JPS62158817A - 高強度高靭性の厚鋼板の製造方法 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は厚鋼板の製造法に係り、特に製造エネルギーコ
ストの低く靭性の良好な引張強度５８Ｓｇｆ／−以上の
高強度鋼の製造法に関するｇ（従来の技術） 近年、エネルギーコストの上昇が進み、厚鋼板の製造に
関しても製造エネルギーコストの低減が強く要求されて
いる。

これらの要求に対して、特開昭５９−２０８０１８号公
報に示されるように、溶鋼を鋳造後室部まで冷却するこ
となく熱間圧延を行うことにより圧延時の再加熱を省略
する、エネルギーコストの低い鋼の製造法が試みられて
いる。

（本発明が解決しようとする問題点） しかるに、これらの従来法はいずれもＳｉ、Ｍｎを主成
分とする鋼であｐ１鋳造時の粗大なオーステナイト結晶
粒をそのまま熱間圧延するため、鋳造後一度室温まで冷
却し再加熱後圧延する製造法に比して靭性が劣る欠点を
有する。

一方、厚鋼板の母材靭性を良好にする目的でＮｂまたは
Ｔｉを添加する製造法が近年広く行われている。これは
、再加熱時に固溶したＮｂ　　またはＴｉを圧延中に微
細に析出させることによシ圧延中のオーステナイトの再
結晶を防ぎ、オーステナイトを伸長させ、その伸長オー
ステナイトが変態後に微細な組織となることを利用して
母材靭性を向上させる方法である。しかし、この方法に
よれば再加熱時の固溶Ｎｂ量または固溶１量を確保する
ために比較的多量のＮｂ　−ｉたけＴｉ　を添加する必
要があシ、これが溶接熱影響部の切欠靭性を劣化させる
ことが知られている。

（問題点を解決するための手段） 本発明の要旨は、重量％でＣ：　ｏ、ｏａ〜０．１４％
、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ　：　０．５〜１．６％、
Ｂ：ｏ、ｏｏｏｓ〜０．００１５％、Ａｌ：０．１％以
下、Ｎ　：　０．００１〜０．０１％、更にＴｉ：０．
００３〜０．０１％、Ｎｂ　：　０．００３〜０．０２
％の１種　又は２種を含有し、更に必要によシ、Ｃｒ：
０．６％以下、ＣＬＩ：０．５％以下、Ｎｉ：３％以下
、Ｍｏ　：　０．５％以下、ｖ二０．０１〜０．０５％
、Ｃ３：　０．００２〜０．０１　Ｘ　Ｏ１種又は２′
ＰＪｉ以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなる連続鋳造鋳片を９００℃以上１０００℃以下の温
度範囲で３０％以上の圧下率で直接熱間圧延を行い、核
熱間圧延終了後、可及的すみやかに冷却速度５℃／ｓ以
上で４００℃以下まで冷却し、次いでＡＣ，点板下の温
度に加熱して焼戻すことを特徴とする引張強度５８　ｋ
ｇｒ／、Ｊ以上の靭性を有する高強度高靭性の厚鋼板の
製造方法である。

本発明者らは前記のような既存技術の問題点を考慮した
結果、特ＫＮｂ、Ｔｉ、Ｂ等の炭化物および窒化物形成
元素が鋳造後の高温域では完全固溶していることに着目
し、溶接熱影響部の切欠靭性に悪影響を与えない程度の
極微量のＮｂ、Ｔｉによるオーステナイトの未再結晶温
度域の上昇効果とＢの焼入性有効利用等を配慮した新規
な製造方法によシ製造エネルギーコストが低く母材靭性
および溶接熱影響部の切欠靭性が良好な引張強度５８ｋ
ｖ　ｆ　／ｌｊ　　以上の高強度厚鋼板の製造が可能で
あることを見出した。

則ち、Ｎｂは連続鋳造後１１００℃以上の温度域ではそ
の殆んどが地鉄中に固溶している。この固溶Ｎｂは圧延
の際に微細に析出することにより未再結晶温度域の上限
温度を上昇させ、直接焼入後の組織の微細化を促進させ
る効果がある。

一度亀温まで冷却された鋳片を古び加熱して圧延する従
来の方法では、溶体化温度で加熱してもＮｂを完全固溶
させるためには長時間を要し、通常の加熱時間では完全
固溶するにいたらない。そのため、従来の方法では固溶
Ｎｂ量を確保するために通常は０．０２％以上のＮｂを
添加する場合が多く、溶接熱影響部の切欠靭性の劣化が
世けられなかった。しかるに連続鋳造後、直接熱間圧延
する場合はＮｂは完全固溶しており、溶接熱影響部の切
欠靭性を阻害しない０．０２％以下の添加量でも十分未
再結晶温度域の上限温度を上昇させることが可能であシ
、直接焼入れ後の組織の微細化をもたらすことができる
。

