JPH0225968B2

JPH0225968B2 -

Info

Publication number: JPH0225968B2
Application number: JP17495181A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Tamehiro; Yasumitsu Onoe
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1981-10-31
Filing date: 1981-10-31
Publication date: 1990-06-06
Also published as: JPS5877529A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は鋼の成分に特別な条件を設けるととも
に加熱圧延条件及び圧延直後の冷却条件を制御す
ることにより、強度・靭性及び溶接性の優れた50
〜60Kg／mm²級の強度をもつ厚肉高張力鋼の製造法
に関するものである。近年エネルギー需要の増大から、新たな資源を
求め、海洋開発が活発化し、海洋構造物に使用さ
れる溶接性高張力鋼の需要は着実な増加を示して
いる。海洋構造物に使用される高張力鋼の特徴は
構造物がその性質上大型重量となるため、一般に
厚みが極めて大きく、また安全性・作業性の面か
ら高靭性と優れた溶接性及び溶接部特性を持つこ
とが要求されることである。しかし、これらの要
求特性を十分に満たすことは現在の製造法では極
めて困難である。これらの特性を不十分ながら満足する鋼の現在
の製造法としては、ラインパイプ材に広く使用さ
れている制御圧延法（CR法）と、圧延後焼なら
し処理を行なう方法（ノルマ法）が良く知られて
いるが、いずれも、厚肉材の強度向上に限界があ
り、高合金化（高Ceq化）すると溶接性、溶接部
特性が劣化しコスト高になるという欠点を持つて
いる。本発明者らは新しい海洋構造物用鋼を開発すべ
く、厚肉高張力鋼の製造法に適した成分系、加
熱・圧延・冷却プロセスについて鋭意研究の結
果、鋼板の強度靭性は勿論であるが、鋼板の内質
及び溶接性・HAZ靭性が優れた全く新しい強靭
鋼の製造法を発明するに至つた。以下この点について詳しく説明する。本発明の特徴は、Ｓ含有量を極端に下げるとと
もにCa添加により硫化物形態制御処理を実施し、
微量Tiと微量Nb、Ｖを添加した低炭素当量
（Ceq）の鋼片を低温加熱（900〜1100℃）し、オ
ーステナイト粒の再結晶域の圧延に加えて、900
℃以下の未再結晶域で十分な圧下（40％以上）を
加え、680〜860℃で圧延を終了し十分にオーステ
ナイト粒を細粒化した後、比較的遅い冷却速度
（３〜10℃／sec）で500℃以下任意の温度まで冷
却するところにある。本発明に従えば冷却後の組織は微細なフエライ
ト・パーライトあるいはこれに微細なベイナイト
が混在した混合組織となるため強度・靭性に優れ
ている。本発明鋼における強度の向上は、適切なＣ、Si、Mnの添加と析出硬化元素
Nb、Ｖの有効利用、圧延後の加速冷却によるミクロ組織の細粒化
あるいは一部ベイナイトの生成、フエライト硬
度の上昇、の結果として得られる。また、靭性の向上はミクロ組織の細粒化によつ
て得られ、低温加熱（900〜1100℃）、および微細TiN
のオーステナイト粒成長抑制による加熱オース
テナイト粒の細粒化、 TiN、Nb（Ｃ、Ｎ）、Ｖ（Ｃ、Ｎ）による圧延
中に再結晶したオーステナイト粒の成長抑制、圧延中に析出した微細なNb（Ｃ、Ｎ）、Ｖ
（Ｃ、Ｎ）がオーステナイトの再結晶を抑制し、
