JP2000104116A - 強度と靱性に優れた鋼材の製造法 - Google Patents
強度と靱性に優れた鋼材の製造法Info
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Abstract
ても良好な靱性を有する引張強さが450MPa以上の製品を
得ることができる鋼材の製造方法を提供する。 【解決手段】重量%で、C:0.02〜0.15%未満、Si:1%以
下、Mn:0.3〜2.5%、P:0.05%以下、S:0.004%未満、T
i:0.017%以下、N:0.008%以下、sol.Al:0.001〜0.1%
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、T
i、S および Nの関係が、(Ti/N)<3.4の時はTi+8.1×S≦
0.035、(Ti/N)≧3.4の時は3.4×N+8.1×S≦0.035を満た
す化学組成の鋼からなる鋼材を1000℃以上に加熱し、鋼
材の温度が850℃以上である間に2℃/sec以上の冷却速
度で冷却する。
Description
が450MPa以上の靱性に優れた鋼材(鋼板、H型
鋼、、棒鋼、継目無鋼管および溶接鋼管など)の製造法
に関する。
び溶接鋼管などの鋼材、特に構造用の鋼材には、強度と
靱性の両特性に優れていることが求められる場合が多
い。Niなどの高価な元素の添加をできるだけ回避しつ
つ前記の要求を満たす鋼材を得るための方法の一つに、
再加熱焼入れ法がある。この再加熱焼入れ法では、その
処理を有効なものとするために、オーステナイト粒(以
下、単にγ粒という)の成長を抑制する析出物の利用が
欠かせない。
して古くから利用されており、変態後の組織を微細化す
ることができる(例えば、昭和60年5月31日発行の
「鉄鋼材料学」p.178 参照)。しかし、AlNは、連続
鋳造の際にスラブの横ひび割れの原因となる析出物であ
り、連続鋳造という効率の高い生産方法の適用が著しく
困難になることは避けられない。
は、Nb炭化物(NbC)も有効であり(例えば、上記
の「鉄鋼材料学」p.205 参照)、この場合、N量は連続
鋳造に問題のないレベルにまで低減することができる。
しかし、オーステナイト相中へのNbCの溶解度は、図
1に示すように、加熱温度を高くすればするほど多くな
り、γ粒の成長抑制に寄与する非固溶のNbCが減少す
る。このため、1000℃以上の高温加熱時にNbCで
γ粒の成長抑制を図るためには、高価なNbを多量に添
加する必要があり、コスト上昇が避けられない。したが
って、現実的には加熱温度を1000℃未満にしなけれ
ばならない。
成形するためには、熱間鍛造や熱間圧延などの熱間加工
を施すが、その際の加熱温度は高ければ高いほど成形が
容易で、かつ生産性が高いので、その加熱温度は100
0℃を大きく超える。このため、熱間加工終了後に施す
調質熱処理用の炉は、別に用意するか、素材の鋼の加熱
用の炉の温度を低下させなければならない。したがっ
て、加熱温度を1000℃未満とする従来の方法で鋼材
を量産する場合には、設備コストの増加や生産性の低下
を招く。
って強度と靱性の両方がともに優れた鋼材を生産するた
めには、熱間圧延や熱間鍛造のための素材加熱条件とは
異なる温度条件で製品を加熱して処理しなければなら
ず、生産性や設備コストの面で問題があった。
了後の鋼材に調質熱処理を施すことによって引張強さ
(TS)が450MPa以上の鋼材(鋼板、H型鋼、、
棒鋼、継目無鋼管および溶接鋼管など)を製造する際、
1000℃以上の高温加熱を行っても良好な靱性を有す
る製品鋼材を得ることができる鋼材の製造方法を提供す
ることにある。
基づいて完成されたもので、その要旨は次の強度と靱性
に優れた鋼材の製造法にある。
満、Si:1%以下、Mn:0.3〜2.5%、P:
0.05%以下、S:0.004%未満、Ti:0.0
17%以下、N:0.008%以下、sol.Al:
