JPS6141968B2

JPS6141968B2 -

Info

Publication number: JPS6141968B2
Application number: JP54101930A
Authority: JP
Inventors: Hiroo Matsuda; Hiroshi Tamehiro; Mamoru Oohashi
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1979-08-10
Filing date: 1979-08-10
Publication date: 1986-09-18
Also published as: JPS5625926A

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鋼の低
温加熱圧延−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構造物
（建築、圧力容器、造船、ラインパイプなど）に
おける、高張力鋼の使用は多岐にわたり、溶接性
高張力鋼の需要は着実な増加を示している。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、高靭性と優れ
た溶接性を併せもつことが要求されるが、これら
の特性を満足する鋼の製造法として現在ではライ
ンパイプ材の製造に広く使用されている制御圧延
法（CR法）と圧延后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は一般にフエライト・パーラ
イトであり得られる強度と板厚には自ら限界を生
じる。（アシキユラ−フエライトもしくはベイナ
イト組織とするには多量の合金添加を必要とす
る）。また後者では再加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、省資源（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
造した鋼はCRとQT法の長所を併せもち低合金な
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な欠点を有している。圧延後急冷を行つた場合延靭性回復のために
焼戻処理が必須となる。溶接時の熱影響部（HAZ）の軟化が大き
く、特に高降伏点、高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度差が大き
い。冷却条件（冷却開始、停止温度及び速度）の
コントロールが微妙で材質が不安定である。これらの欠点のため現在の所制御冷却法で製造
した鋼は用途が著しく限られると共に大量生産が
難しく、広く使用されるに至つていない。本発明者らは上記の欠点を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、全く新しい強靭鋼の製造法
を発明するに至つた。以下この点について説明を
加える。本発明の特徴はＳ含有量を極端に下げた低Ｃの
鋼片を低温加熱（900〜1050℃）し、オーステナ
イト粒の再結晶域での圧延に加えて、850℃以
下、Ar₃点以上の未再結晶域での圧下を十分に加
え、さらにフエライト−オーステナイト２相域
（フエライト体積率20〜60％）で圧延を付加した
後比較的速い冷却速度（10℃/S以上）で冷却す
る所にある。この方法に従えば圧延組織は加工フ
エライトとベイナイトあるいはマルテンサイトの
混合組織となる。従来の知織によればこの組織は
オーステナイト単相から制御冷却したものに比べ
強度靭性の劣化が著しいとされていた。しかし、
低Ｃ、低Ｓ化と著しい細粒化によつて焼戻処理な
しでも延靭性は極めて良好である。一方強度に関
しても加工フエライトの存在によつてオーステナ
イト単相域冷却したものと比べて何ら遜色ないば
かりか、加工フエライトは600℃以下の再加熱に
対して安定であるため従来の制御冷却材に比べて
溶接部の軟化巾が小さく溶接部強度の確保が容易
である。また２相域から冷却を開始するため、板厚方向
の組織は均一で断面の硬さは全く平らである。さ
らに本発明法ではCRにおける温度制御と同様冷
却開始、停止温度さえ制御すれば一般に圧延条
件、冷却速度の変化に対して材質は安定してい
る。以下本発明鋼における加熱圧延冷却条件の限定
理由について説明を加える。加熱温度を900〜1050℃に限定した理由は加熱
時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組織の細
粒化をはかるためである。1050℃は加熱時のオー
ステナイト粒が粗大化しない上限温度であつて、
加熱温度がこれを越えるとオーステナイト粒が粗
大化し、これが圧延后も粗大ベイナイトとなつて
残存し、鋼の延靭性を低下させる。一方加熱温度が余りにも低過ぎると十分に溶体
化されず、鋼の内質が劣化すると共に、圧延終段
の温度が下がり過ぎ、制御冷却による十分な材質
向上効果が期待できない。このため下限を900℃
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制限
しても圧延条件が不適当であるとよい材質を得る
ことができない。このため850℃以下、Ar₃点以
上での圧下量が60％以上であることを付加する。
未再結晶域の大圧下圧延によつてオーステナイト
粒の延伸化を徹底し、フエライト粒を細粒均一化
するためである。オーステナイト粒を十分延伸化
し、フエライト粒を細粒化しないと、２相域圧延
での加工によるフエライトの脆化が著しく、また
粗大ベイナイトが混在し延靭性に極めて有害とな
る。以上の条件に加えてさらにフエライト体積率20
〜70％の２相域で10〜60％の圧下を加えることを
付加える。この目的は圧延組織中に相当量の加工
フエライトを存在せしめ、溶接部の軟化を防止す
ると共にフエライト中にサブグレインを導入しま
た残部オーステナイトの細粒、延伸化を促進しか
つ衝撃破面のセパレーシヨン発生による遷移温度
の向上をはかるためである。溶接部の軟化を防止
するには最低20％のフエライトを10％以上加工
し、硬化させる必要がある。しかしフエライトの
加工量が多過ぎると著しい加工硬化によつてフエ
ライトの脆化を招くので好ましくない、この上限
は70％以上のフエライトを60％以上加工を行う場
合である。次に圧延后の冷却であるが、これは残部オース
テナイトをベイナイトあるいはマルテンサイト化
し、またフエライトの加工欠陥を低温まで維持で
きるように行わなければならない。このためには
圧延終了時から600℃以下、室温以上の温度まで
最低10℃/S以上で冷却する必要がある。上限は
特に制限する必要がなく、冷却速度が大きく、加
工フエライト−マルテンサイトの２相混合組織と
なつても本発明範囲内の成分プロセス条件であれ
ば延靭性は良好である。冷却停止温度を600℃以下の温度と指定したの
は、これ以上の温度で冷却を停止すると材質上の
効果が得られないためである。また下限温度は室
温以上であれば、材質、内質共に問題はない。なお冷却媒体としては一般的には噴霧水あるい
は水が適当であつて設備的にはローラクエンチタ
イプが最も望ましい。また本発明法で製造した鋼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を招