十分な低温累積圧下（900℃以下で圧下量が30
％以上）を加えるため、オーステナイト粒が十
分延伸化することによるフエライト変態核の増
大、圧延後の加速冷却によるγ／α変換比の増
大、といつた細粒化プロセスの総合効果として得られ
る。本発明に従えば、上記の組織微細化と極低Ｓ化
及びCa添加による硫化物形態抑制により、破面
遷移温度と衝撃吸収エネルギーが両者共非常に優
れた厚肉高張力鋼板の製造が可能である。また900℃以下の未再結晶域で圧下量30％以上
かつ、仕上温度が680〜860℃で圧延するため、板
表面程細粒となり加速冷却による硬化性が低下す
るため、厚肉にもかかわらず板厚方向の組織は均
一となり、板厚方向硬さむらはほとんど無い。本発明に従つて製造した鋼は従来の鋼材に比
べ、低成分（低炭素当量）で優れた強度、靭性が
得られるため、溶接時の硬化性、割れ感受性が低
く、また溶接部の靭性が極めて良好である。この
ため本発明鋼は他の用途（建築、圧力容器、造船
など）にも適用可能である。以下本発明における加熱圧延冷却条件の限定理
由について詳細に説明する。加熱温度を900〜1100℃に限定した理由は、加
熱時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組織の
細粒化をはかるためである。1100℃は加熱時のオ
ーステナイト粒が極端に粗大化しない上限温度で
あつて、加熱温度がこれを超えるとオーステナイ
ト粒が粗大混粒化し、冷却後のミクロ組織も粗大
化するため鋼の靭性が著しく劣化する。一方加熱温度が余りに低すぎると、Nb、Ｖな
ど析出硬化元素が十分に固溶せず強度／靭性バラ
ンスが劣化するだけでなく、鋼の内質の劣化およ
び圧延終段の温度の下がり過ぎのため、制御冷却
による十分な材質向上効果が期待できない。この
ため下限を1100℃とする必要がある。しかしながら、加熱温度を上記のように低く制
限しても圧延条件が不適当であると、よい材質を
得ることができないため、900℃以下の未再結晶
温度域での圧下量を30％以上とし、仕上温度を
680〜860℃の範囲とする。これは未再結晶温度域
での十分な圧延を加えることによつてオーステナ
イト粒の細粒化・延伸化を徹底し、冷却後に生成
する変態組織を細粒均一化するためである。このように細粒オーステナイトを十分延伸化す
ることにより、圧延冷却後生成するフエライト・
パーライト組織を十分細粒化すると、靭性が大巾
に向上する。しかし、仕上温度が不適当であると良好な強
度、靭性が得られない。仕上温度の下限を680℃
としたのは、過度の変態点以下の（γ＋α）域圧
延によつて延靭性を劣化させないためである。ま
た、仕上温度が680℃未満であると制御冷却によ
る十分な強度上昇効果が期待できない。一方、仕
上温度は余りにも高すぎると制御圧延によるオー
ステナイト粒の細粒化効果が期待できず靭性が低
下する。このため上限を860℃とする必要がある。次に圧延後の冷却であるが、これは良好な強
度、靭性を得るために板厚方向に均一な変態組織
が得られるように行なわなければならない。この
ため本発明法では圧延後冷却開始までに30〜180
秒の時間を置いたのち冷却速度３〜10℃／秒で
500℃以下の任意の温度まで冷却する。圧延後冷
却までにdelay時間を置く理由は加工オーステナ
イト粒の回復と板内間（厚み方向を含む）の温度
差を少なくし、より高延靭性と材質の均一化を得
るためである。この効果を得るためには最低30秒
が必要であるが余りにも長過ぎると温度降下が大
きくかえつて材質の不均一化と劣化を招くので好
ましくない上限を180秒とした。冷却は、圧延終了直後から500℃以下まで３〜
