JPH0517286B2

JPH0517286B2 -

Info

Publication number: JPH0517286B2
Application number: JP395184A
Authority: JP
Inventors: Taneo Hatomura; Chiaki Shiga
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1984-01-12
Filing date: 1984-01-12
Publication date: 1993-03-08
Also published as: JPS60149720A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は板内の歪が少なく溶接性と低温靭性の
優れた高張力鋼の製造方法に係り、特にブタン、
プロパン向けタンクなどの圧力容器用鋼板、寒地
向けラインパイプ用鋼板等の歪を防止し、かつ調
質を施さずに製造する方法に関する。従来、溶接をともなう低温靭性の優れた高張力
鋼板は、焼ならし又は焼入、焼戻処理によつて製
造されてきているが、熱処理費等の高騰により製
造コストが高くなる欠点がある。また、熱処理を
施さないいわゆる非調質で高張力化、高靭性化を
はかる製造方法としては制御圧延（以下CRと称
する）による方法があるが、CRの仕上げ温度を
下げると圧延能率が著しく低下するばかりか、得
られた鋼板のシヤルピー衝撃破面にセパレーシヨ
ンが発生し、需要家から嫌われ適用鋼種の拡大が
難しいという問題がある。 CRによる上記問題を改善した低温域までのCR
を必要としないで高張力化と高靭性化をはかる製
造方法として例えば特開昭57−134514の如き圧延
後の加速冷却を施す方法がある。この加速冷却に
よる方法によれば、第１図に示すＣ：0.08％、
Mn：1.3％、Ti：0.015％を含む鋼板について行
つた冷却速度と引張強さおよび降伏強度との関係
において、冷却停止温度が500℃未満では冷却速
度が速くなるにつれて引張強さは容易に上昇する
が、一方降伏強度は冷却速度が速くなるにつれて
低下するため降伏強度不足のため焼ならし材もし
くは焼入、焼戻材の代替鋼となり得る鋼種は極め
て少ない。加速冷却による降伏強度低下の欠点を改善する
方法としては加速冷却後軽圧下を施す方法が考え
られる。しかし、この方法では冷却停止温度が
500℃未満であるため、加速冷却時間が長くなり、
鋼板内における冷却むらが生じやすく、更にベイ
ナイトやマルテンサイト変態にともなう発熱や熱
膨張量の差により鋼板に歪が生じやすくなる欠点
があり、また加速冷却時間が長いため生産性も低
下する欠点がある。本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決
し、鋼板内に歪が少なく溶接性と低温靭性の優れ
た高張力鋼を調質処理を施さずに生産性を向上し
低廉に製造できる方法を提供するにある。本発明のこの目的は、下記要旨の３発明によつ
て達成される。第１発明の要旨とするところは次のとおりであ
る。すなわち、重量比でＣ：0.005〜0.15％ Si：0.1〜0.5％ Mn：0.8〜2.0％ Ti：0.003〜0.04％ Al：0.005〜0.08％Ｓ：0.008％以下Ｎ：0.0010〜0.010％を含み、かつTi含有量との関係においてＮ含有
量を下記式の範囲内とする（Ti％／3.4 −0.0020％）＜Ｎ＜（Ti％／3.4 ＋0.0020％）成分を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物
より成る鋼片を（Ar₃変態点＋70℃）〜Ar₃変態
点の温度域で少なくとも50％の圧下率で圧延する
段階と、前記熱延板を直ちに２〜40℃／secの冷
却速度で500℃以上まで加速冷却する段階と、前
記冷却板を600〜200℃の温度域で0.5〜20％の圧
下率で軽圧下する段階と、前記軽圧下板を200℃
以上の温度から空冷もしくは徐冷する段階と、を
有して成ることを特徴とする板内の歪が少なく溶
接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法であ
る。第２発明は第１発明と同一の基本成分を有し、
更にCr、Ni、Mo、Ｖ、Cuの中から選ばれた少
くとも１種を Cr、Ni、Mo、Cu：それぞれ0.5％以下Ｖ：0.01〜0.10％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物より成る鋼片に対して、第１発明と同一の制御
圧延工程を有して成ることを特徴とする板内の歪
が少なく溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製
造方法である。更に第３発明は、第２発明と同一組成の鋼成分
のほかに、Caもしくは希土類金属を Ca：0.002〜0.010％希土類金属：0.005〜0.010％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物よりなる鋼片に対して、第１発明と同一の制御
圧延工程を有してなることを特徴とする板内の歪
が少なく溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製
造方法である。本発明者らは鋼板内の歪を少なくする目的で
種々の検討を行つた結果、加速冷却後の停止温度
を500℃以上にすれば冷却時間が短いので鋼板内
の冷却むらが少なく、更にベイナイト特にマルテ
ンサイトが生成しないために発熱や熱膨張量の差
が少なくなるので鋼板内の歪の発生が少なくなる
