JPS6411105B2 - - Google Patents
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- JPS6411105B2 JPS6411105B2 JP59251167A JP25116784A JPS6411105B2 JP S6411105 B2 JPS6411105 B2 JP S6411105B2 JP 59251167 A JP59251167 A JP 59251167A JP 25116784 A JP25116784 A JP 25116784A JP S6411105 B2 JPS6411105 B2 JP S6411105B2
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- JP
- Japan
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- less
- steel
- toughness
- strength
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- Prior art date
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は強度と靭性にすぐれ、かつ、海水中で
の耐応力腐蝕割れ性にすぐれた降伏応力110Kg
ｆ／mm2以上の超高張力鋼に関するものである。 近年、海底資源開発や、海底地殻、地質調査な
ど、深海に対する関心が急速に高まり、造船業界
ではこの海底開発につながる深海用容器、潜水殻
などの耐圧構造物の開発、建造に意欲をもち、溶
接を含めた施工技術の開発に力を注いでいる。 潜水用溶器など、海洋構造物は圧力により変形
したり、破壊してはならないものであり、従つて
安全性確保が重量点項目として取り上げられてい
る。これらの材料は、構造効率の高い球殻とする
必要性から、強度／重量比の高い材料、即ち高強
度で靭性のすぐれた性能が要求されており、さら
に、これら高強度材が大気中に異なつた雰囲気、
環境中で使用される場合、特に、応力腐蝕割れに
ついて十分検討が加えられなければならない。 （従来の技術） このような「より安全で信頼性の高い材料を」
という強い要求に応えるため超高張力鋼として
Ni含有低合金鋼の開発および品質改善が行われ
ている。 例えば、特開昭56―9358号公報のように Ｃ＋1/8Mo＋Ｖ＞0.26で Cr＜0.8Mo を特徴とするNi―Cr―Mo―Ｖ系の降伏応力110
Kgｆ／mm2以上の高強度高靭性鋼、特開昭57―
188655号公報のように焼入処理において広い冷却
速度で高強度高靭性が得られるNi―Cr―Mo―Ｖ
系の降伏応力110Kgｆ／mm2以上の超高張力鋼、さ
らに極低燐、極低流処理した高靭性の焼入、焼戻
し型含Ni鋼の製造法など、多くの種類の製造法
が開発されている。 （発明が解決しようとする問題点） これらは、いずれの製造法も靭性向上には効果
的である。しかしながら使用環境を考えた場合、
例えば海水中で応力腐蝕を考えた検討はなされて
おらず、使用上十分安全であるとはいい難い。 （問題点を解決するための手段） 超高張力鋼の応力腐蝕割れに関しては、米国
NRLのB.F.Brownにより線型破壊力学の理論が
取り入れられ、欠陥が存在する材料が腐蝕環境に
対してどのような破壊挙動をとるかを亀裂先端の
Ｋ値を用いて定量化する方法が用いられている。 即ち、使用環境下において、予亀裂付きの試験
片を用い、ノツチ先端に非常に苛酷な条件を作る
ことにより遅れ破壊を生じ易くして、ここに種々
のＫ値のレベルで定荷重試験を行うことによりあ
る一定のＫ値以下では破壊を生じない限界値Klscc
値を求めることによつて耐応力腐蝕割れ性が評価
される。 本発明者らは、高強度で、高靭性を有し、かつ
海水中等における耐応力腐蝕割れ性のすぐれた鋼
を開発することを目的に、各種成分組成の鋼を検
討した結果、Ni含有鋼で不純物元素特にＮとＯ
と低減することによつて、目的の鋼が製造できる
ことを知見した。本発明は、このような事実の知
見に基づいて構成したもので、その要旨はwt％