0.001〜0.1%を含み、さらにCr:0〜1.5
%、Mo:0〜1%、V:0〜0.15%、Nb:0〜
0.015%、Cu:0〜1.5%、Ni:0〜4%、
B:0〜0.003%、Ca:0〜0.004%、M
g:0〜0.003%、REM:0〜0.004%を含
有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、T
i、SおよびNの関係が下記の式または式を満たす
化学組成の鋼からなる鋼材の調質熱処理に際し、100
0℃以上に加熱された後の鋼材の温度が850℃以上で
ある間に、2℃/s以上の冷却速度で冷却する焼入れ処
理を施す強度と靱性に優れた鋼材の製造法。
れの元素の含有量(重量%)を意味する。
後の鋼材に、Ac1 変態点以下の温度で焼戻す焼戻し処
理を施すのが好ましい。また、鋼材は、Ti:0.00
4〜0.017%、N:0.001〜0.008%を含
有し、かつTiとNとの関係が下記の式を満たす鋼材
であることが好ましく、この場合には溶接熱影響部の靭
性がより一層向上する。
含有量(重量%)を意味する。
に鋭意実験研究を行った結果、次のことを知見した。
を抑制するピン止め粒子が重要であるが、加熱温度が1
000℃を超えると、Nb添加鋼でもγ粒の著しい粗大
化が始まり、靱性が著しく低下する。
めてAlNを形成させる場合には、AlNの方がNbC
に比べてオーステナイト相中への溶解度が低く、Nb添
加鋼の加熱温度よりも若干高い温度に加熱しても固溶せ
ずに残る。しかし、連続鋳造時のスラブ品質を向上させ
るためにTiを添加すると、AlNが形成されなくな
り、靱性が著しく低下する。
この状態でSを低減するとMnSが減少し、遷移温度お
よび吸収エネルギーが著しく改善される。しかし、この
効果はγ粒が細粒の場合には余り目立たない。
著しく低下させるが、NまたはTiの含有量を低減して
TiNの析出量を減らすと、遷移温度が改善される。し
かし、この効果はγ粒が細粒の場合には目立たない。
効果は、鋼の最終組織が上部ベイナイトやマルテンサイ
トおよびこれらの焼戻し組織を含まない場合にはほとん
ど現れない。
粒が粗大な場合には、遷移温度を上昇させて靭性を低下
させるが、これらの元素の介在物の量を低減すると靭性
が向上する。ただし、その悪影響は、MnSやTiNに
比べると小さく、靱性面からはMnSやTiNほどには
その介在物量の低減は重要でない。
ステナイト粒径(以下、単にγ粒径という)が60μm
を超えても遷移温度の上昇は軽微である。さらに、γ粒
径が100μmを超える部分が生じても、顕著な靭性低
下は生じない。
では、γ粒を粗粒にすると焼入性が増して引張強さが上
昇し、γ粒径を60μm以上とした方が低コストで高強
度の鋼材を得ることができる。そのためには、熱処理時
の加熱温度を1000℃以上にする必要がある。さら
に、加熱温度を1050℃以上にすると、引張強さがよ
り一層上昇する。
たす場合、加熱温度の許容範囲、特に高温側への許容範
囲が広がる。しかし、1200℃を超える加熱温度は、
スケールロスや加熱炉の燃料原単位の悪化を招く。
ように、ピン止め粒子と細粒組織の確保のために比較的
低温で加熱する必要がなく、加熱温度に対する制限を緩
和して1000℃以上という高温の加熱で、マルテンサ
イト、ベイナイトおよびこれらの焼戻し組織を含む最終
組織を有し、引張強さ(TS)が450MPa以上で、
しかもvTrs(破面遷移温度)が−50℃以下という
靭性に優れた鋼材を製造することができる。これは、介
在物形成元素の適切な制限による清浄度の向上に伴う靱
性向上効果を利用したことによる。
再加熱焼入れまたはその後に焼戻しして得られた最終組
織上での旧オーステナイト粒径(以下、単に旧γ粒径と
いう)のことである。また、旧オーステナイト粒界(以
下、単に旧γ粒界という)は、マルテンサイト、ベイナ
イトおよびこれらの焼戻し組織を含む炭素鋼では、ナイ
タール腐食液でのエッチングによって容易に現出させる
ことが可能である。
