JPS5896818A - 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 - 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】 この発明は、厚板、ラインパイプ用鋼板、型鋼。

および棒鋼などの鋼材の製造にかかり、特に制御圧延と
強制冷却の組み合せによって強度と低温靭性にすぐれた
熱間圧延鋼材を製造する方法に関するものである。

従来、強度および低温靭性にすぐれた鋼材を製造する方
法として制御圧延法が知られているが、この制御圧延法
ではＡｒｇ変態点近傍での強圧下が必要条件であるため
、鋼材の種類によっては必ずしも、このような低温強圧
下圧延を実施することができないものがある。また、厚
板圧延においても、強度・延性バランスの必要上、ある
いは高価な合金元素の節約などの観点から、水冷効果と
の組合せ技術の開発が望まれておシ、現に同一出願人は
、Ａｒ３変態点の直上へのスラブの低温加熱によシ強制
冷却時の靭性劣化を防止する方法を［非調質高張力鋼の
製造法］（特公昭５５−３００４７号公報参照）として
出願している。この先行発明の方法にしたがえば、加熱
温度がさらに高い場合にも制御圧延と強制冷却で高強度
化を容易に行なうことができるが、この場合低温靭性の
劣化が起るものであシ、この点の解決はなされていなか
った。

そこで、本発明者等は、Ａｒ３変態点よシもさらに高い
１０００℃以上の通常の加熱圧延温度範囲の近傍を対象
にして、制御圧延条件と強制冷却条件とを種々検討の結
果、以下に示す条件にて引張強さ：５０〜’７０に９／
−を有し、かつ−６０℃以下ですぐれた低温靭性を示す
鋼材を製造することができるという知見を得たのである
。すなわち、鋼を、Ｃ：０．０２〜０．１８チ、　Ｓｉ
：　Ｏ，’ｉ’％以下。

Ｍｎ：　０．５〜２．０　％、　５ｏｂ−ＩＪ　：　０
．０１〜０．０７％を含有し、さらに必要に応じて強度
向上成分および靭性向上成分として、Ｃｕ：０．５０％
以下、Ｎｉ：３チ以下、　Ｃｒ：　０．５％以下、ＭＯ
：０．２０％以下、Ｖ：０．１５％以下、　Ｎｂ：　０
．１５％以下、’ｐｉ：０．１５ルミ：０．１５チ　０
．１５％以下、Ｌａ：０．０１％以下。

Ｑｅ：　０．０ユチ以下、およびＣａ：Ｏ，０１％以下
のうちの１種または２種以上を含有し、残シがＦｅと不
可避不純物からなる組成（以上重量％、以下チの表示は
すべて重量％を意味する）を有するものに特定し、この
鋼を１０００〜１１５０℃の温度範囲内の温度に加熱し
た後′、９５０℃以上における圧下率または断面減少率
で求まる加工度が４０％以上にして、１パス当りの加工
度が１０チ以上の条件で粗圧延を行なって初期γ流の細
粒化をはかり、ついで９５０℃以下における加工度：５
０チ以上。

最終仕上温度：９００〜７００℃の条件で圧延を行なっ
てγ粒の細粒化をはか９、さらに前記圧延後、仕上温度
がＡｒ３点以上の場合には、仕上温度〜Ａｒ３点−３０
℃の温度範囲内の温度、また仕上温度がＡｒ３点未満の
場合には圧延終了直後の温度のいずれかの所定温度より
２〜ｂ 度で６５０〜５５０℃の温度範囲内の温度まで強制冷却
を行なって強度と靭性を確保し、さらに以後空冷または
徐冷することによって製造された熱間圧延鋼材は、−６
０℃の低温においても高強度と高靭性を具備し、さらに
前記熱間圧延鋼材に必要に応じてＡｃ、変態点以下の温
度で焼戻し処理を施すと、一段と強靭性が改善されるよ
うになるという知見を得たのである。

