JP2930772B2 - 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼 - Google Patents
溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は引張り強さが１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2以上で、かつ溶接入熱が４０ｋＪ／ｃｍ〜２
００ｋＪ／ｃｍ程度の中入熱から大入熱溶接に至る広範
な入熱の溶接においても良好な溶接熱影響部の低温靱性
を有する溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力
鋼にかかわるものである。
ｆ／ｍｍ2以上で、かつ溶接入熱が４０ｋＪ／ｃｍ〜２
００ｋＪ／ｃｍ程度の中入熱から大入熱溶接に至る広範
な入熱の溶接においても良好な溶接熱影響部の低温靱性
を有する溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力
鋼にかかわるものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、造船、貯蔵タンク
等、大型構造物の材質に対する要求は安全性確保の点か
ら厳しさを増している。特に母材に比べて材質が劣化す
る傾向にある溶接熱影響部の低温靱性の向上が望まれて
いる。一般に鋼材をサブマージアーク溶接やエレクトロ
スラグ溶接などの溶接入熱の大きい自動溶接を行うと、
溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）のオーステナイ
ト結晶粒が粗大化することによりＨＡＺの組織が粗くな
り、ＨＡＺ靱性が著しく低下する。ＨＡＺ靱性向上のた
めにはＨＡＺ、特に高温にさらされる融合部（フュージ
ョンライン、以下ＦＬと称する）近傍のＨＡＺ組織を微
細化する必要がある。従来、以下に示すような種々のＨ
ＡＺ組織微細化方法が提案されている。例えば、昭和５
４年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２３２頁に
おいては、ＴｉＮを微細析出させることによりＨＡＺの
オーステナイト粒を微細化して、５０ｋｇｆ／ｍｍ2級
高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改善する技術が
開示されている。ごく最近では、オーステナイトの細粒
化によらずに粒内フェライトを生成させることによりＨ
ＡＺ組織の微細化を図る技術が開発されている。粒内フ
ェライトの生成核としてＴｉ酸化物が有効であり、Ｔｉ
酸化物は高温にさらされても溶解することがなく、ＦＬ
直近でも粒内フェライトの核として働き、組織微細化が
可能で、ＴｉＮ等を利用した鋼に比較してＦＬ近傍のＨ
ＡＺ靱性の著しい向上が可能であることが、例えば特開
昭６１−１１７２４５号公報に示されている。
等、大型構造物の材質に対する要求は安全性確保の点か
ら厳しさを増している。特に母材に比べて材質が劣化す
る傾向にある溶接熱影響部の低温靱性の向上が望まれて
いる。一般に鋼材をサブマージアーク溶接やエレクトロ
スラグ溶接などの溶接入熱の大きい自動溶接を行うと、
溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）のオーステナイ
ト結晶粒が粗大化することによりＨＡＺの組織が粗くな
り、ＨＡＺ靱性が著しく低下する。ＨＡＺ靱性向上のた
めにはＨＡＺ、特に高温にさらされる融合部（フュージ
ョンライン、以下ＦＬと称する）近傍のＨＡＺ組織を微
細化する必要がある。従来、以下に示すような種々のＨ
ＡＺ組織微細化方法が提案されている。例えば、昭和５
４年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２３２頁に
おいては、ＴｉＮを微細析出させることによりＨＡＺの
オーステナイト粒を微細化して、５０ｋｇｆ／ｍｍ2級
高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改善する技術が
開示されている。ごく最近では、オーステナイトの細粒
化によらずに粒内フェライトを生成させることによりＨ
ＡＺ組織の微細化を図る技術が開発されている。粒内フ
ェライトの生成核としてＴｉ酸化物が有効であり、Ｔｉ
酸化物は高温にさらされても溶解することがなく、ＦＬ
直近でも粒内フェライトの核として働き、組織微細化が
可能で、ＴｉＮ等を利用した鋼に比較してＦＬ近傍のＨ