ことが明らかになつた。しかし第１図に示す如
く、冷却停止温度を500℃以上とすると破面遷移
温度は向上するが、引張強さの上昇量が少ない欠
点がある。そこで、CRを施した後、直ちに加速冷却を施
し500℃以上で加速冷却を停止しても、引張強さ
が上昇し高張力が得られる方法について検討の結
果、500℃以上で加速冷却を停止し、その後600〜
200℃の温度域で圧下率0.5〜20％の範囲の軽圧下
を施すことにより引張強さが著しく上昇すること
を新規に見いだした。この軽圧下を施すことによ
り、引張強さのみならず降伏強度も上昇する利点
があり、更にシヤルピー衝撃破面にはセパレーシ
ヨンが発生しない特性があるが、一方この軽圧下
は靭性を劣化させるという欠点が生じ、低温靭性
を要求する鋼種には適用が難しいという問題が明
らかとなつた。本発明者らは低温靭性を改善する方法について
種々調査した結果、限定量のTiを含有させるこ
とにより、スラブ加熱時においてγ粒の細粒維持
ができるので、CRを施し引続き加速冷却を施し
た鋼板の組織は微細化されていること、更に加速
冷却後の冷却停止温度を500℃以上（第１図参照）
とすることにより、加速冷却停止後に軽圧下を施
しても靭性の劣化が少なく、引張強さ、降伏強度
が上昇することを新たに見いだし本発明を得るこ
とができた。次に本発明の基礎となつた実験について説明す
る。後記の実施例における第１表に組成を示した
Tiを含有する本発明鋼（〇印、A1鋼）とTiを含
有しない比較鋼（△印、B1鋼）を600℃まで加速
冷却し500℃において圧下率を変えて圧延し、そ
の引張強さ、降伏強度および破面遷移温度（以下
vTrsと称する）との関係を調査し、その結果を
第２図に示した。第２図からTi含有鋼はTi非含
有鋼に比し、引張強さ、降伏強度に悪影響を及ぼ
すことなくvTrsを大幅に改善できることがわか
る。更に圧延後の加速冷却を施すことによりどうし
ても避けられない冷却むらによる鋼板の歪を加速
冷却停止後の軽圧下により解消できることにも効
果がある。すなわち、Ti含有鋼にCRを施し、直ちに加速
冷却をすることにより降伏強度とvTrsが向上し、
更に引続き冷却停止後に軽圧下を施すことによ
り、引張強さの上昇をはかることができるので、
加速冷却と軽圧下を適正に組合せることによつて
鋼板内の歪が少なく、溶接性と低温靭性の優れた
鋼板を熱処理を施すことなく製造することがで
き、引張強さ50〜60Kgｆ／mm²級の高張力鋼板が従
来の焼ならし材、焼入、焼戻材より低い炭素当量
と高い生産性で安価に得ることができる。次に本発明の成分組成を限定する理由を説明す
る。Ｃ：Ｃは0.005％未満では鋼板の強度が低下し、ま
た溶接熱影響部（以下HAZと称する）の軟化が
大きくなり、一方0.15％を越えると母材の靭性が
劣化するとともに溶接部の硬化、耐割れ性の劣化
が著しくなるので、Ｃは0.005〜0.15％の範囲内
にする必要がある。 Si： Siは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素
であるが、0.1％未満では母材靭性が劣化し、一
方0.5％を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低
下するので、Siは0.1〜0.5％の範囲内にする必要
がある。 Mn： Mnは0.8％未満では鋼板の強度および靭性が低
下し、更にHAZの軟化が大きくなり、一方2.0％
を越えるとHAZの靭性が劣化するので、Mnは
0.8〜2.0％の範囲内にする必要がある。 Ti： TiはTiN析出物となりγ粒を微細化させ、フ
エライト、ベイナイト粒を微細にする効果がある
が、0.003％未満ではTiN析出物が不足し細粒効
果がなく、一方0.04％を越えるとTiN析出物が過
剰となり靭性が劣化するので、Tiは0.003〜0.04
％の範囲内にする必要がある。 Al： Alは鋼の脱酸上最低0.005％のAlを固溶するよ
う添加することが必要であり、一方0.08％を越え
るとHAZの靭性のみならず溶接金属の靭性も著
しく劣化するので、Alは0.005〜0.8％の範囲内に
する必要がある。Ｓ：Ｓは0.008％を越えると圧延と直角方向の吸収
エネルギーが著しく低下するので、Ｓは0.008％
以下に限定する必要がある。Ｎ：Ｎは溶接部靭性の劣化を防止するために限定す
る必要がある。すなわち、HAZ靭性のためには
固溶Ｎが少ない程、望ましく、また溶接時に溶接
金属へＮが流入し溶接金属の靭性をも劣化させる
が、0.0010％未満では細粒に必要なTiN析出物が
不足し、一方0.010％を越えるとTiN析出物が過
剰もしくは固溶Ｎが残存し、いずれにおいても溶
接部の靭性を劣化させるので、Ｎは0.0010〜
0.010％の範囲内にする必要があり、更にTi含有
量との関係においてＮ量を下式に限定したのは固
溶Ｎを減少させるためである。（Ti％／3.4 −0.0020％）＜Ｎ＜（Ti％／3.4 ＋0.0020％）すなわち、ＮとTiの関係において両元素が過
不足なくTiN析出物となるためには、Ｎ含有量
は理論上ではTi％／3.4となるが、Ｎ含有量をTi％／3.4 に調整することは事実上不可能であるので、Ｎは
実操業上から（Ti％／3.4−0.0020％）を越え（Ti％／3.4＋0.0020％）未満の範囲内に限定する。以上が本発明において使用される鋼片の基本組
成であるが、更に必要により限定量のCr、Ni、
Mo、Ｖ、Cu、Ca、希土類金属の中から選ばれ
た少なくとも１種を添加含有させることができ、
それぞれの適正な含有によつて後述するように特
有な効果が付加される。これらの添加元素の限定
