JPS5877527A - 高強度高靭性鋼の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は強度、靭性及び溶接性の優れた：＋１ｉｉｌの
制御圧延−制御冷却による製造法に関するものである。

近年、経済性、安全性等の面から溶接＋１ｑ；青物（建
築、圧力容器、造船、ライン・９イゾなど）における、
筒張力鋼の使用は多岐にわたり、溶接性高張力鋼の需要
Ｇ：１着実な増加を示ｌ〜ている。溶接構造物に使用さ
れる鋼は当然のことながら高強度に加え、安全性、作業
性の面から、高靭性と潰れた溶接性を併せもつことが要
求されるが、これらの特性全満足する鋼の製造法として
現在ではライン・卆イゾ材の製造に広く１吏用されてい
る制御圧延法（ＣＲ法）と圧延後焼入焼戻処理を行う焼
入焼戻法（ＱＴ法）がよく知られている。しかし前者の
方法では圧延組織−一般にフェライト・・ぐ−ライトで
あｐ得られる強度と板厚には自ら限界を生じる。（アシ
ギ＝ラーフ−「−ライトもしくはベイナイト相識とする
には多量の合金添加を必豊とする）。

また後者では内扉熱工程が必要なためコスト高になると
共に生産能力上の制約がある。このため今日ではこれら
の方法を一歩進め、省エネルギー、省ａ′ｍ、ｃ合金元
素の削減）化を徹底した制御冷却法の開発が進められて
いる。この方法で製造した鋼げＣＲとＱＴ法の長所を併
せもち低合金力いし特別な合金添加なしで優れた材質が
得られるという特徴をもつ。しかし、従来の制御冷却法
で製造した鋼は次のよう々欠点ｋＷしている、。

■　圧延後急冷を行った場合延靭性回復のために焼戻処
理が必須とガる。

■　溶接時の熱影響部（ＨＡＺ　）の軟化が大きく、特
に高降伏点、活張力鋼では溶接部の強度確保が困難であ
る。

■　板厚断面方向の組織が不均一で硬ｔｔｅ差が大きい
。

■　冷却条件（冷却開始、停止温度及び速度）のコント
１コールが微妙でル４質が不安定である。

これらの欠点のため現在のｒ９ｒ　ｆｌｉｌｌ　ａｔｌ
　？＜′ｉ′却法で製ノ青した鋼は用途が著しく限られ
ると共に火１蛸生産が・推しく、広く使用されるに至っ
ていない。

本発明者らは上記の欠点全解決すべく制御冷却法に適し
た成分系、加熱圧延、冷却プロセスについて鋭意研究の
結果、すでに、低７１．＾加熱−制御圧延法と制御冷却
法を組み合せた新しい強靭鋼の製造法について特許出願
した（特願昭５４−３８２３４゜％願昭５５−１．５１
４１７　）。しかし、その後の研究の結果、これらの発
明以外にも全く新しい鋼の製造法が存在することを見出
した。以下、この点について説明をカロえる。

本発明の％徴は、微量Ｔ１を添加した低（２Ｍの鋼片を
中温加熱（１０００〜１２００℃）し、オーステナイト
粒の再結晶域の圧９１丘に加えて、９０（１℃以下の未
再結晶域で十分な圧下（６０チ以上）を加え、６８０〜
８５０℃で圧延を終了した後、オーステナイトの十分な
回復を起こさせるため３０〜１８０秒間待った後、比較
的遅い冷却速度（１５〜ｂ本発明者等は先に本出願人が
出願した特願昭５５−１５１．４１７月（９００〜１０
００℃の低温加熱法と低５−Ｃａ処理による強靭鋼の製
造法）に対して低温力ｌＩ熟熱法採用することなく、ま
たＣａ処理を必要としなくても強靭鋼の製造が達成でき
ること？見出したものである。

本発明に従えは冷却後の組織は微細な上部ベイナイトあ
るいは微ｎ１な上部ベイナイトとフェライトの混合組織
となるため強度・靭性に１憂れている。

この組織の微細化は ■　微細ＴＩＮのオーステナイト粒成長抑制による加熱
オーステナイト粒の細粒化、 ■　微細ＴｉＨによる圧延中に再結晶したオーステナイ
ト粒の成長抑制、 （５） ■　圧延中に析出した微細＆ＴＩ（Ｃ、Ｎ　）がオース
テナイトの再結晶を抑制し、十分な低温累積川下（９０
０℃以下で圧下量が６０φ以上）を加えるため、オース
テナイト粒が十分延伸化することによるフェライト変り
核の増大（Ｎｂ　、　Ｖ等全添加しないでも加熱時に極
く微量固溶した口もオーステナイトの再結晶を抑制する
。しかし、Ｎｂ等添加時にはとの効果はさらに大きく方
る）といった細粒化プロセスの総合効果として得られる
。