ＡＺ靱性の著しい向上が可能であることが、例えば特開
昭６１−１１７２４５号公報に示されている。
【０００３】しかしながら以上のＨＡＺ靱性向上技術は
いずれもＨＡＺ組織中に一部なりでもフェライトが生成
するような成分領域についてのみ適用できるものであ
り、母材の引張強さでみればせいぜい６０ｋｇｆ／ｍｍ
2級までである。さらに強度レベルの高い鋼においては
上記技術に類似した組織微細化技術は認められず、ほと
んど唯一のＨＡＺ靱性向上方法はＮｉの多量添加のみで
あった。即ち５〜６％、さらには９％程度に多量のＮｉ
を含有する鋼では極低温、一般的には−１００℃以下で
も母材及びそれほど溶接入熱の大きくない溶接部のＨＡ
Ｚ靱性を保証することが可能である。ただし、このよう
な高Ｎｉ鋼でも溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍ程度のいわ
ゆる大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性まで容易に保証でき
るまでに至っていない。加えてこのような高Ｎｉ鋼は通
常の鋼材に比べて不可避的に非常に高価となるため、構
造物全般に広く使用できるものでなく、廉価でかつ様々
な溶接条件おいても優れたＨＡＺ靱性を有する高張力
鋼、特にフェライトの生成が困難な強度レベルの高張力
鋼の製造技術の確立が望まれる。
いずれもＨＡＺ組織中に一部なりでもフェライトが生成
するような成分領域についてのみ適用できるものであ
り、母材の引張強さでみればせいぜい６０ｋｇｆ／ｍｍ
2級までである。さらに強度レベルの高い鋼においては
上記技術に類似した組織微細化技術は認められず、ほと
んど唯一のＨＡＺ靱性向上方法はＮｉの多量添加のみで
あった。即ち５〜６％、さらには９％程度に多量のＮｉ
を含有する鋼では極低温、一般的には−１００℃以下で
も母材及びそれほど溶接入熱の大きくない溶接部のＨＡ
Ｚ靱性を保証することが可能である。ただし、このよう
な高Ｎｉ鋼でも溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍ程度のいわ
ゆる大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性まで容易に保証でき
るまでに至っていない。加えてこのような高Ｎｉ鋼は通
常の鋼材に比べて不可避的に非常に高価となるため、構
造物全般に広く使用できるものでなく、廉価でかつ様々
な溶接条件おいても優れたＨＡＺ靱性を有する高張力
鋼、特にフェライトの生成が困難な強度レベルの高張力
鋼の製造技術の確立が望まれる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】Ｎｉ等の高価な合金元
素を用いずに高強度化する手段としてはＭｎの活用が考
えられる。Ｍｎは廉価な上にＮｉに比較して少量の添加
で焼入性を高めることが可能な元素であることから本発
明者らはその最大限の有効利用を計ることが廉価な高強
度高靱性鋼のひとつの可能性と考え、種々検討を加えた
結果、Ｍｎ以外の高価な合金元素を可能な限り用いず
に、母材の引張り強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ2以上で、
かつ、溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼
を発明するに至ったものである。通常、引張強さ１００
ｋｇｆ／ｍｍ2以上の高強度をＭｎ添加のみで得ようと
した場合、必然的に添加量は数％以上を必要とし、その
場合には母材、ＨＡＺを問わず粒界破壊感受性が高ま
り、粒界破壊により靱性が大きく劣化するようになるの
が一般的であり、単純にＭｎを増加させた場合には高強
度化はできても母材及びＨＡＺの靱性向上は非常に困難
となる。低合金鋼ではＨＡＺ靱性と組織との一般的な関
係は非常によく知られており、上部ベイナイト組織のと
きに最もＨＡＺ靱性が劣化することが常識的に知られて
いる。この靱性劣化を抑制するために低強度側では粒内
フェライト変態に代表されるようなフェライト組織の微
細化が一般的であり、高強度側では焼入性の適正化によ
る下部ベイナイト主体組織化が有効な方法である。しか
しながらこの知見は１％前後の比較的少ないＭｎ量の低
合金鋼においてのものであり、例えば２％をはるかに超
えるような高Ｍｎ鋼においても従来知見が適用可能かど
うかについては全く不明である。従って、本発明が基本
とする高Ｍｎにおいて母材、ＨＡＺともに靱性を向上さ
せるためには最適組織を明確にして、それを得るための
手法と同時に粒界破壊を防止する手段を見いだすことが
