JPS5852532B2 - 一様伸び特性の優れた調質型高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は一様伸び特性の優れた調質型高張力鋼の製造方
法に関し、ラインパイプその他に適用されるに当って冷
間加工上制約を受けることの少ない一様伸び特性の優れ
た調質型高張力鋼を適切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。

６０ｋｖ’ｒｔｔ匙止の引張強さをもった高張力鋼を得
る有利な手法として調質型、即ち焼入れ焼戻し型高張力
鋼があり、との調質型高張力鋼は熱間圧延後Ａｃｓ変態
点以上の温度から焼入れした後、Ａｃｔ変態点以下の温
度に焼戻すこなによって製造されている。

ところがこのような方法によって製造される高張力鋼の
一様伸び（即ち材料に対し次第に増加する引張荷重をか
げて行くときに、その荷重が成る段階に達するまでは該
材料が各部均一に伸びていく（一様伸び）が、その成る
段階を超えることによりこの一様伸び状態から局部的に
伸びることとなりその結果数部分の断面積が減少し引張
荷重がこの小断面積部に集中し以後該部分だけが伸びて
破断することとなるものであって、その均一に伸びる特
性）は強度の増加と共に急激に低下することが従来から
知られている。

即ちこの一様伸び（ｕＥｔ）は引張り試験片において平
行部と呼ばれる部分の任意の２点間の距離が前記したよ
うな引張荷重の漸次増加によって一様な伸び率で増加す
る過程であり、それがストレスストレーン曲線において
ストレス最大となる近傍において乱れ、一様伸び状態か
ら局部伸びとなりやがて破断を見るわげで、材料の全伸
び（Ｅ、／、）はこの一様伸び（ｕＥ／！、、）と局部
伸び（ｐＥｔ）との和と見ることができ、当該材料の冷
間加工性の如きを判断するに当っては全伸び値よりもこ
の一様伸び値の方が重要である場合が多く、少なくとも
冷間加工性と一様伸び値との間には大きな相関性の存す
ることは明らかであるが、斯様な一様伸びは前記のよう
な調質型高張力鋼においては強度の増加と共に急激に低
下するわけである。

評言すると第１図に斯かる焼入れ焼戻し型高張力鋼〇一
様伸びと引張強さの関係を示すが、この第１図において
明らかなように従来の調質型高張力鋼における一様伸び
率（ｕＥ、！％）は強度が増加することにより大幅に低
下し、４０ ｋｙ／ｙｕＭ＆で３０多前後であったもの
が６０＃／π虚級では１５％以下となる。

なお鼓でいう一様伸びは全伸びと同様にたとえ材料が同
一であり且つその熱処理も同一であっても試験片形状に
よって得られる数値が変化するものであるが、本発明に
おいて言うそれらの具体的数値はＪＩＳ Ｚ−２２０
１で規定される１号試験片又は５号試験片の如き平滑引
張り試験片において得られる結果を指すものであって、
平行部断面が円形成いはその他の特殊形状をなす試験片
によるものではない。

蓋しこの第１図に示されたような従来の調質型高張力鋼
における一様伸び（ｕＥｔ）％を数式的に示すと次のＬ
■式のようになる。

引張強さ６０ｈ／ｍ就ＬｂＯ却４ａ 未満の高張力鋼（
１）場合：ｕＥ４％！３０−０．２５ Ｘ （引張慟（
Ｔ、５）ｋｆ／ｍ？ｔ ）・・・■ 引張強さ８０ ｈ／ｍ以上１００ ｋｇ／１ｎｉｔＪＪ
、下の高張力鋼の場合二 ｕ１４％６２２−０．１５ ｘ （引張強さくＴ、Ｓ）
＃／ｙｔｔａ ）・・・■ 即ちこれらＩ、■式によれば何れにしても１５優以上の
ｕＥｔを得ることが不可能であり、４０ｈｌａｉｒ級鋼
や５０ｈ１ｍａ級鋼が１５〜２５％の一様伸びを得てい
ることに比較すると著しく低い。

従ってこのような６０ ｈ／＊ｔｆｔＪＭ上の引張り強
さをもつ調質型高張力鋼を構造物に適用する際に受ける
冷開成形加工に関しては軽度のものしか許容されないこ
とになり、又優れた安定延性、破壊伝播抵抗特性の要求
されるラインパイプの分野等においても種々の問題を生
じていることは公知の通りである。

