JP3261515B2 - 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 - Google Patents
低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法Info
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Description
の製造方法に関するものである。
構造物の安全性確保の観点から低温靱性を要求される場
合が多い。厚鋼板において、低温靱性を得る方法は種々
提案されているが、高価な合金元素を用いずに、他の特
性劣化を生じない方法としてフェライト(α)結晶粒径
の微細化が代表的であり、αの微細化方法として、従来
から種々の方法が提案され、実用化されている。
−7291号公報、特公昭57−21007号公報、特
公昭59−14535号公報等にあるように、オーステ
ナイト(γ)の未再結晶温度域において制御圧延を行
い、引き続いて加速冷却を行うことによるγからαへの
変態時にαを微細化する方法が提案されている。γから
αへの変態を利用する方法では、γが粗大な場合は未再
結晶域圧延の有効活用によりγ/α変換比を高めること
が可能であるが、γが微細になるとγ/α変換比は1に
近づくため、αの微細化の程度は飽和してしまい、αの
顕著な微細化は望めない。
した、いわゆる二相域圧延による強度・靱性改善技術も
提案されている。例えば、特公昭58−5967号公報
にあるように、成分やγ域での圧下条件の工夫等により
二相域圧延に特徴的なセパレーションの発生を抑制して
靱性の向上を計る技術が提案されている。しかし、従来
の技術ではα粒径は通常の制御圧延と同程度であり、セ
パレーションの発生による3軸応力の低減効果を用いて
初めて大幅な靱性向上が計れる。
よる方法も提案されている。例えば、〔鉄と鋼、第77
年、第1号、1991、第171〜178頁〕に示され
ているように、V、Nを多量に添加させることによりγ
の細粒化を計るとともに、変態時のγ/α変換比を増大
させて、焼きならし処理で微細なα組織とする方法が開
発されている。しかし、焼きならしで細粒化効果を十分
発揮するためには、Vを0.01%以上、Nも0.01
%以上添加する必要があり、到達できるα粒径も5μm
程度である。
号、1990、第1796頁〕においては、γ−α変態
の繰り返しを含む複雑な加工熱処理により、粒径が3μ
m以下の超細粒鋼を得る方法が開示されている。この方
法は、制御圧延後、加速冷却を行い、500℃程度で加
速冷却を停止した後、常温まで冷却することなく900
℃に再加熱し、所定の温度で熱間圧延を行うことにより
超細粒鋼を得るものであるが、α粒径は冷却停止温度の
影響を強く受け、冷却停止温度が500℃のごく近傍以
外では3μm以下のα粒径は得られておらず、工業的に
安定して製造することは困難であると考えられる。
産性の劣化や熱処理工程の増加、さらには合金元素の増
加等、コスト高を伴うとともに、安定して得られるα粒
径は一部の実験的手法を除けば10μm程度、厳密に制
御された複雑な工程によっても5μm程度が限界であ
り、それ以上のαの微細化による大幅な靱性向上は望め
ない。
元素の多量な添加や生産性の劣る工程や、複雑な繰り返
し工程を行わずに、生産性良く、平均α粒径が3μm以
下程度の超細粒αを得ることのできる低温靱性に優れた
厚鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであ
る。
を解決するために、αの熱間加工挙動を詳細に調査する
ことにより、αの超細粒化のための手段を見出し、本発
明を完成するに至ったものである。即ち、本発明の要旨
とするところは、重量%で、C:0.01〜0.20
%、Si:0.03〜1.0%、Mn:0.30〜2.
0%、Al:0.005〜0.1%、N:0.001〜
0.01%を含有し、さらに必要に応じて、Cr:0.
01〜0.50%、Ni:0.01〜3.0%、Mo:
0.01〜0.50%、Cu:0.01〜1.5%、T
i:0.003〜0.10%、V:0.005〜0.2
0%、Nb:0.003〜0.05%、B:0.000
3〜0.0020%の1種または2種以上を含有し、残
部Feおよび不可避不純物からなる鋼片を、Ac3変態点
以上、1200℃以下の温度に加熱し、Ar3変態点以上
の温度で終了する粗圧延により平均オーステナイト粒径
を50μm以下とした上で、2℃/秒以下の冷却速度で
フェライト分率が面積率で50%以上となる温度まで冷
却した後、累積圧下率50%以上の仕上圧延を650℃
以上の温度で終了し、引き続いて5℃/秒以上の冷却速
度で550℃以下の温度に加速冷却することにより平均
フェライト粒径を3μm以下とし、必要に応じて、60
0℃以下の加熱温度で焼き戻すことを特徴とする低温靱
性に優れた厚鋼板の製造方法にある。
詳細に説明する。本発明はαの細粒化の手段として、加
工αの回復・再結晶による方法を用いている点に特徴を
有する。即ち、γ/α二相域で加工を加えることにより
得られるαを加工後回復・再結晶せしめて実質的なαの
細粒化を計る。この場合、超細粒化のためには加工後の
αの回復・再結晶は再加熱熱処理のような方法ではな
く、圧延後の冷却中、好ましくは圧延中あるいは直後に
生じさせる方が有利となる。ただし、冷却中にαを一定
量以上生成させようとすると必然的に温度が低下するた
め、圧延中あるいはその後の冷却中に適正な回復・再結
晶を生じせしめることは一般的には困難である。本発明
者らは、この冷却過程での加工におけるαの挙動を詳細
な実験により調査し、加工αの回復・再結晶により超細
粒化するためには二相域加工条件の適正化とともに二相
域加工に入る前の組織を規定する必要があることを見出
し、本発明を完成するに至った。以下に実験に基づいて
さらに説明する。
%、Mn:1.2%、Nb:0.006%、Ti:0.