につき単に％で示した鋼の成分が Ｃ 0.06〜0.20％，Si 0.35％以下， Mn 0.05〜1.0％，Ni ８〜11％， Cr 0.2〜2.5％，Mo 0.7〜2.5％ Ｖ 0.05〜0.2％，Al 0.01〜0.08％， Ｎ 0.005％以下，Ｏ 0.003％以下 又はさらに Cu ２％以下，Nb 0.1％以下， Ti 0.05％以下，Zr 0.1％以下， Ta 0.1％以下，Ｗ １％以下 の１種または２種以上を含有したもので、いずれ
の場合もAlならびにＮが上記組成範囲内で Al（％）×Ｎ（％）×104が1.5以下となることを満
足し残りがFeおよび不可避不純物からなる降伏
応力110Kgｆ／mm2以上の高靭性かつ、耐応力腐蝕
割れ性のすぐれた超高張力鋼である。 （作用） 本発明による鋼は、上記のような化学成分を有
しているが、発明鋼における成分元素の限定理由
を図面を参照しながら詳細に説明する。 Ｃは焼入性および強度を確保するために必要な
元素であるが、0.06％未満の低い含有量では本発
明鋼の強度の確保ができない。0.2％を超える含
有量では、溶接熱影響部の硬化が著しく、靭性お
よび耐応力腐蝕割れ性が劣化する。従つて0.06〜
0.2％とする。 Siは高強度化に効果があるが、高Ni鋼の場合
Siが高いと焼戻脆化感受性が大きくなり切欠靭性
が損なわれる。従つて、ある程度の強度を確保
し、切欠靭性を低下させないためには上限を0.35
％とする。 Mnは焼入性の確保および熱間加工時の割れ、
溶接時の熱間割れ防止のために必要であるが、一
方、Ni含有鋼の場合はMnが高いと焼戻脆化感受
性が大きく、１％以下にする必要がある。また
0.05％未満では熱間割れ防止に効果がない。従つ
て0.05〜１％とする。 Niは焼入処理によつて下部ベイナイトとマル
テンサイトの混合組織を得、焼戻時に比較的迅速
にオーステナイト中に拡散吸収され、残留オース
テナイトを衝撃応力に対して安定化させる作用を
持つ。そのためには８％以上必要である。一方11
％超過では焼戻時に変態した残留オーステナイト
を不安定にし靭性を劣化させ、また溶接熱影響部
の硬さを上昇させ靭性あるいは耐応力腐蝕割れ性
を劣化させる。従つて８〜11％に限定する。 Crは焼入性および強度を確保する上で0.2％以
上必要である。一方2.5％を超えると炭化物が異
常に増加し、靭性を劣化させる。従つて0.2〜2.5
％と限定する。 Moは強度を確保するため、また、Ni含有鋼の
焼戻脆化を防止するために必要である。0.7％未
満では目標とする強度が得られず、また2.5％超
では粗大な炭化物を生成して靭性および耐応力割
れ性を低下させる。従つて0.7〜2.5％とする。 Ｖは焼戻しの時に炭・窒化物を生成して強度確
保のために必要である。目標の強度確保のために
は0.05％以上必要であり、一方0.2％を超えると
靭性が劣化する。従つて0.05〜0.2％とする。 Ｎは溶接熱影響部の耐応力腐蝕割れ性・Klsccに
大きな影響を与えるためまた、母材の靭性確保に
も大きく影響するため極力低減する必要がある。
またＮはAlとの関係で後述するようにAlNとし
ての微妙な効果があり別に規定する制限が必要で
ある。その他、本発明鋼のようにＶを含有してい
る鋼はＶの窒化物を生成し、高強度化に効果があ
るが、Ｎが50PPMを超えると粗大な窒化物を生成
して靭性を劣化させる。 Ｏは超高張力鋼では靭性におよぼす影響が大き
く、特にシヤルピー遷移曲線の上棚の吸収エネル
ギー即ちシエルフエネルギーの値を支配する。鋼
中のＯは殆どが酸化物を形成しこれが破壊時の吸
収エネルギーを低下させるもので、高強度鋼にな
るほどその影響力が大きい。従つてＯは極力低下
させることが望ましく30PPM以下にすることで本
発明鋼の靭性が得られる。 Alは鋼中のＮと結びついてAlNとなり、組織
の微細化に寄与するが、添加量が過多になると反
つて粒の粗大化を招き、またAl2O3等の介在物の
量の増大を招き、特に超高張力鋼の場合靭性を著
しく阻害する。従つて当然鋼の種類により、適正
量が存在するが本発明鋼では0.01〜0.08％であ
る。 一方、Ｎとの相関で後述する制約をさらに加え
ることはＮのところでも述べた通りである。 また、この他P.S.Sb.Sn.As等の不純物は靭性、
溶接性の面から可及的に低くすることが必要であ
る。 さらにAlとＮは、AI（％）×Ｎ（％）×104が1.5以
下になるように制御する。即ち、靭性の向上のた
めには、Al量およびＮ量を単独で前記のように
