JPS6167717A - 溶接熱影響部の強度及び靭性にすぐれた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】 本発明は溶接熱影響部の強度及び靭性にすくれだ高張力
鋼板の製造方法に関する。

近年、再加熱処理省略による熱処理コストの低減、熱間
圧延−熱処理工程の連続化、焼入れ性の向上、強度上昇
の観点から鋼材をオーステナイト域で熱間圧延し、圧延
後に直ちに急冷する直接焼入れ法による調質鋼の製造方
法方法が提案されている。

例えば、特開昭５０−１１５６１１号公報には、Ｂ及び
Ｎ量を調整してＢの焼入れ性向上効果を発揮させ、圧延
後直ちに焼入れし、必要に応じて焼戻すことにより、母
材の高強度化と高靭性化を図る方法が開示されている。

また、特開昭５４−６８７１９号公報には、Ｎｂ等のオ
ーステナイト再結晶抑制元素を添加し、熱間圧延時に再
結晶域からオーステナイト低温域の未再結晶域に至るま
での圧延を行ない、オースナナ４１粒の微細化を進める
と共に、多数の格子欠陥を導入し、フェライトの核生成
サイトを増大させることにより焼入れ性を抑え、その結
果、マルテンサイトや上部ベイナイ１〜等の粗大な低温
変態生成物の出現を抑制し、微細なフェライト主体の組
織にすることにより、母材の強靭化を図る方法が開示さ
れている。

しかし、前者の方法によれば、Ｂ及びＮを有効に活用す
ることにより、母材強度及び靭性は向上するが、必ずし
も耐熔接割れ感受性、溶接Ｉｌ１手部強度及び靭性は良
好とはいえない。また、後者の方法については、低温圧
延時にＮ　ｂ　１３＜　ｔＪｂ（Ｃ，Ｎ）として析出す
るため、前者の方法と同じく、母材強度及び靭性ｉｌｌ
向」−させ得るが、オーステナイト低温域における未再
結晶域圧延を含むために、圧延能率の低下を免れない。

更に、溶接部の強度及び靭性については何ら改善されて
いない。

従って、上記のような従来の方法によるｆｇＩ板を用い
る場合には、予熱、入熱量の制限が付随するので、軟鋼
等に比較して、溶接施行管理が煩雑である。

本発明者らは、これら従来の方法における問題を解決す
るために、直接焼入れ鋼板の母材及び溶接熱影響部の強
度及び靭性に及ぼす各種合金元素の添加、及び加熱、圧
延、冷却等の製造条件を詳細且つ広範囲にわたって研究
した結果、特別な低温圧延を行なうことなく、また、直
接焼入れ後に特に焼戻し処理を必要とすることなく、母
材強度及び靭性のみならず、溶接継手部の強度及び靭性
を改善した高張力鋼板を得ることができることを見出し
た。

即ち、本発明者らは、鋼におけるＣ添加量を著しく低減
すると共に適量のＮｂを添加し、更に、製造工程におい
ては、加熱、圧延及びその後の冷却条件を制限すること
により、熱間圧延後に直接焼入れして、溶接熱影響部の
強度及び靭性にすくれた高張力鋼板を得たものである。

即ち、本発明による溶接熱影響部の強度及び靭性にずく
れた高張力鋼板の製造方法は、重量％でＣ０．００５〜
０．０５％、 Ｓｉ０．０５〜０．７５％、 Ｍｎ　　０．２〜２．２％、 Ａρ　０．００５〜０１％、 Ｎｂ　　０１０１〜０．１％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを１０００
〜１２５０℃の範囲の温度に加熱し、９００℃以上のオ
ーステナイト再結晶域で圧延を完了し、その後直ちに冷
却を開始し、８００℃から３００℃までを平均冷却速度
１〜５０℃／秒にて冷却することを特徴とする。

以下に本発明について詳細に説明する。

熱間圧延時において、Ｎｂはオーステナイトの再結晶を
抑制し、冷却後のに、Ｊ１織を微細化する効果を有する
が、本発明におけるＮｂの添加の最も重要な効果は、固
溶状態でのＮｂによる焼入れ性向上効果、及び溶接施行
時に上記固溶Ｎｂをｉ戚細に再析出させることによる溶
接継手部の軟化防止にある。

