JPS582570B2 - 非調質強靭高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は非調質強靭高張力鋼の製造方法に係り、詳しく
は加熱圧延条件と圧延後の加速冷却条件の適当な組合せ
によって高靭性（ｖＴｒｓ）、高吸収エネルギー（ｙＥ
ｓ）、高強度で、かつ高溶接性を有する非調質強靭高張
力鋼の製造方法を提供しようとするものである。

近年鋼構造物の大型化、使用条件の苛酷化等により溶接
性、高吸収エネルギー、高靭性、強度等の点において使
用鋼材に対する要求は従来とは比べものにならない程高
度になっている。

このような要求を同時に満足させる方法として、Ｃｕ、
Ｎｉ等の合金添加による低炭素当量化、二相域圧延を中
心とする制御圧延、または細粒化した上での加速冷却を
する方法が提案されている。

しかしながら合金添加、制御圧延は経済性、生産性また
は高吸収エネルギー（ｖＥｓ）の点で耐え難い欠点を有
しており、一方加速冷却は鋼の靭性（ｖＴｒｓ）が劣化
する変態組織を混入させる著るしい弱点を有するもので
ある。

本発明は以上の如き問題点を解決するため高溶接性、高
強度、高靭性（ｖＴｒｓ）、高吸収エネルギー（ｖＥｓ
）を同時に満足する方法について種々実験及び考察を繰
り返して創出したものでありその特徴とするところは、
Ｃ＜０．１０％、Ｓｉ≦０．１０％、Ｍｎ：０．５０〜
２．２０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
（Ｓｉ＋ｓｏｌ．Ａｌ）≦０．１３％、Ｔｉ：０．００
５〜０．２５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１５０％を
基本成分とし、必要によりＣｕ≦０．５０％、Ｎｉ≦２
．０％、Ｃｒ≦０．５０％、Ｍｏ≦０．３０％、Ｖ≦０
．２０％のうちの１種または２種以上を含有させ残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物とした鋼を、Ａｃ３点以上１
１７０℃以下に加熱後、未再結晶温度域で熱間圧延を施
しただちに１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で６００℃以
士の任意の温度まで加速冷却すること、又はＡＣ３ 点
以上１１７０℃以下に加熱後、９５０℃〜Ａｒ３ 点間
の未再結晶温度域で４５％以上の累積圧下率の熱間圧延
を施しＡｒ３ 点以上で圧延を終了し、ただちに１〜６
０℃／ｓｅｃの冷却速度で６００℃以下の任意の温度ま
で加速冷却することを特徴とする非調質強靭高張力鋼の
製造方法に関するものである。

すなわち本発明者等は圧延直後に加速冷却した鋼材の機
械的性質を仔細に調べた結果、圧延直後の加速冷却によ
る吸収エネルギー（ｖＥｓ）、靭性（ｖＴｒｓ）の劣化
は縞状組織部に顕著にみられる炭素の富化したアッパー
ベイナイト、甚だしくは高炭素マルテンサイトの生成に
因ることを知見した。

そして上記アッパーベイナイトまたは高炭素マルテンサ
イト生成のメカニズムを調査した結果、Ｓｉ、ｓｏｌ．
Ａｌ、Ｃの含有量および圧延直後の冷却速度の影響が大
きく、Ｎｂ，Ｔｉ等圧延中に炭化物を析出する元素も二
次的にアッパーベイナイトおよび高炭素マルテンサイト
を抑制する効果を見出した。

すなわち変態の過程でフエライトが生成すると溶解度差
からフエライト中のＣはフエライト間に挾まれた残留オ
ーステナイトに掃き出される。

鋼中において、Ｃと強い相互作用とりわけ斥力を有する
元素、就中Ｓｉ またはｓｏｌ．Ａｌが鋼中に添加され
るとその強い斥力のために、フエライトから残留オース
テナイトに掃き出されるＣ量は指数関数的に濃化する。

