JPS5952687B2 - 低温靭性のすぐれた調質型高張力鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は低温靭性のすぐれた調質型高張力鋼板の製造法
、特に制御圧延と調質処理とを組合せた低温靭性の優れ
た調質型高張力鋼板の製造法に関する。

制御圧延を行なった非調質型鋼の場合、組織が微細化す
ることにより低温靭性の著しい改善が図られるが、強靭
性とりわけ高強度の点では焼入れ、焼もどしを行なうい
わゆる調質型鋼が焼ならしあるいは圧延のままの非調質
型鋼に比較してすぐれている。

しかしながら、従来、調質処理に際し、焼入時の再加熱
工程でその前履歴は消却されてしまうと考えられていた
ため、調質前の鋼板の加熱圧延条件は特に考慮されるこ
となく、いわゆる普通圧延と称される圧延が行なわれ、
このような特に制御されることのない圧延により得た鋼
板に対して調質処理を施している。

本発明者らはこれらの点に着目し、研究を重ねたところ
、鋼組織および圧延条件によっては前履歴として後の調
質処理に有利に影響する場合があり、むしろ前履歴を積
極的に利用すべきとの知見を得た。

ところで、鋼の靭性を評価する試験法の１つにバラチル
式落重試験法（以下Ｂ−ＤＷＴＴと記す）がある。

これはガス輸送用ラインパイプの脆性破壊の伝播停止特
性を評価するために多用されている試験法である。

ラインパイプの場合、８５％延性の破面遷移温度（以下
ＦＡＴＴと記す）がパイプの使用温度以下であれば、脆
性破壊亀裂の伝播に対し停止特性を有するとされている
。

また、靭性試験には通常プレスノツチによって、切欠を
つけたプレスノツチ試験片が使用されるが最近になって
、調質鋼の場合には脆性ビードを肉盛溶接後切欠を機械
加工した試験片（以下、脆性ビード試験片と略称する）
、あるいは引張または曲げ試験により引き裂いたシャー
プな形状の切欠をつけた試験片（以下、プレクラック試
験片と略称する）で評価する必要のあること力線す明し
た。

すなわち、この点に関する従来の知見によれば、ライン
パイプに多用される制御圧延鋼ではプレスノツチ試験片
による落電試験のＦＡＴＴとシャルピー試験の破面遷移
温度とおよび前記ＦＡＴＴと実際のラインパイプの破壊
特性とは良い対応関係がある。

しかし、調質鋼の場合、シャルピー試験の破面遷移温度
あるいはプレスノツチ試験片を使った落電試験（以下Ｄ
ＷＴＴと記す）によるＤＷＴＴ特性つまりＦＡＴＴでは
、脆性破壊の発生特性と伝播停止特性を分離し得す、そ
のため正確な伝播停止特性を評価できない。

したがって、脆性ビード試験片あるいはプレクラック試
験片によるＤＷＴＴ特性が唯一の脆性評価法になってい
る。

ここに、本発明者らは、調質型鋼のＤＷＴＴ特性改善を
目的として、種々研究開発してきたが、調質型鋼の場合
、ＦＡＴＴの改善とりわけ脆性ビード試験片を使ったと
きの改善は極めて困難であるとの知見を得た。

なおかかる特性はＮｉの積極的な添加によって改善され
るが、多量のＮｉの使用は、調質鋼を寒冷地向ラインパ
イプ、その他低温靭性の要求される構造物に使用する際
に鋼材の経済性を損ねることになる。

かくして、本発明の目的は、ＦＡＴＴ特に脆性ビード試
験片を使ったＤＷＴＴのＦＡＴＴを改善した安価な調質
型鋼の製造法を提供することである。

すなわち、本発明の目的は、ＤＷＴＴによって評価され
る脆性破壊の伝播停止特性を改善したより低温のＦＡＴ
Ｔ特性を有する調質型鋼板の製造法を提供することであ
る。

本発明者らは、上述のような目的から種々研究の結果、
前述のような調質鋼においても前履歴が大きく影響する
という研究成果と相俟って少量のＮｂを含有する鋼をＮ
ｂの炭化物、窒化物Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）が十分に固溶する温
度である１１５０℃以上に加熱、圧延後、Ａｒ３変態点
の近傍での強圧下圧延によって、制御圧延による前履歴
を有効に利用でき、焼入れ焼もどし後のＤＷＴＴ特性が
著しく改善されることを見出し、本発明を完成した。

かかる特性の改善は、１１５０℃以上の温度に加熱する
ことによって一旦固溶したＮｂが圧延歪により歪誘起析
出し均一なＮｂ （Ｃ，Ｎ） となって地鉄中に分散す
ること、および制御圧延による前組織の均一細粒化の重
畳効果により調質後のミクロ組織が従来法に対し著しく
細粒化されることによるものである。

