(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分としてmass％で、Ｃ：0.05〜0.10％，Si：0.05〜0.60％，Mn：0.5 〜2.0 ％，Ｐ： 0.015％以下，Ｓ： 0.015％以下，Mo： 0.1〜1.0 ％，Nb： 0.005〜0.05％，Ｂ：0.0003〜0.0006％，Al：0.010 〜0.040 ％，Ｎ：0.0050％以下を含有し、かつ、下記式（１）で表すＤＩ（理想臨界直径）：60〜100mm を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、1000〜1250℃に加熱後、熱間圧延を 800〜950 ℃の仕上温度で終了し、直ちに 250℃以下まで５℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、その後 550℃以上Ac1 点未満で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐溶接割れ性に優れた80kgf/mm2 級高強度鋼の製造方法。
ＤＩ（mm）＝27.6・(C/10)1/2 ・(0.7Si+1) ・(3.3Mn+1) ・(3.0Mo+1) ・(200Ｂ+1) …………（１）
ここで、式中の元素記号は同号元素の鋼中成分含有量（mass％）を表す。
【請求項２】
成分としてさらに、mass％でNi：２％以下，Cr：１％以下，Cu：１％以下のうち１種または２種以上を含有し、かつ、式（１）に代えて下記の式（２）としたことを特徴とする請求項１記載の耐溶接割れ性に優れた80kgf/mm2 級高強度鋼の製造方法。
ＤＩ（mm）＝27.6・(C/10)1/2 ・(0.7Si+1) ・(3.3Mn+1) ・(0.35Cu+1)・(0.35Ni+1)・(2.2Cr+1) ・(3.0Mo+1)・(200Ｂ+1) …………（２）
ここで、式中の元素記号は同号元素の鋼中成分含有量（mass％）を表す。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は耐溶接割れ性に優れた高強度鋼の製造方法に関し、特に圧力容器、橋梁等に用いられる調質型80kgf/mm2 級鋼を対象とした耐溶接割れ性に優れた高強度鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、上記用途の高強度鋼は再加熱焼入れ−焼戻し法により製造されていた。しかしながら、これらの鋼には高強度を得るため多量の合金元素が添加されるため製造コストが高い上に、溶接時には高い予熱温度が必要であった。
これに対し、特公平２−27407 号公報には、Nb−Mo−Ｂ−低Ｎ鋼を用い加熱−圧延−オンライン直接焼入れ−焼戻しのプロセスにより従来の再加熱焼入れ−焼戻し法により製造されていた80kgf/mm2 鋼に多量に添加されていたNiを削減した高靱性、高強度鋼を製造する方法が開示されている。同法によれば、再加熱焼入れ−焼戻し法と比較し溶接時の予熱温度を低減した鋼の製造はある程度可能であるが、安定的に予熱温度を低くして80kgf/mm2 級鋼を製造することはできず、さらなる改善が求められていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は、上記問題点を解決し、調質型80kgf/mm2 級鋼を対象として予熱温度を安定的に低くでき、母材および多層溶接熱影響部の靱性に優れる高張力厚鋼板の製造のための、耐溶接割れ性に優れた80kgf/mm2 級高強度鋼の製造方法を提供することを課題とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