01%、N:0.0032%の鋼を1150℃に加熱
し、γ域の圧延条件(圧下率、圧下温度)を変化させ
て、γ/α変態前のγ粒径を約30μmと65μmの2
種類とした上で、圧下率と圧下温度を変えた二相域1パ
ス加工を行った。二相域圧下温度を変化させることは加
工時のフェライト分率を変えることを意味する。二相域
加工に入るときの板厚が揃うように初期スラブ厚を変え
た。従って、二相域圧下後の板厚は圧下率に応じて異な
る。二相域圧下後は冷却速度が約20℃/秒になるよう
に調整して、ほぼ室温まで制御冷却を行い、板厚中心部
の組織を観察した。αの形態はナイタール腐食組織を光
学顕微鏡により観察して判定し、α粒径は走査型電子顕
微鏡により倍率3500倍の写真を用いて測定した。走
査型電子顕微鏡写真では、いわゆる大傾角粒界と小傾角
粒界とは明確には区別できないが、本発明では両者を全
て粒界とみなして測定した。
よびα粒径の関係を示す図であるが、図1は変態前のγ
粒径が約30μmの場合、図2は65μmの場合の結果
である。図1から圧下率が増加するにつれてα粒径は微
細化する傾向が認められるが、整細粒で粒径が約3μm
以下となるためには、圧下率だけでなく、二相域加工時
のフェライト分率も規定する必要があることが分かる。
るαの割合が小さいため、得られる組織としては加工α
から形成される組織よりもγから変態する組織が主体と
なり、圧下率が大きくてもγからの変態で生じるαの粒
径には限界があるため、全体のα粒径の微細化にも限度
がある。また、混粒組織にもなりやすい。一方、フェラ
イト分率が多くても、圧下率が小さいとαの回復・再結
晶が進行し難いため、加工ままαとなりαの微細化は達
成されない。従って、超細粒化のためには、一定以上の
フェライト分率を確保した上で一定以上の圧下率で圧下
を加える必要がある。図1の検討を種々の成分の鋼につ
いて実施した結果、超細粒化するための圧下条件範囲は
加工前のフェライト分率と圧下率で規定すれば鋼種によ
らずほぼ一定であることが判明しており、α粒径が安定
して3μm以下となる条件から、γ域の圧下に引き続く
二相域温度での圧下条件として、加工時のフェライト分
率が面積率で50%以上で、かつ累積圧下率が50%以
上を本発明の範囲とする。
と微細な場合であるが、αの超細粒化のためには、上記
二相域圧下条件だけでなく、加工前の組織を規定する必
要がある。即ち、図2は変態前のγ粒径が約65μmの
場合であるが、この場合は図1と同様の二相域圧下条件
範囲内であってもほとんどα粒径が3μm以下とはなら
ない。これは、前組織が粗大であるためαの回復・再結
晶が抑制されることに起因する。二相域加工前の組織は
圧延条件としては変態域での冷却速度と変態前のγ粒径
で代表され、一般的にはγ粒径が一定であれば、冷却速
度が大きいほど前組織は微細となる。一方、冷却速度が
大きくなるにつれてαの生成が抑制されるため、同じフ
ェライト分率を得るためにはより低温まで冷却する必要
が生じ、その結果としてαの加工温度も低下することに
なる。前組織を微細化してもαの加工温度が低くなると
αの回復・再結晶は抑制されるため、冷却速度を高める
ことでの前組織の微細化は却ってαの細粒化にとっては
不利となる。むしろ、より高温でαの量を確保するため
に冷却速度は小さくすべきである。このような条件下で
前組織を微細化する方法としては、γの微細化が有効と
なる。別途、詳細な検討の結果、γ単相域での加工後、
所望のフェライト分率を得るまでの冷却速度が2℃/秒
以下で、かつその冷却条件下でγ粒径を50μm以下と
すれば前組織を微細化でき、図1で示したように二相域
加工時のフェライト分率が面積率で50%以上で、かつ
累積圧下率が50%以上の条件で約3μm以下の超細粒
αを安定して得ることが可能となることを知見した。こ
の、所望のフェライト分率を得るまでの冷却速度が2℃
/秒以下で、かつその冷却条件下でγ粒径が50μm以
下の前提条件を外れた場合は、二相域圧下の条件を如何
に調整しても超細粒αが得られないか、得られてもその
二相域圧下条件範囲が非常に狭く、工業的に利用するこ
とが難しい。
の化学組成を有する鋼片をAc3変態点以上、1200℃
以下の温度に加熱し、Ar3変態点以上の温度で終了する
粗圧延により平均オーステナイト粒径を50μm以下と
した上で、2℃/秒以下の冷却速度でフェライト分率が
面積率で50%以上となる温度まで冷却した後、累積圧
下率50%以上の仕上圧延を行うことを要件とする。
00℃以下としたのは、Ac3変態点未満では容体化が不