こうしてＣが濃化した残留オーステナイトは加速冷却に
よりアッパーベイナイトもしくは高炭素マルテンサイト
を生成することを見出した。

したがって縞状組織部に顕著にみられるアッパーベイナ
イトもしくは高炭素マルテンサイトの生成を抑制するた
めには、Ｃ量の減少、Ｃと斥力を持つ元素就中Ｓｉまた
はｓｏｌ．Ａｌの低減もしくは圧延途中で炭化物を析出
し、変態時における固溶Ｃを減少させうる元素としてＮ
ｂ，Ｔｉ等の添加が必須となる。

さらに冷却速度に関してはフエライトからＣの拡散する
いとまがない高冷却速度、もしくはアッパーベイナイト
または高炭素マルテンサイトが生成しない冷却速度も考
えられる。

他方特開昭５１−２６６１５号または特開昭５４−２１
９１７号明細書に示されるように、所定の成分の鋼を圧
延後に制御冷却を行なう方法は従来から見受けられるも
のである。

そして上記発明の特徴は、共にできるだけ整細粒にする
ため低温加熱を実施し、未再結晶湿度域での圧延に際し
て低温変態組織の生成を抑制するため、熱間（約８００
〜１０００℃）加工度を４０〜５０％以上にせしめるこ
とを基本的特徴としている。

これに対し本発明の技術思想は圧延後の加速冷却におけ
る縞状組織の分散かつアッパーベイナイトまたは高炭素
マルテンザイトの生成を防止するために、フエライト中
からの残留オーステナイトへのＣの拡散さ抑制すること
、すなわちＣ、Ｓｉ、ｓｏｌ．Ａｌの３元素の可能な限
りの低減且つ圧延中（変態前）に炭化物を析出させて鋼
中Ｃを減少もしくは生産性、経済性の観点から鋼の加熱
温度、未再結晶域温度を上昇させる元素、すなわちＴｉ
、Ｎｂを添加することを特徴としている。

次に本発明において成分を限定した理由を述べる。

Ｃは強度を上昇するのに有効な元素であるが、炭素当量
を上昇させるうえに前述する如くアッパーベイナイトま
たは高炭素マルテンザイトを生成する直接の主要元素で
あるため０．１０％以下に限定する。

そして本発明の技術思想から、Ｃは低い程好ましく０．
０５％以下が望ましい。

Ｓｉはキルド鋼において脱酸上必須の元素であるが、フ
エライトから残留オーステナイトへのＣの濃化を助長す
る主要元素であるため０．１０％以下に限定した。

そしてＳｉは低い程吸収エネルギー（ｖＥｓ）、靭性（
ｖＴｒｓ）は改善されるので０．０６％以下が好ましい
。

Ｍｎは本発明において安価に強度を上昇させうる唯一の
元素であり、その必要下限から０．５０％以上とし、多
量の添加は溶接性を害するため上限を２２％とした。

ｓｏｌ．ＡｌはＳｉと同様に脱酸上必要な元素であり０
．０１％以上とするが、一方ではフエライトから残留オ
ーステナイトへのＣの濃化を助長して吸収エネルギー（
ｖＥｓ）、靭性（ｖＴｒｓ）を悪化するために０．１０
％以下に限定される。

またＳｉとｓｏｌ．Ａｌは鋼中においてＣに対する相互
作用（斥力）が全く同様に働くために（Ｓｉ＋ｓｏｌ．
Ａｌ）を０．１３％以下に限定した。

、Ｔｉは鋼中にＴｉＮを析出し加熱時におけるオーステ
ナイト粒の生成を抑制するために０．００５％以上とす
るが、０．２５０％超では溶接性を害するために０．０
０５〜０．２５０％に限定する。

尚微細なＴｉＮを生成するには鋼の凝固時における冷却
速度が大きい連続鋳造の方が有利であり、その効果は０
．００８〜０．０２５％のＴｉ範囲で著しい。

Ｎｂは析出硬化により強度を上昇させＨＡＺ軟化を抑制
するとともに、圧延中におけるオーステナイト粒の変形
帯にＮｂＣを析出し、未再結晶温度を上昇させるために
０．０１０％以上必要とし、量が多くなると靭性を損う
ために０．１５０％以下とした。

以上本発明に不可欠な元素について述べたが、さらに高
強度化等必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、■を１
種又は２種以上複合して添加しても良い。