理由は次の如くである。 Cr： Crは鋼板の母材強度と継手部強度確保のため
に添加含有されるが、0.5％を越えると母材の靭
性ばかりか溶接部靭性も劣化するので、0.5％以
下にする必要がある。 Ni： NiはHAZの硬化性および靭性に悪い影響を与
えることなく母材の強度、靭性を向上させるが、
0.5％を越えて添加含有させると製造コストの上
昇を招き、また本発明の目的ならびに効果を達成
するために必要ではないので0.5％以下に限定し
た。 Mo： Moは圧延時のγ粒を整粒となし、なおかつ微
細なベイナイトを生成するので強度、靭性を向上
させるが、この発明の目的を達成するには0.5％
を越えて添加含有させる必要はなく、それ以上は
製造コストの上昇を招くので0.5％以下に限定し
た。 Cu： CuはNiとほぼ同様の効果があるだけでなく、
耐食性も向上させるが、0.5％を越えると熱間圧
延中にクラツクが発生しやすくなり、鋼板の表面
性状が劣化するので、Cuは0.5％以下にする必要
がある。Ｖ：Ｖは鋼板の母材の強度と靭性向上、継手部強度
確保のため添加含有されるが、0.01％未満ではそ
の効果がなく、一方0.10％を越えると母材および
HAZの靭性を著しく劣化させるので、Ｖは0.01
〜0.10％の範囲内に限定した。 Ca： Caは0.002％未満ではMnSの形態制御に不十分
で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でな
く、一方0.010％を越えると鋼の清浄度が悪くな
り内部欠陥の原因となるので、Caは0.002〜0.010
％の範囲内とした。希土類金属（以下REMと称する）： REMは0.005％未満ではMnSの形態制御に不十
分で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でな
く、一方0.010％を越えると鋼の清浄度が悪くな
り、またアーク溶接面でも不利であるので、
REMは0.005〜0.010％の範囲内とする必要があ
る。次に本発明の製造条件を限定する理由を説明す
る。これらの本発明の製造条件は鋼成分の異なる第
１発明、第２発明、第３発明のすべてについて共
通して適用することができる。鋼片の加熱温度をAr₃変態点＋70℃からAr₃変
態点までの未再結晶γ域で少なくとも50％の圧下
を施す理由は、圧延を施すことによる細粒化機構
はオーステナイト粒内にフエライト核となる変形
帯を多く生成することであるが、Ar₃＋70℃を越
える温度域における圧延ではオーステナイト粒内
に変形帯が生成されず、フエライト粒を十分に微
細化できないので微細粒による高い靭性を得るこ
とができず、一方Ar₃未満の温度域で圧延を施す
とシヤルピー衝撃面にセパレーシヨンが生じるの
で、圧延温度域は（Ar₃＋70℃）〜Ar₃の温度域
に限定した。上記温度域における圧延において圧
下率が50％未満ではフエライトの細粒化に有効で
なく、その結果低温靭性が満足されないので、
（Ar₃＋70℃）〜Ar₃における圧下率は少なくとも
50％とする必要がある。この熱延板を直ちに２〜40℃／secの冷却速度
で500℃以上の温度域まで加速冷却を施す理由は、
γ→α変態後のフエライト粒の成長を抑え、靭性
を向上させること、パーライト組織となる変態域
をベイナイト組織に変態させることにより主とし
て降伏強度を上昇させることにあるが、冷却速度
が２℃／sec未満ではベイナイト組織の生成効果
がなく、一方40℃／secを越えると塊状のベイナ
イトやマルテンサイト組織が生成して著しく靭性
を劣化させるので冷却速度は２〜40℃／secの範
囲内にする必要がある。また、冷却停止温度は
500℃未満ではベイナイトやマルテンサイト組織
が多量生成するため降伏強度が著しく低下するこ
と、更に冷却時間が長くなるために冷却むらを生
じ、鋼板内に歪が発生しやすく、本発明の目的で
ある歪の少ない鋼板を得ることができないので、
冷却停止温度は500℃以上に限定した。冷却停止後600℃以下から200℃以上の温度域に
おいて、0.5〜20％の圧下率の軽圧下を施す理由
は、主にして引張強さの上昇を目的とするもので
あり、600℃を越える温度域における軽圧下では
引張強さの上昇量が少なく、一方200℃未満の温
度で軽圧下を施すと水素の除去が十分できないた
め水素欠陥が起きるので軽圧下の温度域は600〜
200℃に限定した。軽圧下の圧下率は第２図に示す如く0.5％未満
では引張強さの上昇効果がなく、一方20％を越え
るとシヤルピー衝撃破面にセパレーシヨンが発生
するので600〜200℃の温度域における軽圧下の圧
下率は0.5〜20％の範囲内にする必要がある。また、軽圧下板を200℃以上の温度から空冷も
しくは徐冷するのは、水素の除去を容易にし、水
素欠陥を防止するためである。実施例第１表に成分組成を示す供試鋼種を第２表に示
す圧延−冷却条件により処理し、その鋼板の機械
的性質等を調査し、同じく第２表に結果を示し
た。第２表において供試材No.１〜９は本発明の成分
組成を有するA1鋼の鋼片を種々の圧延−冷却条
件により製造したものであり、No.１は圧延後加速
冷却を施しておらず、No.２は加速冷却後の軽圧下
を施していないためいずれも引張強さが50Kgｆ／
mm²を満足していない。No.３は（Ar₃＋70℃）〜
Ar₃の温度域における圧下率が50％未満であるた
めvTrsが−40℃以上であり、No.７は冷却停止温
度が500℃未満であるため、軽圧下を施しても鋼
板の歪が完全に除去されておらず、No.８は徐冷開
始温度が200℃未満であるため含有H₂による割れ
が発生しており、No.９はAr₃点以下の