また、本発明者らはＴｉについても前記のＮｂと同様の
効果があることを見出した。則ち、Ｔｉは連続鋳造後１
１００℃以上の温度域ではその殆んどが地鉄中に固溶し
ている。この固溶Ｔｉは、圧延の際に微細に析出するこ
とによシ、未再結晶温度域の上限温度を上昇させ、直接
焼入後の組織の微細化を促進させる効果がある。

一度、室温まで冷却された鋳片を再び加熱して圧延する
従来の方法では、溶体化温度で加熱してもＴｉ　を完全
固溶させるためには長時間を要し、通常の加熱時間では
完全固溶するにいたらない。

そのため、必要な固溶Ｔｉ量を確保するためには、通常
は０．０１％以上のＴｉを添加する必要があり、溶接熱
影響部の切欠靭性の劣化が避けられなかつた。そこで、
従来はＴｉの析出物を加熱時のオーステナイト粒径の微
細化に利用するのみで、固溶Ｔｉ　による未再結晶温度
域の上限温度の上昇効果を利用した直接焼入れ後の組織
の微細化をはかるととは目的とされなかった。

しかるに、連続鋳造後直接熱間圧延する場合はＴｉは完
全固溶しており、溶接熱影響部の切欠靭性を阻害しない
０．０１％以下の添加量でも十分未再結晶温度域の上限
温度を上昇させることが可能であり、直接焼入れ後の組
織の微細化をもたらすことができる。

本発明は上記のように連続鋳造後の直接圧延と直接焼入
れを組合わせることによシ初めて見出された新規な知見
に基いてなされたものである。

（作　用） 以下に本発明の詳細な説明する。

先ず最初に、本発明においては引張強さ５８ｋｙｆ／Ｒ
−以上の鋼を対象とするものであるが、そのように限定
したのは引張強さが５８　ｋりｆ／−未満の鋼は圧延ま
まか或いは圧延後水冷を行っても水冷後の組織が７エ２
イトとパーライト若しくは極く少量の上部ベイナイトを
含む組織であシ、化学成分もＳ　ｉ　−Ｍ　ｎ系または
他の合金元素を含むことがあっても極く少量の添加量で
充分であって、本発明の主旨とは異なるからである。

次に、本発明の対象とする鋼を構成する化学成分の限定
理由を説明する。

最初に、Ｃは強度確保上必要な元素であるが、０．０３
％未満の低い含有蓋では厚みが比較的小さい場合でも本
発明の対象とする鋼の強度の確保が出来ない。０．１４
％超の含有量では耐溶接割れ性の劣化、靭性の劣化、溶
接熱影響部の硬化が著しく、又耐応力腐食割れ性等の用
途上必要な特性の劣化を招くことがある。したがって０
．０３〜０．１４％とする。

次に、Ｓｉは通常の製鋼法では鋼中に多少含まれ、固溶
硬化によシ強度上昇に寄与するが、多量に添加すると靭
性が劣化し、０．６％超では特に溶接熱影響部の靭性も
著しく劣化するため０．６％以下とした。

１雰 次に、Ｍｎ　ｘ変態点を下げ焼入性を上げ強度の確保靭
性の向上に有効であるが、１．６％を超えると溶接時低
温割れの発生を助長する。また、０．５％未漕では前述
の強度、靭性の確保に必要な効果が発揮出来ない。した
がって０．５〜１．６％とする。

次に％Ｂは高温での変態を抑制しベイナイト領域での変
態を行わしめる際にきわめて有用な元素であるが、０．
０００５％未満ではその効果が少く、０．００１５％超
では溶接熱影響部の靭性を著るしく劣化させる。０．０
００５〜０．００１５％の適量ではＮｂとの共存で相乗
効果を発揮し、靭性劣化を伴なわない焼入性向上効果を
発揮する。

Ａｌは鋼中の酸素と結びついて精錬、脱酸時Ａ　ｔｇ　
Ｏ３として酸素を除去する他、鋼中のＮと結びついてＡ
ｌＮ　とし、組織の微細化に寄与するが、添加量がＴｏ
ｔａｌＡｌとして０．１％を超えると反って粒の粗大化
と鋼中のＡｌ２０３等の介在物の量の増大を招き靭性を
阻害する。