10℃／secの範囲の冷却速度で実施する必要があ
る。この理由は３℃／sec未満ではミクロ組織の
細粒化等が不十分で強度向上が十分に期待できな
いためであり、また10℃／sec超では厚肉である
ため表面と中心部の硬度差、即ち材質の差が大き
くなるからである。冷却停止温度を500℃以下の任意の温度と指定
したのは、余りにも低温まで冷却してしまうと脱
水素効果や十分な析出硬化が得られないためであ
る。この場合350〜500℃前後で冷却をやめ、空冷
することが望ましい。しかし、冷却停止温度が
500℃以上では十分な強度向上が望めない。なお冷却媒体としては一般的には噴霧水あるい
は水が適当である。また本発明に従つて製造した鋼を脱水素などの
目的で再加熱する場合600℃以上では強度の劣化
を招き好ましくない。しかし、約600℃以下の温
度に再加熱することは若干の強度低下はあるもの
の本発明鋼の特徴を失うものではない。以下成分範囲の限定理由について説明する。上記特徴を持つ本発明鋼中第１発明の鋼の成分
範囲はC0.05〜0.13％、Si0.6％以下、Mn1.0〜1.6
％、P0.020％以下、S0.005％以下、Al0.005〜0.08
％、Ca0.0005〜0.005％、Ti0.004〜0.025％、
N0.007％以下にNb0.01〜0.06％、V0.01〜0.08％
の１種または２種を含有させ、さらに2.2≧
〔Ca〕｛１−124〔Ｏ〕｝／1.25〔Ｓ〕≧0.4の条件を満
足させたものである。Ｃの下限0.05％は母材及び溶接部の強度確保及
びNb、Ｖの析出効果を十分に発揮させるための
最少量である。しかしＣ含有量が多過ぎると、制
御冷却した場合島状マルテンサイトが生成し、延
靭性に悪影響を及ぼすばかりか、内質、溶接性及
びHAZ靭性も劣化させるため、上限を0.13％と
した。 Siは脱酸上鋼に必然的に含まれる元素である
が、Siもまた溶接性及びHAZ部靭性を劣化させ
るため上限を0.6％とした（鋼の脱酸はAlだけで
も可能であり好ましくは0.2％以下が望ましい）。 Mnは本発明鋼において低温加熱圧延−制御冷
却による材質向上効果を高め、強度、靭性を同時
に向上せしめる極めて重要な元素である。Mnが
1.0％未満では厚肉であるため強度が確保できず、
靭性改善効果も少ないため下限を1.0％とした。
しかしMnが多過ぎて焼入性が増加するとマルテ
ンサイトなど低温変態生成物が多量に生成し易く
なり、母材及びHAZの靭性を劣化させるため、
その上限を1.6％とした。本発明鋼において不純物であるＰを0.02％以下
に限定した理由は低い程母材、溶接部靭性、溶接
性及び内質は向上するからである。（0.010％以下
が望ましい）特に厚肉材の場合、連続鋳造スラブ
の中心偏析介在物が起因となつて水素性の欠陥が
発生するが、これを防止するためにＰを下げるこ
とは後述する低Ｓ化、Ca添加と共に極めて有効
である。不純物であるＳを0.005％以下に限定し、更に
Caとの関係が2.2≧〔Ca〕｛１−124〔Ｏ〕｝／1.25〔Ｓ
〕≧0.4の条件を満足するように規定した主たる理由は母材
の延靭性と内質を改善するためである。本発明法では低温加熱圧延を行なつた後制御冷
却を行なうが、一般に強度の上昇によつて延靭性
は低下し、また低温加熱と制御冷却によつて脱水
素が不十分となり、MnSに基く水素性欠陥を生
じる場合がある。しかしこれは鋼中のＳ量即ち、
MnSの絶対量を減少させ、更にCa添加により
MnSを形態制御することによつて改善可能であ
る。Ｓを0.005％以下と少なくした上で、
〔Ca〕｛１−124〔Ｏ〕｝／1.25〔Ｓ〕を0.4以上にする