本発明は上記したような実情に鑑み研究を重ねて創案さ
れたものである。

即ち本発明者等は上記したような６０ ｈ／ｍ以上の引
張強さをもつ調質型高張力鋼における一様伸び特性に及
ぼす冶金的因子の影響について種々の検討を重ねて来た
が、Ａｃｓ変態点以上の温度から焼入れ処理を行った後
、ｋ、変態点以上、ん、変態点以下の温度に加熱し冷却
する熱処理を１回以上行うに当り、当該加熱又は冷却過
程における鋼の温度変化率を８ ′ＣＡｎｉｎ以下とす
ることにより残留オーステナイト量が増加し、この鋼の
一様伸びが著しく改善されることを発見した。

蓋し第２図には６０ｋｙ／ｍｙＭ級鋼の一様伸びについ
ての焼戻し温度依存性を示すが、焼戻し温度をＡｃｔ変
態点以上、Ａｃｓ変態点以下とすることにより従来の焼
入れ焼戻し処理（焼戻し温度はＡＣＩ変態点以下）では
得られなかったような一様伸びが得られることがわかる
。

（白抜きマーク）。

又第３図にはこの様な焼戻しをＡｃｔ −Ａｃ ｓ間で
行う熱処理を受けた鋼の強度と一様伸びの関係を示して
いる（白抜きマーク）が、次の■、■式に示すような範
囲の一様伸びを持つことができ、前記したＬ■式のもの
に比較すると優れたものとなっていることは明らかであ
る。

引張強さ６０ｈ／ｍ４以上８０ ｈ／１ｔｔａ以下の高
張力鋼の場合：ｕＥ７（９Ｇ＞３０ ０．２５Ｘ（引張
強さくＴ、５）ｋｙ／ｍ瑳・・・■ 引張強さ８０ｊｃｇ／Ｈ彩夾上１００ｈ／ｍ纒以下の高
張力鋼の場合： １１Ｅｔ＠；））２２ ０．１５Ｘ（引張強さくＴ、Ｓ
）ｈ／−）・・・■ 本発明者等が更に検討したところによると前記Ａｃｔ変
態点以上、Ａｃｓ変態点以下の温度で焼戻し処理を行う
に当り、当該加熱又は冷却過程における鋼の温度変化率
を８℃／ｍｉｎ以下とすることにより上記したような効
果が顕著となることを確認した。

即ち第４図には焼戻処理を行う際の５００〜ＡＣＩ変態
点の温度範囲内の加熱速度と一様伸びの関係を示すが、
この間の加熱速度を８℃／ｍｉｎ以下の徐加熱とするこ
とにより加熱速度２０〜１００℃／ｍｉｎ の場合より
一様伸びが約６％増加し、一層優れた一様伸びをもたせ
ることができる。

又第５図はＡｃｔ変態点以上、Ａｃｓ変態点以下の温度
に加熱保持後冷却する際のＡｒ１〜５００’Ｃの間の冷
却速度と一様伸びとの関係を示すが、冷却速度を８℃／
ｍｉｎ以下の徐冷とすることにより冷却速度が２０〜ｂ −Ｓ伸びが同様に約６％増加し優れたものとすることが
できる。

このように本発明によるときは次の■、■式に示すよう
な範囲の更に優れた一様伸びをもつことができる。

引張強さ６０ ｈ／ｍ頗丈上ｓｏｂ／ｍ以下の高張力鋼
の場合： ｕ Ｅ、／、＠）３６−０．２５ ｘ （引張強さくＴ
、５）ｋｆ／ｍＡ ） ・・−Ｖ 引張強さ８０ ｋｆ／−以上１００ Ａｙ／ｍ似下の高
張力鋼の場合： ｕ Ｅｔ＠）２９−０．１５ Ｘ （引張強さくＴ、
５）Ａｙ／ｙｎａ・・・■ 本発明のものが上記したような熱処理によって優れた一
様伸び特性の得られる理由に関しては以下のように考え
られる。

即ち焼入れによって得られた微細なミクロ組織をもつ鋼
をＡｃｔ変態点からＡｃｓ変態点の間２相領域に加熱す
ると、焼入組織の二部からオーステナイト相を析出し、
このオーステナイト相はその後の空冷又は空冷以下の冷
却速度による冷却によりマルテンサイト変態又はベイナ
イト変態すると共に体積率１〜４０％のオーステナイト
として残留する。