課題となる。
素を用いずに高強度化する手段としてはＭｎの活用が考
えられる。Ｍｎは廉価な上にＮｉに比較して少量の添加
で焼入性を高めることが可能な元素であることから本発
明者らはその最大限の有効利用を計ることが廉価な高強
度高靱性鋼のひとつの可能性と考え、種々検討を加えた
結果、Ｍｎ以外の高価な合金元素を可能な限り用いず
に、母材の引張り強さが１００ｋｇｆ／ｍｍ2以上で、
かつ、溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼
を発明するに至ったものである。通常、引張強さ１００
ｋｇｆ／ｍｍ2以上の高強度をＭｎ添加のみで得ようと
した場合、必然的に添加量は数％以上を必要とし、その
場合には母材、ＨＡＺを問わず粒界破壊感受性が高ま
り、粒界破壊により靱性が大きく劣化するようになるの
が一般的であり、単純にＭｎを増加させた場合には高強
度化はできても母材及びＨＡＺの靱性向上は非常に困難
となる。低合金鋼ではＨＡＺ靱性と組織との一般的な関
係は非常によく知られており、上部ベイナイト組織のと
きに最もＨＡＺ靱性が劣化することが常識的に知られて
いる。この靱性劣化を抑制するために低強度側では粒内
フェライト変態に代表されるようなフェライト組織の微
細化が一般的であり、高強度側では焼入性の適正化によ
る下部ベイナイト主体組織化が有効な方法である。しか
しながらこの知見は１％前後の比較的少ないＭｎ量の低
合金鋼においてのものであり、例えば２％をはるかに超
えるような高Ｍｎ鋼においても従来知見が適用可能かど
うかについては全く不明である。従って、本発明が基本
とする高Ｍｎにおいて母材、ＨＡＺともに靱性を向上さ
せるためには最適組織を明確にして、それを得るための
手法と同時に粒界破壊を防止する手段を見いだすことが
課題となる。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らはこれらの課
題を克服すべく詳細な検討を行った結果、高価なＮｉを
多量に添加する事なく、母材の引張り強さが１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2以上で、母材靱性だけでなく、大入熱溶接を
含む広い入熱範囲において溶接熱影響部の靱性が良好な
超高張力鋼として、重量％でＣ：０．０１〜０．０６
％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：６〜１５％、
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらに必要に応じてＮ
ｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．５％以下の１種または２
種を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなること
を特徴とする高マンガン超高張力鋼を発明するに至っ
た。
題を克服すべく詳細な検討を行った結果、高価なＮｉを
多量に添加する事なく、母材の引張り強さが１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2以上で、母材靱性だけでなく、大入熱溶接を
含む広い入熱範囲において溶接熱影響部の靱性が良好な
超高張力鋼として、重量％でＣ：０．０１〜０．０６
％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：６〜１５％、
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．０１０％、
Ｎ：０．０１０％以下を含有し、さらに必要に応じてＮ
ｉ：３．０％以下、Ｃｕ：１．５％以下の１種または２
種を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなること
を特徴とする高マンガン超高張力鋼を発明するに至っ
た。
【０００６】以下本発明の要旨を実験結果に基づいて詳
細に説明する。本発明においてはＣ、Ｍｎ、Ｂが最も重
要な組成である。先ず、溶接熱影響部の靱性についてみ
ると、従来の低温靱性を目的としたＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉ等
を含有した高張力鋼では微細な上部ベイナイトあるいは
下部ベイナイトとマルテンサイト組織となる成分のとき
に靱性が最も良好となることが例えば昭和５４年６月発
行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２２３頁に示されてい
