JPS58748B2

JPS58748B2 - 靭性および延性に優れた低合金高張力鋼

Info

Publication number: JPS58748B2
Application number: JP53020397A
Authority: JP
Inventors: 三瓶哲也; 大内千秋
Original assignee: Nippon Kokan Ltd
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1978-02-25
Filing date: 1978-02-25
Publication date: 1983-01-07
Also published as: JPS54114417A

Description

【発明の詳細な説明】この発明は、靭性および延性に優れた低合金高張力鋼に
関するものである。

一般に、構造用鋼板やラインパイプ用鋼板は、材質上、
強度のほかに靭性および延性が重要な問題とされており
、その向上に関する要求が太きい。

上述のような鋼の靭性および延性を改善するためには、
従来から多くの研究がなされており、例えば、延性の主
な冶金的因子である介在物を減少せしめるために、鋼中
のＳを低減したり、Ｚｒ、Ｃａおよび希土類金属（ＲＥ
Ｍ）等の如き鋼中における介在物の形状を制御する元素
を添加する方法、あるいは、圧延直角方向の延性を改善
し異方性を少なくするためにクロス圧延を行なう方法等
が知られている。

前記のような方法は、延性の改善には効果があるが、靭
性を主に支配する組織の微細化に対しては、あまり影響
を与えないので、靭性の改善に対しては効果がなく、例
えば、従来頻繁に使用されているＲＥＭは、脱硫もしく
はサルファイド形状を制御することのみが目的であり、
靭性を改善する目的には使用されていなかった。

また、靭性の改善のためには、添加元素、熱処理等によ
る数多くの手段が知られているが、倒れも靭性の改善の
みにとどまり、同時に延性を改善するには至らなかった
。

従って、成分元素の調整のみにより、靭性と共に延性を
も改善することができれば、その技術的有用性は極めて
大きいのであるが、両者を同時に解決する技術は未だ提
案されていないのが現状であった。

本発明者等は、上述のような観点から、靭性および延性
に優れた低合金高張力鋼を得べく研究を行なった結果、
合金成分組成範囲を、重量％で、Ｃ：０．０１−０．１
５％、゛Ｓｉ：０．０１〜０，６０％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、ｓ：ｏ、ｏｏｓ％以下、５ｏｌＡｌ：０．０４〜０．０８％、Ｙ：０．００５〜０．０２５％、鉄および不可避不純物−・・・・・・・残り、から構成
した低合金高張力鋼は、優れた靭性および延性を付与で
きるという知見を得たのである。

鋼中にイツトリウム（Ｙ）が添加されたＹ添加鋼は従来
から知られていたが、その添加目的は、例えば、特公昭
４６−９５３７の如く、延性の改善もしくは異方性の低
減を図るためで、鋼中のＳ量が０．０１４％以上の場合
に、延性の改善、異方性の低減が達せられていＬ−ｏそ
のもたら１′作ＥｌｌはＹの脱硫効果によるものか、あ
るいはＹの形状制御効果に、Ｌろものか明らかではない
が、℃・ずれにしてもＹは、Ｓのコント「１−ル元素ど
してのみに消費されており、Ｙが靭性を改善することに
ついては、従、来全く知られておらず、且つ靭性改善元
素とし、て利用する方法も皆無であった。

本発明者等は、Ｙと鋼中のＳおよび５ｏＩＡＩとの関係
について数多くの研究を重ねた結果、Ｓがｏ、ｏｏｓ％
以−ドの鋼において、一定量のＹを、同じく一定量の５
ｏｌＡｌと同時に含有せしめることにより、著しい延性
の改善と異方性の低減が図られ、しかも靭性の改善を可
能になし得たことを見出したのである、−３Ａ１は、既に知られているように、鋼の脱酸および鋼中
のＮを固定する目的で広く使用されており、通常鋼中に
０４０２％秤度含有されているが、その含楢量゛を通常
より多い０，０４〜０．０８％とすることにより、Ｙを
組織微細化元素即ち靭性改善元素として利用し、得るこ
とがわかった。

即ち、従来のＡｔ添加量は、鋼塊ある℃・はスラブ製造
の容易さから、通常前記の如＜０．０２％程度に漠然と
設定されていたため、Ｙどの共存による組織微細化効果
は全く考えられていなかったのである。

