellent yield ratios, and the method for manufacturing the same |
| US8864922B2 (en) | 2005-10-06 | 2014-10-21 | Posco | Method for manufacturing a precipitation-hardening cold-rolled steel sheet having excellent yield ratios |
| WO2014038200A1 (ja) * | 2012-09-06 | 2014-03-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| US9777358B2 (en) | 2012-09-06 | 2017-10-03 | Jfe Steel Corporation | Thick-walled, high tensile strength steel with excellent CTOD characteristics of the weld heat-affected zone, and manufacturing method thereof |
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Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20070320 |