JPS583012B2 - 高靭性高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は高靭性高張力鋼板の製造方法に係り、従来の制
御圧延技術によって得られる鋼材に比較ごしその靭性水
準を維持したままで大幅な高張力化を図った鋼板を的確
に製造することのできる方法を提供しようとするもので
ある。

近時における制御圧延技術の発展に伴い、より高度な強
度や靭性水準が達成される低温加熱法、粗圧延段階での
大圧下法、一部変態後圧延法などが開発されている。

特に一部変態後圧延法は変態後のα＋γ領域での圧延で
、所謂温間加工的要素も加わることからより高張力化が
達成されるが、この場合には衝撃試験上のいわゆるセパ
レーションが多発し、このために高張力化の割には低温
靭性が劣化しないとされる。

一方圧延後オーステナイト相領域から或る温度幅にわた
り１０℃／ｓｅｅ前後の冷却速度で加速冷却することに
より靭性を同じ圧延条件の圧延まま材と同等水準に維持
して高張力化させる高張力高靭性鋼板の製造技術も提案
されている。

このように優れた強度と靭性バランスを有する非調質高
張力鋼板の製造法は公知であるが、現状では同じ成分系
において制御圧延により一定靭性水準を維持して高張力
化させるには限度のあることが明かであって上記したよ
うな方法によっても必ずしも好ましい製品が得られない
。

即ち変態後圧延を強化しても高張力化は変態点以上の仕
上圧延されたものに比較してせいぜい１０ｋｇ／ｍｍ２
であることが確認され、又低温靭性の劣化する場合もあ
る。

一方圧延後加速冷却する方法では冷却速度を増して高張
力化すれば同時に靭性も劣化し、冷却後の熱処理を必要
とするし、又冷却停止温度の低下によって高張力化が達
せられても鋼板の歪みが増大し実用的見地から問題の多
いこととならざるを得ない。

本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ねて創案さ
れたものであり、優れた靭性を維持したままで従来法に
よる場合よりも遥かに高張力の鋼板を圧延まま（非調質
）で提供することに成功したものであり、大幅なグレー
ドアップ或いは逆に低成分化を図り、何れにしても低コ
スト化を適切に達成するものである。

即ちこの本発明について更に説明すると、本発明では鋼
を制御圧延するに際しγの未再結晶温度域およびγの部
分変態したγ＋α領域で特定圧下率以上の圧下を与えた
後、加速冷却することを特徴とするものであり、前記し
たような従来の変態後圧延による高張力化の機構は初析
フエライトの加工による転位の導入などのサブ組織強化
が主体であるが、実際には圧延によって導入された転位
はその後の空冷中に回復又は再結晶により整理されるの
でその強化度は事実上かなり小さなものになってしまう
。

従って実質的強化をもたらさんとすればミル負荷が著し
くなるか、圧延能率の著しい低下などを伴うこととなり
総合的見地からすれば実際の生産上この方法を適用する
上においていろいろの困難な問題があることは明がであ
る。

本発明においてはこれらの関係を考慮し、γ＋α領域に
おける圧延で導入されたサブ組織を再整理させないよう
にすることにより従来法よりも遥かに効率的な高張力を
達成しようとするものであり、α＋γ領域における圧延
後の加速冷却はこのような効果を充分に得しめる。

これらの技術的関係についてより仔細に説明すると、本
発明者等は先ず次の第１表に示すような組成の鋼を準備
した。

然してその供試鋼Ａを用い、１１５０℃加熱後、夫々８
５０℃以下６０％、変態点（Ａｒ３）以下累積圧下率３
０％で圧延し２０ｍｍにされたものについての各機械的
特性を測定した結果を図表として示しているのが第１図
であり、この第１図においてオープンマークは空冷材、
ソリッドマークは圧延後５〜１０秒以内に１０℃／ｓｅ
ｃで５５０℃まで加速冷却したものである。