第１図には、Ｙ量が、加熱時のオーステナイト粒径に及
ぼず影響について、Ｙの含有量別および加熱温度別にグ
ラフにより示されている。

図面にお℃・て、菱形印は加熱温度が１３００℃の場合
、四角印は１２５０°Ｃの場合、丸印は１２００℃の場
合および三角印は１１００℃の場合をそれぞれ示す。

次に第１図に示１−た名調の成分組成について説明する
。

第１図で実線で結んだ◇［口○△印および◆−・ム印は
、Ｙの含有量が０％、ｏ、ｏｏｓ％、０．０１５％、０
．０３７％の４種類の鋼であって、名調の成分組成は第
１表に示す通りである。

また、第１図で実線で結ばれて℃・ない名調の成分組成
は第２表に示す通りである。

即ち、０１遍１（）△印および◆■・ム印は、Ｓ：ｏ、
ｏｏｓ％以下、Ｓｏｌ、Ａｌ：０．０４〜０．０８％で
あり、＋簀（ト人印は、Ｓ：０．００８％超、Ｓｏｌ、
ＡＩ：０．０４〜０．０８％であり、そｔ７て、＋）く
に悴人印は、Ｓ：０．００８％以丁、Ｓｏｌ、Ａｌ：０
．０４％未満である。

このグラフから、Ｓ量がｏ、ｏｏｓ％以下、５ｏＩＡＩ
量が０．０４〜０．０８％で、Ｙ量が０．００５〜０．
０２５％の範囲内に含有された鋼の場合のみ、オーステ
プイト粒径を微細化せしめることがわかる。

上述のようなＹの添加による効果は、更に圧延時におけ
る再結晶オーステナイトの微細化効果をも必然的にもた
らす結果、変態後には、極めて微細且つ均一な組織が得
られ、高靭性がもたらされる。

前記の組織微細化効果は、１００人オーダーの極めて微
細で、且つ高温においても安定な適量のＹと適量のＡｔ
とを、複合酸化物として共存させることにより始めて得
られるものであり、ＡＩＮによる組織微細化の効果では
ない。

このことは、ＡＩＮが完全に固溶してしまう１２００℃
の高温においても、組織微細化が得られることから明ら
かである。

即ち、加熱時にＡＩＮが存在していなくても、適量のＡ
Ｉを含むＹ添加鋼は、第１図から明らかなように、極め
て有効に組織微細化効果が得られるのである。

第３表には、ＹとＡＩが所定範囲で含まれた本発明鋼に
おける加熱時のＡＩＮが、比較鋼との関係において示さ
れている。

なお、第３表に示す本発明鋼ｌは後記する第５表の本発
明鋼７に、同じく本発明鋼２は第５表の本発明鋼８に、
また、第３表に示す比較鋼１は第５表の比較鋼ＩＯに、
同じく比較鋼２は第５表の比較鋼１２にそれぞれ対応し
ている。

次に、本発明鋼の成分組成範囲を、上述のように限定し
た理由について説明する。

（ａ）ＣＣは、０．０１％未満では十分な強度が得られず、０．
１５％を越えると溶接性が劣化する。

（ｂ）ＳｉＳｉは、脱酸および強度上昇の目的で添加されるが、０
．０１％未満では脱酸されず、強度上昇にも十分な効果
が得られず、０．６０％を越えると靭性が劣化する。

（ｃ）ＭｎＭｎは、０，３０％未満では十分な強度が得られず、２
．０％を越えると溶接性が劣化する。

（ｄ）ＳＳた、ｏ、ｏｏｓ％を越えると、ＹはＳのコントロール
元素としてのみに消費されてしまい、高温でも安定な微
細なＹとＡｌの複合酸化物の形成ができなくなる結果、
靭性改善効果が得られなくなる。

（ｅ）ＳｏｌＡＩＳｏｌＡｌは、０．０４％未満ではＹの組織微細化効果
力司■せず、０．０８％を越えると溶接性の低下を招く
、−０げ）Ｙ本発明鋼における最も重要な元素で、Ｓがｏ、ｏｏｓ％
以下の釦ｊにおいて延性改善および異方性の低減効果を
もたらすものであり、０．０４〜０．０８％の５ｏＩＡ
Ｉと共存させることによって、靭性の著１〜い改善をも
たらす。