そして、本発明にしたがえば、例えば０℃あるいは一４
０℃以下の使用に耐える脆性破壊の伝播停止特性のすぐ
れた調質型の寒冷地用ラインパイプあるいはかかる特性
の要求される構造用鋼板を安価に製造することが可能に
なる。

したがって、本発明は、重量％で、Ｃ：０．２０％以下
、Ｓｉ：１，０％以下、Ｍｎ ： ２．０％以下、Ｎｂ
：０、０１５〜０．１０％、Ｓｏｌ、 ＡＩ ： ０．
０１５〜０．１０％、必要によりさらニＣｕ：１．０％
以下、Ｎｉ ： ＩＱ％以下、Ｃｒ：２％以下、および
Ｍｏ：１．０％以下からなる群から選んだ少なくとも１
種および／またはＶ：０．１０％以下Ｔｉ ： ０．１
０％以下およびＢ：０，０１％以下から成る群から選ん
だ少なくとも１種を含む、残部鉄および不可避的不純物
からなる鋼を１１５０℃以上に加熱してから粗圧延を行
ない、次いで９００℃以下で仕上板厚に対し６５％以上
の圧下率にて少なくとも８００℃以下で圧下率５０％以
上の圧延を行ないかつ圧延終了温度をオーステナイトと
フェライトの二相域の７５０〜６８０℃とし、さらに圧
延終了後鋼を一旦室温または室温近くまで冷却したのち
、再びＡｃ３直上に加熱焼入れ、次いでＡＣ１以下に焼
もどしを行なうことを特徴とする、低温靭性の優れた調
質型高張力鋼板の製造法である。

本発明において鋼の化学組成を限定した理由は次のとお
りである。

Ｃ：鋼の強度を高めるが、過度に存在すると溶接性と靭
性とが害されるので上限を０．２０％とする。

Ｓｉ：鋼の強度を高めるが、過度に存在すると溶接性と
靭性とが害されるので上限を０．１％とする。

Ｍｎ：鋼の強度および靭性を高める元素であるが過度に
存在すると溶接性を害するので上限を２．０％とする。

Ｎｂ：本発明を遂行するに必要不可欠の元素であり、細
粒化のための有効な析出物の量を確保するためには、０
．０１５％以上の添加が必要であり、一方０．１０％を
越えると完全固溶温度が高くなり、未固溶Ｎｂの量が増
すことおよび溶接性を害することから上限を０．１０％
とする。

Ｓｏｌ、ＡＩ：鋼の脱酸、窒素の固定およびＡＩＮの細
粒化効果などから、０．０１５〜０．１０％の範囲が望
ましい。

Ｃｕ、 Ｎｉ、 Ｃｒ、 Ｍｏ ： コれらの元素は鋼
の焼入性を高め、強度を改善する効果を有するが、添加
量が多くなると、熱間加工性、溶接性あるいは経済性を
損ねることから、Ｃｕ ： １．０％以下、Ｎｉ ：
１０％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ ： １，０％以下
とする。

Ｖ、Ｔｉ、１３：これらの元素はいずれも調質鋼の強度
を高めるのに有効な元素であるが、添加量が多くなると
靭性を害することがらＶ ： ０．１０％以下、Ｔｉ
： ０．１０％以下、Ｂ：０，０１％以下とする。

次に、本発明において加熱圧延条件を限定した理由を次
に述べる。

本発明は、Ｎｂ （Ｃ，Ｎ）の析出物を均一に分散析出
させて焼入時のオーステナイト粒を細粒化する方法であ
る。

圧延素材のスラブは鋼塊法による分塊圧延後のスラブ、
または連続鋳造法によるスラブなど特に制限されず使用
に供せられる。

前記組成を有するスラブは、凝固直後に生成したと思わ
れる、あるいはスラブの脱水素保温除冷中に成長したと
思われる巨大なＮｂ （Ｃ，Ｎ）が存在するためそれら
を一旦オーステナイト中に再固溶させた後に細粒化に有
効な形態で再析出させねばならない。