十分であり、また、未変態のαが粗大な場合は引き続く
圧延、冷却によっては、二相域加工前のαの微細化が困
難なためであり、一方1200℃を超えるとγが混粒を
生じやすく、平均的なγ粒径を50μm以下にしても一
部αが超細粒化しない部分が生じ、靱性値としては改善
が望めないためである。
ては、その終了温度はAr3変態点以上とする。これは、
変態点未満での圧延はγ粒の微細化に有効でなく、また
αを十分形成する前の加工はαの超細粒化にも有効でな
いためである。なお、二相域圧延となる仕上圧延は65
0℃以上で終了する必要がある。これは、加工温度が低
いとαの回復・再結晶が抑制されて超細粒化が不十分と
なるためで、二相域圧延の全過程でαの回復・再結晶を
進行せしめて安定的に超細粒組織を得るための条件であ
る。
0℃以下の温度に加速冷却する。また、加速冷却後、強
度調整、残留応力除去等の目的で焼き戻しを施すことも
可能であるが、その場合は得られた超細粒αを成長させ
ないように、焼き戻し温度は600℃以下とすべきであ
る。
るが、低温靱性を確保するためには、製造方法だけでな
く、化学成分も適正範囲内とする必要がある。以下に、
本発明における化学成分の限定理由を述べる。先ず、C
は鋼の強度を向上させる有効な成分として添加するもの
で、0.01%未満では構造用鋼に必要な強度の確保が
困難であり、また0.20%を超える過剰の添加は靱性
や耐溶接割れ性などを著しく低下させるので、0.01
〜0.20%の範囲とした。
強度確保に有効な元素である。0.03%未満の添加で
は脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。逆
に、1.0%を超える過剰の添加は粗大な酸化物を形成
して延性や靱性劣化を招く。そこで、Siの範囲は0.
03〜1.0%とした。また、Mnは母材の強度、靱性
の確保に必要な元素であり、最低限0.30%は添加す
る必要があるが、溶接部の靱性、割れ性など材質上許容
できる範囲で上限を2.0%とした。
素であり、効果を発揮させるためには0.005%以上
含有する必要があるが、0.1%を超えて過剰に添加す
ると、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させる
ため、0.005〜0.1%の範囲に限定する必要があ
る。NはAlやTiと結びついてγ粒微細化に有効に働
くが、その効果を明確にするためには0.001%以上
含有させる必要がある。一方、過剰に添加すると固溶N
が増加して靱性に悪影響を及ぼすため、許容できる範囲
として上限を0.01%とする。
の強度レベルに応じて母材強度の上昇を目的として、必
要に応じて、Cr、Ni、Mo、Cu、Ti、V、N
b、Bの1種または2種以上を含有することができる。
先ず、CrおよびMoは、いずれも母材の強度向上に有
効な元素であるが、明瞭な効果を生じさせるためには
0.01%以上必要であり、一方、0.50%を超えて
添加すると、靱性が劣化する傾向を有するため、0.0
1〜0.50%の範囲とする。
上でき、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させる
ためには0.01%以上含有させる必要がある。含有量
が多くなると強度、靱性は向上するが、3.0%を超え
て添加しても効果が飽和するためと、Ar3変態点が極端
に低下して本発明の条件である、仕上圧延前のフェライ
ト分率が面積率で50%以上と、仕上圧延開始温度65
0℃以上を同時に満足することができなくなるため、経
済性も考慮して、上限を3.0%とする。
るが、1.5%超の添加では熱間加工性に問題を生じる
ため、0.01〜1.5%の範囲に限定する。Tiは析
出強化により母材の強度向上に寄与するとともに、Ti
Nの形成によりγ粒微細化にも有効な元素であるが、効
果を発揮させるためには0.003%以上の添加が必要
である。一方、0.10%を超えると、Alと同様、粗
大な酸化物を形成して靱性や延性を劣化させるため、上
限を0.10%とする。
化により母材の強度向上に寄与するが、過剰に添加する
と靱性が劣化する。従って、靱性の劣化を招かずに、効
果を発揮できる範囲として、Vは0.005〜0.20
%、Nbは0.003〜0.05%とする。Bは0.0
003%以上のごく微量添加で鋼材の焼入性を高めて強
度上昇に非常に有効であるが、過剰に添加するとBNを
形成して、逆に焼入性を落としたり、靱性を大きく劣化
させるため、上限を0.0020%とする。