即し、オーステナイト中に固溶状態で存在するＮｂは極
めて高い焼入れ性を示し、その効果は固溶Ｎｂ量と共に
著しく増大する。その結果、圧延後の急冷過程において
、初析フエライ［−の生成が大幅に抑制され、倣細なヘ
イナイ（・組織が得られるので、すくれた強度と靭性を
有する鋼板を得ることができるのである。更に、固溶状
態で常温までもちきたらされたＮｂは、溶接施行時、溶
接熱影響部にＮｂ（Ｃ，Ｎ）として微細に析出し、継手
の軟化幅を著しく狭める。

一方、従来のオーステナイト未再結晶域での加工を必要
とする方法によれば、圧延中にＮ　ｂ炭窒化物の析出が
進行し、固溶Ｎｂの焼入れ性向上効果が消失するのみな
らず、溶接施行時のＮｂ炭窒化物の析出硬化が」分に期
待できない。従って、本発明による方法は、低温圧延を
必要とする従来の方法とは木質的に異なるものである。

本発明の方法における別の大きな特徴は、鋼中のＣ含有
量を著しく低減させたことにある。Ｃ含有量の低減は、
溶接部の硬化を抑制し、耐溶接割れ性を大幅に改善する
のみならず、溶接熱影響部の靭性を■害する島状マルテ
ンサイトの生成を抑制する。上記効果は、本発明の方法
に従って、特にＣ含有量を０．０３％以下とするときに
顕著である。その結果、本発明の方法による鋼板によれ
ば、溶接施行時の予熱が不要となると同時に、広範囲の
溶接入熱量に対して安定してずくれた溶接熱影響部の靭
性を確保することができる。

更に、このように、Ｃ含有量を低減することにより、所
謂質量効果が減少し、圧延後に急冷するにもかかわらず
、鋼板内の材質、特に板厚方向の強度差を大幅に減少す
ることができる。また、一般に、圧延後に低温まで急冷
すると、マルテンサイト変態に伴い、鋼板の反りが大き
くなり、急冷後の矯正が必要となるが、低Ｃ化はこれら
マルテンサイト変態を抑制し、変態時の膨張による鋼板
の反りの軽減に有効であると同時に、これら硬質の低温
変態生成物が割れの起点となる応力腐食割れ性の改善に
も極めて有効である。

従って、本発明の方法によれば、通常の焼入れ焼戻し鋼
よりもずくれた強度と靭性とを有する低Ｃヘイナイ１鋼
を得ることができ、炭素当量の著しい低減が可能となっ
て、溶接性を飛躍的に向上させることができる。

次に、本発明において用いる鋼の化学成分の限定理由に
ついて説明する。

Ｃは、溶接割れ感受性を高め、また、溶接熱影響部の靭
性を劣化さゼる島状マルテンサイトの生成を抑制するた
めに、本発明においては、Ｃ添加量の上限を０．０５％
とする。しかし、Ｃ含有量を０、０　Ｏ５％よりも少な
くした鋼を安定して得ることは実操業上困難であるので
、下限を０．０　Ｏ５％とする。

Ｓｉは、鋼の脱酸を促進し、強度を上智させるために、
少なくとも０．０５％の添加を必要とする。

しかし、過多に添加するときは、溶接性をＩ員なうので
北限を０．７５％とする。

Ｍｎは、鋼の強度及び靭性を高めるために、少なくとも
０．２％の添加を必要とするが、２．２％を越えるとき
は溶接割れ感受性が著しく高まるので、上限を２．２％
とする。

Ａｌは脱酸元素として必要不可欠であると共に、窒化物
を形成して組織を微細化する。このために、本発明にお
いては、Ａｌは少なくとも０．００５％を添加するが、
過多に添加するときは、介在物が増大するので、０．１
％を」−眼とする。

Ｎｂは、固溶状態で鋼の焼入れ性を高めると共に、溶接
施行時に溶接熱影響部にＮｂ（Ｃ；Ｎ）として微細に析
出するので、溶接継手部の軟化防止に著しい効果がある
。従って、本発明においては、後述する冷却条件の下で
」−記Ｎｂの効果を有効に発揮させるために、少なくと
も０．０１％添加する。

しかし、過多に添加するときけ、溶接部の靭性を低下さ
ゼるので、上限を０．１％とする。

本発明による高張力鋼板においては、」−記の元素に加
えて、更にＣｕＸＮ　ｉ、、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢよりなる
群から選ばれる少なくとも１種の焼入れ性向上元素を添
加することができる。