る。しかしながら、高価なこれらの合金元素を用いず、
主としてＭｎだけで強度靱性を確保することを目的とし
た場合はベイナイトが存在する成分範囲では良好な靱性
が得られないことが判明した。即ち、Ｃが約０．０２％
あるいは０．１％、Ｓｉが約０．１％、Ｍｎが約１〜２
０％、Ａｌが約０．０３％、Ｎが約０．００３％、Ｂが
無添加あるいは約０．００１０％の範囲の小型真空溶解
鋼を用いて大入熱溶接を想定した溶接再現熱サイクル靱
性（最高加熱温度：１４００℃、８００℃から５００℃
までの冷却時間：１６０秒）を検討した結果、図１に示
すように、ベイナイト組織が存在するＭｎが４〜５％以
下の成分では、シャルピー試験の吸収エネルギーが７ｋ
ｇｆｍとなる温度（ｖＴｒ7．0）で靱性を評価した場
合、良好な靱性が得られる範囲が存在せず、むしろＢ添
加鋼に認められるようにＭｎが６％程度以上で、ほぼ１
００％マルテンサイト組織となる成分領域において良好
なＨＡＺ靱性が得られ、また、ＨＡＺ靱性向上のために
はＭｎ量の適正化と共にＣ量を低減し、Ｂを添加する必
要があることを見いだした。なお、微視的には、本発明
鋼の成分範囲における組織は体心正方晶のマルテンサイ
トと成分によっては若干の残留オーステナイト、さらに
は微量のちょう密六方晶のεマルテンサイトを含有する
場合もあるが、量的には正方晶マルテンサイトが主体と
なる。さらに、本発明鋼は焼入性が非常に高く、溶接条
件により冷却速度が大きく変化しても基本的にはいずれ
もマルテンサイト組織のため、靱性変化がほとんど認め
られない。ちなみに、本発明者らは８００から５００℃
までの冷却時間が３０秒、３２０秒の熱サイクル条件に
おける靱性も調査したが、いずれも図１と類似の結果が
得られた。母材についても同様の理由から本発明鋼にお
いては通常、工業的に得られる冷却速度の範囲内では安
定してマルテンサイト組織が得られるため、製造方法に
よらず、例えば、熱間圧延ままか、焼入れ焼戻し処理に
よるかによらず、強度・靱性の変化は非常に小さい。ま
た、Ｍｎ量が６％以上と高いため、Ｃ量が０．０１％〜
０．０６％と低いにもかかわらず、引張り強度は１００
ｋｇｆ／ｍｍ2以上が安定して達成可能である。
細に説明する。本発明においてはＣ、Ｍｎ、Ｂが最も重
要な組成である。先ず、溶接熱影響部の靱性についてみ
ると、従来の低温靱性を目的としたＣｒ，Ｍｏ，Ｎｉ等
を含有した高張力鋼では微細な上部ベイナイトあるいは
下部ベイナイトとマルテンサイト組織となる成分のとき
に靱性が最も良好となることが例えば昭和５４年６月発
行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２２３頁に示されてい
る。しかしながら、高価なこれらの合金元素を用いず、
主としてＭｎだけで強度靱性を確保することを目的とし
た場合はベイナイトが存在する成分範囲では良好な靱性
が得られないことが判明した。即ち、Ｃが約０．０２％
あるいは０．１％、Ｓｉが約０．１％、Ｍｎが約１〜２
０％、Ａｌが約０．０３％、Ｎが約０．００３％、Ｂが
無添加あるいは約０．００１０％の範囲の小型真空溶解
鋼を用いて大入熱溶接を想定した溶接再現熱サイクル靱
性（最高加熱温度：１４００℃、８００℃から５００℃
までの冷却時間：１６０秒）を検討した結果、図１に示
すように、ベイナイト組織が存在するＭｎが４〜５％以
下の成分では、シャルピー試験の吸収エネルギーが７ｋ
ｇｆｍとなる温度（ｖＴｒ7．0）で靱性を評価した場
合、良好な靱性が得られる範囲が存在せず、むしろＢ添
加鋼に認められるようにＭｎが６％程度以上で、ほぼ１
００％マルテンサイト組織となる成分領域において良好
なＨＡＺ靱性が得られ、また、ＨＡＺ靱性向上のために
はＭｎ量の適正化と共にＣ量を低減し、Ｂを添加する必
要があることを見いだした。なお、微視的には、本発明
鋼の成分範囲における組織は体心正方晶のマルテンサイ
トと成分によっては若干の残留オーステナイト、さらに
は微量のちょう密六方晶のεマルテンサイトを含有する
場合もあるが、量的には正方晶マルテンサイトが主体と
なる。さらに、本発明鋼は焼入性が非常に高く、溶接条
件により冷却速度が大きく変化しても基本的にはいずれ
もマルテンサイト組織のため、靱性変化がほとんど認め
られない。ちなみに、本発明者らは８００から５００℃
までの冷却時間が３０秒、３２０秒の熱サイクル条件に
おける靱性も調査したが、いずれも図１と類似の結果が
得られた。母材についても同様の理由から本発明鋼にお
いては通常、工業的に得られる冷却速度の範囲内では安
定してマルテンサイト組織が得られるため、製造方法に