【表】

【表】（γ＋α）２相域で圧延を施したためセパレーシ
ヨンが発生している。これに対し、No.４，５，６
は本発明の全ての構成要件を満足しているので、
適用鋼種の拡大の目的の１つである造船用高張力
鋼の規格に示されている降伏強度36Kgｆ／mm²以
上、引張強さ50Kgｆ／mm²以上、vTrs−40℃以下
の条件をいずれも十分満足している。供試材No.10は製造条件においては本発明の限定
要件を満足しているが、他の１つの限定要件であ
る化学組成においてTiを含有していないため、
vTrsが−40℃以上となつている。供試材No.11，12は従来の製造方法である焼なら
し材、焼入焼戻材による50Kgｆ／mm²級の比較鋼の
機械的性質を示しており、本発明鋼A1の炭素当
量は比較鋼の焼ならし材および焼入、焼戻材に比
較して0.04〜0.08％も少ないことがわかる。供試材No.13，14は本発明のすべての構成要件の
範囲内にて製造されており、特に成分組織におい
てCu，Ni，Mo，Ca等を適正に含有しておるの
で、いずれも60Kgｆ／mm²級の高張力を満足してい
る。本発明は上記実施例からも明らかな如く、成分
を限定し、特に適量のTiを含有せしめ、（Ar₃変
態点＋70℃）〜Ar₃変態点の温度域で50％以上の
制御圧延を行い、500℃以上の温度まで加速冷却
を行い、引続いて600〜200℃の温度域で0.5〜20
％の軽圧下を施し、その後空冷もしくは徐冷する
ことにより、鋼板内に歪が少なく溶接性と低温靭
性の優れた50〜60Kgｆ／mm²級の高張力鋼を非調質
で安価にかつ安定して製造することができた。