そのために実験的に求めた最適な加熱温度は本発明に係
る前記の限度鋼種では１１５０℃以上である。

この温度より低いと巨大なＮｂ（Ｃ１Ｎ）の再固溶が進
行せず後の圧延過程での歪誘起析出を期待できない。

このような観点からは１２００℃以上の加熱が好ましい
が、圧延後のミクロ組織の細粒化効果からは低いほどよ
く、両者の兼ねあいから１１５０℃を下限とした。

加熱後のスラブは普通粗圧延を実施する。

この粗圧延条件は特に規制する必要はないが、オーステ
ナイトの再結晶細粒化の点からは１０００℃以上で行な
うことが望ましい。

Ｎｂ （Ｃ，Ｎ）の歪誘起析出と組織の細粒化はＡｒ３
変態点近傍の強圧下によって導入される。

そのためにオーステナイトの未再結晶温度域である９０
０℃以下で少なくとも６５％以上の圧下率が必要である
。

９００℃を越えた温度で強圧下を行なってもその温度で
Ｎｂ （Ｃ，Ｎ）が析出してしまいこれは粗大不均一析
出するから好ましくない。

６５％未満の圧下では有効な微細Ｎｂ （Ｃ，Ｎ）の析
出の促進や、ミクロ組織が細粒化が十分でない。

さらに微細均一にＮｂ （Ｃ，Ｎ）を析出させ、ミクロ
組織をより細かくするにはＡｒ３点直上の８００℃以下
で５０％以上の圧下を行なうことが有効であ′る。

これらの圧延は主としてオーステナイト域でのＮｂ （
Ｃ，Ｎ）析出を誘起させるのに有効であるとともに、歪
誘起フェライトの生成をうながし、多量の細粒フェライ
トを生成せしめるので前組織の細粒化に有効である。

フェライト域での析出を誘起するにはγ→α変態中の圧
下が望ましくその温度域は７５０〜６８０℃間が最適で
あるところから圧延仕上温度をこの温度範囲に限定した
。

この温度域の圧下により微細なＮｂ （Ｃ，Ｎ）が、圧
下のない場合に較べて、著しく均一、多量に鋼中に分散
析出するのである。

仕上げ熱間圧延を行なった鋼板に対して更に通常の焼入
れ焼もどしの調質条件は特に制限されないが、仕上げ熱
間圧延により得られた前組織としての細粒組織と歪誘起
析出により均一に析出したＮｂ （Ｃ，Ｎ）との前履歴
を有効に利用するために、ＡＣ３点直上、好ましくは８
５０〜９５０℃に加熱し、水焼き入れを行ない、次いで
ＡＣ１点以下好ましくは５８０〜６５０℃に焼きもどす
。

なお、従来、調質鋼において前履歴が消去すると考えら
れていた理由は次の通りである。

従来、調質鋼は熱間圧延を終了後再び鋼のＡｃ３変態を
利用して、その直上に再加熱されるのが一般的であった
。

この過程で細粒オーステナイト粒が得られるので、前組
織が粗大粒、混合組織であつても、このＡＣ３変態点を
通過させることで、前履歴が消去されると考えられてい
た。

本発明はこれがＮｂの作用と重畳する時において、前組
織を細粒にしておくことの効果が発揮されることを見出
したのである。

すなわち調質鋼においては、Ｎｂは従来あまり、その利
用が試みられなかった。

それはＮｂがＡＣ３直上での溶解度を有さないので、■
はど鋼の強化に有効に寄与しないからであった。

本発明はこのような理由から見過されていたＮｂの効果
を鋼の強化ではなく靭性に対して役立てようとするもの
である。

そのために種々検討した結果得られた方法が前述のよう
なＮｂ（Ｃ，Ｎ）の歪誘起析出を利用する方法である。

ちなみに■はむしろＡＣ３直上で溶解度を有するから、
鋼の強化に有効であり、反面Ｎｂのような作用をするこ
とができずに靭性改善に析出物を利用するアイデアが見
のがされていたのである。

このようにＮｂ （Ｃ，Ｎ）の微細析出物と、細かな前
組織とが重畳して、焼入時の細粒オーステナイ１〜を得
、かつ焼入組織の細粒化がはじめて、有効に機能するの
である。

なお、本発明における調質処理は、圧延終了後、そのま
まの形状に行なってもよく、あるいは目的形状に冷間ま
たは冷間で成形した後に行なってもよい。

以下、本発明を実施例に関連させてさらに具体的に説明
する。

実施例 第１表に化学組成を示す１２種の鋼を用いて、第２表に
示す加熱、圧延条件に従って厚さ１９ｍｍおよび２５ｍ
ｍの圧延鋼板を製造した。

これを９３０℃に加熱、焼入後、６５０〜５８０℃の焼
もどしを行なってから機械試験を実施した。

落電試験としては、Ｂ−ＤＷＴＴ試験およびＮＲＬ試験
を行なった。

Ｂ−ＤＷＴＴ試験には、鋼板の圧延方向に対し直角方向
から原厚の試験片を採取し、切欠部にはあらかじめ脆性
ビードを肉盛した後、切欠を機械加工した脆性ビード試
験片を使用した。