この残留オーステナイトは比較的不安定で変形過性にお
いて歪誘起変態して大きな加工硬化を生じ、大きな一様
伸びを生ずる。

８℃／ｍｉｎ以下の徐冷は変態過程においてオーステナ
イト生成元素（Ｃｍ Ｍｎ％ Ｃｕ。

Ｎｉ１不純物Ｎ１不純物Ｐ等）のオーステナイト中への
濃縮を生じ、残留オーステナイトの体積率を増大し、一
様伸びをより大きくする。

なお焼戻し後急冷すると一様伸びに寄与するオーステナ
イト量が極端に減少するか消失するので好ましくない。

又Ａｃｔ変態点からＡｃｓ変態点の間の２相領域におけ
る焼戻しを１回以上行うに当り、当該加熱時の５００℃
〜Ａｃｔ変態点温度の徐加熱の効果は上記したようなオ
ーステナイト生成元素の残留オーステナイトや結晶粒界
等へ０濃縮、偏析を生じ、焼戻し、焼戻し加熱時のオー
ステナイト析出を促進して混合組織中の残留オーステナ
イト体積率を増加させ、一様伸び増大効果を一層顕著な
らしめる。

本発明による鋼の衝撃特性について言及すると、後述す
る実施例の第２表中におけるｖ Ｅ６％ｖＥ−４０で示
すように高張力鋼として基本的に必要な衝撃靭性を確保
している。

然るにこの第２表中の鋼４−３のｖ ＴＢ で示す如く
ン、〜Ａｃｓ変態点間の温度範囲における比較的低温測
守暁戻すと低温靭性がやや低下する。

従って本発明において低温靭性と一様伸びの両方に関し
優れた性能を得るためには焼戻し温度は〔（ＡＣ工＋Ａ
ｃ５）／２−１５〕℃〜Ａｃｓ変態点間の温度範囲とす
ることが望ましい。

この温度範囲において焼入れままの組織は最も効率的に
微細分割され、従来のＡｃ１変態点以下の焼戻しを受け
た鋼と同等の低温靭性が得られる。

本発明によるものの化学成分範囲限定理由については以
下の通りである。

Ｃ：高張力鋼として充分な強度を確保するのに必要であ
ると共にオーステナイト生成元素として残留オーステナ
イトの体積率を増加させるため０．０１％以上を必要と
する。

しかしそれが０．２０多以上に増加することは靭性、溶
接性を損うので好ましくない。

Ｓｉ：製鋼脱酸上０．００５％以上は必要であるが、０
．５０％以上に増加することは溶接性及び靭性の劣化を
招くのでこれを上限とする。

Ｍｎ：高張力鋼として充分な強度と靭性な確保するのに
必要な元素であるとともにオーステナイト生成元素とし
て残留オーステナイト体積率を増加させるのに有効な元
素であり、０．３０％以上を含有させることが必要であ
る。

しかし５％以上の添加は結晶粒界割れを誘起するので好
ましくなく、これを上限とした。

以上が基本成分系であるが、本発明のものはその他に２
％以下のＣｕｓ ８％以下のＮｔｓ１％以下のＣｒｓ
１％以下のＭＯ，０，１５％以下のＡｔ０６１％以下の
Ｎｂ、０．１％以下のＶ、０．１％以下のＴｉの１種又
は２種以上を複合させて含有しても本発明の効果を失う
ものでなく、特にＣｕ１Ｎｉはオーステナイト生成元素
として残留オーステナイトの体積率を増加させ、一様伸
び増大に有効である。

然してこれら元素の上限は溶接性の確保及び経済性の観
点から設定した。

又機械的性質の異方性又は板厚方向変化を解決する目的
においてＬａ、Ｃｅｓ Ｃａ、Ｋｇ、Ｚｒ％Ｂを添加し
ても上記したような本発明の効果を失うものではない。

焼入後、Ａｃｔ〜Ａｃｓ変態点に焼戻す際の加熱又は冷
却過程における鋼の温度変化率については前した第４図
と第５図において明らかにしたように８℃／ｍｉｎ以上
であると一様伸び多が２０％前後で好ましい結果が得ら
れない。

これに対し８℃／ｍｉｎ以下とすると何れにしてもオー
ステナイト生成元素の偏析を促し、残留オーステナイト
の量を増加して一様伸び多を約６多増加し優れた一率＊
様伸びを得しめることができることは前記の通りである
。

本発明によるものの具体的実施例について説明すると以
下の如くである。

即ち本発明者等の具体的に採用した供試鋼の化学的な成
分組成は次の第１表に示す通りである。

即ち鋼Ａは基本成分系によるものであり、鋼Ｂはこれに
任意成分としてＭｏ％Ｖを含有させたもの、鋼ＣはＣｕ
、Ｎｉ％Ｃｒ％Ｂを含有させたものであって、鋼りは基
本成分系のものにおいてＭｎが鋼Ａよりも高く含有させ
たものである。