限定するとともに互いに関連させて限定すること
が重要であり、 Al（％）×Ｎ（％）×104＜1.5の関係を満足するも
のは第１図のように靭性は良好であることを見出
した。 この点は後述する実施例の中で第１表に示す比
較鋼Ｓ，Ｔ，Ｕ， がAl量、Ｎ量は上記単独での限定範囲内である
にもかかわらず上記関係式を満足しないため第１
表および第１図に示すように靭性が低いことも明
らかである。 さらに詳しく説明すると、上記組成の鋼におい
てAl量およびＮ量を変えて、第１表の鋼Ｎ〜Ｖ
に示すとおり変化させ、それらの鋼について通常
の熱間圧延を施し、圧延のままの状態における
AlN量の分析結果は、第２図に示す通りである。
本図からわかるようにAlN量は、 Al（％）×Ｎ（％）×104の値が1.5を超えると増加
する。このような未固溶のAlNは粗大化したも
のが多く、焼入れ時の再加熱でも溶解せずに残
り、微細なAlNと相違してオーステナイト粒の
細粒化に寄与しないだけでなく靭性を著しく阻害
する。従つて上記関係式によるAlとＮの限定が
必要である。 以上が基本的な元素であるが、さらに本発明鋼
には、前記以外の元素としてCu，Nb，Ti，Zr，
Ta，Ｗを必要量添加しても同様の特性の鋼を得
ることが可能である。 即ち、２％以下のCuは靭性を劣化させずに強
度を上昇することに対して有効であるが、上限限
定値を超える添加量になれば溶接する際に溶接部
に熱間割れを出易くする。 また0.1％以下のNbは、母材の組織を細粒にし
て靭性向上効果をもたらすがこれを超えると溶接
熱影響部の靭性を低下させる危険性が大きい。 Tiは溶接熱影響部の粗粒化防止を通して同部
分の靭性劣化防止に効果的であるが、添加量が多
いと反つて溶接熱影響部の靭性だけでなく母材の
靭性迄劣化せしめるので上限を0.05％とした。 Zr，TaはＯ，Ｎ，Ｓとの親和力が強く、この
ため、脱酸、脱窒、増硫剤として少量添加して効
果があるが含有量が0.1％を超えるとそれぞれの
化合物が鋼中に散在して母材の靭性を劣化せしめ
る。 Ｗは地鉄に固溶し、これを強化する作用が大き
く、焼入れ性を高め焼戻抵抗性を向上させるので
有効であるが、１％を超えるとMoと同様に粗大
な炭化物を生成させ靭性を劣化させる傾向にあ
る。従つて、上限を１％とした。 （実施例） 次に本発明の有する特別の効果を明確にするた
め、以下の実施例について説明する。 第１表に示すような化学成分を有する鋼を溶製
し、これに熱間加工を施し、15〜40mmの板厚に圧
延し焼入れ、焼戻しを行つた。これらについて母
材の機械的性質とさらに母材および溶接熱影響部
のKiscc値を調べた。溶接はTIG溶接により入熱
25KJ／cmで実施した。得られた機械的性質を第
２表に、さらに3.5％の人工海水中でのASME
E399のCT試験片を使つたKiscc験結果の代表例を
第３図に示す。
の耐応力腐蝕割れ性にすぐれた降伏応力110Kg
ｆ／mm2以上の超高張力鋼に関するものである。 近年、海底資源開発や、海底地殻、地質調査な
ど、深海に対する関心が急速に高まり、造船業界
ではこの海底開発につながる深海用容器、潜水殻
などの耐圧構造物の開発、建造に意欲をもち、溶
接を含めた施工技術の開発に力を注いでいる。 潜水用溶器など、海洋構造物は圧力により変形
したり、破壊してはならないものであり、従つて
安全性確保が重量点項目として取り上げられてい
る。これらの材料は、構造効率の高い球殻とする
必要性から、強度／重量比の高い材料、即ち高強
度で靭性のすぐれた性能が要求されており、さら
に、これら高強度材が大気中に異なつた雰囲気、
環境中で使用される場合、特に、応力腐蝕割れに
ついて十分検討が加えられなければならない。 （従来の技術） このような「より安全で信頼性の高い材料を」
という強い要求に応えるため超高張力鋼として
Ni含有低合金鋼の開発および品質改善が行われ
ている。 例えば、特開昭56―9358号公報のように Ｃ＋1/8Mo＋Ｖ＞0.26で Cr＜0.8Mo を特徴とするNi―Cr―Mo―Ｖ系の降伏応力110
Kgｆ／mm2以上の高強度高靭性鋼、特開昭57―
188655号公報のように焼入処理において広い冷却
速度で高強度高靭性が得られるNi―Cr―Mo―Ｖ
系の降伏応力110Kgｆ／mm2以上の超高張力鋼、さ
らに極低燐、極低流処理した高靭性の焼入、焼戻