一方、Ｎは溶接熱影響部の切欠靭性を確保し、かつＢを
添加した場合のＢの焼入性を充分に発揮せしめるために
上限を０．０１００　　％とし、またＮｂと結びついて
析出強化を助長し、Ａ４＋Ｔｉと結合してＡｌＮやＴｉ
Ｎとし溶接熱影響部の粒の粗大化を防止する意味で効果
があるが、いずれもその効果を発揮する下限は０．００
１　　％である。すなわちそれぞれの限定量を外れれば
前述の各々の効果は少くなる。

Ｔｉは前述の通り、本発明の工程との関連で圧延に際し
ての組織の微細化効果をもたらすが、０．００３（Ｘ未
満の少量では前記の効果が少なく、また０、０１％を越
えると溶接熱影響部の切欠靭性を劣化させる要因となる
ため０．００３％〜０．０１％に限定した。

Ｎｂは前述の通シ本発明の工程との関連で圧延に際して
の組織の微細化効果、冷却後の焼戻しの際の析出効果の
主要元素としての重要な役割りを果たすが、０．００３
ｃＸ未満の少量では前記の効果が少なく、本発明の主旨
にそわない。また、０．０２％を超えると溶接熱影響部
の切欠靭性を低下させる要因となるため、限定量は０．
ＱＯ３〜０．０２％とした。

以上が基本的元素であるが、さらに本発明においては、
前記以外の元素としてＣｒ、　Ｃｕ、　Ｎｉ、　Ｍｏ。

Ｖ、Ｃａのいずれか１種以上を添加することにより鋼材
の断面厚みに応じて焼入性を確保して強度を確保し、靭
性を一層向上せしめることが出来る。

これらのうち先ずＣｒ、Ｍｏは圧延後水冷を行う際の焼
入性の向上効果や炭化物の組成や形態を改善する等の効
果、ＭＯは更に水冷後の焼戻しを行う場合や強度が７０
　ｋｑｆ／ｍ）以上の高強度鋼の溶接部の応力除去焼鈍
による脆化を防止する効果等の多くの効果がある。しか
しこれらの元素をあまり多量に添加することは溶接性を
損うことになり、また添加量の割合いには効果が期特出
来ないことも・あっである上限値が決定出来るが、Ｃｒ
は０．６％。

Ｍｏは０．５％がその限界である。

Ｎｉ、Ｃｕは固溶による地鉄の強度靭性の向上効果があ
るが、Ｎｉ　３．０％超、Ｃｕ　Ｏ，５％超は共に溶接
性阻害の点から限界外とした。

ＶはＮｂと共に炭・窒化物を形成して焼戻し時に析出す
ることにより強化が期特出来るものであって、同一量の
Ｎｂ　よりはその効果が小さいが、０．０１％以上から
その効果が認められる。しかし０．０５％を超えると母
材および溶接熱影響部の靭性を劣化させ、併せて耐溶接
割れ性をも劣化させる。

したがって０．０１〜０．０５％をその限定量とした。

Ｃａは硫化物の形態制御を行い、圧延方向と直角な方向
の切欠靭性を向上させる目的で添加することがあるが、
その場合０．００２％未満ではその効果が充分でない場
合があり、また０、０１％を超えると表面および内部の
介在物が増加し、ＵＳＴ検査での不良原因になることが
ある。したがって限定量はＯ，ＯＱ２〜０．０１％とし
た。

次に、本発明における製造条件の限定についてその理由
を説明する。

先ず、本発明においては前述の如き化学成分を有する連
続鋳造ままの鋳片を直接圧延するのであるが、圧延前に
Ｎｂ、Ｔｉ、が析出する温度以上の温度域で保定するこ
とは特に本発明の目的を阻害するものではない。

前述のように固溶Ｎｂまたは固溶Ｔｉを圧延中に微細析
出させることによシ未再結晶温度域の上限温度を上昇さ
せることができるが、その上限温度はたかだか１０００
℃であるため、１０００℃以下で３０％以上の圧下率に
なるような圧延を行うこととした。