本発明に従えば、上記の組織微細化と極低Ｓ化及びＣａ
添加によるＭｎＳの形態制御により、破面遷移温度と衝
撃吸収エネルギーが両者共非常に優れた高張力鋼板の製
造が可能である。

また９００℃り下の未再結晶域で圧下量６０チ以上かつ
、仕上温度が６８０〜８５０℃でＩ−Ｅ延するため、根
表面程細粒となり焼きが入りにくくなるため、板厚方向
の組織は均一とかり、板厚方向硬さむらはほとんど無い
。

このため、本発明では上記条件を満足するように加熱圧
延を行ない、冷却開始及び停止温度さえ（６） 制御すれば、板表面程ａｄｌ１粒で焼きが入シにくく冷
却速度の変動に対して安定であるため、板厚方向の組織
は均一であり、又板厚方向の硬さむらもほとんど々く、
材質は安定している。

以上の如く本発明は強靭鋼の低コスト製造法全提供する
ものである。

本発明に従って製造した鋼は従来の鋼材に比べ低炭素当
量であるため溶接割れ感受性が低く、また微細な］ＩＮ
の存在によって浴接時のオーステナイト粒の成艮が阻止
され浴接部のＨＡＺ靭性か飛躍的に改善される。このた
め本発明ｍはあらゆる用途（建築、圧力容器、造船、ラ
イン・やイゾ等）に適用可能である。

以下本発明における加熱圧延冷却条件の限定理由につい
て詳細に説明する。

加熱温度全１０００〜１２００’ｃに限定した理由は、
加熱時のオーステナイト粒會小さく保ち圧延組織の細粒
化をはかるためである。１２００℃は加熱時のオーステ
ナイト粒が極端に粗大化しない上限温度であって、加熱
温度がこれを超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し
、冷却後の上部ベイナイト組織も粗大化するため鋼の靭
性が著しく劣化する。

一方加熱温度が余りに低すぎると、Ｎｂ、Ｖ−７どの析
出硬化元素が十分に固溶せず強度靭性バランスが劣化す
るだけで斤く鋼の内質が劣化し、゛まだ圧延終段の温度
の下がり過ぎのため、ｔｌｉ制御冷却による十分な材質
向上効果がＩＪ１待てへ々い。このため下限ｋ　１００
０℃とする必要がある。

しかしながら、加熱温度を上記のように低く　ｆｌｔｌ
ｌ限しても圧延Φ件が不適当であると、よい相性を得る
ことができないため、９００℃以下の未再結晶温度域で
の圧下量を６０％以上とし、仕上温度を６４（）〜８５
０℃の範囲とする。これは未再結晶温度域での十分な圧
延を加えるととによってオーステナイト粒の細粒化・延
伸化ｉ：　＊　＋戊し、冷却後に生成する変態組織を細
粒均一化するためである。

このように細粒オーステナイト全十分延伸化することに
より、圧延冷却後生成するフェライト、上部ベイナイト
組織を十分細粒化すると、靭性が犬［１］に向上する。

しかし、仕上温度が不適当であると良好な強度、靭性が
得られない。仕上温度の下限’ｔ６４０℃としたのＱよ
、過度の変態点以下の（ｒ＋α）域圧搗によって延・靭
性を劣化させないためである。また、仕上温度が６４０
℃未満であると制御冷却による十分な強度上昇効果が萌
侍できない。一方、仕上温度が余りにも高すぎると制御
圧延によるオーステナイト粒の細粒化効果が期待できず
靭性が低下する。このため上限を８５０℃とする必要が
ある。

次に圧延後の冷却であるが、これは良好な強度、靭性を
得るために板厚方向に均一々変態組織が得られるように
行なわなければならない。

このため本発明法では圧延後冷却開始までに３０〜１８
０秒の時間全１置いたのち冷却速度１（）〜４０℃廓で
５００℃以下の任意の温度１で冷却する。圧延後冷却１
でに遅れ時間を置く理由はカＤニオーステナイト粒の回
復と板肉間（厚み方向を含む）の温度差を少なくシ、よ
り高延靭性と材質（９） の均一化を得るｆｃめである。この効果を得るためには
最低３０秒が必要であるが余りにも艮過ぎると温度降下
が大きくかえって材質の不均一化と劣化を招くので好１
しくなく上限を１８０秒とした。