【図面の簡単な説明】

第１図は制御圧延後の加速冷却条件が引張特
性、シヤルピー衝撃特性におよぼす影響を示す線
図、第２図は制御圧延後加速冷却を行いその後
500℃において施した圧延の圧下率が引張特性、
シヤルピー衝撃特性におよぼす影響を示す線図で
ある。

Claims

【特許請求の範囲】１重量比でＣ：0.005〜0.15％ Si：0.1〜0.5％ Mn：0.8〜2.0％ Ti：0.003〜0.04％ Al：0.005〜0.08％Ｓ：0.008％以下Ｎ：0.0010〜0.010％を含み、かつTi含有量との関係においてＮ含有
量を下記式の範囲内とする（Ti％／3.4 −0.0020％）＜Ｎ＜（Ti％／3.4 ＋0.0020％）成分を含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物より成る鋼片を（Ar₃変態点＋70℃）〜Ar₃変
態点の温度域で少なくとも50％の圧下率で圧延す
る段階と、前記熱延板を直ちに２〜40℃／secの
冷却速度で500℃以上まで加速冷却する段階と、
前記冷却板を600〜200℃の温度域で0.5〜20％の
圧下率で軽圧下する段階と、前記軽圧下板を200
℃以上の温度から空冷もしくは徐冷する段階と、
を有して成ることを特徴とする板内の歪が少なく
溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法。２重量比でＣ：0.005〜0.15％ Si：0.1〜0.5％ Mn：0.8〜2.0％ Ti：0.003〜0.04％ Al：0.005〜0.08％Ｓ：0.008％以下Ｎ：0.0010〜0.010％を含み、かつTi含有量との関係においてＮ含有
量を下記式の範囲内となし（Ti％／3.4 −0.0020％）＜Ｎ＜（Ti％／3.4 ＋0.0020％）更にCr、Ni、Mo、Ｖ、Cuの中から選ばれた
少なくとも１種を Cr、Ni、Mo、Cu：それぞれ0.5％以下Ｖ：0.01〜0.10％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物より成る鋼片を（Ar₃変態点＋70℃）〜Ar₃変
態点の温度域で少なくとも50％の圧下率で圧延す
る段階と、前記熱延板を直ちに２〜40℃／secの
冷却速度で500℃以上まで加速冷却する段階と、
前記冷却板を600〜200℃の温度域で0.5〜20％の
圧下率で軽圧下する段階と、前記軽圧下板を200
℃以上の温度から空冷もしくは徐冷する段階と、
を有して成ることを特徴とする板内の歪が少なく
溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法。３重量比でＣ：0.005〜0.15％ Si：0.1〜0.5％ Mn：0.8〜2.0％ Ti：0.003〜0.04％ Al：0.005〜0.08％Ｓ：0.008％以下Ｎ：0.0010〜0.010％を含み、かつTi含有料との関係においてＮ含有
量を下記式の範囲内となし（Ti％／3.4 −0.0020％）＜Ｎ＜（Ti％／3.4 ＋0.0020％）更にCr、Ni、Mo、Ｖ、Cuの中から選ばれた
少なくとも１種を Cr、Ni、Mo、Cu：それぞれ0.5％以下Ｖ：0.01〜0.10％の範囲で含有し、更にその上にCaもしくは希土
類金属を Ca：0.002〜0.010％希土類金属：0.005〜0.010％の範囲で含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物より成る鋼片を（Ar₃変態点＋70℃）〜Ar₃変
態点の温度域で少なくとも50％の圧下率で圧延す
る段階と、前記熱延板を直ちに２〜40℃／secの
冷却速度で500℃以上まで加速冷却する段階と、
前記冷却板を600〜200℃の温度域で0.5〜20％の
圧下率で軽圧下する段階と、前記軽圧下板を200
℃以上の温度から空冷もしくは徐冷する段階と、
を有して成ることを特徴とする板内の歪が少なく
溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法。