JPS5996218A - 二相系低炭素強靭高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
二相系低炭素強靭高張力鋼板の製造方法Info
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- JPS5996218A JPS5996218A JP20578882A JP20578882A JPS5996218A JP S5996218 A JPS5996218 A JP S5996218A JP 20578882 A JP20578882 A JP 20578882A JP 20578882 A JP20578882 A JP 20578882A JP S5996218 A JPS5996218 A JP S5996218A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
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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。
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、寒冷地向はラインパイプ用として好適な、
ニイ目系低炭素強靭高張力鋼板を圧延のままで製造する
方法に関するものである。
ニイ目系低炭素強靭高張力鋼板を圧延のままで製造する
方法に関するものである。
近年、世界のエネルギー需要の増大により、アラスカ、
カナダ、北極圏、シベリア、及び北海等の苛酷な気象条
件の地にも、大規模な油田、天然ガス［１１が発見され
、それを開発するだめの輸送用、ｌｌｌ′１１情（ライ
ンパイプ）の需要も大幅に増加してきている。そして、
これら寒冷地向はラインパイプ或いは深海用？１σ底ラ
インパイプには、単に苛酷な自然条件に耐えるというだ
けではなく、輸送効率向上のだめに、更なる高強度化（
Ａ’ Ｓ Ｔ Ｍ規、洛のＸ−’ｉ’ｏ 〜８０．或い
はＸ−１００級）、並びに厚肉化が要求されるようにな
ってきた。
カナダ、北極圏、シベリア、及び北海等の苛酷な気象条
件の地にも、大規模な油田、天然ガス［１１が発見され
、それを開発するだめの輸送用、ｌｌｌ′１１情（ライ
ンパイプ）の需要も大幅に増加してきている。そして、
これら寒冷地向はラインパイプ或いは深海用？１σ底ラ
インパイプには、単に苛酷な自然条件に耐えるというだ
けではなく、輸送効率向上のだめに、更なる高強度化（
Ａ’ Ｓ Ｔ Ｍ規、洛のＸ−’ｉ’ｏ 〜８０．或い
はＸ−１００級）、並びに厚肉化が要求されるようにな
ってきた。
従来、６４１強度で高靭性、待て低温靭性に優れたライ
ンパイプ用鋼を得るには、溶接性を考慮してＶ＋Ｎｂを
わずかたけ添加するに止めた低炭素当量の低合金鋼を制
御圧延し５その組織をフェライトパーライト化すること
が実施されていたが、このような従来のフェライトパー
ライト鋼では、なお強度が不足するため、かかる要求を
満たずことができなかったのである。
ンパイプ用鋼を得るには、溶接性を考慮してＶ＋Ｎｂを
わずかたけ添加するに止めた低炭素当量の低合金鋼を制
御圧延し５その組織をフェライトパーライト化すること
が実施されていたが、このような従来のフェライトパー
ライト鋼では、なお強度が不足するため、かかる要求を
満たずことができなかったのである。
そこで、上述のようなラインパイプの要求に応する対策
として、例えば特公昭５７−４６８８号公報、或いは１
．１開昭５５−１００９２４号公報にも示されるように
、焼入れ性を向上し高強度を得るためにＴｊ、−Ｂ処理
した鋼を、制御圧延によってベイナイト鋼とし、この低
温変態組織の硬質・高強度ｑ寺性を活用する方法も試み
られているが、この方法によれば、低Ｎ化又は厳密な条
件によるＴ工添加が必要となり、必ずしも容易な製造方
法ではなく、悶強度化にもいま一つ限界があった。
として、例えば特公昭５７−４６８８号公報、或いは１
．１開昭５５−１００９２４号公報にも示されるように
、焼入れ性を向上し高強度を得るためにＴｊ、−Ｂ処理
した鋼を、制御圧延によってベイナイト鋼とし、この低
温変態組織の硬質・高強度ｑ寺性を活用する方法も試み
られているが、この方法によれば、低Ｎ化又は厳密な条
件によるＴ工添加が必要となり、必ずしも容易な製造方
法ではなく、悶強度化にもいま一つ限界があった。
ところで、一般に、鋼の焼入れ性を向上するだめに添加
されるＢ成分は鋼中のＮ分との親和力が強いので、Ｂ処
理を施す（Ｂを添加する）場合には、Ｔｉ−Ｂ処理やＡ
Ａ −Ｂ処理の如（Ｔｉ或いはＡεを同作させて、Ｎを
Ｔ１やＡｇで固定する必要がある。
されるＢ成分は鋼中のＮ分との親和力が強いので、Ｂ処
理を施す（Ｂを添加する）場合には、Ｔｉ−Ｂ処理やＡ
Ａ −Ｂ処理の如（Ｔｉ或いはＡεを同作させて、Ｎを
Ｔ１やＡｇで固定する必要がある。
そして、通常行なわれるＴｉ−Ｂ処理の場合には、極く
微量のＴｉが上記のよ・うなＮ固定作用を果すものであ
り、また、この微量Ｔ１によって形成される微細なＴｉ
Ｎが溶接熱影響部の靭性改善作用を示すということから
、添加するＴ１の量を、１ｉｆｔ中のＮ量との関係で、
例えば５ −０．０１≦Ｔ１（％）−３，４Ｎ（鉤≦００２゜或い
は、 ０ ≦’工’ｌ（％）−３，４Ｎ（％）≦ ０． ０
１ 。
微量のＴｉが上記のよ・うなＮ固定作用を果すものであ
り、また、この微量Ｔ１によって形成される微細なＴｉ
Ｎが溶接熱影響部の靭性改善作用を示すということから