よらず、例えば、熱間圧延ままか、焼入れ焼戻し処理に
よるかによらず、強度・靱性の変化は非常に小さい。ま
た、Ｍｎ量が６％以上と高いため、Ｃ量が０．０１％〜
０．０６％と低いにもかかわらず、引張り強度は１００
ｋｇｆ／ｍｍ2以上が安定して達成可能である。
【０００７】
【作用】以上が、本発明の基本要旨であるが、本発明の
目的とする特性を達成するためには各々の構成元素量に
ついても以下に述べるように適正範囲に限定する必要が
ある。まず、Ｃは強度を向上するために有効な成分であ
るが、本発明者らが詳細に検討した結果によれば、本発
明の如き高Ｍｎ鋼においてはＣ量が増加するにつれて母
材靱性、ＨＡＺ靱性が劣化する。Ｃの悪影響は母材靱性
においてより顕著であり、０．０１％の添加あたりｖＴ
ｒ7．0が約１０〜１５℃上昇する。本発明では母材強度
を確保でき、母材靱性を極端に劣化させない範囲として
Ｃを０．０１％〜０．０６％とした。次に、Ｓｉは溶鋼
の脱酸を行う上で有効な元素であり、強度上昇にも効果
があるが、多量に添加した場合、粗大な酸化物を生成し
やすく、本発明のような強度の高い鋼では延性や靱性を
大きく損ねるため、０．０１〜１．０％の範囲とした。
Ｍｎは本発明の最も重要な構成元素のひとつである。本
発明においては冷却速度の広い範囲でほぼマルテンサイ
ト１相組織となって、安定して母材強度、ＨＡＺ靱性を
確保できるに必要な量として下限を６％とした。さらに
Ｍｎ量を高めるとＨＡＺ靱性は向上するが、図１の０．
０２％Ｃ−Ｂ添加鋼において認められるように１５％を
超えると逆に靱性が劣化しはじめる。母材靱性も同様に
１５％を超えるＭｎ量では靱性が劣化する傾向にあり、
その劣化量はＨＡＺ靱性におけるよりも顕著であるた
め、本発明においてはＭｎ量の上限を１５％とした。Ｐ
は粒界脆化を助長して母材、ＨＡＺとも靱性を劣化させ
るため、極力低減することが好ましいが、許容できる量
として０．０１％以下とした。ＳについてもＭｎＳを形
成したり粒界に偏析して延性や靱性を劣化させるため、
極力低減することが好ましいが、許容できる量として
０．０１％以下とした。ＡｌはＳｉと同様、脱酸元素と
して有効であるが、過剰に添加すると、粗大な酸化物を
形成して延性、靱性の劣化要因となるため、０．００５
〜０．１％の範囲とした。Ｂは高Ｍｎ鋼における粒界脆
化を抑制するために特に重要な元素であり、その効果を
生じさせるためには０．０００３％以上の添加が必要で
ある。しかし、０．０１０％を超える添加を行うと、析
出物を生成しやすくなり粒界脆化抑制効果が失われると
共に、析出物による靱性劣化を生じるため、０．０００
３〜０．０１０％の範囲とした。ＮはＢＮを形成してＢ
の粒界脆化抑制効果を減ずるため、含有量は少ない方が
好ましいが、許容できる範囲として、上限を０．０１０
％とした。以上が、本発明鋼の基本成分の各々の限定理
由であるが、母材及びＨＡＺの靱性向上の目的で、必要
に応じてＮｉ、Ｃｕの１種以上を含有することができ
る。Ｎｉは含有量が多いほど母材靱性、ＨＡＺ靱性共に
遷移温度としては改善されるが、一方で、シェルフエネ
ルギーが低下する傾向にあり、３．０％を超える添加を
しても、靱性改善効果が飽和するため、経済性も考慮し
て３．０％を上限とした。Ｃｕの効果も定性的にはＮｉ
とほぼ同様であるが、１．５％を超える多量の添加は鋳
片の割れや析出脆化の問題等が顕著になるため、上限を
１．５％とした。
目的とする特性を達成するためには各々の構成元素量に
ついても以下に述べるように適正範囲に限定する必要が
ある。まず、Ｃは強度を向上するために有効な成分であ
るが、本発明者らが詳細に検討した結果によれば、本発
明の如き高Ｍｎ鋼においてはＣ量が増加するにつれて母
材靱性、ＨＡＺ靱性が劣化する。Ｃの悪影響は母材靱性
においてより顕著であり、０．０１％の添加あたりｖＴ
ｒ7．0が約１０〜１５℃上昇する。本発明では母材強度
を確保でき、母材靱性を極端に劣化させない範囲として
Ｃを０．０１％〜０．０６％とした。次に、Ｓｉは溶鋼
の脱酸を行う上で有効な元素であり、強度上昇にも効果
があるが、多量に添加した場合、粗大な酸化物を生成し
やすく、本発明のような強度の高い鋼では延性や靱性を
大きく損ねるため、０．０１〜１．０％の範囲とした。
Ｍｎは本発明の最も重要な構成元素のひとつである。本
発明においては冷却速度の広い範囲でほぼマルテンサイ
ト１相組織となって、安定して母材強度、ＨＡＺ靱性を
確保できるに必要な量として下限を６％とした。さらに
Ｍｎ量を高めるとＨＡＺ靱性は向上するが、図１の０．
０２％Ｃ−Ｂ添加鋼において認められるように１５％を
超えると逆に靱性が劣化しはじめる。母材靱性も同様に