なお７５０℃はこの鋼の変態点（Ａｒ３）、８５０℃は
γの再結晶が起らなくなる上限の温度（以下γの未再結
晶温度という）である。

蓋し加速冷却による強度の上昇は圧延仕上温度が７１５
℃附近で急激に増加し、その後圧延仕上温度が低下する
につれて増加量が減少している。

又７３０℃で圧延を終了した場合は加速冷却による強度
上昇は殆んどない。

即ち７３０℃で圧延を終了した場合はＡｒ３変態点〜７
３０℃間で３０％の圧下を加え、初析αに転位を導入し
ても温度が高いため加速冷却を開始する以前に充分な回
復が発生し加速冷却による回復抑制の効果が発揮されな
かったためと認められる。

これに対し７１５℃で圧延を終了した場合には圧延後加
速冷却を開始するまでの上記したような時間内では殆ん
ど回復が生じないが、加速冷却を行わずに空冷を行うと
回復が充分に起きてしまう状態にあり、このような状態
では加速冷却による加工フエライトの回復抑制効果が最
も有効に活用され、加速冷却による強度上昇は１０ｋｇ
／ｍｍ２にも及んでいる。

又圧延仕上温度の低下に伴い空冷ままでも加工フエライ
トの回復量が減少してくるため圧延後の加速冷却による
回復抑制の効果が失われる傾向にある。

例えば仕上温度が６３５℃の場合は空冷ままで殆んど回
復が抑制されるため加速冷却による強度上昇は１．５ｋ
ｇ／ｍｍ２と小さい。

従ってγ＋α２相域で圧延終了後、加速冷却を行う場合
、圧延終了温度は（Ａｒ３変態点−２０℃）未満の温度
であることが判明し、このことは後述する実施例をはじ
め本発明者等の行った数多くの実験によっても確認され
ている。

しかしこの圧延仕上温度が６５０℃以下では空冷ままで
も回復が充分に抑制されるため加速冷却するメリットが
ないこととなり、しかも仕上温度をこれ以下とすると大
幅に圧延効率が低下するので仕上温度をこれ以上とする
必要がある。

靭性については何れの場合も殆んど差がない。

つまりγ＋α２相域での圧延によるサブ組織強化で高張
力化するに拘わらず高靭性を維持し得るのは衝撃試験片
の破面にセパレーションが発生することに基くものと認
められる。

しかしてこのセパレーションについてみると本発明のも
のはそのセパレーション指数において従来の圧延まま材
に比較し同じ圧延条件でも少ナくナることが明かであり
、このことも本発明の有する特徴の１つであって、この
セパレーションは板厚方向における特性の劣化、耐応力
腐食割れ特性、延性破壊などに関して好ましからざる影
響を与えるものであることからこのセパレーションの発
生した従来のこの種圧延材のものはそれｙ５に用途的制
限を受けるものであるのに対し本発明によるものは該製
品が広い分野において利用し得ることとなることは大き
な利点と言える。

然してこのようにセパレーションが減少するのは加速冷
却によりパーライトバンドが消失することが主原因と考
えられ、又前記した第１図におけるセパレーション指数
ＩＳｍａｘとはセパレーションが最も多く発生した試験
温度における標準の２ｍｍＶシャルピー試験での破面上
において１ｍｍ以上の長さを有スるセパレーションの合
計長さを破面面積で割ったものである。

以上のように本発明によるγ＋α２相域圧延後の加速冷
却法は加工フエライトの回復を抑制することによりサブ
組織の再調整を妨げて高張力化を達成するものであって
、従来熱延などで行われているコイリング時の回復を積
極的に惹起させているものとは本質的に異なるものであ
る。

つまり本発明は加工されたフエライトの回復を抑制する
ことによる高張力化を靭性を損わずに得しめるものであ
る。

又本発明においてγ未再結晶温度以下における累積圧下
率を４０％以上としたのは以下のような理由によるもの
である。

即ちその１つは組織の細粒化による靭性レベルが基本的
にγの微細化と関係するから優れた靭性レベルを確保す
るにはγを実質的に微細化する必要がある。

又微細でないγから加速冷却を行った場合には最終組織
として塊状のベイナイトが形成され、低温靭性を劣化さ
せてしまうからである。

つまり本発明の効果を最大状態に発揮させるには加工さ
れたフエライト、未加工の析出フエライトおよびパーラ
イトないし一部ベイナイトが微細且つ均一に分散したミ
クロ組織となる必要があるわけで、このような組織制御
こそ本発明の要件と言える。