、添加するＴ１の量を、１ｉｆｔ中のＮ量との関係で、
例えば５ −０．０１≦Ｔ１（％）−３，４Ｎ（鉤≦００２゜或い
は、 ０ ≦’工’ｌ（％）−３，４Ｎ（％）≦ ０． ０
１ 。
等のように微妙に調整しなければならないと言ったよう
な、面ｆｌｌな制約が必要であった。致方トンのオーダ
で大計生産するラインパイプ用鋼にとっては、このよう
なことＩ″ｉ製鋼技術管理の面における正大な問題であ
り、この点でも上記各公報に記載のようなＴｉ−Ｂ処理
鋼は工業上満足できるものではなかつだのである。
な、面ｆｌｌな制約が必要であった。致方トンのオーダ
で大計生産するラインパイプ用鋼にとっては、このよう
なことＩ″ｉ製鋼技術管理の面における正大な問題であ
り、この点でも上記各公報に記載のようなＴｉ−Ｂ処理
鋼は工業上満足できるものではなかつだのである。
本発明者等は、」二連のような観点から、良好な溶接性
を備えた低炭素当量の組成でありながらも、１：：：３
強度と高靭性とを兼備し、苛酷な条件下でのラインパイ
プ用に供しても十分に満足し得る高張力ｊｉｉ１１を、
Ｔ」とＮとの関係における複雑な制限等を要することな
く製造すべく種々の実験・研究を繰返した結果、Ｎｌ）
、及びＢ並びにＴｉを添加して強度不足を補った低炭素
・低合金鋼を比軸的低温に加熱して、粗圧延時にγ粒を
再結晶させると、Ｂ成分の粒界偏析が生じて焼入れ性が
向上し、これを更に」５定の条件でｆｌｉ！Ｉ御圧延す
ると、細粒のフェライトとマルテンサイトの二相組織と
なり、Ｔｉ添加量の格別な制御を行うことなく、極めて
高い強度と優れた靭性とを兼ね備えた鋼板が得られるこ
とを見出しだのである。
を備えた低炭素当量の組成でありながらも、１：：：３
強度と高靭性とを兼備し、苛酷な条件下でのラインパイ
プ用に供しても十分に満足し得る高張力ｊｉｉ１１を、
Ｔ」とＮとの関係における複雑な制限等を要することな
く製造すべく種々の実験・研究を繰返した結果、Ｎｌ）
、及びＢ並びにＴｉを添加して強度不足を補った低炭素
・低合金鋼を比軸的低温に加熱して、粗圧延時にγ粒を
再結晶させると、Ｂ成分の粒界偏析が生じて焼入れ性が
向上し、これを更に」５定の条件でｆｌｉ！Ｉ御圧延す
ると、細粒のフェライトとマルテンサイトの二相組織と
なり、Ｔｉ添加量の格別な制御を行うことなく、極めて
高い強度と優れた靭性とを兼ね備えた鋼板が得られるこ
とを見出しだのである。
しかしながら、実、験室的試験結果から得られた上記知
見に基づいて実操業による試験・検討を続けている過程
で、実験室的な薄スラブからの圧延の場合には、確かに
上記のような方法で強度並びに靭性の侵れた高張力鋼板
を得ることができるけれども、実際の厚スラブの圧延で
は強度の点で十分に′／ｌｊ、７足できる鋼板が待られ
ないという問題に遭遇したのである。
見に基づいて実操業による試験・検討を続けている過程
で、実験室的な薄スラブからの圧延の場合には、確かに
上記のような方法で強度並びに靭性の侵れた高張力鋼板
を得ることができるけれども、実際の厚スラブの圧延で
は強度の点で十分に′／ｌｊ、７足できる鋼板が待られ
ないという問題に遭遇したのである。
そこで１本発明者等は、その原因を究明すべく更に研究
を重ねたところ、 （ａ＋ 実験室的な薄スラブの圧延では、粗圧延後の
冷却速度が速く、仕上圧延までの間に冷却待ち時間がほ
とんど無いのに対して、実際の厚スラブ圧延では、板材
圧延にしても、ホットコイル圧延にしても、粗圧延と仕
上圧延との間に比較的長い冷却待時間が存在し、この間
は、通常、空冷或いは場合により一部水シャワーを施す
こともあるが。
を重ねたところ、 （ａ＋ 実験室的な薄スラブの圧延では、粗圧延後の
冷却速度が速く、仕上圧延までの間に冷却待ち時間がほ
とんど無いのに対して、実際の厚スラブ圧延では、板材
圧延にしても、ホットコイル圧延にしても、粗圧延と仕
上圧延との間に比較的長い冷却待時間が存在し、この間
は、通常、空冷或いは場合により一部水シャワーを施す
こともあるが。
いずれにしても徐冷となってしまうので、粗圧延の際に
粒界に偏析しだ固溶ＢがＢＮとして析出してしま、い、
仕上圧延後の冷却過程での有効Ｂが極゛（／ めて少ざくなるので、著しく焼入れ性が低下してＪ’ｆ
ｔ望のマルテンサイトを得られなくなること、（【〕）
そこで、粗粗圧延子から仕上圧延までの間を、冷却速度
、′７℃／渡以上の加速冷却とすると、Ｎ含有量がＯ，
００１０〜Ｏ，ＯＣ） ５０％の範囲内であれば、上述
のように多量のＢＮ析出が抑制されて固溶Ｂ量及び固＠
Ｎｂ量が増加し、Ｔ１含有量の少ないときはもちろん、
ＴｉがＮの３，４倍以上添加された場合にも確実に高強
度化の効果が認められ、従来法におけるように、Ｔｉに
よるＮの固定を平衡論的に解釈することがこの場合には
当てはまらないこと、 （Ｃ） 仕上圧延における未再結晶γ域での圧延は■
３の有効活用には必ずしも効果的ではないが、上記の圧
延中間温度域（粗圧延と仕」二圧延の間）の加速冷却に
加えて、仕」二圧延を１３ Ｎの析出しにくい８５０℃
以下で行い、かつ微細αの析出促進を行うと、未変態γ
部には溶質原子が濃縮されて焼入れ性が増大するので、
フェライトとマルテンサイトの二相鋼を作っても、必ず
しもＢの効果を弱める結果にならないこと、 以上（ａ）〜（Ｃ）に示す如き新たな知見を得るに至っ
たのである。
粒界に偏析しだ固溶ＢがＢＮとして析出してしま、い、
仕上圧延後の冷却過程での有効Ｂが極゛（／ めて少ざくなるので、著しく焼入れ性が低下してＪ’ｆ
ｔ望のマルテンサイトを得られなくなること、（【〕）