１５％を超えるＭｎ量では靱性が劣化する傾向にあり、
その劣化量はＨＡＺ靱性におけるよりも顕著であるた
め、本発明においてはＭｎ量の上限を１５％とした。Ｐ
は粒界脆化を助長して母材、ＨＡＺとも靱性を劣化させ
るため、極力低減することが好ましいが、許容できる量
として０．０１％以下とした。ＳについてもＭｎＳを形
成したり粒界に偏析して延性や靱性を劣化させるため、
極力低減することが好ましいが、許容できる量として
０．０１％以下とした。ＡｌはＳｉと同様、脱酸元素と
して有効であるが、過剰に添加すると、粗大な酸化物を
形成して延性、靱性の劣化要因となるため、０．００５
〜０．１％の範囲とした。Ｂは高Ｍｎ鋼における粒界脆
化を抑制するために特に重要な元素であり、その効果を
生じさせるためには０．０００３％以上の添加が必要で
ある。しかし、０．０１０％を超える添加を行うと、析
出物を生成しやすくなり粒界脆化抑制効果が失われると
共に、析出物による靱性劣化を生じるため、０．０００
３〜０．０１０％の範囲とした。ＮはＢＮを形成してＢ
の粒界脆化抑制効果を減ずるため、含有量は少ない方が
好ましいが、許容できる範囲として、上限を０．０１０
％とした。以上が、本発明鋼の基本成分の各々の限定理
由であるが、母材及びＨＡＺの靱性向上の目的で、必要
に応じてＮｉ、Ｃｕの１種以上を含有することができ
る。Ｎｉは含有量が多いほど母材靱性、ＨＡＺ靱性共に
遷移温度としては改善されるが、一方で、シェルフエネ
ルギーが低下する傾向にあり、３．０％を超える添加を
しても、靱性改善効果が飽和するため、経済性も考慮し
て３．０％を上限とした。Ｃｕの効果も定性的にはＮｉ
とほぼ同様であるが、１．５％を超える多量の添加は鋳
片の割れや析出脆化の問題等が顕著になるため、上限を
１．５％とした。
【０００８】
【実施例】表１に本発明に従って試作した鋼板及び比較
鋼板の化学成分、母材強度靭性、ＨＡＺの靭性等を示
す。ここで、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２が本発明鋼であり、
Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２２が比較鋼である。本発明鋼、比
較鋼とも圧延により２０ｍｍの鋼板とした。本発明鋼の
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８及び比較鋼については延性後さらに
焼入れ−焼戻し処理を行った後、特性調査を実施した。
また、本発明鋼のＮｏ．９〜Ｎｏ．１２については圧延
ままの素材より採取した試験片により特性を調査した。
いずれの試験片も板厚中心部より圧延方向に平行な方向
で採取した。母材の強度は丸棒引張り試験の０．２％耐
力及び引張り強さで評価した、一方、母材靭性はシャル
ピー衝撃試験における−６０℃での吸収エネルギーで評
価した。また、ＨＡＺ靭性は最高加熱温度１４００℃、
８００℃から５００℃までの冷却時間が１６０秒である
溶接再現熱サイクルを付与したときのシヤルピー衝撃試
験の−６０℃での吸収エネルギーで評価した。ちなみに
本熱サイクル条件は板厚２０ｍｍの鋼板を入熱量約１０
０ｋＪ／ｃｍサブマージアーク溶接したときのＦＬでの
熱履歴に相当する。表１から明らかなように、Ｎｏ．１
〜Ｎｏ．１２の本発明鋼は比較鋼に比べて優れたＨＡＺ
靭性を有し、−６０℃の低温でも構造物の安全性確保に
十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを示すことが分
かる。また、母材特性も引張り強さは１００ｋｇｆ／ｍ
ｍ２以上で、かつ、優れた靭性を示す。即ち、本発明に
よれば非常に高い強度と優れた母材、ＨＡＺ靭性を兼ね
備えた鋼が得られることが明らかである。一方、Ｎｏ．
１３〜Ｎｏ．２２の比較鋼は本発明の要件を満足してお
らず、そのため、母材強度、靭性あるいはＨＡＺ靭性が
本発明鋼に比べて劣ることが同様に表１から明白であ
る。即ち、比較鋼Ｎｏ．１３はＭｎ量が不足している上
にＢを含有していないため、母材引張り強度が低く、Ｈ
ＡＺ靭性も劣る。Ｎｏ．１４はＭｎ量は本発明範囲内で
はあるが、Ｂ無添加のため特にＨＡＺ靭性の劣化が顕著
であり、Ｎｏ．１５はＭｎ量が過剰でかつＢ無添加によ
り母材靭性、ＨＡＺ靭性が共に非常に低い。Ｎｏ．１
６、Ｎｏ．１７はＢは含有しているものの、Ｍｎ量が適
正でないため、母材靭性ないしはＨＡＺ靭性が十分でな
い。また、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．１９はＣ量が過剰なた