これらのことから最低限、γの未再結晶温度以下で４０
％以上の累積圧下を加えることが必要である。

この４０％以上の累積圧下は後述するＡｒ３変態点以下
のγ＋α領域だけで行ってもよく、或いは未再結晶温度
〜Ａｒ３の温度域とγ＋α領域との両領域で行ってもよ
い。

但しそれらの何れによるとしてもγ＋α領域において少
くとも２０％以上の累積圧下を行わなければならない。

蓋しこの関係については第２図に示す通りであって、こ
の第２図のものは次の第２表に示す供試鋼Ｃを用い未再
結晶温度以下の累積圧下率６０％という条件のもとて強
度と靭性に及ぼすγ＋α域での圧下率の影響を示したも
のである。

即ちこの第２図のものにおいては圧延仕上温度は７００
℃であり、圧延後５５０℃までを１０℃／ｓｅｃで加速
冷却した後空冷した厚さ１６ｍ材の特性を示すが、γ＋
α域の圧下率増大に伴い最初は徐々に高張力化して行く
が、１５％を超えた後の高張力化が著しく、一方４０％
を超えると次第にそれが飽和してくる傾向があり、靭性
は殆んど変化しない。

これらのことから本発明のγ＋α域における圧下率はそ
の高張力化面で効果の大きい２０％以上とする。

なおこの圧下率については第２図からも理解し得るよう
に６０％を超えてもそれほど材質的なメリットがなく、
又実際の圧延においては連続的に温度降下する中で多パ
スにより行われるものであるから高圧下率を採るほど低
温仕上げとなってミル負荷増大などの圧延上における困
難さが増大する。

従って約６０％以下とすることが望ましい。

上記したような圧延後、できるだけ速かに加速冷却を開
始し、５〜２０℃／ｓｅｃの範囲の冷却速度でその冷却
開始温度から少くとも８０℃以上の温度幅に亘って、又
その冷却停止は５００℃以上とするように加速冷却し、
その後空冷する。

即ちこの冷却速度範囲の制限は第３図に示す通りであっ
て、この第３図はγの未再結晶温度以下で６０％の累積
圧下をなし、その中Ａｒ３変態点以下では３０％の累積
圧下をなし、７００℃で厚さ２０ｍｍに仕上げた後、直
ちに５５０℃まで加速冷却し、以後空冷したときの強度
と靭性について冷却速度に伴う変化を示している。

圧延まま材に対し冷却速度を増大するに伴い高張力化す
るが、その高張力化は５℃／ ｓｅｃ前後において著し
い。

又２０℃／ｓｅｃを超えると、γ＋α域圧下によるサブ
組織が略完全に凍結される結果になり、その高張力化だ
け低温靭性は劣化する。

換言すれば強度と靭性バランスを高水準におくためには
γ＋α相圧延により導入されたサブ組織を圧延後の過程
で一部回復させておくことが必要であり、本発明の圧延
後の加速冷却における冷却速度や冷却温度域の限定理由
は正にこのことに基いているもので本発明の１つの特徴
をなしている。

結局本発明における冷却速度範囲は圧延ままと同等の靭
性水準を維持したままで大幅に高張力化する領域の５〜
２０℃／Ｓｅｃとする。

一方加速冷却温度幅を少くとも８０℃としたものは第４
図に示す通りである。

即ちこの第４図は再結晶温度以下の累積圧下率６０％、
その中変態開始点以下３０％の圧延後、直ちに１０℃／
ｓｅｃで加速冷却した場合において、その冷却停止温度
を変え、冷却温度間隔を変化させたときの、同じ圧延条
件による圧延まま材と加速冷却材の強度、靭性差を示し
ているものであり、この第４図によると冷却開始温度と
停止温度との間に８０℃以上の温度幅を採るときに低温
靭性を圧延まま材から劣化させずに略一定量の効果的な
高張力化を図り得ることが明かである。

このことも又前記したミクロ組織変化に及ぼす冷却速度
の影響と同じ観点から把えられるものであって、冷却温
度間隔が小さければγ＋α領域圧延によるサブ組織が回
復して高張力化を充分に達成されないことになる。