き好ましくない。しかし、約550℃以下の温度に
再加熱することは本発明鋼の特徴を失うものでな
い。以上の如く本発明法は高張力鋼の低コスト製造
法を提供するものであつてこの方法で製造した鋼
は従来の鋼材に比べ低炭素当量で優れた材質特性
を有し、焼ならしあるいは焼入焼戻鋼の特徴をも
具備しており、あらゆる用途（建築、圧力容器、
造船、ラインパイプ等）に適用可能である。以下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
C0.005〜0.08％、Si0.6％以下、Mn0.6〜2.0％、
Al 0.005〜0.080％、S0.004％以下を含有させた
ものである。Ｃの下限0.005％は母材及び溶接部の強度確保
及びNb、Ｖなどの炭化物形成元素の添加時に析
出効果を十分に発揮させるための最小量である。
しかし、Ｃ含有量が多過ぎると、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
ド状に主成し、延靭性に悪影響を及ぼすばかり
か、内質、溶接性も劣化させるため、上限を0.08
％とした。 Siは脱酸上、鋼に必然的に含まれる元素である
が、Siは溶接性及びHAZ部靭性対策上好ましくな
い元素であるため、その上限を0.6％とした。（鋼の脱酸はAlだけでも可能であり、好まし
くは0.2％以下がよい） Mnは本発明鋼において低温加熱圧延−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
0.6％未満では鋼の強度、靭性が劣化するため下
限を0.6％とした。しかし、Mnが多過ぎると焼入
性が増加し、ベイナイトあるいは島状マルテンサ
イトが多量に主成し、母材及びHAZの靭性劣化
を招くためその上限を20％とした。 Alは脱酸上、この種のキルド鋼に必然的に含
有される元素であるが、Al 0.005％未満では脱酸
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Alが0.08％を超えると鋼の清浄度及びHAZ
靭性が劣化するため上限を0.080％にした。不純物であるＳを0.004％以下に限定した主た
る理由は母材の延靭性と内質を改善するためであ
る。本発明法では低温加熱を行つたのちオーステ
ナイト粒の未再結晶域及びオーステナイト・フエ
ライト２相域で圧延を行つた後制御冷却を行う
が、一般に強度の上昇によつて延靭性（伸び、シ
ヤルピー吸収エネルギー）は低下しまた制御冷却
によつて脱水素が不十分となつてMnS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
よつて改善可能である。Ｓを0.004％以下とする
ことによつて延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％以下とすることによつて大巾に向上す
る。本発明鋼は不純物としてＰを含有するが、通常
0.030％以下であり、低い程母材、溶接部靭性、
溶接性及び内質は向上する。（0.010％以下が望ま
しい。）また、本発明鋼におけるＯ含有量は0.008
％以下であるが、鋼の清浄度、靭性等の点からで
きるだけ低いことが望ましい。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
び製造プロセスにさらに、Nb0.005〜0.05％、
V0.01〜0.08％、Ti0.005〜0.08％、Ni0.1〜1.0
％、Cu0.1〜0.6％、Cr0.1〜0.6％、Mo0.05〜0.20
％、Ca0.0005〜0.005％、REM0.001〜0.030％の
１種または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
鋼の特徴を害うことなく、強度、靭性の向上及び
製造板厚の拡大を可能とすることにあり、その添
加量は自ら制限されるべき性質のものである。 Nbは圧延組織の細粒化と析出硬化のため含有
させるもので強度、靭性を共に向上させる重要な
元素であるが、制御冷却材では0.05％超えて添加
しても材質上効果なく、また溶接性及びHAZ靭
性に有害であるため上限を0.05％に限定した。
Ｖ、TiはNbとほぼ同様の効果をもつが、上限は
いずれも0.08％まで許容できる。またTiは添加量が少ない範囲（Ti0.005〜0.025
％）では微細なTiNを形成し、圧延組織、HAZの
細粒化に効果的である。この場合ＮはTiと化学
量論的に等量程度が望ましい。 NiはHAZの硬化性及び靭性に悪影響を与える
ことなく、母材の強度、靭性を向上させるが、
1.0％を超えるとHAZの硬化性、靭性に好ましく
ないため上限を1.0％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、0.6％を超えると本発明の如き低温加
熱圧延においても圧延中にCu−クラツクが発生
し、製造が難しくなる。このため上限を0.6％と
した。 Crは母材及び溶接部の強度を高め、水素誘起
割れ等にも効果を有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を招き
好ましくない。その上限は0.6％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、溶接部靭性及び溶接性の劣化を招
き好ましくない。その上限は0.2％であるなお、これらの元素の添下量の下限は、材質上
の顕著な効果が得られるための最小必要量とする
ことが望ましく、Nb、Tiは0.005％、Ｖは0.01
％、Ni、Cu、Cr、は0.1％、Moは0.05％である。 REM、CaはMnSを球状化させシヤルピー吸収
エネルギー衝撃値を向上させる他、CRによつて
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0.001％未満
であると実用上効果がなく、また0.03％を越えて
添加するとREM−ＳまたはREM−Ｏ−Ｓが大量
に生成して大型介在物となり、鋼の靭性のみなら
ず清浄度を害しまた溶接性に悪影響を及ぼす。こ
のため上限を0.03％とした。 Ca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−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16〜25mmの
鋼板を製造した。母材及び溶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
も優れた母材及び溶接部特性を有しているのに対
して、本発明によらない比較鋼は母材あるいは溶
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。比較鋼中、鋼７では化学成分の中でＣ含有量が
高くマルテンサイトないし、ベイナイトがバンド
状に生成するため、靭性が劣つている。鋼８では加熱温度が1150℃と高く組織が混粒不
均一でフエライトの加工による脆化が大きく靭性
が劣つている。鋼９では母材特性は比較的良好であるがフエラ
イト・オーステナイト２相域での圧下量が十分で
ないため、溶接部の軟化が大きく強度低下が大で
ある。鋼10では850℃以下の圧下量が不十分であるた
め、組織が混粒不均一でフエライトの加工による
脆化が大きく靭性が劣つている。