と、Ａ系介在物（MnS）を極端に減少させることが可能で
あり、同様に〔Ca〕｛１−124〔Ｏ〕｝／1.25を2.2以下
に抑えることにより、Ｂ系介在物（CaO・Al₂O₃）の
発生量を最少に抑えることが可能となり、延靭性
及び内質上顕著な効果が認められる。このためＳの上限を0.005％とし、
〔Ca〕｛１−124〔Ｏ〕｝／1.25〔Ｓ〕の上限を2.2、下
限を0.4とした。 Alは脱酸上この種のキルド鋼に必然的に含有
される元素であるが、Al0.005％未満では脱酸が
不十分となり、母材靭性が劣化するため下限を
0.005％とした。一方Alが0.08％を超えると鋼の
清浄度及びHAZ靭性が劣化するため上限を0.08
％にした。 Tiは添加量が少ない範囲（Ti0.004〜0.025％）
では微細なTiNを形成し、圧延組織及びHAZの
細粒化、つまり靭性向上に効果的である。この場
合ＮとTiは化学量論的に当量近傍が望ましく、−
0.002％≦Ｎ−Ti／3.4≦0.002％が良好である。Ti添加量の上限は材質上の効果が発揮される最少量で
あり、上限は微細なTiNが鋼片中に通常製造法
で得られまた、TiCによる靭性劣化が起きない条
件から0.025％とした。Ｎも溶鋼中に不可避的に混入し、鋼の靭性を劣
化させる。特に多量のfreeNはHAZ部に島状マ
ルテンサイトを発生させ易く、HAZ靭性を大巾
に劣化させる。このHAZ部靭性及び母材靭性を
改善する目的で、前述したようにTiを添加する
が、Ｎが0.007％より多いと鋼中のTiNサイズが
大きくなりTiNの効果が減少するためＮの上限
を0.007％とした。 Nb、Ｖは前述の如く本発明において必須の元
素であり、材質に対する効果は極めて大きい。 Nbはミクロ組織の細粒化と析出硬化のため含
有させるもので強度、靭性を共に向上させる重要
な元素であるが、厚肉の制御冷却材では0.06％超
えて添加しても材質上効果なく、また溶接性及び
HAZ靭性に有害であるため上限を0.06％に限定
した。また、下限0.01％は材質上の効果を有する
最少量である。ＶはNbとほぼ同様の効果を持つが0.01％未満
では顕著な効果が無く、上限は0.08％まで許容で
きる。次に第２の発明においては、第１の発明の鋼の
成分および製造プロセスにNi0.1〜1.0％を添加
し、さらにCu0.1〜0.6％、Mo0.05〜0.20％、
B0.0005〜0.003％のうち１種を含有させたもので
ある。これらの元素を含有させる主たる目的は本発明
鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性の向上及
び製造板厚の拡大を可能にするところにあり、そ
の添加量は溶接性及びHAZ靭性等の面から自ず
と制限されるべき性質のものである。 NiはHAZの硬化性及び靭性に悪影響を与える
ことなく母材の強度、靭性を向上させる特性を持
つが、0.1％未満では顕著な効果が無く、1.0％を
超えるとHAZの硬化性及び靭性上好ましくない
ため、下限を0.1％、上限を1.0％とした。 CuはNiとほぼ同様の効果を持つと共に、耐食
性、耐水素誘起割れ特性等にも効果がある。しか
し、0.1％未満ではNi同様顕著な効果が無く、0.6
％を超えると本発明の如き低温加熱圧延において
も圧延中にCu−クラツクが発生し製造が難しく
なる。このため下限を0.1％、上限を0.6％とし
た。 Moは母材の強度、靭性を共に向上させる元素
であるが、0.05％未満では顕著な効果が無い。一
方、多過ぎると焼入性を増大させ母材、溶接部靭
性及び溶接性の劣化を招き好ましくなく、この上
限が0.20％である。このため下限を0.05％、上限