冷却停止温度に関して最低限を５００℃としたのは、既
に一部について述べたように実際上これ以下では鋼板形
状から加速冷却による歪みを抑えることが難しくなるた
めであり、又材質性能からも最終過程での空冷時に自己
焼戻し的効果を与えることで低温靭性を高水準に維持す
るために必要である。

又特にＮｂなどの析出硬化を高張力化に利用する場合に
は焼戻炭窒化物の析出が５００℃以下では困難となり析
出硬化を有効に働かせることができなくなるからである
。

上記したような本発明による効果は基本的には圧延およ
び圧延後の冷却条件により支配されるものであるが、そ
れが適用される鋼の成分についても以下のような範囲と
することが必要である。

即ち、Ｃは、高強度化に最も安価で且つ有効な元素であ
り、又Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉなどの析出硬果を利用するときは
その炭化物を得るためにも０．０３％以上は必要である
が、一方０．２％以上では溶接性が劣化するのでこれを
上限とする。

Ｓｉは、固溶強化を通じて高強度化に有効であるが、多
量の添加はＣと同様に溶接性を害するので０．６％を上
限とする。

Ｍｎは、固溶強化およびフエライトの細粒化を通じて高
強度、高靭化に有効であり、０．６％を下限として添加
されるが、一方２５％を超えると上部ベイナイトが発生
し易く低温靭性を劣化するのでこれを上限とする。

Ａｌは、脱酸により鋼の清浄性を上げることを通じて延
性を改善することから０．００５％以上添加されるが、
一方多過ぎると逆に清浄性を劣化させ、又溶接性を害す
るので０．００５〜０．１０％の範囲内とする。

Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは、その炭窒化物の析出硬化で高張力化
を有効に得しめるので必要に応じてその効果が有効に現
れる０．０１〜０．１０％の範囲内で添加する。

Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏは固溶強化を通じて高張力化に
有効であり、必要に応じて最も効果的な０．５％以内で
添加される。

特にＮｉは高靭化にも有効である。

本発明によるものの具体的な実施例について説明すると
、以下の如くである。

実施例 １ 前記した第１表に示された供試鋼Ｂを用い、１１５０℃
加熱で種々の圧延条件により２０ｍｍに圧延し、そのま
ま空冷および圧延後加速冷却し、その圧延−冷却条件と
Ｃ方向の機械的性質を要約して示すと次の第３表の通り
である。

即ち鋼板１は、Ａｒ３変態点以上の仕上温度による制御
圧延材であり、これに対し鋼板２，４，１０，１３など
は変態点以下で仕上げた圧延まま材である。

この間の強度と靭性の変化は低温仕上ほど高張力化し、
靭性は既述したように低温仕上げでセパレーションが多
発するためその靭性改善効果により高張力化による靭性
劣化と相殺して殆んど変化しない。

しかしこのような変態後圧延で高張力化し得るのは例え
ば７７０℃仕上げの圧延ままである鋼板１と６６０℃仕
上の鋼板１３との比較から通常可能な変態点以下仕上の
圧延ままではせいぜい引張強さで６ｋｇ／ｍｍ２の高張
力化である。

本発明材にあってはこのような高張力化に加え、鋼板２
と３、鋼板４と５、鋼板６と７、鋼板１０と１１或いは
鋼板１３と１４との比較から理解できるように従来法の
圧延まま材に比較し、更に引張強さを約５ｋｇ／ｍｍ２
ないしそれ以上高めることに成功しており、しかも靭性
水準は従来法と変らず、極めて優れた材質性能を有する
ことが確認された。

ところで鋼板１２は圧延後の冷却速度が本発明範囲より
も小さい２．６℃／ｓｅｃの場合であり、高張力化は１
ｋｇ／ｍｍ２程度と小さく効果が乏しい。

一方鋼板８，９はγ未再結晶温度以下、Ａｒ３点までの
間では圧下せず、変態点以下のみで圧延した場合の夫々
圧延まま及び圧延後加速冷却材であるが、特に靭性に関
して圧延まま材で既に靭性水準が悪いのに加え（鋼板４
と８の比較）、その加速冷却材では更に靭性が劣化して
しまう（鋼板８と９との比較）。