冷却は、圧延終了直後がら５ｏｏ℃以下゛まで１０〜ｂ 要がある。この理由は１０℃、／８　ｅ　Ｃ未満″ｃｌ
ｌｉベイナイト組織が生成しに＜＜、強度向上が十分に
Ｊυ１侍できないためであり、また４０℃／ａｅｃ超で
は多−ｔハの島状マルテンサイトが生成し延靭性を劣化
させるからである。

冷却停止温度を５００℃以下の任意の温度と指定したの
は、余りにも低温まで冷却して［７捷うと脱水素効果や
十分な析出硬化が得られ力いためである。この場合３５
０〜５００℃前後で冷却をやめ、空冷することが望せし
い。しかし、冷却停止温度が５００℃以上では十分な強
度向上が嗜めない。

なお冷却媒体としては一般的には噴霧水あるいは水が適
尚である。

（１０） 捷だ本発明法で製Ｉなシた眉を脱水素などの目的で再加
熱する場合６００℃以上では強度の劣化ケ招き好壕しく
ない。しかし、約６ｏｏ℃以下の温度に再加熱すること
は容土の強度低下はあるものの本発明鋼のも徴を失うも
のではない。

矢に、成分範囲の限定理由について説明する。

前記特徴をもつ本発明鋼中、特許請求の範囲第１項に示
した第１の発明の鋼の成分範囲はＣ０，Ｏ０５〜ｏ、　
１４　％、ＳｌＯ，６％以下、Ｍｎ　０．７〜２．２　
％、Ｓ　Ｏ，００８％以下、Ｔｉ　０．００４〜（１，
０３％、Ａ、１．００５〜０．０８％、Ｎ　（１，０（
１７チ以下を含有させたものである。

Ｃの下限０．　Ｏ０５チは借倒及び浴接部の・適度１准
保及びＮｂ、Ｖ７ｉどの炭化物形成元素の添加時に析出
効果全十分に発揮させるための最少量である。しかし、
Ｃ言有捕が多過きると、制御冷却した場合ベイナイトあ
るいは島状マルテンサイトがバンド状に生地し、延靭性
に悪影響を及ぼすばかりか、内質、浴接性も劣化させる
ため、上限を０．１４　％とした。

Ｓｌは脱酸上、鋼に必然的に含丑れる元素であるが、Ｓ
ｉは溶接性及びＨＡＺ部靭性対策士好捷しくない元素で
あ′６ため、その上限を（１，６％としだ３、（鋼の脱
酸はＡｔだけでも呵ｔｊ目であり、好土しく１１０２％
以下がよい） Ｍｎは本発明鋼においてｔｔｉ制御圧延−制御冷却によ
る材質向上効果を高め、強度、靭性を同時に向上せしめ
る極めて重要な元素である。Ｍｎが０７係未満では鋼の
強度、靭性が劣化するためｌ”　ｌ！Ｉｔ　な（１，７
条とした。しかし、Ｍｎが多過ぎると・焼入１／１が増
加し、ベイナイトあるいは島状マルテンサイトが多酸に
生成し、溶接性、母材及びＩ（ＡＺの靭性劣化を招くた
めその上成金２．２係とした。

不純物であるＳを０．００８％以下に限定した主たる理
由は母料の延靭性と内質を改善するためである。一般に
強度の上昇によって延靭性（沖び、シャルピー吸収エネ
ルギー）は低下し、１だ制御冷却によって脱水素が不十
分となってＭｎ８に基く内質欠陥を生じる場合がある。

しかしこれは鋼中のＳ量即ち、ＭｎＳの絶対量を減少せ
しめることによって教書可能である。Ｓ？ｉ＝０．００
８％以下とすることによって勉靭性、内質上顕著な効果
が認められる。

この場合Ｓが低い程改善効果は大きいが、０．００１０
係以下とすることによって大巾に向上する。

本発明鋼は不純物としてＰを含有するが、通常ｏ、ｏ３
ｏチ以下であり、低い程母材、溶接部靭性、浴接性及び
内質は向上する。（０，０１０％以下が望ましい） Ａｔは脱酸上この傭のキルド鋼に必然的に含有される元
素であるが、Ａｚｏ、ｏｏｓ％Ｊ：＃では脱酸が不十分
となり、母材靭性が劣化するため下限を０．００５％と
した。一方Ａｔが０．０８％に超えると鋼の清浄度及び
ＨＡＺ靭性が劣化するため上限全０．０８俤にした。