この発明は、上記知見にもとづいてなされたものである
が、鋼の成分組成および熱間圧延条件を上記の通り限定
した理由を以下に説明する。

（ａｌ　　鋼の成分組成 鋼材に所定の強度を付与するためにＣ成分を含有させる
が、その含有量が０．０２％未満では所望の高強度を確
保することができず、一方０．１８％を越えて含有させ
ると靭性低下をきたすようになることから、その含有量
を０．０２〜０．１８％と定めた。また、Ｓｉ成分には
脱酸作用があシ、０．７％までの含有は許容されるが、
０．７チを越えて含有させると、靭性低下が著しくなる
ことから、その上限値を０．７％と定めた。Ｍｎ成分に
は素地に固溶して、これを固溶強化し、かつ結晶粒を微
細化して強度および靭性を向上させる作用があるが、そ
の含有量が０．５チ未満では前記作用に所望の効果が得
られず、一方２．０％を越えて含有させると、靭性およ
び溶接性が劣化するようになることから、その含有量を
０，６〜２．０％と定めた。さらにＭ成分にはすぐれた
細粒化作用があるが、その含有量がｓ＜＋Ｌ−Ａεで０
．０１％未満では所望の細粒化をはかることができず、
一方ｓｏｂ１Ｍで０．０７％を越えて含有させると、非
金属介在物の量が急激に増加して鋼の靭性が劣化するよ
うになることからその含有量を０．０１〜０．０７％と
定めた。また、この発明の鋼においては、上記の強度向
上成分および靭性向上成分のうちの１種または２種以上
を含有させて、より一層の強化または／および強靭化を
はかることができるが、いずれの成分も上記の上限値を
越えて含有させると、靭性低下をきたすようになること
から、それぞれの上限値を上記の値に定めた。

（ｂ）　　加熱温度 この発明は高いオーステナイト化温度での鋼の圧延を目
的としたものであることから、細粒化のための加熱温度
の下限値を１０００℃とし、一方１１５０℃を越えた温
度に加熱するとオーステナイトの粒成長が著しくなって
所定の細粒化が困難となることから、加熱温度を１００
０〜１１５０℃と定めた。

（ｃ）９５０℃以上の加工度 従来の強制冷却を伴った制御圧延法では粗圧延の条件を
制御する領域まで含めて検討された例は少なく、事実、
先に述べた同一出願人による先行発明の方法においても
、この領域での研究がなされておらず、したがって１０
００℃以上の高温加熱で、かつ強制冷却によって靭性の
すぐれた鋼材を製造する技術の開発は行なわれていない
ものであった。この発明では、特に９５０℃以上での粗
圧延条件に注目し、まずこの領域での断面減少率あるい
は圧下率にて求まる加工度を合計４０％以上と限定した
のである。この４０％の加工度は、９５０℃以上のオー
ステナイト域で再結晶細粒化に必要な最低限の加工度を
示すものである。

また、一般に普通鋼の熱間圧延は多パスの累積圧下から
なるが、圧延の初期段階ではｌパス当９の加工度をあま
シ大きくとれない。一方で１バス当りの加工度が５〜８
％と低いと、オーステナイト粒の歪誘起粒界移動による
異常粒成長が起ることが知られている。この異常粒成長
は、加熱温度を１１５０〜１２５０℃として高温粗大オ
ーステナイト粒を生じさせ、かつ圧延温度が１０５０℃
以上の高温圧延とした場合においてのみ起るものと理解
されていた。しかし、本発明者等が、熱間変形オーステ
ナイト粒の成長挙動を詳細に調査した結果、１１５０℃
以下の低温加熱で初期オーステナイト粒を十分に小さく
すると、１０５０℃以下、９５０℃以上の温度範囲での
圧延で異常粒成長が発生することが判明した。したがっ
て、この温度域での圧延では１バス当りの加工度を１０
チ以上極力大きくすることが、均一オーステナイト粒生
成のポイントであるという知見を得たのである。

すなわち、１バス尚シの加工度を１０％以上とし、かつ
全加工度を４０％以上とすることによシ、実質的にＡｃ
３点直上に加熱したものと同等の細粒オーステナイト組
織を得ることが可能となるのであ条・ また、この発明の特徴の１つに、上記の加熱・圧延条件
の組み合せにおいては、圧延の歪速度をほとんど考慮し
ないでよいことがある。すなわち、従来、オーステナイ
ト域の再結晶による細粒化には圧延の歪速度にも一制限
を付する場合が多いが、上記の加熱・圧延条件と仕上温
度の組み合せにおいては、圧延の歪速度にほとんど関係
なく細粒のオーステナイト組織が得られるのであって、
むしろ高歪度にて加工発熱を伴った場合の方が再結晶細
粒化が促進される場合が認められている。