し型含Ni鋼の製造法など、多くの種類の製造法
が開発されている。 （発明が解決しようとする問題点） これらは、いずれの製造法も靭性向上には効果
的である。しかしながら使用環境を考えた場合、
例えば海水中で応力腐蝕を考えた検討はなされて
おらず、使用上十分安全であるとはいい難い。 （問題点を解決するための手段） 超高張力鋼の応力腐蝕割れに関しては、米国
NRLのB.F.Brownにより線型破壊力学の理論が
取り入れられ、欠陥が存在する材料が腐蝕環境に
対してどのような破壊挙動をとるかを亀裂先端の
Ｋ値を用いて定量化する方法が用いられている。 即ち、使用環境下において、予亀裂付きの試験
片を用い、ノツチ先端に非常に苛酷な条件を作る
ことにより遅れ破壊を生じ易くして、ここに種々
のＫ値のレベルで定荷重試験を行うことによりあ
る一定のＫ値以下では破壊を生じない限界値Klscc
値を求めることによつて耐応力腐蝕割れ性が評価
される。 本発明者らは、高強度で、高靭性を有し、かつ
海水中等における耐応力腐蝕割れ性のすぐれた鋼
を開発することを目的に、各種成分組成の鋼を検
討した結果、Ni含有鋼で不純物元素特にＮとＯ
と低減することによつて、目的の鋼が製造できる
ことを知見した。本発明は、このような事実の知
見に基づいて構成したもので、その要旨はwt％
につき単に％で示した鋼の成分が Ｃ 0.06〜0.20％，Si 0.35％以下， Mn 0.05〜1.0％，Ni ８〜11％， Cr 0.2〜2.5％，Mo 0.7〜2.5％ Ｖ 0.05〜0.2％，Al 0.01〜0.08％， Ｎ 0.005％以下，Ｏ 0.003％以下 又はさらに Cu ２％以下，Nb 0.1％以下， Ti 0.05％以下，Zr 0.1％以下， Ta 0.1％以下，Ｗ １％以下 の１種または２種以上を含有したもので、いずれ
の場合もAlならびにＮが上記組成範囲内で Al（％）×Ｎ（％）×104が1.5以下となることを満
足し残りがFeおよび不可避不純物からなる降伏
応力110Kgｆ／mm2以上の高靭性かつ、耐応力腐蝕
割れ性のすぐれた超高張力鋼である。 （作用） 本発明による鋼は、上記のような化学成分を有
しているが、発明鋼における成分元素の限定理由
を図面を参照しながら詳細に説明する。 Ｃは焼入性および強度を確保するために必要な
元素であるが、0.06％未満の低い含有量では本発
明鋼の強度の確保ができない。0.2％を超える含
有量では、溶接熱影響部の硬化が著しく、靭性お
よび耐応力腐蝕割れ性が劣化する。従つて0.06〜
0.2％とする。 Siは高強度化に効果があるが、高Ni鋼の場合
Siが高いと焼戻脆化感受性が大きくなり切欠靭性
が損なわれる。従つて、ある程度の強度を確保
し、切欠靭性を低下させないためには上限を0.35
％とする。 Mnは焼入性の確保および熱間加工時の割れ、
溶接時の熱間割れ防止のために必要であるが、一
方、Ni含有鋼の場合はMnが高いと焼戻脆化感受
性が大きく、１％以下にする必要がある。また
0.05％未満では熱間割れ防止に効果がない。従つ
て0.05〜１％とする。 Niは焼入処理によつて下部ベイナイトとマル
テンサイトの混合組織を得、焼戻時に比較的迅速
にオーステナイト中に拡散吸収され、残留オース
テナイトを衝撃応力に対して安定化させる作用を
持つ。そのためには８％以上必要である。一方11
％超過では焼戻時に変態した残留オーステナイト
を不安定にし靭性を劣化させ、また溶接熱影響部
の硬さを上昇させ靭性あるいは耐応力腐蝕割れ性
を劣化させる。従つて８〜11％に限定する。 Crは焼入性および強度を確保する上で0.2％以
上必要である。一方2.5％を超えると炭化物が異
常に増加し、靭性を劣化させる。従つて0.2〜2.5
％と限定する。 Moは強度を確保するため、また、Ni含有鋼の
焼戻脆化を防止するために必要である。0.7％未
満では目標とする強度が得られず、また2.5％超
では粗大な炭化物を生成して靭性および耐応力割
れ性を低下させる。従つて0.7〜2.5％とする。 Ｖは焼戻しの時に炭・窒化物を生成して強度確
保のために必要である。目標の強度確保のために
は0.05％以上必要であり、一方0.2％を超えると
靭性が劣化する。従つて0.05〜0.2％とする。 Ｎは溶接熱影響部の耐応力腐蝕割れ性・Klsccに
大きな影響を与えるためまた、母材の靭性確保に