そこで、粗粗圧延子から仕上圧延までの間を、冷却速度
、′７℃／渡以上の加速冷却とすると、Ｎ含有量がＯ，
００１０〜Ｏ，ＯＣ） ５０％の範囲内であれば、上述
のように多量のＢＮ析出が抑制されて固溶Ｂ量及び固＠
Ｎｂ量が増加し、Ｔ１含有量の少ないときはもちろん、
ＴｉがＮの３，４倍以上添加された場合にも確実に高強
度化の効果が認められ、従来法におけるように、Ｔｉに
よるＮの固定を平衡論的に解釈することがこの場合には
当てはまらないこと、 （Ｃ） 仕上圧延における未再結晶γ域での圧延は■
３の有効活用には必ずしも効果的ではないが、上記の圧
延中間温度域（粗圧延と仕」二圧延の間）の加速冷却に
加えて、仕」二圧延を１３ Ｎの析出しにくい８５０℃
以下で行い、かつ微細αの析出促進を行うと、未変態γ
部には溶質原子が濃縮されて焼入れ性が増大するので、
フェライトとマルテンサイトの二相鋼を作っても、必ず
しもＢの効果を弱める結果にならないこと、 以上（ａ）〜（Ｃ）に示す如き新たな知見を得るに至っ
たのである。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであって
、Ｃ： ０００５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．５％以下
、 Ｍｎ ： １．２〜３．０％、 Ｎｂ： ０．０１
〜０．１８％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０４０％、
Ｂ ：Ｏ，０Ｏ０２〜０００２０％、１．Ｔ ：Ｏ
，０Ｏ１０〜Ｏ，ＯＯ５０％、 ｓｏＬ、Ａε：０．０
１〜００６％を含有するとともに、さらに必要に応じて
、Ｃｕ、Ｃｒ及びＭＯのうちの１種以上二０５０係以下
、１負及びＣｏのうちの１種以上：１０％以下、■及び
Ｚｒのうちの１種以上：０．１５％以下、 Ｌａ、 Ｃ
ｅ及びＣａのうちの１種以上：０．０５％以丁から選ば
れる成分のうちの１踵以」二をも含有し、Ｆｅ及び不可
避不純物、残り、から成る成分組成の鋼を、１０００〜
１１５０℃に加熱後、９５０℃以上の温度域にて粗圧延
を行い、続いてスラブの冷却速度が７Ｃ／ ｓｅｃ以」
−となるような加、速冷却にて該スラブを８．５０℃以
下にまで冷却してから、該ｌ晶度域での累−ｆｒ□圧下
率が５０係以上となるような圧延を施すとともに７８０
〜６００℃で圧延を終了し、ついで空冷又は水冷するこ
とにより、微細なフェライトさマルテンサイトから成る
ニイ・目混合組織を生成ぜしめ、圧延のままで極めて高
い靭性と強度とを兼備した冒張力３４ｆｌ板をイｑるこ
とに特徴をイアするものである。
、Ｃ： ０００５〜０．０５０％、Ｓｉ：０．５％以下
、 Ｍｎ ： １．２〜３．０％、 Ｎｂ： ０．０１
〜０．１８％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０４０％、
Ｂ ：Ｏ，０Ｏ０２〜０００２０％、１．Ｔ ：Ｏ
，０Ｏ１０〜Ｏ，ＯＯ５０％、 ｓｏＬ、Ａε：０．０
１〜００６％を含有するとともに、さらに必要に応じて
、Ｃｕ、Ｃｒ及びＭＯのうちの１種以上二０５０係以下
、１負及びＣｏのうちの１種以上：１０％以下、■及び
Ｚｒのうちの１種以上：０．１５％以下、 Ｌａ、 Ｃ
ｅ及びＣａのうちの１種以上：０．０５％以丁から選ば
れる成分のうちの１踵以」二をも含有し、Ｆｅ及び不可
避不純物、残り、から成る成分組成の鋼を、１０００〜
１１５０℃に加熱後、９５０℃以上の温度域にて粗圧延
を行い、続いてスラブの冷却速度が７Ｃ／ ｓｅｃ以」
−となるような加、速冷却にて該スラブを８．５０℃以
下にまで冷却してから、該ｌ晶度域での累−ｆｒ□圧下
率が５０係以上となるような圧延を施すとともに７８０
〜６００℃で圧延を終了し、ついで空冷又は水冷するこ
とにより、微細なフェライトさマルテンサイトから成る
ニイ・目混合組織を生成ぜしめ、圧延のままで極めて高
い靭性と強度とを兼備した冒張力３４ｆｌ板をイｑるこ
とに特徴をイアするものである。
なお、二相混合組織を有する高強度熱延鋼板をイＩＩる
ために、圧延終了後、フエライＩ・が生成する温度域ま
で徐冷してフェライトを生成させた後急冷する方、去が
知られているが、この高強度熱延鋼板の製造方法にも本
発明法を活用することが可能であり、これにより、更に
高グレードの高強１度熱延ｊｉｊｉ板を製造することが
可能である。
ために、圧延終了後、フエライＩ・が生成する温度域ま
で徐冷してフェライトを生成させた後急冷する方、去が
知られているが、この高強度熱延鋼板の製造方法にも本
発明法を活用することが可能であり、これにより、更に
高グレードの高強１度熱延ｊｉｊｉ板を製造することが
可能である。
また、従来の厚板圧延においても、圧延能率の点から粗
圧延終了から仕」二圧延開始までの間を水冷することが
あるが、通常の冷却法ではＢＮ析出の抑制が不十分であ
って、この発明におけるような効果を得ることができな
いものである。
圧延終了から仕」二圧延開始までの間を水冷することが
あるが、通常の冷却法ではＢＮ析出の抑制が不十分であ
って、この発明におけるような効果を得ることができな
いものである。
ついで、この発明の方法において、鋼の成分組成、加熱
温度、粗圧延７品度、スラブ冷却速度、仕上圧延温度、
仕」−圧延における累積圧下率、及び仕上圧延終了温度
を上述のように限定した理由を説明する。
温度、粗圧延７品度、スラブ冷却速度、仕上圧延温度、
仕」−圧延における累積圧下率、及び仕上圧延終了温度
を上述のように限定した理由を説明する。
Ａ）鋼の成分組成