すなわち本発明は、成分としてmass％で、Ｃ：0.05〜0.10％，Si：0.05〜0.60％，Mn：0.5 〜2.0 ％，Ｐ： 0.015％以下，Ｓ： 0.015％以下，Mo： 0.1〜1.0％，Nb： 0.005〜0.05％，Ｂ：0.0003〜0.0006％，Al：0.010 〜0.040 ％，Ｎ：0.0050％以下を含有し、かつ、下記式（１）で表すＤＩ（理想臨界直径）：60〜100mm を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、1000〜1250℃に加熱後、熱間圧延を 800〜950 ℃の仕上温度で終了し、直ちに 250℃以下まで５℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、その後 550℃以上Ac1 点未満で焼戻し処理を施すことを特徴とする耐溶接割れ性に優れた80kgf/mm2 級高強度鋼の製造方法である。
【０００５】
ＤＩ（mm）＝27.6・(C/10)1/2 ・(0.7Si+1) ・(3.3Mn+1) ・(3.0Mo+1) ・(200Ｂ+1) …………（１）
ここで、式中の元素記号は同号元素の鋼中成分含有量（mass％）を表す。
本発明はさらに、前記成分としてmass％で、Ni：２％以下，Cr：１％以下，Cu：１％以下のうち１種または２種以上を含有し、かつ、前記式（１）に代えて下記の式（２）とすることができる。
【０００６】
ＤＩ（mm）＝27.6・(C/10)1/2 ・(0.7Si+1) ・(3.3Mn+1) ・(0.35Cu+1)・(0.35Ni+1)・(2.2Cr+1) ・(3.0Mo+1)・(200Ｂ+1) …………（２）
ここで、式中の元素記号は同号元素の鋼中成分含有量（mass％）を表す。
【０００７】
【作用】
以下に、化学成分の限定理由について説明する。
Ｃは、80kgf/mm2 鋼を得るためには0.05mass％（以下％と略記する）以上は必要であるが、含有量が0.10％を超えると低温靱性を低下させ同時に耐溶接割れ性を著しく阻害する。したがって、Ｃ量は0.05〜0.10％とした。
【０００８】
Siは、脱酸および強度確保のために0.05％以上は必要であるが、0.6 ％を超えて添加した場合には靱性が劣化するので、添加量は0.05〜0.6 ％とした。Mnは、強度および靱性の確保のために添加する。そのためには0.5 ％以上を必要とするが、2.0 ％を超えて添加すると耐溶接割れ性を損なう。したがってMn量は0.5〜2.0 ％とする。
【０００９】
Ｐは、焼戻し脆性を助長し、靱性を劣化させるので、0.015 ％以下に規制する。
Ｓは、鋼中に不純物として含有されるが、靱性を損なうため、極力低減させることが好ましい。したがって本発明においては0.015 ％以下に制限する。
Moは、焼入れ性を向上させ強度・靱性を向上させるが、そのためには少なくとも0.1 ％は必要である。しかし1.0 ％を超える添加は溶接部靱性の低下を招くので、0.1 〜1.0 ％とする。
【００１０】
Nbは、再結晶温度、未再結晶温度を上昇させ、オーステナイト粒の細粒化をもたらし、靱性の向上に対する効果が大きく、また、焼戻し軟化抵抗を増大させることによる強度上昇効果も大きい。そのためには0.005 ％以上は必要である。しかし0.05％を超える添加は耐溶接割れ性を損なうため、0.005 〜0.05％とする。
Ｂは、焼入れ性を高めるのに効果的な元素であるが、そのためには0.0003％以上は必要である。しかし、従来のＢ添加鋼のように 0.001〜0.002 ％程度添加すると、耐溶接割れ性が著しく劣化する。そこで本発明ではその上限を0.0006％と厳しく制限する。
【００１１】
Alは、脱酸のために 0.010％以上は必要である。しかし、従来のＢ添加鋼のように0.04％を超えて添加すると耐溶接割れ性が著しく劣化するため、Alの添加量は0.010〜0.040 ％とする。
Ｎは、BNとして析出しＢの焼入れ性を阻害する不可避的な不純物元素であるが、Ｂの焼入れ性向上効果を阻害しない上限は 0.0050 ％である。
【００１２】
本発明は上記基本成分の他に鋼の強度あるいは靱性の向上のために以下の元素を１種または２種以上添加することができる。Ni，Cr，Cuは鋼の強度・靱性を上昇させる効果をもつが、それぞれNi：2.0 ％、Cr：1.0 ％、Cu：1.0 ％添加させてもその効果は次第に飽和し、また耐溶接割れ性を低下させるためそれぞれの元素に添加量の上限を定める。