に具体的に述べる。
す。各供試鋼は造塊後、分塊圧延により、あるいは連続
鋳造により鋼片となした。表1の内、鋼番4〜10は本
発明の化学成分範囲を満足しており、鋼番11〜13は
本発明の化学成分範囲を外れている。
1)、表4(表2のつづき−2)、表5(表2のつづき
−3)に示す条件により鋼板に製造し、強度、シャルピ
ー衝撃特性、DWTT特性を調査した。試験片は全て板
厚中心部から圧延直角方向に採取した。シャルピー衝撃
特性は50%破面遷移温度(vTrs)で、またDWT
T特性は85%延性破面遷移温度(85%FATT)で
それぞれ評価した。強度、靱性の試験結果も表2〜表5
に示す。
17はいずれも本発明に従って製造した鋼板であり、全
て平均α粒径が約3μm以下の超細粒組織が得られ、靱
性値もvTrsで−100℃以下、DWTTの80%F
ATTで−70℃以下が達成されている。一方、試験N
o.B1〜B9は比較例であり、いずれかの条件が本発
明の限定範囲を外れているためαの超細粒化が計られて
おらず、本発明例に比べてシャルピー特性、DWTT特
性ともはるかに劣る。即ち、試験No.B1は加熱温度
が高過ぎるため、前組織の微細化が十分計られていな
い。B2およびB5は変態前のγ粒径が粗大な上、二相
域加工時のフェライト分率が本発明の限定範囲を外れて
いる。また試験No.B3およびB6は仕上圧延の圧下
率が不十分なため、超細粒化が不十分である。また、B
4はγ粒径が粗大なため、B7〜B9は化学成分範囲が
本発明範囲外であるため、超細粒化が達成されなかった
り、他の靱性劣化要因のために低温靱性が劣る。
超細粒化組織を有し、非常に良好な低温靱性を示す鋼板
の製造が可能であることが明白である。
複雑な熱履歴により生産性を低下させることなく、低温
靱性の良好な厚鋼板を製造できる画期的な方法であり、
製造コストの低減、構造物としての安全性の向上等、産
業上の効果は極めて大きい。
件とαの形態、粒径との関係をを示す図である。
件とのαの形態、粒径との関係を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項1】 重量%で、 C :0.01〜0.20%、 Si:0.03〜1.0%、 Mn:0.30〜2.0%、 Al:0.005〜0.1%、 N :0.001〜0.01% を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼片
を、Ac3変態点以上、1200℃以下の温度に加熱し、
Ar3変態点以上の温度で終了する粗圧延により平均オー
ステナイト粒径を50μm以下とした上で、2℃/秒以
下の冷却速度でフェライト分率が面積率で50%以上と
なる温度まで冷却した後、累積圧下率50%以上の仕上
圧延を650℃以上の温度で終了し、引き続いて5℃/
秒以上の冷却速度で550℃以下の温度に加速冷却する
ことにより平均フェライト粒径を3μm以下とすること
を特徴とする低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法。 - 【請求項2】 前記加速冷却した後、600℃以下の温
度で焼き戻すことを特徴とする請求項1記載の低温靱性
に優れた厚鋼板の製造方法。 - 【請求項3】 重量%で、さらに、 Cr:0.01〜0.50%、 Ni:0.01〜3.0%、 Mo:0.01〜0.50%、 Cu:0.01〜1.5%、 Ti:0.003〜0.10%、 V :0.005〜0.20%、 Nb:0.003〜0.05%、 B :0.0003〜0.0020% の1種または2種以上を含有したことを特徴とする請求
項1または2記載の低温靱性に優れた厚鋼板の製造方
法。
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JP19882994A JP3261515B2 (ja) | 1994-08-23 | 1994-08-23 | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
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JP19882994A Expired - Fee Related JP3261515B2 (ja) | 1994-08-23 | 1994-08-23 | 低温靱性に優れた厚鋼板の製造方法 |
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