組成および熱処理条件を上記のように限定した理由を説
明する。なお、以下において、「%」は特にことわりが
ない限り「重量%を意味する。
満の含有量では必要とする強度を確保することができな
い。一方、その含有量が0.15%以上であると、溶接
した場合に溶接熱影響部、母材ともに靱性が劣化する。
したがって、C含有量は0.02〜0.15%未満とし
た。
にも寄与する。しかし、1%を超えて含有させると靭性
が低下するので、1%を上限とした。なお、本発明の鋼
材ではAlを含んでいるので、下限は鋼の脱酸に支障を
来たさない限り、幾ら少なくても何らの問題もない。こ
のため、Siは必ずしも添加する必要はない。
あり、強度確保に有効な成分である。しかし、その含有
量が0.3%未満では、焼入性の不足によって必要とす
る強度および靱性が確保できない。一方、2.5%を超
えて含有させると、偏析が増すとともに焼入性が高まり
すぎ、溶接した場合に溶接熱影響部、母材ともに靱性が
低下する。したがって、Mn含有量は0.3〜2.5%
とした。
存在する。しかし、その含有量が0.05%を超える
と、粒界に偏析して靭性を低下させるだけでなく、溶接
時に高温割れを招く。したがって、P含有量は0.05
%以下とした。
Mと結合してオキシサルファイド(硫酸化物)を形成
し、介在物として鋼中に存在する。これらの介在物は、
鋼の強度が低い場合、または組織が十分に細粒の場合に
は、靱性におおきな悪影響は及ぼさない。しかし、組織
がある程度粗大な粗粒組織の場合は、その含有量は前述
の式または式を満足するように制限しなければなら
ない。しかし、前述の式または式を満たしても、そ
の含有量が0.004%以上であると、靱性への悪影響
は避けられない。したがって、S含有量は0.004%
未満とした。より望ましくは、0.003%未満であ
る。
高温延性を改善させるための成分として含有させる。し
かし、TiNは靱性低下の原因となるため、できるだけ
Tiは添加しないことが望ましく、靱性面から許容され
る範囲は、前述の式または式で限定される。しか
し、前述の式または式を満たしても、その含有量が
0.017%超になると、靱性が劣化する。したがっ
て、Ti含有量は0.017%以下とした。
過度の清浄化はγ粒の過度の粗大化を招いて靱性劣化を
招く場合がある。このため、Tiを0.004%以上含
有さる一方、後述するようにNを0.001%以上含有
させたうえで、Ti/Nの比を0.4〜4.0の範囲に
制御するのがよい。
物であり、通常はTiを添加してTiNの形で固定する
ことで悪影響を回避している。しかし、本発明において
は、TiNそのものが靱性低下の原因になるため、Ti
Nの形成を抑制する必要がある。そのため、Nの含有量
を低減するか、あるいはTiの含有量を低減する。
は、前述の式または式を満足することが必要である
が、式または式を満足しても、Nの含有量が0.0
08%超であると、TiNによる靱性低下、あるいは、
十分に固定されずに固溶しているNによる靱性への悪影
響が無視できなくなる。したがって、N含有量は0.0
08%以下とした。
とS低減によってMnSが殆ど存在しないようになり、
この条件下ではγ粒の粒成長が非常に容易になる。この
ため、サブマージドアーク溶接法(以下、単にSAWと
いう)などにより、100kJ/cm前後の大入熱にて
溶接を行う場合、溶接熱影響部において局部的にγ粒が
粗大化することがある。
粒の粗大化による靱性劣化を起こしにくい性質を持って
いるが、SAWによる大入熱溶接時の熱影響部では、硬
度が分布を持ち、結晶粒の大きさにも不均一が生じるた
め、靱性面から許容されるγ粒径の上限は300μm程
度となる。このため、SAWによる大入熱溶接を前提と
する場合には、γ粒成長抑制効果を持つTiNをある程
度は含ませなければならず、Nを0.001%以上含有
させるのがよく、併せて若干のTiも含有させるのがよ
い。これに対し、溶接しない鋼材や、SAWによる40