その含有量は、０．００５％未満では、延性、靭性の改
善は得られず、０．０２５％を越えると、延性は逆に低
トし、靭性も劣化する傾向にある。

前記靭性の劣化は、第１図に示されている加熱オーステ
ナイト粒径のＹによる変化からも推定でき、Ｙを過剰に
添加するときはＹ析出物の粗大化を招くためである。

つぎに、この発明の低合金高張力鋼を、実施例により比
較例と対比しながら説明する。

第４表に示される成分組成をもった本発明鋼ｌ、２およ
び■〜■と、比較鋼３〜６を、１２００℃に加熱後、元
厚９０龍かも１２ｍｍ厚に一方向で圧延の上、空冷した
。

前記圧延は、仕−ト温度８００℃とし、９００°Ｃ以下
の累積圧Ｆ率は６８％として行なった。

なお、上記比較鋼３〜６において、比較鋼３はＹが含有
されていす比較鋼４〜６はＹが含有されているが、４は
Ｙの含有量が本発明鋼の範囲より少なく、６は逆に多℃
・例で、また５は５ｏｌＡｌの含有量が本発明鋼の範囲
より少ない例である。

第４表には、前記本発明鋼と比較鋼の機械的性質が、引
張り試験値（Ｃ方向、９φＧＬ３２）と衝撃試験値（２Ｖ１０Ｘ１０）により
併せて示されている。

同表において、衝撃試験値のＶＴＳおよびｖＥｓｃは圧
延直角方向の値であり、またＶＥＳＬは圧延方向の値で
ある。

同表かられかるように、比較鋼３〜６は、いずれも靭性
が悪いのに対１〜、本発明鋼の１．２および（ｉ）〜■
は、その靭性が大巾に改善されている上、延性の改善お
よび異方性の低減に優れた効果が発揮されている。

第２図には、前記第４表に示される成分組成の鋼の靭性
、延性に及ぼすＹ量の影響がグラフにより示されている
。

図面において、白抜き印は本発明鋼、黒塗り印は比較鋼
で、グラフ内の番号は、前記第４表の試験片番号を丁し
５ている。

また、丸印はＣ方向のシェルフエネルギー値（ｖＥｓｃ
）、四角印はＬ方向のシエルフエネルキー（［−（ｖＥ
ｓＬ）玉角印はＣ方向の破面遷移温度（ｖＴｓ）を示１
−７ている。

同図面から、Ｓ量がｏ−ｏｏｓ％以１；、５ｏｌＡｌが
０．０４〜０．０８％含有され、Ｙ量が０．００５〜０
．０２５％の本発明鋼（白抜き印）においては、靭性、
延性共に極めて向−Ｉ−され、且つ異方性の低減が大［
↑Ｊに達成されていることが明らかにわかる。

上述１〜だ成分組成は、本発明鋼の基本であるが、更に
、強度上昇、耐候性向上および一段の靭性向−Ｌを図る
ために、前記基本成分組成に加えて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ
、Ｍｏ、Ｎｂ、■、Ｔｉ等の元素を添加することは、上
述した本発明鋼の効果に併せて、前記添加元素による特
別の効果をもたらすことができる。

第５表には、Ｎｂ添加系の本発明鋼７〜９および■〜の
と、比較鋼１０〜１３における、各成分組成とその機械
的性質とが、各圧延条件毎に示されている。

比較鋼１０〜１３において、比較鋼１０はＹが含有され
ていす、比較鋼１１〜１３はＹが含有されているが、１
２はＹの含有量が本発明鋼の範囲を外れて多く含有され
、１１および１３はＹの含有量は本発明鋼の範囲内であ
るが、ｔｉはＳｏｌ、ＡＩの含有量が、本発明鋼の範囲
を外れて少なく、１３はＳの含有量が、本発明鋼の範囲
を外れて多い例である。

また、圧延条件のＡは、１２００℃に加熱後、元厚９０
酊から１２ｍｍ厚に、圧延仕上温度８００℃、９００℃
以下の累積川下率６８％で一方向圧延を行ない、空冷を
した場合、圧延条件Ｂは、圧延〈」′法が元厚９０Ｔｔ
ｍがら２５朋厚で、９００℃以下の累積圧Ｆ率は５０％
、それ以外は上記Ａと同じ場合、更に圧延条件Ｃは、上
記Ａと同じく加熱温度１２００℃、圧、延什−」一温度
８００℃で、１２朋厚に圧延後、６２０°Ｃまで１０℃
／ｓｅｃで加速冷却を行ない、６２０”Ｃで捲取った場
合を、それぞれ示して℃・る。

