JPS601927B2 - 低温じん性にすぐれた非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は高い強度レベルをもち、しかも極めて優れた
低温じん性を有する非調質高張力鋼の製造方法に関する
ものである。

一般に、調質処理を行うことなく、つまり非議質で高い
強さと優れた低温じん性を有する高張力鋼を製造する場
合に、Ｎｂ含有鋼を制御圧延し、その後制御冷却する方
法が知られている。

この方法においては冷却速度に上限を設け、たとえば１
５〜３０午０／Ｓ以下の冷却速度とし微細なフェラィト
−ベイナイト組織を得て、フェライト−パーラィト組織
より高強度化し、しかもじん性がフェライトーパーラィ
ト組織によるものより劣化しないことを利用する。

この方法においては冷却速度が３０００／Ｓの範囲を越
えると高張力化に伴うじん性劣化が生じるので冷却速度
の管理が困難であり、また強度上昇効果も初析フェライ
トが存在するためそれほど大幅なものではなかった。

この発明は非調質高張力鋼につき適切な合金成分範囲と
適切な制御圧延条件の組合せのもと、とくにＡｒ３点以
上の温度で終了した仕上圧延ののち板厚中心部の平均冷
却速度が３０ｄ○／Ｓ〜１０ｏ。

０ノＳの条件で４００〜５５０００に至るまで冷却し、
以後空冷することにより、簡便に高強度−高じん性化さ
れる事実を見出し完成されたものである。

すなわちＣ；０．０３〜０．１５重量％（以下％表示に
ついて同じ）、Ｓｉ；０．０３〜０．０６％，Ｍｎ；０
．５〜２．０％，Ｎｂ；０．００５〜０．１０％および
ＳＯＩＡＩ：０．０６％以下を含有するか又はこれらの
ほかさらに０．１５％以下のＶ、それぞれ０．５％以下
のＮｉ，Ｃｒ，ＣｕおよびＭｏのうち１種または２種以
上を含み、残部は実質的に鉄および不可避の不純物であ
る鋼に１２５０〜１０５０ｑｏ以上の加熱を施してから
、オーステナイト再結晶温度領域において累積圧下率５
０％以上の圧延と引続くオーステナィト末再結晶温度領
域で累積圧下率７０〜９０％の圧延とを加えてその最終
仕上圧延はＡｒ３点以上の温度で終了すること、この圧
延のあとＡｒ３点以上の温度から４００〜５５０℃に至
るまでの温度範囲につき、板厚中心部の平均冷却速度が
３０〜１００００／Ｓの条件で冷却し、その後空冷する
ことの結合に成る低温じん性に優れた非調質高張力鋼の
製造方法である。

この発明の方法によって製造した鋼の組織は、初析フェ
ライト・ベィナィト組織とは異なり、とくに、冷却速度
をはやめてポリゴナル・フェライトの出現を極力防止し
た全体に均一微細な組織であってＮｂの炭窒化物が微細
に析出したいわば低炭素ベイナイトとも称すべきもので
、発明者らは詳細な研究の結果この組織が鋼の強さとじ
ん性をともに著しく改善するのに役立つことも見出し、
この組織を生じさせるための合金成分および加熱−圧延
−冷却条件を見出しこの発明を完成した。

したがってこの発明を構成する要因の第１はその加熱−
圧延条件にある。スラブ加熱温度は、Ｎｂが制御圧延プ
ロセスに果す役割を十分発揮させるためと、冷却過程に
おいてＮｂを微細に析出させるため、オーステブィト中
に完全に固溶する１０５０つＣ以上にする。

一方１２５０ｑｏをこえる加熱は、オーステナィト粒が
粗大化するため、この発明の目的に適合しない。加熱さ
れたスラブにはオーステナィト再結晶温度領域で、累積
圧下率が５０％以上となるまで繰返して圧延を施す。累
積圧下率が５０％に満たないとオーステナィトの加工−
再結晶の繰返し‘こよる紬粒化および整粒化が十分でな
い。そのためその後の圧延−冷却によって組織中に粗大
なべィナィトやマルテンサィトが混入しじん性が箸るし
く害される。しかも、この温度領域の圧延による紬粒化
および整粒化の不十分丸ま、引続くオーステナィト末再
結晶温度領域での圧延によっては補なえないので、５０
％以上と限定した。この累積圧下率の値を高くしたとし
てもやがて細粒化の効果が飽和に達するのみなので、上
限を限定する必要はないが、引続く末再結晶城での７０
〜９０％の圧延が確保されさえすれば、あとはスラブ厚
と製品厚との関係で決定すればよい。つづいてオーステ
ナイト末再結晶温度領域での圧延については、この温度
領域における累積圧下率を７０〜９０％と限定する。