も大きく影響するため極力低減する必要がある。
またＮはAlとの関係で後述するようにAlNとし
ての微妙な効果があり別に規定する制限が必要で
ある。その他、本発明鋼のようにＶを含有してい
る鋼はＶの窒化物を生成し、高強度化に効果があ
るが、Ｎが50PPMを超えると粗大な窒化物を生成
して靭性を劣化させる。 Ｏは超高張力鋼では靭性におよぼす影響が大き
く、特にシヤルピー遷移曲線の上棚の吸収エネル
ギー即ちシエルフエネルギーの値を支配する。鋼
中のＯは殆どが酸化物を形成しこれが破壊時の吸
収エネルギーを低下させるもので、高強度鋼にな
るほどその影響力が大きい。従つてＯは極力低下
させることが望ましく30PPM以下にすることで本
発明鋼の靭性が得られる。 Alは鋼中のＮと結びついてAlNとなり、組織
の微細化に寄与するが、添加量が過多になると反
つて粒の粗大化を招き、またAl2O3等の介在物の
量の増大を招き、特に超高張力鋼の場合靭性を著
しく阻害する。従つて当然鋼の種類により、適正
量が存在するが本発明鋼では0.01〜0.08％であ
る。 一方、Ｎとの相関で後述する制約をさらに加え
ることはＮのところでも述べた通りである。 また、この他P.S.Sb.Sn.As等の不純物は靭性、
溶接性の面から可及的に低くすることが必要であ
る。 さらにAlとＮは、AI（％）×Ｎ（％）×104が1.5以
下になるように制御する。即ち、靭性の向上のた
めには、Al量およびＮ量を単独で前記のように
限定するとともに互いに関連させて限定すること
が重要であり、 Al（％）×Ｎ（％）×104＜1.5の関係を満足するも
のは第１図のように靭性は良好であることを見出
した。 この点は後述する実施例の中で第１表に示す比
較鋼Ｓ，Ｔ，Ｕ， がAl量、Ｎ量は上記単独での限定範囲内である
にもかかわらず上記関係式を満足しないため第１
表および第１図に示すように靭性が低いことも明
らかである。 さらに詳しく説明すると、上記組成の鋼におい
てAl量およびＮ量を変えて、第１表の鋼Ｎ〜Ｖ
に示すとおり変化させ、それらの鋼について通常
の熱間圧延を施し、圧延のままの状態における
AlN量の分析結果は、第２図に示す通りである。
本図からわかるようにAlN量は、 Al（％）×Ｎ（％）×104の値が1.5を超えると増加
する。このような未固溶のAlNは粗大化したも
のが多く、焼入れ時の再加熱でも溶解せずに残
り、微細なAlNと相違してオーステナイト粒の
細粒化に寄与しないだけでなく靭性を著しく阻害
する。従つて上記関係式によるAlとＮの限定が
必要である。 以上が基本的な元素であるが、さらに本発明鋼
には、前記以外の元素としてCu，Nb，Ti，Zr，
Ta，Ｗを必要量添加しても同様の特性の鋼を得
ることが可能である。 即ち、２％以下のCuは靭性を劣化させずに強
度を上昇することに対して有効であるが、上限限
定値を超える添加量になれば溶接する際に溶接部
に熱間割れを出易くする。 また0.1％以下のNbは、母材の組織を細粒にし
て靭性向上効果をもたらすがこれを超えると溶接
熱影響部の靭性を低下させる危険性が大きい。 Tiは溶接熱影響部の粗粒化防止を通して同部
分の靭性劣化防止に効果的であるが、添加量が多
いと反つて溶接熱影響部の靭性だけでなく母材の
靭性迄劣化せしめるので上限を0.05％とした。 Zr，TaはＯ，Ｎ，Ｓとの親和力が強く、この
ため、脱酸、脱窒、増硫剤として少量添加して効
果があるが含有量が0.1％を超えるとそれぞれの
化合物が鋼中に散在して母材の靭性を劣化せしめ
る。 Ｗは地鉄に固溶し、これを強化する作用が大き
く、焼入れ性を高め焼戻抵抗性を向上させるので
有効であるが、１％を超えるとMoと同様に粗大
な炭化物を生成させ靭性を劣化させる傾向にあ
る。従つて、上限を１％とした。 （実施例） 次に本発明の有する特別の効果を明確にするた
め、以下の実施例について説明する。 第１表に示すような化学成分を有する鋼を溶製
し、これに熱間加工を施し、15〜40mmの板厚に圧
延し焼入れ、焼戻しを行つた。これらについて母
材の機械的性質とさらに母材および溶接熱影響部
のKiscc値を調べた。溶接はTIG溶接により入熱
25KJ／cmで実施した。得られた機械的性質を第
２表に、さらに3.5％の人工海水中でのASME
E399のCT試験片を使つたKiscc験結果の代表例を