Ｔｉは添加量が少ない範囲（Ｔｉ０．００４〜０．０３
％）では微細なＴｉＮ　’６形成し、圧延組織及びＨＡ
Ｚの細粒化、つ１り靭性向上に効果的である。

この場合ＮとＴｉは化学量論的に当量近傍が望まＴｌ添
加瀘の上限は材質上の効果が発揮される最少（１３） １けであυ、上限はｅ細なＴｉＮが鋼片中に通常の製造
法で得られまた、ＴＩＣによる靭性劣化が起きない条件
から０．０３係とした。

Ｎも浴屑中に不可避的に混入し、ｌ叫の靭性を劣化させ
る。特に多）よ０ｆｒｅｅＮ＆ｊＨＡＺ部に島状マルテ
ンサイトを発生させ易（、ＨＡＺ　ＩｆｉＪ性を大１−
１〕に劣化させる。このＨＡＺ部靭性及び母（Ａ１１″
・〜Ｈ’ｌ・全改善する目的で、前述したようにＴＩを
添加するが、Ｎが０．００７％より多いと１酬中のＴｉ
Ｎザイｉが犬きくなりＴＩＮの効果が減少するためＮの
」二限ｉ０．００７％とした。

特許請求の範囲第２項に示した第２の発明においては、
第１項に示した第１の発明の鋼の成分及び製造ゾロ七ス
にさらに、Ｎｂ０．０１〜０．０８％、Ｖ　０．０１〜
０．１０　％、Ｎｉ　Ｏ，１〜４．０　％、Ｃｕ０１〜
ｌＯ％、Ｃｒ　０．１〜１．Ｏ’ｌｒ、Ｍｏ　０．０５
〜０．３０％、Ｃａ　Ｏ，０００５〜０．００５％、Ｒ
ＥＶ　０．００１〜０．（１３０％の１種捷たは２種以
上を含有させたものである。

これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼の特徴
を損なうことなく、強度、靭性の向上及（１４） び製造板厚の拡大ラミ■能とすることにあり、その儒刀
Ｏ量は自らｆｆ３１１限されるべき性′貞のものである
。

Ｎｂは圧延組織の細粒化焼入性の向上と析出硬化のため
含有させるもので強度、靭性ケ共に向上させる重要な元
素であるが、仙ｌ１１４１冷却材では００８係超えて添
加しても材゛１４上効果なく、捷だ溶接性及びＨＡＺ靭
性に廟“害であるため上限（ｚ　０．０８％に画定した
。また、下限ＯＯｌチは材′ｍ上の効果全七する最小量
である。

ＶはＮｂとほぼ同様の効果をもつが、上限はいずれも０
．１０％まで計容できる。

ＮｉはＨＡＺの硬化性及び靭性に悪影響を与えること寿
ぐ、母材の強度、靭性を向上させるが、４，０ａＩｂを
超えるとＨＡＺの硬化性、靭性に好ましくないため上限
を４０％とした。

ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果と共に、耐食性、耐水素誘
起割れ特性等にも効果がある。しかし、１、０　％　’
に超えるとＮｉｋ添加しても圧延中にＣｕ−クラックが
発生し、製造が難しくなる。このため上成金１．０％と
した。

Ｃｒは母材及び溶接部の強度を旨め、水素誘起割れ等に
も効果を崩するが多きに失するとＨＡＺの硬化性を増大
させ靭性及び溶接性の低下全１イ４き好１しくない。そ
の上限は１０％である。

Ｍｏは母材の強度、靭性を共に向上させる元素であるが
Ｃｒと同様多きに失□すると・焼入性を増大させ、母材
、溶接部靭性及び浴接性の劣化を招き好゛ましくない。

その上限は０３％である。

なお、これらの元素の添加量の下限ケよ、材質」＝の顕
著彦効来が得られるための最少必９３１ｆ＋ｆとするこ
とが望１しく、Ｎｂ、Ｖは０．０１％、Ｎｌ　＋　Ｃ１
ｌ　ｒＣｒは０１係、Ｍｏは１３．０５　％である。