その理由は、７０％末満の圧延ではその後に平均冷却速
度を３０〜１００ｏｏ／Ｓで冷却したとき「冷却速度が
はやいため粗大なべィナイトあるいはマルテンサィトが
混入してじん性が害されることになる。一方９０％をこ
えると上言己のように早い冷却速度であったとしてもポ
リゴナルフェライトが混入し始めるようになり、この発
明の目的に適合しない。オーステナィト再結晶温度領域
およびオーステナィト末再結晶温度領域における圧延は
要するに冷却前のオーステナィト粒をできうるかぎり、
実質的に均一微細化するのが目的であり、それぞれの累
積圧延率が上述の限定を満足しないと冷却前のオーステ
ナィト粒の微細化が不十分となりあるいは均一でなくな
り冷却後の組織に粗大なべィナィトやマルテンサィトな
どの競入組織が混入してじん性が劣化しこの発明の目的
が達成できないのである。

圧延終了温度は前述のようにポリゴナル・フェライトを
析出させない目的からＡｒ３点以上とし、また同じ理由
から冷却開始温度をＡｒ３点以上とする。

この発明を構成する要因の第２は上記加熱−圧延後の冷
却にある。

すなわち上記記圧延につづいてたゞちに冷却を開始する
が板厚中心部における平均冷却速度を３０〜１００ｑｏ
／Ｓと限定した理由はこれより遅い冷却速度で冷却する
と初析ポリゴナルフヱライトが出現し、この発明で目指
す特徴的な組織とはならず、この発明の目的は達成でき
ず一方１００℃／Ｓをこえるとじん性が害されるからで
ある。

３０〜１００００／Ｓの範囲の平均冷却速度でＡｒ３点
以上から冷却を開始し、４００〜５５０００まで急冷す
るが、この温度範囲で冷却を停止する理由は、その停止
以後の空冷過程で、Ｎｂの炭窒化物を微細に析出させて
強さを上昇させるとともに、空冷時の自己焼戻し作用に
よりじん性の向上効果を発揮させるためには４００〜５
５０ｏｏまでの間における冷却を行う必要あることによ
る。

上記の加熱−圧延−冷却条件にしたがうほかこの発明で
はつぎのように化学成分の限定も不可欠である。

まず、Ｃはその含有量が０．０３％未満の場合には高強
度が得られず、またそれが０．１５％以上の場合には溶
酸性が害されるとともに、この発明における加熱−圧延
−冷却条件では焼入組織となってじん性が害され、焼戻
し工程が必要とされる。

次に、Ｓｊは鋼の脱酸を促進し、強さを上昇させるので
少くとも０．０３％以上添加する。しかしあまり多いと
じん性や溶接性が暮るしく損なわれるため最大で０．６
０％にとどめる。Ｍｎは鋼の強さならびにじん性を高め
るので、この発明では積極的に添加する。

しかしＭｎを２．０％を越えて添加すると、溶接割れ感
受性が春るしく高められるのでこれを上限とする。次に
山は製鋼過程において脱酸剤としてはたらき、さらに別
の作用として窒化物を形成して組織を細粒化しじん性を
向上させる。

このことから．ＡＩは０．０６％以下添加する。この発
明においては上記のとうり、Ｃ，Ｓｉ，ＭｎおよびＮを
適正範囲に添加するほかさらにＮｂを添加する。

Ｎｂは高温加熱によって鋼中に固溶し、圧延の間に一部
は炭窒化物として析出する。このためオーステナィトの
再結晶は著るしく遅滞し、圧延によって伸長化し、同時
に粒内に変形帯が導入される。このためオーステナィト
粒は実質上きわめて微細化される。この発明ではこの効
果を最大限に利用するところに一つの特徴があり、その
ためには少くとも０．００５％以上を添加する必要があ
る。しかし、Ｎｂはその量が多くなると溶接時に溶接部
のじん性を低下させるのでこのことからこの発明ではＮ
ｂは０．１０％を上限とする。さらにこの発明法におい
ては圧延後の冷却→冷却停止→空冷の空冷過程において
Ｎｂの炭化物を微細に析出せしめて高強度化をはかると
ころにも特徴がありこのためにも０．００５〜０．１０
％のＮｂが必要とされる。さらに上記の通りの基本成分
系のほかに、高張力化又は板厚増加に適合させるために
Ｖ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＣｕもしくはＭｏなどの元素の１種ま
たは２種以上を添加含有させることができる。

これら元素を添加しても、この発明の特徴は何も失なわ
れることなく、適正に高張力化又は板厚増加の要請にも
応え得るので有効である。しかしこの場合においてもＶ
は０．１５％以上、Ｎｉ，Ｃｒ，ＣｕおよびＭｏについ
てはそれぞれが０．５％以上添加されると溶接性が損な
われるのでこれらを上限とする。次に実施例について詳
述する。