第３図に示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
この結果から溶接熱影響部で高いKisccを得るに
はＮを50PPM以下に低減することが必要なことが
わかる。 このように、Ｎの低減により、溶接熱影響の
Kiscc値が向上する理由は以下の通りである。即
ち、溶接熱影響部の熱履歴を考えると、本発明鋼
が実用に供される時は多層盛溶接が使われるが、
溶接熱影響部は次の溶接パスの影響によつて繰返
し熱影響をうける。その際、VNなどの析出、固
溶を繰り返すことになるが、Ｎが50PPM以上では
析出物が増加し、溶接熱影響の硬化も促進され
る。Ｎ含有量が少量の時は微細に分散したVNは
Kisccに対する影響は少ないが、Ｎが増加し析出物
の量も増加し、粗大化するとKisccが低下する。そ
のＮ限界は50PPMである。 次に本発明鋼の製造法について説明する。転
炉、電気炉などの溶解炉を使用して溶製された本
発明鋼組成の溶鋼を連続鋳造法あるいは鋳型造
塊、分塊法などによつてスラブを製造する。この
ようにして製造したスラブをAc3変態点以上の温
度に再加熱し、圧延仕上温度をオーステナイト域
とする圧延を行う。さらにAc3変態点以上に加
熱、焼入れする処理を１回または２回繰返し、そ
の後Ac1変態点以下の温度に加熱し焼戻しを行
う。 （発明の効果） 本発明鋼は次に掲げる，の特徴を有してい
る。 常温において0.2％P.Sが110Kgｆ／mm2以上の
超高張力鋼である。 低Ｎ化することにより溶接熱影響部のKisccが
極めて良好な鋼である。
はＮを50PPM以下に低減することが必要なことが
わかる。 このように、Ｎの低減により、溶接熱影響の
Kiscc値が向上する理由は以下の通りである。即
ち、溶接熱影響部の熱履歴を考えると、本発明鋼
が実用に供される時は多層盛溶接が使われるが、
溶接熱影響部は次の溶接パスの影響によつて繰返
し熱影響をうける。その際、VNなどの析出、固
溶を繰り返すことになるが、Ｎが50PPM以上では
析出物が増加し、溶接熱影響の硬化も促進され
る。Ｎ含有量が少量の時は微細に分散したVNは
Kisccに対する影響は少ないが、Ｎが増加し析出物
の量も増加し、粗大化するとKisccが低下する。そ
のＮ限界は50PPMである。 次に本発明鋼の製造法について説明する。転
炉、電気炉などの溶解炉を使用して溶製された本
発明鋼組成の溶鋼を連続鋳造法あるいは鋳型造
塊、分塊法などによつてスラブを製造する。この
ようにして製造したスラブをAc3変態点以上の温
度に再加熱し、圧延仕上温度をオーステナイト域
とする圧延を行う。さらにAc3変態点以上に加
熱、焼入れする処理を１回または２回繰返し、そ
の後Ac1変態点以下の温度に加熱し焼戻しを行
う。 （発明の効果） 本発明鋼は次に掲げる，の特徴を有してい
る。 常温において0.2％P.Sが110Kgｆ／mm2以上の
超高張力鋼である。 低Ｎ化することにより溶接熱影響部のKisccが
極めて良好な鋼である。
第１図は母材靭性とAl含有量、Ｎ含有量との
関係を示した図で、Al（％）×Ｎ（％）×104の値が
1.5以下である本発明鋼とAl（％）×Ｎ（％）×104の
値が1.5を超えるか、Ｎ量が本発明の請求範囲を
超えるものの靭性値がはつきりと異なつているこ
とを示すグラフ、第２図はAl（％）×Ｎ（％）×104
の値と圧延ままのAlN中のＮ量との相関を示す
図で圧延後未固溶の粗大AlNの量が多いことを
示すグラフ、第３図はＮ量の異なる３種の鋼の溶
接熱影響部のKiscc値の試験結果の比較図で鋼Ａお
よび鋼ＣがＮ量の多い鋼Ｍに比してKisccが著しく
改善されていることを示すグラフである。
関係を示した図で、Al（％）×Ｎ（％）×104の値が
1.5以下である本発明鋼とAl（％）×Ｎ（％）×104の
値が1.5を超えるか、Ｎ量が本発明の請求範囲を
超えるものの靭性値がはつきりと異なつているこ
とを示すグラフ、第２図はAl（％）×Ｎ（％）×104
の値と圧延ままのAlN中のＮ量との相関を示す
図で圧延後未固溶の粗大AlNの量が多いことを
示すグラフ、第３図はＮ量の異なる３種の鋼の溶
接熱影響部のKiscc値の試験結果の比較図で鋼Ａお
よび鋼ＣがＮ量の多い鋼Ｍに比してKisccが著しく