Ｃｕは鋼の耐食性及び焼入れ性を改善するのに有効であ
るが、過剰に添加するときは耐溶接割れ性を阻害するの
で、その添加量の上限を０．５％とする。

他方、Ｎｉは溶接性を害することなく、鋼の靭性を改善
するために有効であるが、経済性を考慮してその上限を
４．０％とする。

Ｃｒは鋼の焼入れ性を改善するために添加される。しか
し、過多に添加すれば、溶接性を著しく劣化させるので
、その上限を２．０％とする。

ＭＯは鋼強度の向上をもたらし、低温靭性の改善に有効
であるが、過剰に加えても強度−ト昇効果が飽和し、ま
た、却って靭性及び溶接性を劣化させるので、上限を１
．０％とする。

Ｂは微量の添加によって焼入れ性を向上させ、極厚板の
強度及び靭性の確保に有効であるが、過多に添加しても
その効果が飽和するので、上限を０、００２％とする。

更に、本発明によれば、■及び／又はＴｉの析出硬化元
素を鋼に添加し、鋼強度を一層高めることができる。し
かし、これらの元素は、余りに多量に添加することＧ」
、溶接時に母材及び溶接部の靭性を阻害するため、いず
れの元素についても上限をそれぞれ０．１％とする。

また、本発明によれば、Ｃａ及びＲＥＭよりなる群から
選ばれる少なくとも１種の元素を更に必要に応じて添加
することができる。これらの元素は硫化物系の非金属介
在物を球状化し、その異方性を改善する効果を有する。

この効果を有効に発揮させるためには、それぞれ少なく
とも０．００１％の添加を必要とする。しかし、過多に
添加しても、その効果が飽和するので、その上限を各元
素についてそれぞれ０．０１％とする。

本発明の方法によれば、以上のような化学組成を有する
鋼を所定の条件下に加熱、圧延、冷却することにより、
すぐれた強度及び靭性を有する鋼板を得ることができる
。

即ち、先ず本発明の方法によれば、熱間圧延に先立つ加
熱温度は、鋼中のＣ及びＮ量によってもいくらか異なる
が、Ｎｂの炭窒化物をオーステナイト中に十分に固溶さ
せるために、第１図に示すように、少なくとも１０００
℃が必要である。次に、その後の熱間圧延については、
圧延中に析出するＮｂの炭窒化物をできる限り抑え、固
溶Ｎｂの焼入れ性を十分に確保するためには、第２図に
示すように、９００℃以上のオーステナイト再結晶域で
圧延を完了させる必要があり、従って、本発明の方法に
おいては、圧延仕上温度を９００℃以上とする。

本発明の方法においては、この圧延の後、冷却後に微細
なヘイナイト組織を得るために、」−記固溶Ｎｂをヘイ
ナイト変態完了まで固溶状態で凍結する必要があり、そ
のために冷却速度は、鋼の組成によってもいくらか異な
るが、第３図に示すように、８００℃から３００までを
平均冷却速度１〜ｂ する。この冷却速度力月℃／秒よりも遅い場合は、微細
なベイナイトを得ることが困難である。冷却速度の上限
は、特に制限されるものではないが、実用的な観点から
５０℃／秒とする。

尚、本発明においては、圧延後の空冷時において、上記
冷却速度を満足するような薄肉材においては、特に、強
制的に冷却する必要がないことはいうまでもない。

以−トのように、本発明の方法によれば、所定の化学組
成を有する鋼、特に、低Ｃ化すると共に所定量のＮｂを
添加した綱を用いることにより、特別な低温圧延を行な
うことなく、珪つ、直接焼入れ後に特に焼戻し処理を必
要とすることなく、母材強度及び靭性のみならず、溶接
継手部の強度及び靭性にずくれた高張力鋼板を得ること
ができる。

但し、本発明においては、必要に応して冷却後に焼戻し
を行なうことは何ら差し支えなく、この場合、その焼戻
し温度がＡｃ以下であれば、本発明鋼の特性を阻害する
ことはない。

以下に実施例を挙げて本発明を説明する。

第１表に示す化学組成を有する本発明鋼Ａ〜■］及び比
較鋼に−Ｎを第２表に示す温度に加熱し、仕上圧延し、
８００度から３００度までを第２表に示す平均冷却速度
にて冷却し、それぞれ上り熱延鋼板を得た。これらにつ
いての機械的性質を第２表に示す。

Ｎｂ添加した本発明鋼Ａ〜Ｈは、Ｎｂ添加によって非常
に微細なヘイナイト組織を有するため、Ｎｂ無添加の比
較鋼に−Ｎに比べて極めてずくれた靭性と強度とを有し
ている。