まず第１表に示す組成に溶製し、この供試鋼のうちで鋼
番１は比較例、鋼番２は第１発明、鋼番３〜６は第２発
明の成分範囲内である。

次にこれら各供試鋼は造塊後、分塊圧延してからあるい
は連続鋳造により必要厚みを有するスラブそして、これ
らは第２表に示す通りの加熱−圧延−冷却条件を適用し
た。

得られた鋼板の強さ、じん性を測定したところ第２表に
示す通りであった。第１表 ℃ｅｑ＝ｏ十墨十ぞ＋学＋学＋渉十昔４（鍬）略船 脳 蝉 ＜ Ｓ 柳 り べ 」 虻Ｆ ＢＨ ド 篭 三 ＊ なお最終板厚は１５豚とし、試験片は圧延直角方向に採
取し、引張試験、２肋Ｖノッチ衝撃試験を行った。

各鋼板における数字１，２，３，４，５，６はそれぞれ
第１表に示す鋼番１，２，３，４，５，６の鋼を使用し
たことを意味し、サフィックスのＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄは製造
条件を示す。／Ａは比較例であり、また次は組成はこの
発明の範囲内であるが製造法を従来法によるものとした
鋼板である。また同様に、波は冷却開始温度、如はスラ
ブ加熱温度、斑はオーステナィト禾再結晶温度領域での
累積圧下率、＊はオーステナイト再結晶温度領域での累
積圧下率においてそれぞれこの発明の範囲からはずれて
いるものであって、これらに対し、２Ａは第１発明、松
，必，弘および船は第２発明に従う鋼板である。なお、
上記の関係をわかり易くするために、第２表中に、この
発明の範囲を外れている条件についてアンダー。

ラインで示した。まずこの発明の成分範囲をはずれてい
る鋼板／Ａは強さが十分でない。

次に圧延条件においてこの発明の範囲をはずれている鋼
板＄および丈ともこの発明による鋼板松に比べてじん性
が十分でなく、この発明における圧延条件の重要さがあ
きらかである。

また加熱温度がこの発明の範囲をはずれている鋼板狐に
おいては強さおよびじん性とも十分でない。

さらに冷却速度においてこの発明の範囲をはずれている
従来法による鋼板本は、同じ成分の銅２を用いたこの発
明による鋼板２Ａと比較すると強さ、じん性ともに劣っ
ている。

一方、第１発明による鋼板泌、第２発明に従う船，４Ａ
，弘および船は強さ、じん性ともすぐれている。

以上説明したようにこの発明の方法によれば、十分な低
温じん性を備えた６０ｋ９／柳以上の強度を有する高張
力鋼をＣｅｑ＜０．３７％で製造可能であり、寒冷地向
けのラインパイプ用素材やその他の低温じん性の要求さ
れる溶接構造物用鋼として最適である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％ Ｓｉ：０．０３〜０．６０ｗｔ％ Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０ｗｔ％およびＳＯｌＡｌ：
   ０．０６ｗｔ％以下 を含み、残部は実質的に鉄および不可避の不純物でる鋼
   に、１２５０〜１０５０℃の加熱を施してから、オース
   テナイト再結晶温度領域において累積圧下率５０％以上
   の圧延と、引続くオーステナイト未再結晶温度領域で累
   積圧下率７０〜９０％の圧延とを加えてその最終仕上圧
   延はＡｒ＿３点以上の温度で終了することこの圧延のあ
   とＡｒ＿３点以上の温度から４００〜５５０℃に至るま
   での温度範囲につき、板厚中心部の平均冷却速度が３０
   〜１００℃／Ｓの条件で冷却し、その後空冷することの
   結合を特徴とする低温じん性にすぐれた非調質高張力鋼
   の製造法。 ２ Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％ Ｓｉ：０．０３〜０．６０ｗｔ％ Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０ｗｔ％およびＳＯｌＡｌ：
   ０．０６ｗｔ％以下 を含み、さらに ０．１５ｗｔ％以下のＶ それぞれ０．５ｗｔ％以下のＮｉ，Ｃｒ，ＣｕおよびＭ
   ｏのうち１種または２種以上を含み、残部は実質的に鉄
   および不可避の不純物である鋼に、１２５０〜１０５０
   ℃の加熱を施してから、オーステナイト再結晶温度領域
   において累積圧下率５０％以上の圧延と、引続くオース
   テナイト末再結晶温度領域で累積圧下率７０〜９０％の
   圧延とを加えてその最終仕上圧延はＡｒ＿３点以上の温
   度で終了すること、この圧延のあとＡｒ＿３点以上の温
   度から４００〜５５０℃に至るまでの温度範囲につき、
   板厚中心部の平均冷却速度が３０〜１００℃／Ｓの条件
   で冷却し、その後空冷することの結合を特徴とする低温
   じん性にすぐれた非調質高張力鋼の製造法。