すなわちＣｕは低炭素当量の割には固溶硬化により強度
を高めるとともに耐候性、耐水素誘起割れに効果のある
元素であるが、量が多くなると熱間脆性を助長し溶接性
をも害するために０．５０％以下とする。

Ｎｉは固溶硬化により低炭素当量において強度を高める
とともに低温靭件の改善、耐水素誘起割れ、Ｃｕ添加時
の熱間脆性を抑制する元素であるが経済性から２．００
％以下とする。

Ｃｒ，Ｍｏは強度を上昇するが加速冷却時の靭性（ｖＴ
ｒｓ）を劣化するためにそれぞれＣｒ≦０．５０％、Ｍ
ｏ≦０．３０％が好ましい。

■はＮｂとともに圧延中に析出し強度を上昇させるとと
もに、加速冷却による変態前の固溶Ｃの固定をする元素
であるが、多量の添加は靭性（ｖＴｒｓ）を損なうため
に０．２％以下が好ましい。

さらに鋼中介在物の形状制御を目的としてＣａ、希土類
元素（ＲＥＭ）の添加およびＰ、Ｓ含有量の低減による
鋼の改善はより好ましいものである。

次に熱延条件について限定理由を説明する。

加熱温度は溶体化のためにＡｃ３ 点以上とする必要が
あり、また１１７０℃以上にするとＴｉＮを微細に析出
させてもオーステナイト粒が粗大化して靭性を損うため
にＡｃ３〜１１７０℃とした。

本発明は縞状組織の分散かつアッパーベイナイトまたは
高炭素マルテンサイトの抑制により高吸収エネルギー（
ｖＥｓ）、高靭性（ｖＴｒｓ）を著しく改善したもので
あるが、セパレーション等の導入により多少吸収エネル
ギー（ｖＥｓ）は犠牲になるが、さらに靭性を改善する
ためには変態前に結晶粒を微細化する制御圧延、就中未
再結晶温度域圧延を行ない９５０℃〜Ａｒ３点の未再結
晶温度域で４５％以上の累積圧下率の熱間圧延を施すと
さらに靭性（ｖＴｒｓ）が向上する。

また二相域から加速冷却すると充分な強度及び靭性が得
られないためにＡｒ３ 点以上で圧延を終了し遅滞なく
加速冷却することが必要である。

加速冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満では板厚により空冷と
同程度になり加速冷却の意味を有さす、また６０℃／ｓ
ｅｃ超では変態時におけるフエライトから残留オーステ
ナイトへの固溶Ｃの拡散が行い難くなり、本発明にて成
分限定した意味が損なわれるために１〜６０℃／ｓｅｃ
としたが、５〜３０℃／ｓｅｃにおいてその効果が最も
著るしい。

次に加速冷却実施を６００℃以下までとしたのは強度上
昇のためであり、６００℃超では強度上昇は望めない。

さらに圧延プロセスの生産性および経済性の向上を図る
には、初期オーステナイト粒が粗大化しない範囲で、Ｎ
ｂ、Ｔｉを鋼中に固溶させうる温度に加熱し、且つ未再
結晶温度域圧延ができるだけ高温度で終了できるように
Ｔｉ、Ｎｂ、■等の適量添加もしくはＮｂ、Ｔｉ等の有
効利用のために、鋼を鋳造後該元素の炭化物を析出せし
めないように、鋳片を加熱炉に熱間装入し低温加熱する
とともに、圧延温度および圧延スケジュールの最適化が
肝要であることは云うまでもない。

次に実施例を挙げる。

実施例 １ 第１表の成分を有する鋼を第２表に示す制御圧延加速冷
却を実施して、厚み３２ｍｍの厚鋼板を製造した。

冷却後の鋼板の機械的性質を併せて第２表に示す。

注１．Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄとも５００℃まで加速冷却しその
後空冷した。

第１表、第２表から明らかなように低Ｃ、低Ｓｉである
本発明法Ａ、Ｂは加速冷却しても高吸収エネルギー（ｖ
Ｅｓ）、高靭性（ｖＴｒｓ）を損うことなく高強度を得
ており、比較法Ｃ、Ｄに比してほぼ同強度でありながら
、極めて良好な低温靭性および高吸収エネルギーを有し
ている。