改善されていることを示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ 0.06〜0.20wt％、Si 0.35wt％以
下、 Mn 0.05〜1.00wt％、Ni ８〜11wt％、 Cr 0.2〜2.5wt％、Mo 0.7〜2.5wt％ Ｖ 0.05〜0.2wt％、Al 0.01〜0.08wt％、 Ｎ 0.005wt％以下、Ｏ 0.003wt％以下 であり、残部がFeと不可避的不純物からなつて、
しかもAlならびにＮが上記組成範囲内で、Al
（％）×Ｎ（％）×104が1.5以下となる関係を満足す
ることを特徴とする降伏応力110Kgｆ／mm2以上の
耐応力腐蝕割れ性のすぐれた高靭性超高張力鋼。 ２ Ｃ 0.06〜0.20wt％、Si 0.35wt％以
下、 Mn 0.05〜1.00wt％、Ni ８〜11wt％、 Cr 0.2〜2.5wt％、Mo 0.7〜2.5wt％ Ｖ 0.05〜0.2wt％、Al 0.01〜0.08wt％、 Ｎ 0.005wt％以下、Ｏ 0.003wt％以下 であり、かつ、Cu 2wt％以下、 Nb 0.10wt％以下、Ti 0.05wt％以下、 Zr 0.1wt％以下、Ta 0.1wt％以下、 Ｗ 1wt％以下の１種または２種以上を含有し
残部がFeおよび不可避的不純物からなつて、し
かもAlならびにＮが上記組成範囲内で、Al（％）
×Ｎ（％）×104が1.5以下となる関係を満足するこ
とを特徴とする降伏応力110Kgｆ／mm2以上の耐応
力腐蝕割れ性のすぐれた高靭性超高張力鋼。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59251167A JPS61130462A (ja) | 1984-11-28 | 1984-11-28 | 降伏応力１１０ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の耐応力腐蝕割れ性のすぐれた高靭性超高張力鋼 |
| US07/045,174 US4814141A (en) | 1984-11-28 | 1987-04-22 | High toughness, ultra-high strength steel having an excellent stress corrosion cracking resistance with a yield stress of not less than 110 kgf/mm2 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59251167A JPS61130462A (ja) | 1984-11-28 | 1984-11-28 | 降伏応力１１０ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の耐応力腐蝕割れ性のすぐれた高靭性超高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61130462A JPS61130462A (ja) | 1986-06-18 |
| JPS6411105B2 true JPS6411105B2 (ja) | 1989-02-23 |
Family
ID=17218670
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59251167A Granted JPS61130462A (ja) | 1984-11-28 | 1984-11-28 | 降伏応力１１０ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の耐応力腐蝕割れ性のすぐれた高靭性超高張力鋼 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
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-
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-
1987
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Also Published As
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