JPH02254119A - Ｖ添加高靭性高張力鋼板の製造法 - 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】 Ｃ産業上の利用分野コ 本発明は溶接性の優れた引張強さ５Ｑｋｇｆ／ｄ級■添
加高靭性高張力鋼板の製造法に関するもので、板厚２０
鵬以下の鋼板を対象とする。

本発明は厚板ミルに適用することが最も好ましいが、ホ
ットコイル、形鋼などにも適用できる。

また、この方法で製造したＩ７鋼板はラインパイプ鉄塔
用などの構造用鋼管に用いることができ、特に溶融亜鉛
メンキされる鋼管用に適する。

［従来の技術］ 鋼の母材、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の強度、靭性や溶接
性を改善するためには、低Ｃ化（低炭素当量化）、微量
Ｔｉ添加（Ｔｉの窒化物、酸化物の利用）などが効果的
であるが（例えば特開昭５２１２８８２１号公報、特開
昭５５　１３１１２５号公報参照）、これらはいずれも
強度低下を招く。特にＮｂ、　　Ｖなど析出硬化元素を
利用する場合、Ｃ２Ｎ量の減少によって強度低下が著し
くなる（Ｔｉを添加するとＴｉＮとしてＮが強力に固定
されフリーＮが減少）。

このため鋼板の製造では、制御圧延あるいは制御圧延十
加速冷却によって高強度化を図るのが一般的である。し
かし板厚が薄くなると、加速冷却では水冷開始までの温
度低下や冷却後の形状不良などの問題があった。また制
御圧延では引張強さ６０ｋｇ　ｆ　／　ｍｆｆ１級（以
下１１Ｔ６０という）の高強度を得るにはさらに合金元
素量を増加しなければならず、高強度と優れた低温靭性
、溶接性（以下、溶接部靭性を含む）を同時に得ること
は不可能であった。

［発明が解決しようとする課題］ 本発明は低温靭性、溶接性の優れた肘６０の安価な製造
技術を捉供するものである。本発明に基ついて製造した
ＨＴ６０ば合金コストが安く、かつ低温靭性、溶接性が
良好なことから溶接施工において予熱を軽減あるいは省
略でき、溶接構造物の〃″全性向上するなどの利点を有
する。

［課題を解決するだめの手段］ 本発明の要旨とするとごろは、Ｃ：　０．０３〜０．０
９％、Ｓｉ：０．５％以下、　Ｍｎ　：　１．４〜１．
９％Ｐ　：　０．０２％以下、　　Ｓ　：　０．００３
Ｘ以下、　Ｎｈ　：　０．００５〜０．０３％、ｖ＋ｏ
、ｏ３〜０．０８％　Ｔｉ　：　０．００５〜０．０２
％、Ａｌ＋　０．０６％以下、　Ｎ　＋０．ＯＯ］〜０
．００３％、０：ｏ、ｏｏ２〜０．００４％に、必要に
応じてＮｉ：０．０５〜１．０％、　Ｃｕ　：　０．０
５〜０．６％、　Ｃａ　：　０．００１〜０．００５％
の１種または２種以トを含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼を１１００〜１２５０℃の温度範囲
に加熱して９５０℃以下、Ａｒ３変態点以−にの累積圧
下量が４０％以上、Ａｒ３変態点未満の累積圧下量が２
０％以」−１かつ圧延終了温度が６９０℃以下、６３０
℃以上となるように圧延を行うごとを特徴とする引張強
さ６０ｋｇｆ／ｍｄ級■添加高靭性高張力鋼板の製造方
法にある。

［作用］ 以下、本発明について詳細に説明する。

＋１Ｔ　６０の低温靭性や溶接性を画期的に改善するに
は、まず成分元素の制限が必須である。このためＣ量を
低減するとともに、特に析出硬化能が大きく溶接性に有
害なＮｂ添加量を低減した。また微量Ｔｉ添加はＴｉＮ
やＴｉ２Ｏ３を主体とする酸化物によるＨＡＺ靭性の改
善のためであり、かつその効果を十分に得るためにＮ、
　　Ｏ量を制限した。さらに溶接性を劣化させずにＨＴ
６０の高強度を確保するために、■添加を行なった。し
かし■をただ単に添加しただけでは、その効果は発揮さ
れない。これはＣ量の低減やＴｉ添加によるフリーＮ量
の低下によってシ４Ｃ３，ＶＮによる析出硬化が十分に
得られないからである。

このため本発明者らはその製造法について鋭意研究の結
果、低Ｃ１低Ｎｍにおいて■添加による高強度化にはＡ
ｒ３点以下、（Ｔ十α）２相域圧延が有効であることを
確かめた。すなわら適切な（Ｔ＋α）２相域圧延を上記
の鋼に加えるごとによってフェライト地への微細な■析
出が著しく促進され、強度が大幅に向−トすることを見
出した。