然して上記したような各鋼Ａ−Ｄを９００℃又は９５０
℃で焼入れ、夫々の温度で焼戻し、この焼戻しを２回以
上繰返し、或いは該焼戻し時の加熱速度を５０℃／ｍｉ
ｎ又は８℃／ｍｉｎ とし、且つ焼戻し時冷却速度を５
０℃／ｍｊｎ（２冷）又は８℃／ｍｉｎ （徐冷）し
たものについて夫々の熱処理条件及びそれによって得ら
れた板厚１２簡の鋼板についての引張特性及び衝撃特性
を試験測定した結果は次の第２表に示す通りである。

即ち第２表において、調香１，２，５，６，９および１
１のものはＡｃｔ変態点以下の焼戻し処理によったもの
で、前記したＬ■式による範囲内又はそれに準する程度
の一様伸び値しか得られていない。

これに対し調香３，４−１〜４−３．７−１．７−２．
８−１．８−２．１０−２および調香１２−１．１２−
２のものは何れも本発明によるＡｃｔ変態点〜Ａｃｓ変
態点間の温度に加熱冷却する熱処理を１回以上行うに当
り、当該加熱又は冷却過程における温度変化率を８℃／
ｍｉｎ以下としたものであって、前記した■、■式に示
される範囲以上の大きな一様伸びを得ている。

特にこＡｃ １ ＋ Ａｃ ｓ れらのものは（−−１５） ’Ｃ〜Ａｃ３変態点間の温
度範囲で焼戻し処理を行ったものであって優れた低温靭
性を兼ね備えている。

又調香３゜７．８−２．１０−２によるものは焼戻し処
理において５００℃〜ＡＣＩ変態点間の温度範囲を８℃
／ｍｉｎ の加熱速度をもって加熱したものであり、既
述したＶ、ＩＶ式に示されるより大きな一様伸び値を得
ていることが明らかである。

更に調香４−２．８−２のものはＡｃｔ変態点〜Ａｃｓ
変態点間の温度範囲における焼戻しを２回繰返したもの
であって、１回処理の場合より大きな一様伸び値を得テ
ィる。

然して調香４，７，８，１２−１のものは焼戻し後、徐
冷を行ったもので空冷の場合より大きい一様伸び値が得
られている。

以上説明したような本発明によるときは６０ｋｖ／−以
上のような引張強さを持っ調質型高張力鋼において、そ
の利用ないし冷間加工上におｍ−て枢要な一様伸び値を
適切に向上し、冷開成形加工における制限を大幅に緩和
して有利な利用を図らしめることができるものであって
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】

図面は本発明及び従来法によるものの技術的内容を示す
ものであって、第１図は従来法によるものの引張強さと
一様伸びとの関係を示した図表、第２図は焼戻し温度の
一様伸びに対する関係を示した図表で、焼戻し時の加熱
速度を５ｏｏ℃〜に□点の範囲内において５０℃／ｍｉ
ｎ とし、又その冷却速度を焼戻し温度から５００℃の
範囲において空冷材は５０℃／ｍｉｎ、徐冷材（測”Ｃ
ａｍ ｉｎとした場合を示し、第３図は本発明による鋼
の一様伸びと引張強さとの関係を従来技術によるもの。 の分布範囲と対比して示した図表、第４図は一様・伸び
に及ぼす徐加熱の効果を示す図表、第５図は一様伸びに
及ぼは徐冷却の効果を示した図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．００５〜
   ０．５％、Ｍｎ ： ０．３〜５．０％を含有し、残部
   が鉄及び不可避不純物から成る組成の鋼をＡＣ３変態点
   以上の温度から焼入処理をなし、次いでＡｃｔ〜Ａｃｓ
   の温度に加熱し、冷却する処理を１回以上行うに当り、
   当該加熱又は冷却過程における鋼の温度変化率を８℃／
   ｍｉｎ以下とし残留オーステナイトを増加せしめること
   を特徴とする一様伸び特性の優れた調質型高張力鋼の製
   造方法。 ２ Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．００５〜
   ０．５％、Ｍｎ ： Ｏ，：３〜５．０％を含有すると
   共に、Ｃｕ：２％以下、Ｎｉ：８％以下、Ｃｒ：１％以
   下、Ｍｏ：１％以下、Ａｔ：０，１５％以下、Ｎｂ：０
   ．１％以下、Ｖ二０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下の
   １種又は２種以上をも含有し、残部が鉄及び不可避不純
   物から成る組成の鋼をＡｃｓ変態点以上の温度から焼入
   処理をなし、次いでｓ Ａｃｔ〜Ａｃｓの温度に加熱し
   、冷却する処理を１回以上行うに当り、当該加熱又は冷
   却過程における鋼の温度変化率を８℃／ｍｉｎ以下とし
   残留オーステナイトを増加せしめることを特徴とする一
   様伸び特性の優れた調質型高張力鋼の製造方法。