JPH10265846A - 靱性に優れた連続鋳造製調質型高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
靱性に優れた連続鋳造製調質型高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH10265846A JPH10265846A JP7151897A JP7151897A JPH10265846A JP H10265846 A JPH10265846 A JP H10265846A JP 7151897 A JP7151897 A JP 7151897A JP 7151897 A JP7151897 A JP 7151897A JP H10265846 A JPH10265846 A JP H10265846A
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Abstract
合に、中心偏析に起因した板厚中心部における靱性の劣
化を防止する。 【解決手段】 Ca:0.0008〜0.0035wt%を含有させた高
張力鋼組成の溶鋼を、連続鋳造にてスラブとし、得られ
た鋼スラブを1050℃以上に加熱した後、熱間圧延するに
際し、 980〜940 ℃での圧下率:20%以上、圧延終了温
度:940 ℃以上の条件で圧延し、しかるのちAc3点〜10
50℃の温度域での再加熱焼入れ処理を繰り返し行し、引
き続きAc1点以下の温度で焼戻し処理後、水冷する。
Description
靱性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法に関するもの
である。
容器、橋梁および海洋構造物などの溶接構造物につい
て、大型化がより一層要求されている。溶接構造物の大
型化に伴い、構造物の軽量化を図るために、高張力鋼板
の使用量が増加する傾向にある。高張力鋼板の使用は、
構造物の軽量化のみならず、それに伴う運搬等の効率の
向上、さらには各構造部材の薄肉化による溶接施工性の
向上など多くのメリットが得られる。
T780 クラスが実用化されているが、HT980 クラスの
鋼種は未だ使用されていない。この理由は、HT980 ク
ラスでは、所定の強度・靱性を得るために多量の合金元
素が含有されているため、溶接性が十分ではなく、また
所定の強度を付与できたとしても同時に優れた低温靱性
を付与することは難しいなどの問題を有するからであ
る。なお、HT980 鋼に関しては、特公平1-25371号公
報や特公平1-21847号公報あるいは特公平6-70250号公
報などにその製造方法が開示されている。
たHT980 鋼を製造する際に、製造コストの低減を目的
として連続鋳造を利用した場合には、板厚中心部に生じ
る中心偏析によって板厚中心の靱性が劣化し、十分満足
のいく靱性が得られないという問題があった。特に、か
ような中心偏析に起因した靱性の劣化は、強度レベルが
高くなるほど顕著であり、また強度レベルに応じて要求
される靱性レベルもより厳しくなることから、連続鋳造
製のHT980 鋼においては、板厚中心部の靱性改善が大
きな課題であった。
もので、連続鋳造法を利用してHT980 鋼を製造する場
合に、従来懸念された板厚中心部における靱性の劣化を
効果的に解消した連続鋳造製調質型高張力鋼板の有利な
製造方法を提案することを目的とする。
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べ
る知見を得た。なお、この発明で対象とする高張力鋼の
目標特性は、降伏強度:885 MPa 以上、引張強度:950
MPa 以上およびシャルピー衝撃試験での破面遷移温度:
−60℃以下である。
は、焼入れ、焼戻しにより鋼材組織を(マルテンサイト
+下部ベイナイト)組織にする必要があり、中心偏析を
有する980 MPa 級鋼では上記組織を従来以上に均一、細
粒化する必要がある。 (2) 従来の再加熱焼入れ−焼戻し鋼では、一般的に焼入
れ前の圧延組織制御は行っていなかったが、圧延後の組
織によっては再加熱時にγ粒径が不均一になったり、十
分に細粒化できない場合がある。 (3) この点、再結晶温度範囲の低温域で圧延を終了し、
その後空冷すれば、再加熱時の組織を微細・均一化でき
る。 (4) また、上記の再加熱焼入れを繰り返すことによっ
て、焼入れ前のγ粒径を均一に細粒化できる。 (5) この均一・微細γ粒からの繰り返し焼入れ−焼戻し
処理によって得られる微細な(マルテンサイト+下部ベ
イナイト)組織によって、偏析を有する板厚中心部の靱
性は著しく改善される。 (6) さらに、中心偏析の元凶である硫化物について、Ca
の添加によってその形態制御を行うことにより、中心部
靱性の一層の改善が達成される。
ある。すなわち、この発明は、 C:0.07〜0.16wt%、 Si:0.20wt%以下、 Mn:0.60〜1.20wt%、 Cu:0.5 wt%以下、 Ni:1.0 〜3.0 wt%、 Cr:0.30〜1.20wt%、 Mo:0.30〜0.80wt%、 V:0.01〜0.1 wt%、 Nb:0.005 〜0.03wt%、 Al:0.015 〜0.10wt%、 B:0.0005〜0.0020wt%、 P:0.010 wt%以下、 S:0.005 wt%以下、 N:0.005 wt%以下、 Ca:0.0008〜0.0035wt% を含有し、残部は実質的にFeの組成になる溶鋼を、連続
鋳造にてスラブとし、得られた鋼スラブを1050℃以上に
加熱したのち、 980〜940 ℃での圧下率:20%以上、圧
延終了温度:940 ℃以上の条件で圧延し、ついで常温ま
で冷却したのち、Ac3点〜1050℃の温度域に再加熱後焼
入れする処理を2回以上繰り返し、引き続きAc1点以下
の温度で焼戻し処理後、水冷することを特徴とする、靱
性に優れた連続鋳造製調質型高張力鋼板の製造方法であ
る。
ず、この発明において、素材の成分組成を上記の範囲に
限定した理由について説明する。 C:0.07〜0.16wt% Cは、鋼板の強度確保のために必要な元素であるが、含
有量が0.07wt%未満ではその添加効果に乏しく、一方0.