■ Ｃ
Ｃ成分には、鋼の強度を確保する作用があるが、その含
有量がＯ，ＯＯ５％未満では前記作用に所望の効果が得
られないので高強度鋼を得ることができず、一方０．０
５０％を越えて含有させると、島状マルテンサイトの増
加による母材及び溶接部の靭性劣化を招くようになるこ
とから、その含有量をＯ，ＯＯ５〜ｏ、 ０．５０％と
定めた。
有量がＯ，ＯＯ５％未満では前記作用に所望の効果が得
られないので高強度鋼を得ることができず、一方０．０
５０％を越えて含有させると、島状マルテンサイトの増
加による母材及び溶接部の靭性劣化を招くようになるこ
とから、その含有量をＯ，ＯＯ５〜ｏ、 ０．５０％と
定めた。
■ ５Ｉ
Ｓｉ成分は、鋼の脱酸剤として有効な成分ではあるが、
その含有量が０５％を越えると介在物が増加して溶接性
を劣化するようになることから、その含有量を０５％以
下と定めた。
その含有量が０５％を越えると介在物が増加して溶接性
を劣化するようになることから、その含有量を０５％以
下と定めた。
■ ト４ｒ１
１４ｎ成分には、旬月及び溶接部の強度並びに靭性を向
」−する作用があるが、その含有量が１２％未汐すでは
１）；」記作用に所望の効果を得ることができず、一方
３０％を越えて含有させると、島状マルテンサイトの増
加により靭性劣化、さらにはＭｎの偏析増加により耐水
素誘、・起割れ性の劣化を来たすようになることから、
その含有量を１２〜３０％と定めだ。
」−する作用があるが、その含有量が１２％未汐すでは
１）；」記作用に所望の効果を得ることができず、一方
３０％を越えて含有させると、島状マルテンサイトの増
加により靭性劣化、さらにはＭｎの偏析増加により耐水
素誘、・起割れ性の劣化を来たすようになることから、
その含有量を１２〜３０％と定めだ。
■ Ｎ１）
Ｎｂ成分には、結晶粒を微細ｆヒし、析出によって１；
ｉｌの強度を向上する作用があるが、その含有量が０．
０１％未満ては前記作用に所望の効果が得られず、一方
０．１８％を越えて含有させると溶接性を劣化すること
となるので、その含有量をＯ○１〜０、１．８％と定め
た。
ｉｌの強度を向上する作用があるが、その含有量が０．
０１％未満ては前記作用に所望の効果が得られず、一方
０．１８％を越えて含有させると溶接性を劣化すること
となるので、その含有量をＯ○１〜０、１．８％と定め
た。
■ Ｔ１
Ｔｉ成分には、スラブ加熱時のγ粒粗大化を抑制したり
、溶接部組織を微細化する作用があるが、その含イ１量
かＱ、００５％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方０．０４％を越えて含有させると溶接熱影響部
（ＨＡＺ）靭性を劣化するようになることから、その含
有量を０００５〜００４％と定めた。
、溶接部組織を微細化する作用があるが、その含イ１量
かＱ、００５％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方０．０４％を越えて含有させると溶接熱影響部
（ＨＡＺ）靭性を劣化するようになることから、その含
有量を０００５〜００４％と定めた。
■ Ｎ
Ｎ成分には、Ｔｉ成分並びにＡＱ酸成分それぞれＴｉＮ
及びＡＩ！Ｎを形成し、スラブ加熱時のγ粒成長を抑制
する作用があるが、その含有量がＯ，ＯＱ １０係未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方０． Ｏ工
２０％を越えて含有させると溶接熱影響部（Ｉ−＋ Ａ
Ｚ ）靭性を劣化するようになることから、その含有
量を０．００１０〜００１２０係と定めた。なお、≦１
ｆｉｉ成分としてＢを添加した場合には、Ｎ含有量が０
．００３０％未満であると低温靭性を損なうベイナイト
組織が形成されて靭性の劣化を来たすので、その含有量
を０．００３０−０．０１２０％とするのが好ましい。
及びＡＩ！Ｎを形成し、スラブ加熱時のγ粒成長を抑制
する作用があるが、その含有量がＯ，ＯＱ １０係未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方０． Ｏ工
２０％を越えて含有させると溶接熱影響部（Ｉ−＋ Ａ
Ｚ ）靭性を劣化するようになることから、その含有
量を０．００１０〜００１２０係と定めた。なお、≦１
ｆｉｉ成分としてＢを添加した場合には、Ｎ含有量が０
．００３０％未満であると低温靭性を損なうベイナイト
組織が形成されて靭性の劣化を来たすので、その含有量
を０．００３０−０．０１２０％とするのが好ましい。
■ ｓｏｂ−Ｍ
ｓｏｔ０Ｍ成分には、鋼の脱酸作用があるほか、前述の
ようにＮ成分とＡＱＮを形成してスラブ加熱時のγ粒成
長抑９ｊ１］作用もあるが、その含有量が０．０１係未
ｉｔ！Ａｉでは前記作用に所望の効果が得られず、一方
０．０６％を越えて含有させると溶接熱影響部の靭性を
劣化するようになることから、その含有量を０．０１〜
００６％と定めた。
ようにＮ成分とＡＱＮを形成してスラブ加熱時のγ粒成
長抑９ｊ１］作用もあるが、その含有量が０．０１係未
ｉｔ！Ａｉでは前記作用に所望の効果が得られず、一方
０．０６％を越えて含有させると溶接熱影響部の靭性を
劣化するようになることから、その含有量を０．０１〜
００６％と定めた。
■ Ｂ
Ｂ成分は、島状マルテンサイト生成を助長してｊｌｆｔ
、ｌの強度を向」二させる作用を有しているが、その含
有量が０． ＯＯ０２４未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方０． ＯＯ２０％を越えて含有させる