め、強度は高いが、母材靭性、ＨＡＺ靭性が非常に低
い。比較鋼Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２２はＰ、Ｎ、Ｓのいず
れかが本発明の範囲を逸脱しているため、母材靭性、Ｈ
ＡＺ靭性が本発明鋼に比べて大きく劣化している。以上
の実施例から、本発明によれば引張り強さが１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上で、かつ−６０℃程度の低温においても
安全な使用に耐える優れた母材及びＨＡＺ靭性を有する
超高張力鋼が得られることが明白である。
鋼板の化学成分、母材強度靭性、ＨＡＺの靭性等を示
す。ここで、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２が本発明鋼であり、
Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２２が比較鋼である。本発明鋼、比
較鋼とも圧延により２０ｍｍの鋼板とした。本発明鋼の
Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８及び比較鋼については延性後さらに
焼入れ−焼戻し処理を行った後、特性調査を実施した。
また、本発明鋼のＮｏ．９〜Ｎｏ．１２については圧延
ままの素材より採取した試験片により特性を調査した。
いずれの試験片も板厚中心部より圧延方向に平行な方向
で採取した。母材の強度は丸棒引張り試験の０．２％耐
力及び引張り強さで評価した、一方、母材靭性はシャル
ピー衝撃試験における−６０℃での吸収エネルギーで評
価した。また、ＨＡＺ靭性は最高加熱温度１４００℃、
８００℃から５００℃までの冷却時間が１６０秒である
溶接再現熱サイクルを付与したときのシヤルピー衝撃試
験の−６０℃での吸収エネルギーで評価した。ちなみに
本熱サイクル条件は板厚２０ｍｍの鋼板を入熱量約１０
０ｋＪ／ｃｍサブマージアーク溶接したときのＦＬでの
熱履歴に相当する。表１から明らかなように、Ｎｏ．１
〜Ｎｏ．１２の本発明鋼は比較鋼に比べて優れたＨＡＺ
靭性を有し、−６０℃の低温でも構造物の安全性確保に
十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを示すことが分
かる。また、母材特性も引張り強さは１００ｋｇｆ／ｍ
ｍ２以上で、かつ、優れた靭性を示す。即ち、本発明に
よれば非常に高い強度と優れた母材、ＨＡＺ靭性を兼ね
備えた鋼が得られることが明らかである。一方、Ｎｏ．
１３〜Ｎｏ．２２の比較鋼は本発明の要件を満足してお
らず、そのため、母材強度、靭性あるいはＨＡＺ靭性が
本発明鋼に比べて劣ることが同様に表１から明白であ
る。即ち、比較鋼Ｎｏ．１３はＭｎ量が不足している上
にＢを含有していないため、母材引張り強度が低く、Ｈ
ＡＺ靭性も劣る。Ｎｏ．１４はＭｎ量は本発明範囲内で
はあるが、Ｂ無添加のため特にＨＡＺ靭性の劣化が顕著
であり、Ｎｏ．１５はＭｎ量が過剰でかつＢ無添加によ
り母材靭性、ＨＡＺ靭性が共に非常に低い。Ｎｏ．１
６、Ｎｏ．１７はＢは含有しているものの、Ｍｎ量が適
正でないため、母材靭性ないしはＨＡＺ靭性が十分でな
い。また、Ｎｏ．１８、Ｎｏ．１９はＣ量が過剰なた
め、強度は高いが、母材靭性、ＨＡＺ靭性が非常に低
い。比較鋼Ｎｏ．２０〜Ｎｏ．２２はＰ、Ｎ、Ｓのいず
れかが本発明の範囲を逸脱しているため、母材靭性、Ｈ
ＡＺ靭性が本発明鋼に比べて大きく劣化している。以上
の実施例から、本発明によれば引張り強さが１００ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上で、かつ−６０℃程度の低温においても
安全な使用に耐える優れた母材及びＨＡＺ靭性を有する
超高張力鋼が得られることが明白である。
【０００９】
【表１Ａ】
【００１０】
【表１Ｂ】
【００１１】
【発明の効果】本発明は高価なＮｉなどの合金元素を多
量に含有することなく、非常に高い引張り強さと優れた
母材靱性、及び広い入熱範囲で優れたＨＡＺ靱性を有す
る超高張力鋼を可能としたものであり、本発明による鋼
を用いれば過酷な使用条件に対しても高強度で、かつ安
全性の高い溶接構造物を製造することが可能となり、そ
の効果は極めて顕著である。
量に含有することなく、非常に高い引張り強さと優れた
母材靱性、及び広い入熱範囲で優れたＨＡＺ靱性を有す
る超高張力鋼を可能としたものであり、本発明による鋼
を用いれば過酷な使用条件に対しても高強度で、かつ安
全性の高い溶接構造物を製造することが可能となり、そ
の効果は極めて顕著である。