このようなＶ添加の効果を十分に得るためには鋼（スラ
ブ）の再加熱、圧延条件を以下のように限定する必要が
ある。まず再加熱温度を１１００〜１２５０゛Ｃの範囲
に限定する。再加熱温度はＮｂ、　　Ｖなどの析出物を
固溶させ、高強度を確保するために１１００℃以上とし
なげればならない（望ましくは１１５０℃以上）。この
温度未満でば、Ｎｂがほとんど固溶せず十分な強度が得
られない。しかし再加熱温度が１２５０℃を越えると、
オーステナイト粒（１粒）が著しく粗大化し、圧延によ
っても完全に微細化できないため、優れた低温靭性が得
られない。従って再加熱温度は１２５０℃以下とする必
要がある。次に９５０℃以下、Ａｒ３以上の累積圧下量
を４０％以上としなければならない。これはγ組織を微
細化して低温靭性を改善するためである。Ｔ組織を微細
化しフェライト粒径を小さくしないと、続く（γトα〕
２相域圧延によるＶの析出硬化によって低温靭性が著し
く劣化するからである。さらに、十分な■の析出硬化を
得るためには２相域の累積圧下量と圧延終了温度をそれ
ぞれ２０％以上、６９０〜６３０　℃に制限しなければ
ならない。（γ十α）２相域の圧下量が２０％未満であ
ると■の析出が不足する。また圧延終了温度が６９０℃
越えると■析出物のサイズが大きく析出硬化能が弱くな
り、６３０℃未満では圧延を行なっても■が十分に析出
しない。

以上のように、たとえ製造法が適切であっても基本成分
が適当でないと１Ｉ７６０としての優れた特性が得られ
ない。以下、この点について説明する。

Ｃの下限０．０３％は、母材および溶接部の強度確保な
らびにＮｂ、　　Ｖなどの添加時に、これらの効果を発
揮させるための最小量である。しかしｃｌが多過ぎると
溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．０９％とし
た。

Ｓｉは多く添加すると溶接性、ＨＡＺ′ＩｊＪＪ性を劣
化させるため、上限を０．５％とした。鋼の脱酸は八ｒ
。

Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｊは必ずしも添加する必要
はない。

Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、
その下限は１．４％である。しかしＭｎ量が多過ぎると
焼入性が増加して溶接性、ＨＡ、　Ｚ靭性を劣化させる
だけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので
上限を１９％とした。

本発明鋼において不純物であるＰ、　　Ｓをそれぞれ０
．０２％、　０．０（１３％以下とした理由は、母材。

＋１ＡＺの低温靭性をより一層向上させるためである。

Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによ
る靭性の劣化を防止する。特に本発明鋼では（Ｔ＋α）
２相域圧延によってシャルピー街撃破面にセパレーショ
ンが発生し、吸収エネルギーの低下を招くので、低Ｓ化
は必須である。好ましいＰ、　　Ｓ量はそれぞれ０．０
１％以１九　０．００２％以下である。

Ｎｂは本発明では母材の強度、低温靭性を得るために必
須の元素であり、その下限は０．００５％である。しか
しその添加景が多過ぎるとＨＡ　Ｚ靭性、溶接性を著し
く害するので、その上限を０．０３％とする。

■はＮｂとほぼ同じ効果をもつ元素であるが、Ｎｂに比
較して析出硬化能はやや弱い。しかしＨＡＺ靭性や溶接
性に対する害は少なく、析出硬化が有効に得られれば極
めて貴重な元素である。本発明では■の析出硬化を十分
に得ることが可能であり、■は必須の元素である。しか
し０．０３％未満では効果が少な（、上限は０．０８％
まで許容できる。

ＴｉはｐｐｆＪが少ないとき（例えば０．００３％以下
）、０と結合してＴｉ２Ｏ３を主成分とする酸化物を形
成してＨＡＺ靭性を向上させる。またＮと結合してＴｉ
Ｎを形成し、再加熱時のγ粒粗大化を抑制し、圧延後の
組織を微細化する。これらの効果を得るためにはＴｉは
最低０．００５％必要である。しかし多過ぎるとＴｉＣ
を形成し低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限
は０．０２％しする。

Ｍは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸は
ＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本発明鋼において
は、その下限は限定しない。しかしＡ／量が多くなると
鋼の清浄度が悪くなるばかりでなく、溶接金属の靭性が
劣化するので上限を０．０６％とした。

Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれる元素であるが
、ＴｉＮを形成して前述のようにＩＩ　７６０の性質を
高める。このためのＮ量として最低０．００１％必要で
ある。しかしながら過剰のＮばＨＡ　Ｚ　ＩｆｉＪＪ性
、溶接性に極めて有害であり、この影響は高強度鋼はど
著しい。ＨＴ　６０の場合、その」１限は０．００３％
である。

０はＮと同様に不純物として鋼中に含まれる元素である
が、Ａ１量が少ない場合には、Ｔｉと結合してＴｉ、０
３を形成し、ＨＡ　Ｚ靭性を向上させる。このために必
要な最少０量は０．００２％である。しかしＯ量が多過
ぎると鋼の清浄度が劣化し、靭性などに悪影響を与える
ので、その上限は０．００４％とする。

次にＮｉ、　Ｃｕ、　Ｃａを添加する理由について説明
する。基本となる成分にさらに、これらの元素を添加す
る主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を川なうことなく
、強度、靭性などの特性向上を図るためである。従って
、その添加量は自ら制限される性質のものである。

Ｎｉは溶接性に悪影響をおよぼすことなく、強度、靭性
を向上させるほか、Ｃｕ−クランクの防止にも効果があ
る。しかし１．０％を超えると溶接性に好ましくないた
め、上限を１．０％とした。

Ｃｕも溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼずことなく、
強度を向上させるほか、耐食性の向上にも効果を発揮す
る。しかし０．６％を越えると溶接性を害するので、上
限を０．６％とした。

なおＮｉ、　Ｃｕ量のＦ限は、これらの元素による効果
が得られる最少量で、０．０５％である。

Ｃａは硫化物の形態を制御し、低温靭性（シャルピー吸
収エネルギー）を向上させるほか、耐水素誘起割れ性の
改善にも効果を発揮する。しかしＣｕ量０．００］％未
満では実用上の効果がなく、また０、００５％を越えて
添加すると、Ｃａｂ、　ＣａＳが多量に生成して大型介
在物となり、鋼の清浄度を害して靭性を低下させる。ま
た溶接性にも悪影響を与える。このため添加量の範囲を
ｏ、ｏｏｉ〜０．００５％に制限した。

［実施例］ 次に本発明の実施例について述べる。転炉一連続鋳造−
厚板工程で種りの鋼成分の薄い鋼板（板厚ＩＯ〜２０ｍ
ｍ）を製造し、その強度、靭性などを調査した。表１に
実施例を示す。本発明に従って製造した鋼板（本発明鋼
）はすべて良好な特性を有する。これに対して本発明に
よらない比較鋼は、強度、低温靭性に劣る。ｍｌＯ，ｌ
Ｉは１９］）あるいは■無添加で強度不足であり、鋼１
２はＴｉ無添加でｌ−Ｔ　Ａ　Ｚ靭性が劣る。また鋼１
３〜１６では、製造条件が適切でないために強度あるい
は低温靭性が十分でない。

［発明の効果１ 本発明により、低温靭１１．溶接性の優れたＨＴ６０の
製造が可能となり、その結果、製造コストが低減すると
ともに現場での溶接施工能率や溶接構造物の安全性を著
しく向上することができる。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．５％以下
   、Ｍｎ：１．４〜１．９％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：
   ０．００３％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｖ
   ：０．０３〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
   ％、Ｍ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００３
   ％、Ｏ：０．００２〜０．００４％で、残部が鉄および
   不可避的不純物からなる鋼を１１００〜１２５０℃の温
   度範囲に加熱して９５０℃以下、Ａｒ＿３変態点以上の
   累積圧下量が４０％以上、Ａｒ＿３変態点未満の累積圧
   下量が２０％以上、かつ圧延終了温度が６９０℃以下、
   ６３０℃以上となるように圧延を行うことを特徴とする
   引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級Ｖ添加高靭性高張力綱
   板の製造法。
2. （２）Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：０．５％以下
   、Ｍｎ：１．４〜１．９％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：
   ０．００３％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｖ
   ：０．０３〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
   ％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００
   ３％、Ｏ：０．００２〜０．００４％にＮｉ：０．０５
   〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．６％、Ｃａ：０．０
   ０１〜０．００５％の１種または２種以上を含有し、残
   部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１１００〜１
   ２５０℃の温度範囲に加熱して９５０℃以下、Ａｒ＿３
   変態点以上の累積圧下量が４０％以上、Ａｒ＿３変態点
   未満の累積圧下量が２０％以上、かつ圧延終了温度が６
   ９０℃以下、６３０℃以上となるように圧延を行うこと
   を特徴とする引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級Ｖ添加高
   靭性高張力鋼板の製造法。