を0.20％とした。Ｂは圧延中にオーステナイト粒界に偏析し、焼
入性を上げベイナイト組織を生成しやすくする
他、Ｎと結合し、微細なBNとなつて溶接部の靭
性を向上させるというTiと類似した効果を有す
る。しかし、0.0005％未満では顕著な焼入性改善
効果や靭性向上効果が無く、0.003％超になると、
Bconstituentを生成するようになるためかえつて
母材及びHAZの靭性を劣化させる。このため下
限を0.0005％、上限を0.003％とした。次に本発明の実施例を述べる。転炉−連鋳工程で製造した種々の化学成分の鋳
片を用い、製造プロセスを変えて板厚50〜100mm
の鋼板を製造した。母材及び溶接部の機械的性質
を第１表に示した。本発明法で製造した鋼板はい
ずれも優れた母材及び溶接部特性を有しているの
に対して、本発明によらない比較鋼は母材あるい
は溶接部特性のいずれかが不満足で、溶接用鋼材
としてのバランスにかけている。比較鋼中、９、10、11では本発明鋼において必
須の元素であるTi、Nb、Ｖ、Caのいずれかが添
加されていない。このためTi無添加の鋼９では
HAZ組織が粗粒となり溶接部靭性が劣り、Nb、
Ｖ無添加の鋼10では母材靭性および強度が劣り、
またＳが比較的高くCa無添加の鋼11では母材、
溶接部の靭性が劣つている。鋼12、13は本発明鋼２、３と同一の化学成分で
あるが、鋼12では加熱温度が高いため、ミクロ組
織が粗く、母材靭性が悪い。また、鋼13では圧延
終了から冷却開始までの時間が短いため、材質の
変動が大きく、母材靭性が劣化している。鋼14、15、16は本発明鋼６、７と同一の化学成
分であるが、鋼14では冷却停止温度が高く、鋼15
では冷却速度が遅いため、強度向上効果が少な
い。また、鋼16では仕上温度が高いため、母材強
度、靭性が十分でない。

【表】

Claims

【特許請求の範囲】１ C0.05〜0.13％、Si0.6％以下、Mn、1.0〜1.6
％、P0.020％以下、S0.005％以下、Ca0.0005〜
0.005％、Al0.005〜0.08％、Ti0.004〜0.025％、
N0.007％以下に、Nb0.01〜0.06％、V0.01〜0.08
％の１種または２種を含有させ、残部Fe及び不
可避的不純物からなり、 0.4≦〔Ca〕｛１−124〔Ｏ〕｝／1.25〔Ｓ〕≦2.2の
条件を満足する鋼片を900〜1100℃に加熱し、900℃以下の圧
下量が30％以上で、かつ仕上温度が680〜860℃と
なるように圧延を行い、圧延後30〜180秒経過後
３〜10℃／秒の範囲の冷却速度で500℃以下の任
意の温度まで冷却することを特徴とする40mm以上
の厚みを有する厚肉高張力鋼の製造法。２ C0.05〜0.13％、Si0.6％以下、Mn1.0〜1.6％、
P0.020％以下、S0.005％以下、Ca0.0005〜0.005
％、Al0.005〜0.08％、Ti0.004〜0.025％、N0.007
％以下、Ni0.1〜1.0％にNb0.01〜0.06％、V0.01
〜0.08％の１種または２種、およびCu0.1〜0.6
％、Mo0.05〜0.20％、B0.0005〜0.003％のうち１
種を含有させ、残部Fe及び不可避的不純物から
なり、 0.4≦〔Ca〕｛１−124〔Ｏ〕｝／1.25〔Ｓ〕≦2.2の
条件を満足する鋼片を900〜1100℃に加熱し、900℃以下の圧
下量が30％以上で、かつ仕上温度が680〜860℃と
なるように圧延を行い、圧延後30〜180秒経過後
３〜10℃／秒の範囲の冷却速度で500℃以下の任
意の温度まで冷却することを特徴とする40mm以上
の厚みを有する厚肉高張力鋼の製造法。