１０００℃以下での圧下率を３０％以上と限定したのは
、未再結晶温度域圧延によシ伸長オーステナトを有効に
生成せしめる圧下率の下限が３０％であるためである。

また、圧下率は大きい程好ましいので、圧下率の上限は
圧延可能の範囲とする。

圧延終了温度を９００℃以上と限定したのは、９００℃
以下の温度域ではＢがＢＮとなって析出し、焼入性効果
が減少するのを防止するためである。

圧延終了後はＢＮの析出の防止およびオーステナイトの
回復による未再結晶温度域圧延効果の減少を防止するた
めに可及的すみやかに直接焼入れを行う。

焼入れ時の冷速を５℃／ｓ　以上としたのは、本発明に
規定する化学成分の鋼が十分マルテンサイトまたは下部
ベイナイト主体の組織となる下限の律速か５℃／ｓであ
るためである。また、律速か過大過ぎると、マルテンサ
イト−相組織となって靭性が劣化する場合があるが、厚
鋼板を冷却する場合、最大の律速かたかだか５０℃／ｓ
程度であって、組織上の問題がないので、律速の上限は
規定しない。

次に、４００℃以下迄水冷をするのは、本発明に規定す
る化学成分を有する鋼の水冷時における変態終了温度が
４００℃以下、特に４００〜４５０℃であって、この温
度以下の温度に迄水冷を施こすことによシマルチンサイ
トおよびベイナイトを主体とする組織が得られるからで
あり、逆にこの温度よシ高い温度で水冷を停止した場合
、充分な硬化組織が得られず、焼戻しを行っても所定の
強度の鋼が得られない。

水冷停止温度の下限は特に定める必要がないが、室温以
上の温度で十分である。

水冷後の焼戻しは水冷が終了して直ちに行うか、一旦常
温迄冷却後、行ってもよいが、再加熱によりＡ（：１点
以下の温度に加熱して行う。これは硬化組織の軟化とそ
れに付随する高靭化を目的としたものである。焼戻し温
度の上限をＡＣ３点にしたのは、焼戻し中の変態を避け
るためであり、また、下限は硬化組織を十分に軟化させ
る必要から５５０℃とするとよい。

次に、本発明の効果を実施例により更に具体的に説明す
る。

（実施例） 表ＩＫ示す化学成分を有する鋼を溶製し、それを表２に
示す条件で鋳造、圧延、焼入れ、焼戻しを行ない、それ
ぞれについて引張強度、衝撃試験を行なった。その結果
を表４に示す。また焼戻し後の厚鋼板を表３に示す溶接
条件で溶接し、溶接熱影響部の切欠靭性の調査を行なっ
た。その結果も表４中に示す。

表４よシ明らかのように、本発明法は、溶接熱影響部の
切欠靭性を損わずに母材の強度靭性を向上させることが
可能となる。

（発明の効果） 以上の如く、本発明は製造エネルギーコストが低〈従来
法により得られた鋼に比して母材靭性および溶接熱影響
部の切欠靭性が良好な高強度鋼材を製造することができ
るので、産業上の効果は顕著なものがある。

代理人　弁理士　秋　沢　政　光 他２名

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ：０．０３〜０．１４％、Ｓｉ：０．
   ６％以下、 Ｍｎ：０．５〜１．６％、 Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｎ：０．００１〜０．０１％、 更に Ｔｉ：０．００３〜０．０１％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２％ の１種又は２種を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純
   物からなる連続鋳造鋳片を９００℃以上１０００℃以下
   の温度範囲で３０％以上の圧下率で直接熱間圧延を行い
   、該熱間圧延終了後、可及的すみやかに冷却速度５℃／
   ｓ以上で４００℃以下まで冷却し、次いでＡｃ＿１点以
   下の温度に加熱して焼戻すことを特徴とする引張強度５
   ８ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上の靭性を有する高強度高靭性の
   厚鋼板の製造方法。
2. （２）重量％でＣ：０．０３〜０．１４％、Ｓｉ：０．
   ６％以下、 Ｍｎ：０．５〜１．６％、 Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｎ：０．００１〜０．０１％、 更に Ｔｉ：０．００３〜０．０１％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０２％、 の１種又は２種、及び Ｃｒ：０．６％以下、 Ｃｕ：０．５％以下、 Ｎｉ：３％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｖ：０．０１〜０．０５％、 Ｃａ：０．００２〜０．０１％ の１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅ及び不可避的
   不純物からなる連続鋳造鋳片を９００℃以上１０００℃
   以下の温度範囲で３０％以上の圧下率で直接熱間圧延を
   行い、該熱間圧延終了後、可及的すみやかに冷却速度５
   ℃／ｓ以上で４００℃以下まで冷却し、次いでＡｃ＿１
   点以下の温度に加熱して焼戻すことを特徴とする引張強
   度５８ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上の靭性を有する高強度高靭
   性の厚鋼板の製造方法。