Ｃａ　、　ＲＥＭはＩＶｉｎＳを球状化させシャルピー
吸収エネルギー倒撃値を向上させる他、圧延によって延
伸化したＭｎＳと水素による内部欠陥の発生を防止する
。ＲＥＭの含有量については０００１％未膚であると実
用上効果がなく、筐た０、０３係を超えて添加するとＲ
ＥＭ−８’ｆたはＲＥＭ　−０−８が大計に生成して大
型介在物し０、鋼の靭性のみ力らずｌ＃浄度を害しまた
溶接性に悪影４を及ぼず。このため上１奴を０．０３％
とした。

Ｃ＆についてもＲＥＭと同様の効果をもちその有効範囲
は０．０００５〜０．００５％である。

次に本発明の実施例について述べる。

転炉一連鋳工程で製造した種々の化学成分の鋳片を用い
、製造プロセスを変えて板厚１６〜３２ｍｕの鋼板を製
造した。母材及び浴接部の機械的性質を表１に示した。

本発明法で製造した鋼板はいずれも漬れた母材及び溶接
部特性を有しているのに対して、本発明によら力い比較
り、４４は母材あるいは溶接部特性のいずれかが不満足
で、溶接用鋼材としてのバランスにかけている。

比較、瀾中、ｔ、Ａ１はＴｉを含有しないため、粗Ａ立
となり母材、浴接部の靭性が劣っている。

鋼１０は本発明鋼１と同一の化学成分であるが、冷却停
止温度が高過ぎるため、強度の上昇が少々い。

鋼１１に本発明鋼３と同一の化学成分であるが、鋼１０
同様冷却停止温度が高いため、強度の上昇が少ない。

（１７） 鋼１２は本発明鋼５と同一の化学成分であるが、圧延終
了から冷却１での時間が早く、材質バラツキかあり、強
度は十分であるが母材靭性が劣っている。

鋼１３．１４は本発明鋼６と同一の化学成分であるが、
それぞれ冷却速度、冷却停市温度が本発明法と異なるた
め強度の上昇が少ない。

（１８）

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）　　ＣＯ，００５〜０．１４％、ＳｉＯ，６％以
   下、　Ｍｎ（）、７〜２２％　、　Ｓ　Ｏ，００８係以
   下、　Ａ／＝　０．００５〜１）、　０８％　、　Ｔｌ
   　Ｏ，００４〜１３．０３％、ＮＯ，００７％以下、残
   部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片ｋ、１０００〜
   １２００℃の温度範囲に加熱し、９００℃以下の圧下量
   が６０％以上、かつ仕上７Ｍ　３が６４０〜８５０℃と
   なるように圧延會行い、圧延終了後３０〜１８０秒経過
   後、ｉｏ〜４０し秒の耐却速度で５００℃以下、任意の
   温度まで冷却することを特徴とする＾強度高靭性鋼の製
   造法。
2. （２）　　Ｃ０，００５〜０．１４％、５ｌｌ）、６％
   以下ｒ　Ｍｎ０．７〜２．２％、３０．００８％以下、
   　ＡｔＵ、００５〜０．０８チ、ＴｉＯ，００４〜０．
   ０３チ、ＮＯ，ｔ１０７％以下ＶＣ加エテ、Ｎｂ　Ｏ，
   ０１〜０．１　Ｏｎ　、　Ｖｏ、０１〜０．１０％　、
   　Ｎｉ　Ｏ，１〜４．　Ｏｑｉ）、　Ｃｕ　Ｏ，１〜１
   ．０％、ｃｒｏ、ｉ〜１．　ｏ％、　Ｍｏ　０．０５〜
   Ｌ）、３０　ｑｂ、　Ｃａ　Ｏ，０００５〜０、　Ｉ）
   　０５係、　ＲＥＭ　Ｏ，００３〜０．０３　％の１４
   ４！す１２種以上を含有させ、残部Ｆｅ及び不可避的不
   純物からなる鋼片全、１０００〜１２００℃の温度範囲
   Ｖこ加熱し、９００℃以下の圧下量が６０チ以上、かつ
   仕上温度が６４０〜８５０℃となるようｖＣＩ’ｉ：、
   延分行い、圧延終了後３０〜１８０秒経過後、ｌＯ〜４
   ０し發の冷却速度で５００℃以下、任行の７１！度１で
   冷却することを特徴とするＭｉ強度旨靭（’Ｉ鋼の製造
   法。