（ｄ）９５０℃以下での圧延条件 ９５０℃から圧延仕上温度である９００〜７００℃の温
度範囲内の温度までの加工度が５０％以上となる条件で
強圧下を行なった場合に、γ粒の再結晶あるいは未再結
晶域の圧下にょる細粒化が理想的に行なわれるようにな
るのであって、前記温度範囲における加工度が５０％未
満では、強度は高い状態に保持することができるものの
、靭性の低下が著しく、強度と靭性の両特性を確保する
ことができなくなるのである。後述のように、この発明
では７５チ以上の細粒かつ粒状のフェライトを生成せし
めることが靭性を維持する上で必要であるが、その細粒
フェライトを均一に生成せしめる点で５０％以上の加工
度が必要なのである。また、仕上温度を９００〜７００
℃と限定したのは、仕上温度が９００℃を越えると、圧
延終了後にオーステナイト粒が成長したシ、あるいは圧
延にょる細粒化が不十分となシ、一方’ｉ’００１：未
満の仕上温度では圧延中に大量のフェライトが生成して
しまい、次工程の強制冷却による細粒化効果が期待でき
ないという理由によるものである。

（ｅ）　　強制冷却条件 この発明では、細粒化のために圧延終了後上記の所定温
度よシ２〜１５℃／秒の冷却速度で６５０〜５５０℃に
達する温度まで強制冷却する必要があるのであって、こ
の場合冷却速度が２℃／秒未満では、冷却速度が遅すぎ
て十分な細粒化効果が期待できず、一方り５℃／秒を越
えた冷却速度にすると、逆に速すぎてオーステナイトか
らフェライトへの変態を抑制しすぎる可能性があること
から、冷却速度を２〜ｂ また、強制冷却の終了温度を６５０〜５５０℃と定めた
のは、強制冷却終了温度と顕微鏡組織および低温靭性の
関係を詳細に検討した結果、上記圧延条件にて圧延後−
１上記の所定温度よシ２〜１５℃／秒の冷却１度にて６
５０〜５５０℃の温度まで強制冷却が実施される限シに
おいては、粗大なオーステナイト粒から生成する靭性に
有害な低温変態組織は生成せず、しかもパーライト、ベ
イナイト、およびマルテンサイトなどの硬質な微細組織
と共に、７５％以上の粒状の細粒フェライトが生成し、
最も低温靭性のすぐれた状態になることが判明したこと
にもとづくものである。したかって、冷却の終了温度が
６５０℃を越えるとフェライトの細粒化が十分でなく、
一方５５０℃未満の冷却終了温度では７５％以上のフェ
ライト生成量を確保することができないのである。

なお、この発明の方法によって製造された鋼材は、強制
冷却ままの状態で良好な強靭性を有するが、これに必要
に応じてＡＣ，変態点以下の温度での焼もどし処理を施
すと、よシ一層高い靭性、延性、および耐食性を保持す
るようになるものである。

つぎに、この発明の鋼材製造法を実施例により比較例と
対比しながら説明する。

実施例　１ それぞれ第１表に示される成分組成をもった鋼を、１５
０１１１１＋１Ｘ１００朋の寸法をもったスラブに鍛造
した後、このスラブに同じく第１表に示される圧延条件
にて圧延を施すことによって、板厚：１９１ｇの本発明
熱延鋼板１〜８および比較熱延鋼板１〜７をそれぞれ製
造した。なお、比較熱延鋼板は、いずれも圧延条件のう
ちのいずれかの条件第　　　　２　　　表 がこの発明の範囲から外れた条件で製造されたもので、
第１表において※印が付された条件がこれに該当するも
のである。

づいで、この結果得られた本発明熱延鋼板１〜８および
比較熱延鋼板１〜７について、引張シ試験および衝撃試
験を行ない、引張シ試験においては、引張シ強さくＴ、
Ｓ、）、降伏点（ｙ、ｓ、）、および伸び（Ｅ／！、）
を測定し、また衝撃試験では、破面遷移温度（ｖＴｓ）
、並びに０℃および一６０℃におけるＶノツチエネルギ
ー値（ｖＥｏおよびｖＥ−６ｏ）をそれぞれ測定した。

これらの測定結果を第２表に合せて示した。

第１表および第２表に示される結果から、この発明の範
囲から外れた圧延条件で製造された比較熱延鋼板１〜７
においては、引張９特性および衝撃特性のいずれかが劣
ったものになっているのに対して、この発明の圧延条件
にしたがって製造された本発明熱延鋼板１〜８は、いず
れも高強度および高靭性を有し、特に低温においてすぐ
れた靭性を示すことが明らかである。

実施例　２ それぞれ第３表に示される成分組成をもった鋼ヲ、１５
０Ｈ１×１５０ＨＨの寸法をもったビレットに成形した
後、このビレットに同じく第２表に示される圧延条件に
て圧延を施すことによって、直径：３２朋φを有する本
発明棒鋼１〜７および比較棒鋼１〜６をそれぞれ製造し
た。なお、比較棒鋼は、いずれも圧延条件がこの発明の
範囲から外れた条件で製造されたものであシ、該当条件
に※印を付し、第３表に表示した。