通常低温用鋼板の脆性破壊の伝播停止特性評価に採用さ
れているＮＲＬ落重試験では、鋼板の圧延方向に沿って
ＮＲＬ試験片を採取し、ＮＤＴ温度を求めた。

本例では参考のためにＮＲＬ落重試験も行なった。

第２表には加熱圧延条件とともにこれらの試験の結果を
まとめて示す。

第２表のＡ、Ｂ、Ｃ鋼はＮｂの効果および一次圧延の加
熱温度の影響を調べた結果である。

Ａ鋼を使用した実施例１〜３と比較例１〜３との対比に
より、含Ｎｂ鋼の場合、１１５０℃以上に加熱すること
により、ＦＡＴＴが著しく改善されたことが分かる。

Ｂ鋼を使用した比較例２の場合、本発明の加熱圧延条件
を満足するもののＮｂ無添加であるため、その他につい
てはＡ鋼とほとんど同一成分にもかかわらすＦＡＴＴは
高温のままである。

一方、Ｃ鋼を使用した比較例３では、Ｎｂ量が本発明に
よる必要量に達しないためＦＡＴＴの改善効果が十分で
ない。

次に、Ｄ鋼を用いて、低温圧延条件の影響をみると、実
施例３に対し比較例４．５はいずれも圧延仕上温度が高
く本発明の限度範囲を外れるものであって、ＦＡＴＴが
高温となっている。

これはＮｂ （Ｃ，Ｎ）の析出と細粒化が不十分なため
である。

８００℃以下で５０％の圧下量を示し、仕上温度が７５
０〜７００℃である実施例４．５において初めて安定し
たＦＡＴＴが得られるのが分かる。

Ｂ鋼ないしＬ鋼は実用的目的から種々の化学組成の組合
せによって本発明の効果を確認したものである。

Ｎｂを含まないＢ鋼および■鋼を使用した比較例６およ
び７に対しいずれも本発明の範囲内に含まれる実施例６
〜１１はいずれも優れたＤＷＴＴ特性およびＮＤＴ特性
を示す。

以上からも理解されるように、本発明によれば寒冷地向
ラインパイプ用として優れた低温靭性を有する鋼板の製
造が可能であって、具体的にはＡＰＩ （米国石油協会
）規格×６０ないし×７０、あるいは×８０および×１
００級であって０℃あるいは一４０℃以下の使用に耐え
るラインパイプの製造が可能である。

その際、圧延鋼板を熱処理した後に冷間成形により大径
鋼管としてもよく、あるいは先に鋼管に成形加工した後
に熱処理をしても本発明による効果を失なうことはない
。

また、ＤＷＴＴ試験と同一ではなく比較的軸い試験法で
あるＮＲＬ落重試験においてもＮＤＴ温度の改善に効果
のあることを確認した。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、 Ｃ：０．２０％以下、ｓｉ：ｉ、ｏ％以下、Ｍｎ ：
   ２．０％以下、Ｎｂ ： ０，０１５〜０．１０％、Ｓ
   ｏｌ、ＡＩ ： ０．０１５〜０．１０％ 残部鉄および不可避的不純物から成る鋼を１１５０℃以
   上に加熱してから粗圧延を行い、次いで９００℃以下で
   仕上板厚に対して６５％以上の圧下率で、しかもその圧
   下の５０％以上を８００℃以下の温度範囲で圧延を行い
   、かつ圧延終了温度をオーステナイ１〜とフェライトの
   二相域の７５０〜６８０℃とし、さらに圧延終了後一旦
   室温又は室温近くまで冷却し、次いでＡＣ３点直上に加
   熱して焼入れ、焼もどしを行うことを特徴とする低温靭
   性の優れた調質型高張力鋼板の製造法。 ２ 重量％で、 Ｃ：０．２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ ：
   ２．０％以下、Ｎｂ ： ０，０１５〜０．１０％、Ｓ
   ｏｌ、Ａｌ ： ０，０１５〜０．１０％ さらにＣｕ ： １．０％以下、Ｎｉ ： １０％以下
   、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ ： １．０％以下、ｖ：ｏ、
   ｉｏ％以下、Ｔｉ ： ０．１０％以下およびＢ：０，
   ０１％以下からなる群より選んだ少なくとも一種、残部
   鉄および不可避的不純物からなる鋼を１１５０℃以上に
   加熱してから粗圧延を行い、次いで９００℃以下で仕上
   板厚に対して６５％以上の圧下率で、しかもその圧下の
   ５０％以上を８００℃以下の温度範囲で圧延を行い、か
   つ圧延終了温度をオーステナイトとフェライトの二相域
   の７５０〜６８０℃とし、さらに圧延終了後一旦室温又
   は室温近くまで冷却し、次いでＡＣ３点直上に加熱して
   焼入れ、焼もどしを行なうことを特徴とする低温靭性の
   すぐれた調質型高張力鋼板の製造法。