と母材並びに溶接熱影響部の靭性を劣化するようになる
ので、その含有量を０．０００２〜Ｏ，ＯＯ２０係と定
めた。
、ｌの強度を向」二させる作用を有しているが、その含
有量が０． ＯＯ０２４未満では前記作用に所望の効果
が得られず、一方０． ＯＯ２０％を越えて含有させる
と母材並びに溶接熱影響部の靭性を劣化するようになる
ので、その含有量を０．０００２〜Ｏ，ＯＯ２０係と定
めた。
■ Ｃｕ
Ｃｕ成分には、鋼の強度、靭性、並びに耐食性を向上さ
せる作用があり、これらの特性をより向上させる場合に
必要に応じて含有せしめられるものであるが、０５％を
越えて含有させるとスラブに熱間割れを発生しやすくな
ることから、その含有Ｙ１′Ｌを０．５０％ｊづ、下と
定めた。
せる作用があり、これらの特性をより向上させる場合に
必要に応じて含有せしめられるものであるが、０５％を
越えて含有させるとスラブに熱間割れを発生しやすくな
ることから、その含有Ｙ１′Ｌを０．５０％ｊづ、下と
定めた。
［相］ Ｃｒ、及びＭ。
これらの成分には、＆ｌｌ１ｉの強度及び靭性を向上す
る作用があるので、これらの特性をさらに「自」上させ
る場合に必要に応じて添加されるものであるカス、それ
ぞれ０５係を越えて含有させると、母４珂゛並びに溶接
部の靭性を劣化するようになること力・ら、その含有量
を０．５０％と定めた。
る作用があるので、これらの特性をさらに「自」上させ
る場合に必要に応じて添加されるものであるカス、それ
ぞれ０５係を越えて含有させると、母４珂゛並びに溶接
部の靭性を劣化するようになること力・ら、その含有量
を０．５０％と定めた。
ＯＮｌ、及びＣＯ
これらの成分には、ｆｌｉｌｉの強度、靭性、及び耐食
性を向上させる作用があるので、これらの４寺中生をさ
らに向上させる場合に必要に応じて添カ目されるもので
あるが、それぞれ１．０％を越えて含有させると、母材
並びに溶接部の靭性を劣イヒするように力ることがら、
その含有量を１．０％以］τと定めた。
性を向上させる作用があるので、これらの４寺中生をさ
らに向上させる場合に必要に応じて添カ目されるもので
あるが、それぞれ１．０％を越えて含有させると、母材
並びに溶接部の靭性を劣イヒするように力ることがら、
その含有量を１．０％以］τと定めた。
＠ Ｖ
■成分には２、鋼材の強度及び靭性をＵ−ｈするイ′巨
用があるので、これらの特性をさらに向上させる場合に
必要に応じて添加されるものであるカー、０．１５％を
越えて含有させると溶接部の靭・１生劣イヒを来たすよ
うになるので、その含有量を０．１５％以下と定めｆ−
ｃ。
用があるので、これらの特性をさらに向上させる場合に
必要に応じて添加されるものであるカー、０．１５％を
越えて含有させると溶接部の靭・１生劣イヒを来たすよ
うになるので、その含有量を０．１５％以下と定めｆ−
ｃ。
リ Ｚｒ
Ｚｒ成分には、鋼中のＡ系介在物を減少させで−その強
度並びに靭性を向上させる作用があるので、これらの特
性をさらに向上させる場合に必要に応じて添加されるも
のであるが、０１５％を越えて含有させると、内部欠陥
発生により母相並びに溶接部の靭性劣化を来たすように
なることから、その含有量を０．１５％以下と定めた。
度並びに靭性を向上させる作用があるので、これらの特
性をさらに向上させる場合に必要に応じて添加されるも
のであるが、０１５％を越えて含有させると、内部欠陥
発生により母相並びに溶接部の靭性劣化を来たすように
なることから、その含有量を０．１５％以下と定めた。
Ｑ Ｌａ、 Ｃｅ、及びＣａ
これらの成分には、靭性劣化をもたらす鋼中介在物を球
状１ヒする作用があるので、鋼の靭性をさらに向上させ
る場合に必要に応じて添加されるものであるが、０．０
５％を越えて含有させると鋼の熱間加工性が劣化するこ
とから、その含有量を０．０５％以下と定めた。
状１ヒする作用があるので、鋼の靭性をさらに向上させ
る場合に必要に応じて添加されるものであるが、０．０
５％を越えて含有させると鋼の熱間加工性が劣化するこ
とから、その含有量を０．０５％以下と定めた。
なお、不！Ｕ駅不純物として混入されるＰ及び８分は、
良好な低温靭性を確保するためには少ないほど好ましく
、できればＰ：○Ｏ］０％以下、Ｓ：ｏ、ｏｏｓ％す、
下とすることが推奨される。
良好な低温靭性を確保するためには少ないほど好ましく
、できればＰ：○Ｏ］０％以下、Ｓ：ｏ、ｏｏｓ％す、
下とすることが推奨される。
Ｂ）加熱温度
圧延の際の加熱温度が］１５０℃を越えると、スラブ加
熱時のγ粒粗大化によって圧延組織も粗大なものとなり
、 ｊ！ｊｌｆｌ板の靭性を劣化することとなる。一方
１０００℃より低い温度であると、スラブ製造工程で生
成したＢＮ及びＮｂＮの分解が不十分であり、圧延終了
後の固溶Ｂ、固溶Ｎｂの量を十分に確保できなく々つで
強度低下を来たすことから、その温度を１０００〜１１
５０℃と定めた。
熱時のγ粒粗大化によって圧延組織も粗大なものとなり
、 ｊ！ｊｌｆｌ板の靭性を劣化することとなる。一方
１０００℃より低い温度であると、スラブ製造工程で生
成したＢＮ及びＮｂＮの分解が不十分であり、圧延終了
後の固溶Ｂ、固溶Ｎｂの量を十分に確保できなく々つで
強度低下を来たすことから、その温度を１０００〜１１
５０℃と定めた。
Ｃ）粗圧延温度
９５０℃以上の温度域での粗圧延によって、γの１１丁
結晶、細粒化が促進され、鋼板靭性が向上するうえ、こ
の温度域であれば多量のＢＮ、ＮｂＮの析出が抑制され
て、圧延後の鋼板の焼入れ性が大きく低下しないもので
あるが、粗圧延温度が９５０℃未満ではγ粒の細粒化が