ついで、この結果・得られた本発明棒鋼１〜７および比
較棒鋼１〜６について、実施例１におけると同様に引張
シ試験および衝撃試験を行ない、引張シ試験においては
引張シ強さくＴ、Ｓ、）、降伏点（ｙ、ｓ、）、および
伸び（Ｅｔ）を測定し、また衝撃試験では破面遷移温度
（ｖＴｓ）、並びに０℃および一６０℃におけるＶノツ
チエネルギー値（ｖＥｏおよびｖＥ−６０）をそれぞれ
測定した。これらの測定結果を第４表に合せて示した。

第３表および第４表に示される結果から、この第　　　
　４　　　表 発明の範囲から外れた圧延条件で製造された比較棒鋼１
〜６においては、実施例１におけると同様に強度または
靭性、特に低温靭性が劣っているのに対して、この発明
の圧延条件にしたがって製造された本発明棒鋼１〜７は
、いずれも高強度および高靭性を有し特に０℃以下の低
温においても著しくすぐれた靭性をもつことが明らかで
ある。

また、この発明の方法によれば、引張強さ：５０〜’７
０　ｋｇ／ｍｒｌの高強度と、−６０℃以下の良好な衝
撃試験特性を有する厚板および棒鋼のみならず、同程度
の特性を有するＨ形鋼などを製造することができ、しか
も得られた鋼材は良好な強靭性とともに、良好な強度−
延びバランス、すなわち通常の方法によって製造された
鋼材の同一強度を有するものよシも高い延性を有し、か
つ細粒フェライトの均一分布組織を有し、通常の低温圧
延鋼材にみられるようなバンド組織の生成がないので、
これが悪影響を及ぼしていると考えられている線材の線
引性、絞シ性、およびサワーガスに対する耐食性などに
も良好な波及効果をもたらすのである。

出願人　　住友金属工業株式会社 代理人　　富　　１）　和　　夫

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８チ、Ｓｌ：０
   ．７％以下、　Ｍｎ：　０．５〜２．０％、　５ｏｔ−
   ｆｉＪｌ二〇、０１〜０．０７チを含有し、残シがＦｅ
   と不可避不純物からなる組成を有する鋼を、１０００〜
   １１５０℃の温度範囲内の温度に加熱した後、９５０℃
   以上における加工度が４０％以上にして、かつｌパス当
   シの加工度が１０チ以上の条件で粗圧延を行なって初期
   γ粒の細粒化をはかシ、ついで９５０℃以下における加
   工度＝５０５０チ、最終仕上温度：９００〜７００℃の
   条件で圧延を行ない、さらに前記圧延後所定温度から２
   〜ｂ 速度で６５０〜５５０℃の温度範囲内の温度まで強制冷
   却し、以後空冷または徐冷することによって、ミクロ組
   織にて粒状のフェライトの体積率ニア５チ以上を有する
   細粒組織としたことを特徴とする高強度とすぐれた低温
   靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法。
2. （２）重量％で、Ｃ：　０．０２〜０．１８チ、Ｓｉ：
   ０．７チ以下、　Ｍｎ二〇、５〜２．０％、　ｓｏｔ、
   ＡＡ　：　０．０１〜０．０７　％を含有し、さらにＣ
   ｕ：　０．５０％以下。 Ｎ１：３％以下、　Ｃｒ：　０．５　％以下、ＭＯ：０
   ．２０％以下、Ｖ：０．１５％以下、　Ｎｂ：　０．１
   ５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、　Ｚｒ：　０．１５
   ％以下、　］、ａ：　０．０１％以下、　Ｃｅ：　０．
   ０１　％−以下、およびＣａ：０．０１％以下のうちの
   １種または２種以上を含有し、残シがＦｅと不可避不純
   物からなる組成を有する鋼を、１０００〜１１５０℃の
   温度範囲内の温度に加熱した後、９５０℃以上における
   加工度が４０％以上にして、かつｌバスａｂの加工度が
   １０％以上の条件で粗圧延を行なって初期γ粒の細粒化
   をはかり、ついで９５０℃以下における加工度：５０チ
   以上、最終仕上温度：９００〜７００℃の条件で圧延を
   行ない、さらに前記圧延後所定温度から２〜ｂ 度範囲内の温度まで強制冷却し、以後空冷または徐冷す
   ることによって、ミクロ組織にて粒状のフェライトの体
   積率：′７５％以上を有する細粒組織としたことを特徴
   とする高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材
   の製造法。