つまり本発明ではオンステナイト組織を微細化して変態
点以下の圧延での組織をも制御しておくことが重要な要
素であることを確認できた。

実施例 ２ 既述した第２表の化学成分を有する鋼ＣおよびＤを用い
、その圧延条件、圧延後冷却条件と得られた鋼板Ｃ方向
の機械的性質は次の第４表に示す通りである。

なおこの第４表における鋼Ｃについては１１５０℃加熱
、仕上厚１６ｍｍであり、又鋼Ｄのものは１１００℃加
熱、仕上厚２０ｍｍであって、両鋼種ともγ未再結晶温
度以下の圧下率は５５％である。

即ちこの実施例のようにＮｉ以下の微量元素を添加した
鋼でも本発明による特徴は実施例１に示したＳｉ−Ｍｎ
鋼の場合と何等変るところがなく、本発明により従来法
で到達することのできなかった卓越した強度と靭性バラ
ンスを有する鋼板を得ることが可能であることを知った
。

例えば鋼Ｃにおいて本発明による鋼板９は鋼板８の圧延
まま材に比較し靭性高水準のままで約８ｋｇ／ｍｍ２の
高張力化を得ており、又通常の制御圧延材である変態以
上仕上の圧延まま材である鋼板１に比較し１４ｋｇ／ｍ
ｍ以上もの引張強さ向上を得ている。

このことは鋼Ｄの場合においても全く同じであることが
理解され本発明の効果を充分に確認できた。

なお鋼Ｃに関する鋼板７は、圧延条件は本発明を満足す
るが圧延後の冷却温度幅が４０℃と小さい場合であり、
高張力化の程度が小さく（鋼板４と７の比較）、圧延後
加速冷却する工程を加えた割には材質改善効果が小さい
。

然して鋼ＣとＤの材質比較から判るように靭性は基本的
に低温加熱などの制御圧延条件が反映されることは言う
までもない。

以上説明したような本発明によるときは、従来の制御圧
延法により得られる鋼板に比較して大幅に向上した材質
性能を有する鋼板を得ることができるものであり、又そ
の対象鋼板に関しても一般的に変態点以下の低温仕上で
はセパレーションが発生するためこのセパレーションが
特に問題にならないラインパイプ用厚板或いは一般構造
用の高張力鋼が本発明の対象となり、しかもこのセパレ
ーションについてみても従来の圧延まま春に比較し同じ
圧延条件でも本発明のものは該セパレーションが少くな
ることが特徴であって、従来のこの種圧延材に比較し広
い範囲において採用することができるなどの作用効果を
有しており工業的にその効果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
は１１５０℃加熱後８５０℃以下で６０％，Ａｒ３変態
点以下で３０％の各累積圧下率で圧延したものの機械的
特性を圧延仕上温度別に示した図表、第２図は変態点以
下圧下率による強度、靭性への影響関係を示した図表、
第３図は冷却速度の強度、靭性に対する影響関係を示し
た図表、第４図は加速冷却温度幅の引張強度向上に及ぼ
す影響を示した図表である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓ１：０．６％以下
   、Ｍｎ：０．６〜２．５％，Ａｌ：０．００５〜０．１
   ０％、にして必要に応じＮｂ：０．０１〜０．１０％、
   Ｖ：０．０１〜０．１０％，Ｔｉ：０．０１〜０．１０
   ％，Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏを各０．５％以下の１種又
   は２種以上を含有し、残部が鉄および不可避不純物より
   成る組成を有する鋼を未再結晶温度以下で４０％以上の
   累積圧下率で、しかもその中Ａｒ３点以下で２０％以上
   の累積圧下率により圧延し圧延仕上り温度は（Ａｒ３−
   ２０）℃未満、６５０℃以上とし、この圧延終了後５〜
   ２０／ｓｅｃの冷却速度で５００℃以上の温度まで少く
   とも８０℃の温度幅にわたり加速冷却し、その後放冷す
   ることを特徴とする高靭性高張力鋼板の製造方法。