生じに＜＜、圧延組織に粗大なベイナイトを生成して靭
性劣化を来たすようになることから、その温度を９５０
℃以上と定めた。
結晶、細粒化が促進され、鋼板靭性が向上するうえ、こ
の温度域であれば多量のＢＮ、ＮｂＮの析出が抑制され
て、圧延後の鋼板の焼入れ性が大きく低下しないもので
あるが、粗圧延温度が９５０℃未満ではγ粒の細粒化が
生じに＜＜、圧延組織に粗大なベイナイトを生成して靭
性劣化を来たすようになることから、その温度を９５０
℃以上と定めた。
Ｄ）スラブの冷却速度
粗圧延と仕」二圧延間のスラブの冷却速度が７℃／ ｓ
ｅｃより小さいと、十分な固溶Ｂが得られず、強度の低
下を招くようになることがら、冷却速度を７℃／ｓｅｃ
以Ｈ二と定めた。なお、このような冷却速度を得る手段
としては、例えばスラブに水スプレーを施す方法等が採
用できる。
ｅｃより小さいと、十分な固溶Ｂが得られず、強度の低
下を招くようになることがら、冷却速度を７℃／ｓｅｃ
以Ｈ二と定めた。なお、このような冷却速度を得る手段
としては、例えばスラブに水スプレーを施す方法等が採
用できる。
第１図は、粗圧延後の空冷材と水スプレー材との強度を
比較した図表であるが、第１図からも、空冷したものに
比して水スプレーしたものの強度が格段に高いことが明
白である。
比較した図表であるが、第１図からも、空冷したものに
比して水スプレーしたものの強度が格段に高いことが明
白である。
］リ 仕上圧延条件
仕上圧延は、８５０ 、℃以下で、累積圧下率：５０％
以」二の圧延を行い、’ｉ’８０〜６００℃で終了しな
ければならないが、この温度域での圧延では１３ Ｎが
析出しに＜＜、焼入れ性をほとんど低下することがない
。圧延温度が８５０℃を越えると、ＢＮの析出が促進さ
れて強度低下を来たすこととなり、また、圧下率が５０
係よシ小さいと十分な微卸１αが得られず、靭性を劣化
することとなる。
以」二の圧延を行い、’ｉ’８０〜６００℃で終了しな
ければならないが、この温度域での圧延では１３ Ｎが
析出しに＜＜、焼入れ性をほとんど低下することがない
。圧延温度が８５０℃を越えると、ＢＮの析出が促進さ
れて強度低下を来たすこととなり、また、圧下率が５０
係よシ小さいと十分な微卸１αが得られず、靭性を劣化
することとなる。
そして、圧延終了温度が７８０℃よりも高い場合には圧
延組織が十分に細粒とならず、鋼板の強度及び靭性を劣
化することとなり、一方、圧延が６００℃よりも低い温
１ｚで終了すると島状マルテンザイト歴が減少し、また
析出したフェライトを加工することにもなるので、やは
り１ｔＪｉｌｆｌ板の強度並びに靭性を劣化する。以上
のような理由から、仕上圧延条件を上記のように定めた
。
延組織が十分に細粒とならず、鋼板の強度及び靭性を劣
化することとなり、一方、圧延が６００℃よりも低い温
１ｚで終了すると島状マルテンザイト歴が減少し、また
析出したフェライトを加工することにもなるので、やは
り１ｔＪｉｌｆｌ板の強度並びに靭性を劣化する。以上
のような理由から、仕上圧延条件を上記のように定めた
。
つぎに、この発明を実施例により、比較例と対比しなが
ら具体的に説明する。
ら具体的に説明する。
実施例 １
まず、真空溶解によって、Ｃ１００４０％、 Ｓｉ：０
．、’３ ０ ％ 、 Ｍｎ： １． ９ １
％ 、 ｐ 二 ｏ 、 ００５ ％
、 Ｓ： ０．００４％、Ｎｂ： ０．０
４６％、Ｔｉ 二 ０．０１ ０ ％。
．、’３ ０ ％ 、 Ｍｎ： １． ９ １
％ 、 ｐ 二 ｏ 、 ００５ ％
、 Ｓ： ０．００４％、Ｎｂ： ０．０
４６％、Ｔｉ 二 ０．０１ ０ ％。
Ｂ ：Ｏ，０Ｏ１９％、Ｎ ：０．００３６％、 ５
ｏＬ−Ａ＋！ ： ０．０３５％、Ｆｅ及びその他の不
純物、残り、から成る鋼を溶製した。
ｏＬ−Ａ＋！ ： ０．０３５％、Ｆｅ及びその他の不
純物、残り、から成る鋼を溶製した。
つぎに、この９ｉｘｌを用いて、第１表に示されるよう
な条件で板拐を製造した。なお、粗圧延と仕」ユ圧延と
の間の冷却速度が８℃／ｓｅｃである本発明方法１〜９
では、冷却を水スプレーによって行い、冷却速度が１
’Ｃ／ ｓｅｅである比較法１０〜１日では空冷又は徐
冷によって冷却を行った。
な条件で板拐を製造した。なお、粗圧延と仕」ユ圧延と
の間の冷却速度が８℃／ｓｅｃである本発明方法１〜９
では、冷却を水スプレーによって行い、冷却速度が１
’Ｃ／ ｓｅｅである比較法１０〜１日では空冷又は徐
冷によって冷却を行った。
このようにして得られた鋼板について、その機械的１牛
Ｉｎを調べたところ、同じく第１表に示されるような結
果が召Ｊられた。そして、第１図はこの結果の一部をも
とにして作成されたものである。
Ｉｎを調べたところ、同じく第１表に示されるような結
果が召Ｊられた。そして、第１図はこの結果の一部をも
とにして作成されたものである。
第１表及び第１図からも明らかなように、本発明方法１
〜９ににる３１）′ω板は（９れた強度と靭性を兼ね備
えているのに対して、冷却速度が遅い比較法１０〜１８
によって製造された鋼板は、前記４１匹のいずれか、又
は両方が劣っているとの結果が得らり、た。
〜９ににる３１）′ω板は（９れた強度と靭性を兼ね備
えているのに対して、冷却速度が遅い比較法１０〜１８
によって製造された鋼板は、前記４１匹のいずれか、又
は両方が劣っているとの結果が得らり、た。
実施例 ２
真空溶Ｂ’ｌもしくは通常の方法によって、第２表にン
」〈されるような化学成分組成の本発明対象鋼■〜＋ｇ
＋ 、及び比較鋼Ｑφ〜（ハ）を溶製し／こ。
」〈されるような化学成分組成の本発明対象鋼■〜＋ｇ