16wt%を超えると溶接低温割れ感受性が高くなる等の問
題が生じるので、C量は0.07〜0.16wt%の範囲に限定し
た。
るが、0.20wt%を超えて添加されると島状マルテンサイ
トの生成に起因して靱性とくに溶接継手部や溶接熱影響
部の靱性が劣化するので、Si量は0.20wt%以下に限定し
た。
る上でも有用な元素であるが、含有量が0.60wt%未満で
はその添加効果に乏しく、一方1.20wt%を超えると溶接
性および母材靱性の劣化を招くので、Mn量は0.60〜1.20
wt%の範囲に限定した。
が、0.5 wt%を超えて添加してもその効果は飽和に達
し、むしろコストの上昇を招くので、Cu量は 0.5wt%以
下に限定した。
するが、含有量が 1.0wt%未満では高張力鋼板として必
要な強度・靱性を付与することができず、一方3.0 wt%
を超えて添加してもその効果は飽和に達し、むしろコス
トアップにつながるので、Ni量は 1.0〜3.0 wt%の範囲
に限定した。
るが、含有量が0.30wt%未満ではその添加効果に乏し
く、一方1.20wt%を超えると溶接性のみならず母材特性
の劣化を招くので、Cr量は0.30〜1.20wt%の範囲に限定
した。
抵抗性を高めて強度を向上させる有用元素であるが、含
有量が0.30wt%未満ではその添加効果に乏しく、一方0.
80wt%を超えると溶接性の著しい劣化を招くので、Mo量
は0.03〜0.80wt%の範囲に限定した。
wt%に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.1wt%
を超えると母材靱性のみならず溶接性が著しく劣化する
ので、V量は0.01〜0.1 wt%の範囲に限定した。
オーステナイト粒の成長を抑制し、ひいてはオーステナ
イト粒を細粒化する有用元素であるが、含有量が 0.005
wt%未満ではかような微細化効果が得られず、一方0.03
wt%を超えると溶接性が損なわれるので、Nb量は 0.005
〜0.30wt%の範囲に限定した。
も 0.015wt%を必要とするが、含有量が0.10wt%を超え
るとアルミナ等の脱酸生成物が増大しかえって靱性の劣
化を招くので、Al量は 0.015〜0.10wt%の範囲に限定し
た。
度・靱性を向上させる極めて有用な成分であるが、含有
量が0.0005wt%未満ではその添加効果に乏しく一方0.00
20wt%を超えるとその効果は飽和に達するので、B量は
0.0005〜0.0020wt%の範囲に限定した。
で、極力低減することが望ましいが、含有量が 0.010wt
%以下であれば許容できるので、P量は 0.010wt%以下
に限定した。
伸され、特に高強度鋼においては展伸した介在物に起因
して靱性の著しい劣化を招くので、極力低減することが
好ましいが、含有量が 0.005wt%以下であれば許容され
る。
び靱性を向上させるためには、N含有量は少ない方が好
ましく、特にNを0.005 wt%以下にすると共にAlを 0.0
15〜0.10wt%に調整してやれば、固溶Bの焼入性向効果
によって効果的に母材の強度・靱性が向上するので、N
量は0.005 wt%以下に限定した。
と共に、このCaを含有させるところにある。すなわち、
このCaは、靱性を低下させるSをオキシサルファイドの
形で形態制御することによってMnSの生成を抑制し、靱
性を向上させる作用がある。そのためには、少なくとも
0.0008wt%の含有を必要とするが、0.0035wt%を超えて
多量に添加されるとその介在物自身によって靱性の低下
を招くので、Ca量は0.0008〜0.0035wt%の範囲に限定し
た。
の範囲に限定した理由について説明する。 スラブ加熱条件 圧延時のスラブ加熱に際しては、VやNb等の炭窒化物お
よびBN等を完全に固溶させる必要があるが、加熱温度
が1050℃に満たないと上記のような炭・窒化物を十分に
固溶させることができないので、スラブ加熱温度は1050
℃以上とする必要がある。
件であり、この圧延によって如何に均一で微細なγ粒を
生成させるかが、その後の熱処理での最終組織の状態を
決定する。まず、圧延仕上げ温度は、この鋼の再結晶温
度領域のできるだけ低温側とすることが重要であり、か
ような低温域で圧延することにより、その後の再加熱時
における組織を均一・微細とすることができる。しかし
ながら、圧延仕上げ温度が 940℃を下回ると、未再結晶
温度領域で圧下が加わることになるため鋼板に異方性が