【表】

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ 0.005〜0.08％、 Si 0.6％以下、 Mn 0.6〜2.0％、 Al 0.005〜0.08％、Ｓ 0.004％以下、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼片を900
〜1050℃に加熱し、その後の圧延に当つて、850
℃以下、Ar₃点以上での圧下量を60％以上、かつ
フエライト体積率20〜70％のフエライト−オース
テナイト２相域での圧下量が10〜60％となるよう
に圧延を行い、圧延終了後ただちに600℃以下、
室温以上の任意の温度まで10℃/s以上の冷却速度
で冷却することを特徴とする強靭鋼の製造法。２Ｃ 0.005〜0.08％、 Si 0.6％以下、 Mn 0.6〜2.0％、 Al 0.005〜0.08％、Ｓ 0.004％以下に加えて Nb 0.005〜0.05％、Ｖ 0.01〜0.08％、 Ti 0.005〜0.08％、 Ni 0.1〜1.0％、 Cu 0.1〜0.6％、 Cr 0.1〜0.6％、 Mo 0.05〜0.2％、 Ca 0.0005〜0.005％、 REM 0.001〜0.03％の１種または２種以上を含有し、残部Fe及び不
可避的不純物からなる鋼片を900〜1050℃に加熱
し、その後の圧延に当つて、850℃以下、Ar₃点
以上での圧下量を60％以上、かつフエライト体積
率20〜70％のフエライト−オーステナイト２相域
での圧下量が10〜60％となるように圧延を行い、
圧延終了後ただちに600℃以下、室温以上の任意
の温度まで10℃/s以上の冷却速度で冷却すること
を特徴とする強靭鋼の製造法。