第４図は本発明鋼Ａと比較＠にとを入熱量５６ＫＪ／ｃ
ｍにてサブマージアーク溶接を施行したときの継手部の
硬さ分布を示す。本発明＠Ａは比軸鋼に比べて、溶接熱
影響部の軟化幅が極めて小さいことが明らかである。尚
、図には同時にＡ鋼をオーステナイト未再結晶域で５０
％圧下を加えたときの結果を併せて示す。オーステナイ
ト未再結晶域での圧延によって、溶接熱影響部の軟化の
程度が大きくなることが理解される。

第１図及び第２図は本発明によるＢ鋼について、加熱温
度及び仕上圧延温度と、得られる鋼板の強度及び靭性と
の関係を示す。加熱温度及び仕上温度共に高くするほど
、固溶Ｎｂ量の増加に対応し、強靭化が達成されること
が理解される。

第３図は、本発明鋼であるＣ鋼について、直接焼入れ時
の平均冷却速度の強度及び靭性に及ぼず影響を示す。約
り℃／秒以上の冷却速度で冷却することにより、すぐれ
た強度と靭性を得ることができることを示す。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明鋼及び比較鋼について、鋼片加熱温度と
得られる鋼板の機械的性質及び衝撃特性との関係を示す
グラフ、第２図は本発明鋼及び比較鋼について、圧延仕
」二温度と得られる鋼板の機械的性質及び衝撃特性との
関係を示すグラフ、第３図は圧延後の平均冷却速度と得
られる鋼板の機械的性質及び衝撃特性との関係を示すグ
ラフ、第４図は本発明＠Ａと比較鋼にとを入熱Ｍ５６Ｋ
Ｊ／ｃｍにてサブマージアーク溶接を施行したときの継
手部の硬さ分布を示すグラフである。 第１図 スラダｋＩＭ！；呂度（°こジ 第３図 １−一て 謬”、７ 、謳、　　　　　　　　＋に７久１０スｆη第２図

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ　０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ　０．０５〜０．７５％、 Ｍｎ　０．２〜２．２％、 Ａｌ　０．００５〜０．１％、 Ｎｂ　０．０１〜０．１％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを１０００
   〜１２５０℃の範囲の温度に加熱し、９００℃以上のオ
   ーステナイト再結晶域で圧延を完了し、その後直ちに冷
   却を開始し、８００℃から３００℃までを平均冷却速度
   １〜５０℃／秒にて冷却することを特徴とする溶接熱影
   響部の強度及び靭性にすぐれた高張力鋼板の製造方法。
2. （２）重量％で （ａ）Ｃ　０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ　０．０５〜０．７５％、 Ｍｎ　０．２〜２．２％、 Ａｌ　０．００５〜０．１％、 Ｎｂ　０．０１〜０．１％、及び （ｂ）Ｃｕ　０．５％以下、 Ｎｉ　４．０％以下、 Ｃｒ　２．０％以下、 Ｍｏ　１．０％以下、 Ｖ　０．１％以下、 Ｔｉ　０．１％以下、及び Ｂ　０．００２％以下よりなる群から選ばれる少なくと
   も１種の元素、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを１０００
   〜１２５０℃の範囲の温度に加熱し、９００℃以上のオ
   ーステナイト再結晶域で圧延を完了し、その後直ちに冷
   却を開始し、８００℃から３００℃までを平均冷却速度
   １〜５０℃／秒にて冷却することを特徴とする溶接熱影
   響部の強度及び靭性にすぐれた高張力鋼板の製造方法。
3. （３）重量％で （ａ）Ｃ　０．００５〜０．０５％、 Ｓｉ　０．０５〜０．７５％、 Ｍｎ　０．２〜２．２％、 Ａｌ　０．００５〜０．１％、 Ｎｂ　０．０１〜０．１％、及び （ｂ）Ｃｕ　０．５％以下、 Ｎｉ　４．０％以下、 Ｃｒ　２．０％以下、 Ｍｏ　１．０％以下、 Ｖ　０．１％以下、 Ｔｉ　０．１％以下、及び Ｂ　０．００２％以下よりなる群から選ばれる少なくと
   も１種の元素、 （ｃ）Ｃａ及びＲＥＭよりなる群から選ばれる少なくと
   も１種の元素０．００１〜０．０１％、残部鉄及び不可
   避的不純物よりなる鋼スラブを１０００〜１２５０℃の
   範囲の温度に加熱し、９００℃以上のオーステナイト再
   結晶域で圧延を完了し、その後直ちに冷却を開始し、８
   ００℃から３００℃までを平均冷却速度１〜５００℃／
   秒にて冷却することを特徴とする溶接熱影響部の強度及
   び靭性にすぐれた高張力鋼板の製造方法。