生じるだけでなく、圧延終了後の冷却過程において部分
的に変態が起こり易くなることから組織の均一化が図れ
ず、その後の再加熱過程でγ粒径が混粒になり易く破壊
の単位が場所によって異なるようになるため、安定した
高靱性が得られなくなる。従って、圧延終了温度は 940
℃以上に限定した。
晶温度域の低温で付与する方がγ粒の均一微細化に有効
であるので、この発明では 980〜940 ℃の温度域で20%
以上の圧下を付与するものとした。というのは、圧下量
が20%に満たなかったり、圧下温度が 980℃以上の高温
域では、十分な均一化が図れず、一部高温での再結晶粒
がそのまま成長した大きなγ粒が存在し、混粒となるか
らである。このように、熱処理前の組織の均一微細化の
ためには、 980〜940 ℃の温度域において20%以上の圧
下を加えると共に、 940℃以上の温度で圧延を終了させ
ることが重要である。
速度は、組織の微細化の面からは、加速冷却や焼入れに
よる急冷処理が有効であるが、均一化の面から空冷ある
いは徐冷とするのが好ましい。
晶によるγ粒の微細化と均一化を図るための処理であ
る。従って、Ac3点以上に加熱する必要があるが、1050
℃を超えると逆に部分的なγ粒の成長が生じ、均一化の
面で問題が生じるので、第一回目の焼入れ温度はAc3〜
1050℃とする必要がある。第二回目以降の焼入れは、第
一回目の焼入れを繰り返すことによって、細粒化を進め
ると共に、より一層の均一化を進めるために行うもので
ある。焼入れ温度は、均一化の面ではAc3〜1050℃であ
れば問題ないが、細粒化の面からは一回目の焼入れ温度
よりも幾分低温に設定した方がより効果がある。
歪みを除去すると共に、炭化物を微細に析出させること
によって、強度−靱性バランスを改善するために行うも
のである。かような焼戻し処理は、一般にAc1点以下の
温度域で行われるが、この発明でもAc1点以下で焼戻す
ことによって十分満足のいく効果が得られるので、焼戻
し温度はAc1点以下に限定した。なお、この発明では、
焼戻し処理後、水冷により急冷することも重要である。
というのは、焼戻し後の冷却速度が遅いと、焼戻し脆化
感受性が高まって、靱性の劣化を招くからである。
鋳造法によってスラブとした後、表2に示す条件で処理
し、板厚:50mmの厚鋼板を製造した。得られた各鋼板に
ついて、中心偏析の存在する板厚中央かつ板幅中央から
試験片を切り出して機械的性質を調査した。得られた結
果を表2に示す。
の発明に従い製造した鋼板はいずれも、良好な強度(降
伏強度:885 MPa 以上, 引張り強度:950 MPa 以上)お
よび靱性(破面遷移温度:−60℃以下)が得られてい
る。これに対し、成分組成がこの発明の適正範囲から外
れた場合、また適正な成分組成鋼を用いたとしても処理
方法がこの発明の規定から外れた場合には、上記の目標
特性を得ることができなかった。
法によって製造された中心偏析部を有する鋼スラブを素
材とする場合であっても、降伏強度:885 MPa 以上、引
張り強度:950 MPa 以上および破面遷移温度:−60℃以
下の優れた特性を有する高張力鋼板を安定して製造する
ことができ、生産性の向上および製造コストの低減の面
で偉効を奏する。
Claims (1)
- 【請求項1】 C:0.07〜0.16wt%、 Si:0.20wt%以下、 Mn:0.60〜1.20wt%、 Cu:0.5 wt%以下、 Ni:1.0 〜3.0 wt%、 Cr:0.30〜1.20wt%、 Mo:0.30〜0.80wt%、 V:0.01〜0.1 wt%、 Nb:0.005 〜0.03wt%、 Al:0.015 〜0.10wt%、 B:0.0005〜0.0020wt%、 P:0.010 wt%以下、 S:0.005 wt%以下、 N:0.005 wt%以下、 Ca:0.0008〜0.0035wt% を含有し、残部は実質的にFeの組成になる溶鋼を、連続
鋳造にてスラブとし、得られた鋼スラブを1050℃以上に
加熱したのち、 980〜940 ℃での圧下率:20%以上、圧
延終了温度:940 ℃以上の条件で圧延し、ついで常温ま
で冷却したのち、Ac3点〜1050℃の温度域に再加熱後焼
入れする処理を2回以上繰り返し、引き続きAc1点以下
の温度で焼戻し処理後、水冷することを特徴とする、靱
性に優れた連続鋳造製調質型高張力鋼板の製造方法。
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