また、同表において、衝撃試験値のｖＴｓおよびＶＥＳ
Ｃは圧延直角方向の値であり、またＶＥＳＬは圧延力向
の値である。

同表かられかるように、Ｙが含有されていない比較鋼■
０、および含有されていても本発明鋼の範囲を外れて多
い比較鋼１２は、靭性、延性が倒れも劣り、Ｙが本発明
鋼の範囲内に含有されていても、５ｏｌＡｌの含有量が
低い比較鋼１１は、延性効果はあるが、高渦で安定して
いる微細なＹの析出物が得られないため、靭性の改善効
果は得られず、また、比較鋼１３のように、Ｓの含有量
が高いと、Ｙが本発明鋼の範囲内に含有されていても、
延性の値そのものが低く、また、靭性の改善効果は得ら
れない。

第３図乃至第５図には、前記第５表の成分組成を有する
鋼の衝撃試験値が圧延条件別にグラフにより示されてお
り、第３図は圧延条件がへの場合、第４図は同じくＢの
場合、第５図はＣの場合である。

図面において、白抜き印は本発明鋼、黒塗り印は比較鋼
で、グラフ内の番号は前記第５表の試験片番号を示し、
また丸印はＣ方向のシェルフエネルギー値（ｖＥｓｃ）
、四角臼はＬ方向のシェルフエネルギー値（ｖＥｓＬ）
、三角印はＣ方向の破面遷移温度（ｖＴｓ）をそれぞれ
示している。

図示されるように、いずれの圧延条件においても、Ｙ量
による延性および靭性の変化は、前述の第４表および第
２図と同じ挙動を示しており、Ｓ量がｏ、ｏｏｓ％以下
、５ｏＩＡｌ量が０．０４〜０．０８％の鋼において、
Ｙを０．００５〜０．０２５％の範囲内で含有させるこ
とにより、靭性の大巾な改善および延性の改善と異方性
の低減が得られる。

このように、本発明鋼の成分組成範囲から外れた成分組
成をもつ鋼においては、所望の優れた特性を期待するこ
とはできず、この発明において定めたＳ量がｏ、ｏｏｓ
％以下で、５ｏｌＡＩＪ”０．０４〜０，０８％含有さ
れ、その他所定成分範囲の鋼にＹを０．００５〜０．０
２５％含有せしめた組成をもつ低合金高張力鋼に限って
、すぐれた靭性および延性が具備されるのである。

本発明鋼の製造は、例えば転炉で精錬された溶鋼を取鍋
に受鋼後、取鍋内の溶鋼中に所定量のアルミニウムを添
加して脱酸し、次いで脱酸された溶鋼中に、所定量の塊
状のイツトリウム合金（Ｙ−ＡＩ−Ｆｅ）を添加して、
前述した本発明の成分組成範囲となした後、連続鋳造ま
たは普通造塊によって鋳造し鋼塊または鋼片とすること
により行なうことができる。

なお、必要によりアルミニウム添加前の溶鋼に対し真空
脱ガス装置で脱ガス処理を施し、また、脱酸をイツトリ
ウム合金中に含有されているアルミニウムによって行な
うようにしてもよい。

以上説明したように、この発明の低合金高張力鋼によれ
ば、靭性が大巾に改善されるとともに、高Ｓ鋼に比較し
てはるかに大きな延性の改善が図られ、且つ板厚方向を
も含めた異方性が著しく低減されるから、構造用鋼板や
ラインパイプ用鋼板等に、極めて優れた効果が発揮され
、高張力鋼の用途拡大に利する等、工業上著大な効果が
もたらされる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＹ量がオーステナイト粒径に及ぼす影響を加熱
温度別に示したグラフ、第２図は第４表に示される成分
組成の鋼の靭性および延性に及ぼすＹ量の影響を示した
グラフ、第３図乃至第５図は第５表に示される成分組成
の鋼の靭性および延性に及ぼすＹ量の影響を、圧延条件
別に示したグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】ＩＣ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、ｓ：ｏ、ｏｏｓ％以下、５ｏｌＡｌ：０．０４〜０．０８％、Ｙ：０．００５〜０．０２５％、鉄および不可避不純物：残り、（以上重量％）からなることを特徴とする靭性および延
性に優れた低合金高張力鋼。