＋ 、及び比較鋼Ｑφ〜（ハ）を溶製し／こ。
ついで、それぞれの鋼を１０．５０℃に加熱してから粗
圧延を施し、温度、９６０℃で翔圧延を終了した後、直
ちに水スプレーによる加速冷却を行−） ７Ｃ。このと
きの冷却速度は１０℃／ ｓｅｅであった。
圧延を施し、温度、９６０℃で翔圧延を終了した後、直
ちに水スプレーによる加速冷却を行−） ７Ｃ。このと
きの冷却速度は１０℃／ ｓｅｅであった。
８２−
第 ３ 表 の ２
スラブの温度が８４０℃に達してから仕上圧延を施し５
６２０℃の温度で圧延を終了した。８５０℃以下での仕
上圧延の累積圧下率は８５係であり、仕」二板厚は１２
． ’ｉ’ ｍ、であった。
６２０℃の温度で圧延を終了した。８５０℃以下での仕
上圧延の累積圧下率は８５係であり、仕」二板厚は１２
． ’ｉ’ ｍ、であった。
仕上圧延終了後直ちに、再度の水スプレーによる、冷却
速度：ｌＯ℃／ ＳｅＣの加速冷却を行い、室温まで降
温した。
速度：ｌＯ℃／ ＳｅＣの加速冷却を行い、室温まで降
温した。
このようにして得られた各鋼板について、その機械的性
質を調べだところ、第３表に示されるような結果が得ら
れた。
質を調べだところ、第３表に示されるような結果が得ら
れた。
第３表に示される結果からも明らかなように、本発明方
法１９〜４６によって得られた鋼板は良好な「強度−靭
性バランス」を示すのに対して、化学成分組成が本発明
の範囲から外れた鋼を使用した比較法４７〜５３によっ
てイ優られた鋼板は、強度或いは靭腟値が所望の値を示
していないことがわかる。
法１９〜４６によって得られた鋼板は良好な「強度−靭
性バランス」を示すのに対して、化学成分組成が本発明
の範囲から外れた鋼を使用した比較法４７〜５３によっ
てイ優られた鋼板は、強度或いは靭腟値が所望の値を示
していないことがわかる。
上述のように、この発明によれば、圧延のままでも、極
めて優れた靭性と高強度とを示し、しかも溶接性にも優
れた鋼板を、格別に複雑な処理操作を要することなく、
低コストで得ることができ、苛酷な条件下でのラインパ
イプ等に使用して極めて７１１１１足てきる結果がイ４
Ｉられるなど、工業」−有用な効果かもたらされるので
ある。
めて優れた靭性と高強度とを示し、しかも溶接性にも優
れた鋼板を、格別に複雑な処理操作を要することなく、
低コストで得ることができ、苛酷な条件下でのラインパ
イプ等に使用して極めて７１１１１足てきる結果がイ４
Ｉられるなど、工業」−有用な効果かもたらされるので
ある。
第１図は、粗圧延終了から仕上圧延までの間を空冷又は
徐冷した鋼材と水スプレーした鋼材との強度を比較した
図表である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１名案 ＩＥＪ
徐冷した鋼材と水スプレーした鋼材との強度を比較した
図表である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１名案 ＩＥＪ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．００５〜０．０５０％。 Ｓｉ：０．５ ％ 以 −ト 。 Ｍｎ ： １．２〜３．０％。 Ｎｂ：０．０１〜０．１８％。 ’Ｉ’ｉ： ｏ、ｏ Ｏ５〜００４０襲。 １３ ：０．０００２〜０．００２０％。 Ｎ：０００１０−０．００５０％。 ｓｏ！、、ＡＱ ： Ｏ○１〜０．０６％。 を含有するとともに、さらに必要に応じて、Ｃ’ｕ、Ｃ
ｒ及びＭＯのうちの１種以上：０．５０％以下。 Ｎｊ及びＣｏのうちの１種以上：１．０ＳｌＩ下。 ■及びＺｒのうちの１種以１ ： ０．１５％以下。 Ｌｅｙ ＋ Ｃｃ及びＣａのうちの１独り上：０．０．
５％以下。 から選ばれる成分のうちの１種以上をも含有し、Ｆｅ及
び不可ｉ敗不純物：残り、 かう成る成分組成（以上重量％）の鋼を、１０００〜１
１５０℃に加熱後、９５０℃す、上の温度域にて粗圧延
を行い、続いてスラブの冷却速度が７℃／ ｓｅｃ以上
となるような加速冷却にて該スラブを８５０℃以下にま
で冷却してから、該温度域での累積圧下率が５０％以上
となるような圧延を施すとともに７８０〜６００℃で圧
延を終了し、ついで空冷又は水冷することにより、微細
なフェライトとマルテンサイトから成る二相混合組織を
生成せしめることを特徴とする高強度高靭性高張力鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20578882A JPS5996218A (ja) | 1982-11-24 | 1982-11-24 | 二相系低炭素強靭高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20578882A JPS5996218A (ja) | 1982-11-24 | 1982-11-24 | 二相系低炭素強靭高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5996218A true JPS5996218A (ja) | 1984-06-02 |
| JPH0118967B2 JPH0118967B2 (ja) | 1989-04-10 |
Family
ID=16512677