【００１３】
ただし、以上の元素は上述の成分範囲内で、さらにＤＩ（理想臨界直径）を満たすように含有させる必要がある。本発明のＤＩの定義式は以下のとおりである。
ＤＩ（mm）＝27.6・(C/10)1/2 ・(0.7Si+1) ・(3.3Mn+1) ・(0.35Cu+1)・(0.35Ni+1)・(2.2Cr+1) ・(3.0Mo+1)・(200Ｂ+1)
ここで、式中の元素記号は同号元素の鋼中成分含有量（mass％）を表す。
すなわち、ＤＩは鋼の焼入れ性を示すパラメータであるが、ＤＩが60mm未満では引張強さが80kgf/mm2 級の高張力鋼としては焼入れ性が十分とはいえず、板厚中心部に上部ベイナイトが生成されて靱性が劣化する。一方、ＤＩが100mm を超える場合は、80kgf/mm2 級鋼としては添加元素量が過剰であり経済的でないばかりか、溶接熱影響部の硬化が著しく、耐溶接割れ性が低下する。このため本発明ではＤＩを60〜100mm と制限する。
【００１４】
次に製造方法について説明する。
加熱温度は、Nbを固溶させその効果を発揮させるため1000℃以上が必要であるが、1250℃を超えるとオーステナイト粒の粗大化が著しくなり、鋼の靱性を低下させる。このため加熱温度は1000〜1250℃とする。
圧延仕上温度は、オーステナイト粒の粗大化、特に板厚中央部の細粒化のため、 950℃以下とする必要がある。また 800℃未満とすると、鋼の焼入れ性の低下を招くため 800℃以上とする必要がある。
【００１５】
ついで圧延後直ちに急冷を行うが、冷却開始温度が低下すると焼入れ性が低下するので、 750℃以上からの急冷が好ましい。急冷の停止温度が 250℃より高いと、不完全焼入れ組織となり、強度・靱性が低下するので 250℃以下にする必要がある。また冷却速度は、５℃／ｓ以上とする。これ未満の場合は、焼入れが不完全な上部ベイナイト組織あるいはフェライト組織となり、強度・靱性が低下する。
【００１６】
その後、焼戻し処理を行うが、焼戻し温度をＡc1点未満とする理由は、Ａc1点以上では組織が部分的にオーステナイトに変態して、焼戻し時にフェライトが生成し、著しい強度低下をもたらすためである。またその温度が 550℃未満では良好な靱性が得られない。したがって焼戻し処理温度は 550〜Ａc1点とする。
【００１７】
【実施例】
以下に実施例を挙げて本発明を説明する。
表１に示す化学成分を有する鋼を用いて、表２に示す加熱−圧延−熱処理を施した。得られた鋼板の機械的性質と耐溶接割れ性を表２に示す。引張特性はJIS ４号試験片を用い、また衝撃特性の指標の vＴrsはJIS ４号２mmＶノッチシャルピー試験片を用いて測定した。また耐溶接割れ性の評価は、JIS Z 3158のｙ型溶接割れ試験によった。
【００１８】
表２から明らかなように、発明例の場合は、80kgf/mm2 以上の高強度に加え、vＴrsで−60℃以下の優れた低温靱性を示し、かつｙ割れ停止温度は室温であり、極めて良好な耐溶接割れ性を備えている。表中、鋼１は基本成分のみの例、鋼２、４〜７はNi，Cr，Cuのうちの１種または２種以上を含む例である。鋼８はＣが、鋼９はＢが、鋼10はＤＩがそれぞれ本発明の範囲外である。比較例１−Ｂは加熱温度が高めにはずれたため低温靱性が劣化した。比較例５−Ｂは熱処理が再加熱焼入れであるため強度が低い。比較例８はＣが本発明範囲より高いため、ｙ割れ停止温度が高い。比較例９はＢが本発明範囲より高いため、ｙ割れ停止温度が高い。比較例10はＤＩが本発明範囲より低いため、強度・靱性が低い。
【００１９】
【表１】
0004013263.tif 000002
【００２０】
【表２】
0004013263.tif 000003
【００２１】
【発明の効果】
以上のとおり、本発明は従来の80kgf/mm2 級鋼よりＣ量およびＢ量を厳しく制限し、耐溶接割れ性を著しく改善し、また適切な化学組成範囲と製造条件との組合せにより高強度・高靱性を可能にした。本発明によれば、圧力容器や橋梁等に用いられる溶接時の予熱が不要な80kgf/mm2 鋼の製造が可能となり、産業上益するところが大きい。