kJ/cm以下の小入熱溶接しか行わない鋼材について
は、経済的に許される限り、Nは可能な限り低減してよ
い。
の元素であり、sol.Alで0.001%以上を含有
させなければ脱酸不足によって鋼質の劣化を招く。しか
し、0.2%を超えて含有させると、母材の靭性劣化
や、溶接部の靱性低下を招く。したがって、sol.A
l含有量は0.001〜0.2%とした。
よいが、いずれの元素も焼入性と焼戻し軟化抵抗を高め
る作用を有しており、添加すれば、厚肉鋼材の焼入性と
焼戻し軟化抵抗を高めることができる。このため、その
効果を得たい場合に添加することができ、その効果はい
ずれの元素も0.02%以上で顕著になる。しかし、C
rについては1.5%、Moについては1%を超えて含
有させると、溶接部の靭性低下が著しくなる。したがっ
て、添加する場合のCr含有量は0.02〜1.5%、
Mo含有量は0.02〜1%とするのが望ましい。
ば、強度が向上するほか焼入性と焼戻し軟化抵抗も向上
する。このため、その効果を得たい場合に添加すること
ができ、その効果は0.01%以上で顕著になる。しか
し、0.15%を超えて含有させると靭性が著しく低下
する。したがって、添加する場合のV含有量は0.01
〜0.15%とするのが望ましい。
すれば、強度が向上する。このため、その効果を得たい
場合に添加することができ、その効果は0.003%以
上で顕著になる。しかし、0.015%を超えて含有さ
せると靭性が著しく低下する。したがって、添加する場
合のNb含有量は0.003〜0.015%、より好ま
しくは0.003〜0.01%とするのが望ましい。
で再加熱焼入れを行う場合においてはγ粒の細粒化に寄
与するが、1000℃以上の高温で熱処理する本発明の
方法ではγ粒の細粒化に何らの寄与もしない。
すれば、強度および耐食性が向上するほか焼入性も向上
する。このため、その効果を得たい場合に添加すること
ができ、その効果は0.05%以上で顕著になる。しか
し、1.5%を超えて含有させてもコスト上昇に見合っ
た性能改善は見られない。したがって、添加する場合の
Cu含有量は0.05〜1.5%とするのが望ましい。
すれば、マトリックス(基地)の靭性が向上するととも
に安定化するほか焼入性も向上する。このため、その効
果を得たい場合に添加することができ、その効果は0.
05%以上で顕著になる。しかし、4%を超えて含有さ
せてもコスト上昇に見合った性能改善は見られない。し
たがって、添加する場合のNi含有量は0.05〜4%
とするのが望ましい。
ば、γ粒界の焼入性を高めて強度上昇に寄与する。この
ため、この効果を得たい場合に添加することができ、そ
の効果は0.0002%以上で顕著になる。しかし、
0.003%を超えて含有させると、γ粒界にB炭窒化
物が析出し、靭性低下を招く。したがって、添加する場
合のB含有量は0.0002〜0.003%とするのが
望ましい。
すれば、鋼中のSと反応して硫酸化物を生成する。この
硫酸化物は、MnSなどとは異なり、圧延加工によって
圧延方向に伸びることがなく、圧延後も球状である。こ
のため、延伸した介在物の先端などを割れの起点とする
溶接割れや水素誘起割れ(以下、HICという)を抑制
するので、溶接割れやHICの発生が減少するほか靭性
も向上する。このため、その効果を得たい場合に添加す
るのがよく、その効果は0.0002%以上で顕著にな
る。しかし、0.004%を超えて含有させると、清浄
度が悪化し、靭性の低下を招く。したがって、添加する
場合のCa含有量は0.0002〜0.004%とする
のが望ましい。
すれば、鋼中の酸化物の融点を高め、高温での加工に際
して酸化物を変形させにくくする効果がある。この効果
は、結晶粒が比較的細粒の鋼では明瞭でないが、本発明
のようにγ粒が粗大であることを許容した鋼材において
は顕著であり、靭性の向上に大きく寄与する。このた
め、その効果を得たい場合に添加することができ、その
効果は0.0001%以上で顕著になる。しかし、0.