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20578882A Granted JPS5996218A (ja) | 1982-11-24 | 1982-11-24 | 二相系低炭素強靭高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5996218A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01275719A (ja) * | 1988-04-26 | 1989-11-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高靭性を有する厚鋼板の製造法 |
| US5102619A (en) * | 1989-06-06 | 1992-04-07 | Latrobe Steel Company | Ferrous alloys having enhanced fracture toughness and method of manufacturing thereof |
| JP2007277680A (ja) * | 2006-04-11 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 |
| JP2008144216A (ja) * | 2006-12-08 | 2008-06-26 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 |
| JP2008248338A (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Kobe Steel Ltd | 疲労亀裂進展抵抗性および溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼材 |
| WO2011142356A1 (ja) * | 2010-05-10 | 2011-11-17 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度鋼板及びその製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5843131A (ja) * | 1981-09-08 | 1983-03-12 | 富士通株式会社 | 過電圧保護回路 |
| JPS5877531A (ja) * | 1981-11-04 | 1983-05-10 | Kawasaki Steel Corp | セパレ−シヨンの少ない高靭性高張力鋼板の製造方法 |
| JPS58100625A (ja) * | 1981-12-11 | 1983-06-15 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 |
| JPS5983722A (ja) * | 1982-11-05 | 1984-05-15 | Kawasaki Steel Corp | 低炭素当量非調質高張力鋼板の製造方法 |
-
1982
- 1982-11-24 JP JP20578882A patent/JPS5996218A/ja active Granted
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5843131A (ja) * | 1981-09-08 | 1983-03-12 | 富士通株式会社 | 過電圧保護回路 |
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Cited By (7)
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| JPH01275719A (ja) * | 1988-04-26 | 1989-11-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高靭性を有する厚鋼板の製造法 |
| US5102619A (en) * | 1989-06-06 | 1992-04-07 | Latrobe Steel Company | Ferrous alloys having enhanced fracture toughness and method of manufacturing thereof |
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| JP2008144216A (ja) * | 2006-12-08 | 2008-06-26 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法 |
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| WO2011142356A1 (ja) * | 2010-05-10 | 2011-11-17 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度鋼板及びその製造方法 |
| US9238848B2 (en) | 2010-05-10 | 2016-01-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel sheet and method for producing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0118967B2 (ja) | 1989-04-10 |
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