実施例 ２ 実施例１のＡ鋼を用いて制御圧延、加速冷却を実施して
厚み３２ｍｍの厚鋼板を製造した。

冷却後の機械的性質と併せて第３表に示す。

注＊ 実施例１のＡ鋼の処理を実施した。

１．Ｅ，Ｆ，Ｇ、■とも５００℃まで加速冷却、その後
空冷した。

第３表から明らかな如く未再結晶温度域の加工度が４５
％以上になると吸収エネルギー（ｖＥｓ）は多少低下す
るが、靭性（ｖＴｒｓ）が一層改善されることが明白で
ある。

実施例 ３ 第４表の成分を有する鋼を第５表に示す制御圧延加速冷
却を実施して、厚みｌ９．１ｍｍの鋼管用素材としての
厚鋼板を製造した。

冷却後の鋼板の機械的性質を併せて第５表に示す。

注１ Ｊ、Ｋ、Ｌとも５００℃まで加速冷却しその後空
冷した。

第５表から明らかな如く、本願発明法による鋼板は強度
、靭性バランスに優れ、さらに耐水素誘起割れが一層改
善されることが明白である。

以上詳細に説明したように、本発明は高強度でかつ高吸
収エネルギー（ｖＥｓ）、高靭性（ｖＴｒｓ）及び低炭
素当量化による高溶接性を同時に満足する鋼板の製造を
非調質で可能とするとともに、成分の調整及び加速冷却
により、縞状組織の分散及び高炭素マルテンサイト（ア
ッパーベイナイト）の抑制により、耐サワー特性にも優
れた鋼管用素材の製造を非調質で可能としたものであり
、しかも加速冷却速度を板厚成分に応じ任意に変えても
、低温靭性を損う変態組織生成を抑制して、任意の強度
を得ることができるもので、成分節約及び鋼種集約が容
易に達成でき、経済的、工業的効果は絶大であるととも
に、新しい品質ニーズ（耐ＳＲ性、耐焼戻し脆性、耐水
素脆性、耐サワー性、耐ＨＡＺ割れ性）への対応も可能
である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦０．１０％、Ｍｎ：０．５
   ０〜２．２０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０
   ％、（Ｓｉ＋Ｓｏｌ．Ａｌ）≦０．１３％、Ｔｉ：０．
   ００５〜０．２５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１５０
   ％を基本成分とし、必要によりＣｕ≦０．５０％、Ｎｉ
   ≦２．０％、Ｃｒ≦０．５０％、Ｍｏ≦０．３０％、Ｖ
   ≦０．２０％のうちの１種または２種以上を含有させ残
   部はＦｅおよび不可避的不純物とした鋼を、Ａｃ３点以
   上１１７０℃以下に加熱後、未再結晶温度域で熱間圧延
   を施し、ただちに１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で６０
   ０℃以下の任意の温度まで加速冷却することを特徴とす
   る非調質強靭高張力鋼の製造方法。 ２ Ｃ≦０．１０％、Ｓｉ≦０．１０％、Ｍｎ：０．５
   ０〜２．２０％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１０
   ％、（Ｓｉ＋Ｓｏｌ．Ａｌ）≦０．１３％、Ｔｉ：０．
   ００５〜０．２５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．１５０
   ％を基本成分とし、必要によりＣｕ≦０．５０％、Ｎｉ
   ≦２．０％、Ｃｒ≦０．５０％、Ｍｏ≦０．３０％、Ｖ
   ≦０．２０％のうちの１種または２種以上を含有させ残
   部はＦｅおよび不可避的不純物とした鋼を、Ａｃ３点以
   上１１７０℃以下に加熱後、９５０℃〜Ａｒ３ 点間の
   未再結晶温度域で４５％以上の累積圧下率の熱間圧延を
   施しＡｒ３点以上で圧延を終了し、ただちに１〜６０℃
   ／ｓｅｃの冷却速度で６００℃以下の任意の温度まで加
   速冷却することを特徴とする非調質強靭高張力鋼の製造
   方法。