003%を超えて含有させると、介在物が増加し、かえ
って靭性の低下を招く。したがって、添加する場合のM
g含有量は0.0001〜0.003%とするのが望ま
しい。
添加すれば、溶接熱影響部の組織の微細化やSの固定に
寄与し、靭性が向上する。このため、この効果を得たい
場合に添加することができ、その効果は0.0003%
以上で顕著になる。しかし、0.004%を超えて含有
させると、その介在物量が多くなって清浄度の悪化を招
き、かえって靭性が低下する。したがって、添加する場
合のREM含有量は0.0003〜0.004%とする
のが望ましい。
化学組成を有する鋼材を再加熱して熱処理を施すのであ
るが、その熱処理は、1000℃以上に加熱した後の鋼
材の温度が850℃以上である間に、冷却速度2℃/s
以上で冷却して焼入れする必要がある。その理由は次の
通りである。
めには、焼入れ後の組織に占める上部ベイナイトまたは
マルテンサイトの量を、少なくとも面積率で40%以上
にする必要がある。しかし、加熱温度を1000℃未満
にしたのでは、γ粒の粗大化が不十分なために、上記の
組織が安定して得られない。これに対して、1000℃
以上に加熱する場合には、γ粒が十二分に粗大化し、鋼
の焼入れ性が増して十分な量の上部ベイナイトおよびマ
ルテンサイトが得られる。しかし、その際の冷却開始温
度が850℃未満、冷却速度が2℃/s未満であると、
高温領域において部分的にフェライト変態が生じて強度
または靭性が大幅に低下する場合があり、必要な強度と
靭性を安定して確保できなくなる。このため、本発明で
は、その熱処理条件を上記のように定めた。
ず、γ粒径が700μmを超えない限り幾ら高くてもよ
い。しかし、1200℃を超える加熱温度を確保するの
は、実際の製造ラインでは難しい。また、1200℃を
超える高温加熱では、スケールの発生量が多くなって材
料歩留まりが低下する。したがって、加熱温度の上限は
1200℃とするのが好ましい。
冷である必要はなく、上記の冷却速度が確保できるので
あれば、油冷や空冷さらには気水冷却であってもよい。
必要に応じてAc1 変態点以下の温度域で焼戻しを施し
てもよく、この場合には、最終製品の強度と靭性の調整
を行うことができる。
真空溶解炉で溶製し、これらの鋼からなる150kgの
丸型インゴットを準備した。また、表2に示す化学組成
を有する10種類の鋼を実機の250ton転炉で溶製
する一方、それらの溶鋼を連続鋳造機で鋳造し、厚さが
150〜300mmのスラブを準備した。
150mmにした後、鋼No. 1〜8については表3と表
5に示す条件、鋼No. 9〜16についてはさらに表3に
示す条件にて熱間圧延および熱処理を行って厚さ20〜
50mmの製品鋼板に仕上げた。また、厚さが150〜
300mmの各スラブは、表4に示す条件にて熱間圧延
および熱処理を行って厚さ25〜40mmの製品鋼板に
仕上げた。
01に規定される4号試験片と、同じくJIS Z 2
202に規定される4号試験片を採取し、それぞれ引張
試験とシャルピー衝撃試験に供し、機械的性質(引張強
さTSと降伏強さYS)および靭性(破面遷移温度(v
Trs))を調べた。また、表2に示す10種類の鋼か
ら得られた鋼板については、入熱量100kJ/cmの
サブマージドアーク溶接(SAW)法で突き合わせ溶接
を行い、その溶接部の図2に示す位置からJIS Z
2202に規定される4号試験片を採取し、シャルピー
衝撃試験に供して溶接熱影響部(HAZ)の靭性(破面
遷移温度(vTrs))を調べた。
5に、併せて示した。
うに、素材の鋼を1000〜1200℃未満の温度に加
熱し、これに熱間加工を施して成形された鋼板の温度が
850℃以上である間に、2℃/s以上の冷却速度で水
冷して得られた試番1〜8および試番17〜24の本発
明例の鋼板は、γ粒は粗大であったが、vTrs(破面
遷移温度)が全て−52℃以下で、殆どの用途に用いて
必要十分な靱性を有していた。
いか、全く含んでいない安価な組成であるにもかかわら
ず、γ粒を粗大化することで焼入性が増しているため
に、TS(引張強さ)が510〜614MPa、YS
(降伏強さ)が396〜533MPaで、高い強度を有
していた。
4の本発明例の鋼板のうち、試番22〜24の鋼板は、