【図１】Ｃ量、Ｂ量、Ｍｎ量を変えた鋼について、最高
加熱温度が１４００℃で、８００℃から５００℃までの
冷却時間が１６０秒の溶接再現熱サイクルを加えたとき
のＭｎ量とシャルピー特性の関係を示す図である。
加熱温度が１４００℃で、８００℃から５００℃までの
冷却時間が１６０秒の溶接再現熱サイクルを加えたとき
のＭｎ量とシャルピー特性の関係を示す図である。
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22C 38/00 302 C22C 38/06
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からなることを
特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張
力鋼。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０１〜０．０６％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：６〜１５％ Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｂ ：０．０００３〜０．０１０％ Ｎ ：０．０１０％以下 を含有し、さらに、 Ｎｉ：３．０％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種を含有することを特徴とする溶接熱影
響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14408991A JP2930772B2 (ja) | 1991-05-21 | 1991-05-21 | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14408991A JP2930772B2 (ja) | 1991-05-21 | 1991-05-21 | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04346636A JPH04346636A (ja) | 1992-12-02 |
| JP2930772B2 true JP2930772B2 (ja) | 1999-08-03 |
Family
ID=15353972
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14408991A Expired - Lifetime JP2930772B2 (ja) | 1991-05-21 | 1991-05-21 | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2930772B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101543898B1 (ko) | 2013-12-24 | 2015-08-11 | 주식회사 포스코 | 용접성 및 용접부 충격인성이 우수한 강재 |
| JP6369414B2 (ja) * | 2015-07-28 | 2018-08-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた建築構造物用高強度厚鋼板 |
| KR101940919B1 (ko) | 2017-08-08 | 2019-01-22 | 주식회사 포스코 | 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법 |
| JP7273296B2 (ja) * | 2019-06-19 | 2023-05-15 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JP7306624B2 (ja) * | 2019-06-19 | 2023-07-11 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
-
1991
- 1991-05-21 JP JP14408991A patent/JP2930772B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04346636A (ja) | 1992-12-02 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
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