母材の靱性は良好であるもの、過度の清浄化が原因で、
溶接熱影響部(HAZ)の靱性が大きく劣化した。これ
に対し、TiとNを積極的に添加する一方、TiとNの
比(Ti/N・・・式)を0.4〜4.0にした鋼か
らなる試番17〜21の鋼板は、溶接熱影響部(HA
Z)の靱性低下が小く良好であった。
囲を外れる試番9〜16および試番25と26の比較例
の鋼板は、TSとYSは本発明例の鋼板とほぼ同等であ
ったが、vTrsが全て−51℃以上で靱性が低かっ
た。特に、試番25の鋼板は、N含有量が多すぎるため
に、母材の靭性および溶接熱影響部(HAZ)の靱性が
著しく悪かった。
範囲を満たすものの、表5に示すように、加熱温度を1
000℃未満にして熱処理して得られた試番27〜34
の比較例の鋼板は、低温圧延によって細粒化されていて
靱性は良好であるが、TSが479〜553MPa、Y
Sが373〜470MPaで、強度が低かった。
熱処理して得られた試番235〜37の比較例の鋼板
は、高温領域において部分的にフェライト変態が生じた
ために、TSが462〜546MPa、YSが335〜
401MPaで、強度が低いだけでなく、vTrsが−
27〜−44で靭性も低かった。
理をより高温で行えるので、熱間圧延や熱間鍛造などの
素材の成形のための加熱炉を用いて調質熱処理を行うこ
とが可能になる。したがって、調質熱処理専用の加熱炉
が不要になる。また、従来の方法では、過加熱による靱
性劣化を避けるために加熱炉の温度管理を厳密に行わな
ければならないが、本発明の方法ではその必要が緩和さ
れる。さらに、加熱炉の温度を意図的に高めに設定すれ
ば、加熱時間の短縮化が図れるので、生産性が向上す
る。また更に、熱間加工終了後に直接焼入れすることも
可能であり、この場合、再加熱が不要となるので大幅な
省エネルギー化が図れ、より低コストでの製造が可能で
ある。
図である。
ある。
Claims (3)
- 【請求項1】重量%で、C:0.02〜0.15%未
満、Si:1%以下、Mn:0.3〜2.5%、P:
0.05%以下、S:0.004%未満、Ti:0.0
17%以下、N:0.008%以下、sol.Al:
0.001〜0.1%を含み、さらにCr:0〜1.5
%、Mo:0〜1%、V:0〜0.15%、Nb:0〜
0.015%、Cu:0〜1.5%、Ni:0〜4%、
B:0〜0.003%、Ca:0〜0.004%、M
g:0〜0.003%、REM:0〜0.004%を含
有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、T
i、SおよびNの関係が下記の式または式を満たす
化学組成の鋼からなる鋼材の調質熱処理に際し、100
0℃以上に加熱された後の鋼材の温度が850℃以上で
ある間に、2℃/s以上の冷却速度で冷却する焼入れ処
理を施すことを特徴とする強度と靱性に優れた鋼材の製
造法。 (Ti/N)<3.4の時 Ti+8.1×S≦0.035 ・・・・・・・ (Ti/N)≧3.4の時 3.4×N+8.1×S≦0.035 ・・・・ ただし、式および式中の元素記号は、鋼中のそれぞ
れの元素の含有量(重量%)を意味する。 - 【請求項2】焼入れ処理後、Ac1 変態点以下の温度で
焼戻すことを特徴とする請求項1に記載の強度と靱性に
優れた鋼材の製造法。 - 【請求項3】鋼材が、Ti:0.004〜0.017
%、N:0.001〜0.008%を含有し、かつTi
とNの関係が下記の式を満たす化学組成の鋼からなる
鋼材であることを特徴とする請求項1または請求項2に
記載の強度と靱性に優れた鋼材の製造法。 0.4≦(Ti/N)≦4.0 ・・・・ ただし、式中の元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の
含有量(重量%)を意味する。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP27707498A JP4123597B2 (ja) | 1998-09-30 | 1998-09-30 | 強度と靱性に優れた鋼材の製造法 |
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