JPH0138849B2

JPH0138849B2 -

Info

Publication number: JPH0138849B2
Application number: JP3441081A
Authority: JP
Inventors: Kazutoshi Kunishige; Masashi Takahashi; Koichi Kominami
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1981-03-10
Filing date: 1981-03-10
Publication date: 1989-08-16
Also published as: JPS57149423A

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は、熱延高張力鋼板、特にラインパイ
プ、あるいはその他構造物等の高い強度と低温靭
性が要求される素材として使用するのに適した
4.5mm厚以上の厚肉高張力鋼板の製造方法に関す
るものである。一般に、圧延のままで用いられるNb含有構造
用鋼板は、変態後の冷却時にフエライト地へ
NbCが析出することによる強度上昇効果を有す
ることから、ラインパイプ用等の高張力鋼板とし
て用いることが行なわれているが、その熱履歴に
よつて析出硬化の度合が微妙に変化したり、靭性
にも大きく影響するために、種々の厳格な圧延条
件および巻取条件を設定している。しかしなが
ら、これまで実施されていた方法では、得られる
強度の上限が低かつたり、加熱炉の温度を通常作
業の場合とは大きくはずれた値に調整しなければ
ならないことから効率的な作業が行なえなかつた
り、あるいは良好な靭性を有する鋼板が得られな
いというような種々の問題点を有していた。これに対して、これらの欠点を解決して、生産
性高く、強度および靭性ともにより優れた鋼板を
安定して得る方法として、例えば特公昭50−
25892号公報にみられるような方法が提案された。
これは、Nb含有鋼に熱間圧延を施し、Ar₃点以
上で熱延を終了してから、680〜500℃の温度範囲
で巻取ることを特徴としており、巻取温度を著し
く低くすると上部ベイナイト組織が混入して靭性
に有害であるとして、巻取温度の下限を500℃と
定めたものである。しかしながら、このような方
法では、強度、靭性、および溶接性の良好な熱延
高張力鋼板を比較的安定して得られはするけれど
も、鋼素材として所定量のNb成分を含有したも
のを用いることが必須であり、しかも、圧延温度
や巻取温度を比較的高い値に取つて圧延を実施し
なければならないので、製造コストが高くなると
いう問題点があつた。本発明者等は、上述のような観点から、製造に
あたつては従来より大巾に圧延温度や巻取温度を
低下できるうえ、合金元素を節約してもなお、良
好な強度、靭性、および溶接性を兼ね備えた熱延
高張力鋼板を得るべく研究を行なつた結果、以下
(a)〜(b)に示すような知見を得たのである。すなわ
ち、 (a) 所定の成分組成の鋼を、熱延終了後、冷却速
度を３℃／sec以上として480℃〜Ms点の温度
領域まで急冷してから巻取ると、高強度の鋼板
が得られること。 (b) このような低温巻取りの場合でも、オーステ
ナイト粒を微細化する制御圧延後、さらにAr₃
点〜Ar₁点の温度領域にて30％以上の加工率で
圧延を終了すれば、シヤルピー破面上にセパレ
ーシヨンが多数発生するようになり、この場
合、一般に述べられているように割れ先端の三
軸応力が減少することにより、ベイナイト組織
などの変態による強化組織が混入しても決して
シヤルピー破面遷移温度（低温靭性）が上昇
（劣化）しないこと。このような事実は、例えば第１〜２図に示され
る実験結果からも裏付けられるものである。第１
図は、Nb添加鋼、すなわち、0.17％Ｃ−0.30％Si
−1.20％Mn−0.06％Nb−0.03％Al−Feの鋼よ
り、加熱温度：1150℃、1100〜950℃の温度領域
における加工率：60％、圧延終了後巻取までの時
間：45秒の条件で製造した11mm厚の鋼板の強度お
よび靭性に及ぼす仕上圧延温度および巻取温度の
影響を測定し、グラフ化したものである。第１図
からも巻取温度については400℃巻取にて最も高
降伏点となることが明白であり、これは自己焼な
ましベイナイト組織が混入するためであると考え
られる。また、100℃巻取では、Ms点以下の巻取
となるため降伏現象が消失して低降伏点となり、
600℃巻取ではフエライト・パーライト組織とな
るためやはり低降伏点となつていることがわか
る。一方、シヤルピーの破面遷移温度について
も、400℃巻取ではAr₃点以下で30％以上の強圧
下のある場合にセパレーシヨンが多発して大巾な
靭性向上が認められることが明らかである。な
お、圧延がAr₁点以下で終了した場合は、圧延終
了までにフエライト・パーライト変態が完了して
いるために低温巻取による強度上昇の効果は少な
い。したがつて、優れた強靭性鋼を得るために
は、前記圧延条件と巻取温度の組合せが必須であ
ることがわかる。また、第２図は、普通炭素鋼、
すなわち、0.18％Ｃ−0.25％Si−1.55％Mn−0.05
％Al−Feの鋼より、加熱温度：1150℃、1100〜
950℃の温度領域における加工率：60％、圧延終
了後巻取までの時間：45秒の条件で製造した11mm
厚の鋼板の強度および靭性に及ぼす仕上圧延温度
および巻取温度の影響を測定し、グラフ化したも
のである。この第２図からも、普通炭素鋼であつ
てもNb添加鋼と同様な結果が得られることが確
認できる。ただし、この場合の低温巻取による強
化には、ベイナイト組織の混入以外にパーライト
組織内部の微細化が関与していると考えられる。したがつて、この発明は上記知見にもとづいて
なされたもので、重量％で、Ｃ：0.02〜0.25％、 Si：0.60％以下、 Mn：0.5 〜2.2％、Ｓ：0.010％以下、 Sol.Al：0.10％以下、を含有し、さらに必要に応じて、 Nb：0.10％以下、Ｖ：0.10 ％以下、 Ti：0.10 ％以下、 Cu：0.50 ％以下、 Ni：0.50 ％以下、 Cr：0.50 ％以下、Ｂ：0.010％以下、のうちの１種または２種以上からなる強度改善成
分を含有し、さらにまた必要に応じて、 Ca：0.010％以下、を含有し、 Feおよび不可避不純物：残り、からなる組成を有する鋼を、1100〜950℃の温度
領域にて50％以上の加工率で圧延してオーステナ
イト粒を小さくし、低温変態生成物を微細分散化
させる素地を形成してから、温度がAr₃点〜Ar₁
点の領域になつたときに30％以上の加工率で再度
圧延を行なつて温間加工集合組組織を十分発達さ
せ、シヤルピー試験等破壊破面に見られるセパレ
ーシヨンを多数作つて靭性を向上させ、ついで３
℃／sec以上の冷却速度にて480℃〜Ms点の温度
領域まで急冷後巻取ることにより、自己焼もどし
低温変態生成物を作り、強度を上げて、高強度、
高靭性熱延鋼板を得ることに特徴を有するもので
ある。つぎに、この発明の熱延高張力鋼板の製造法に
おいて、鋼の成分組成、圧延温度、加工率、冷却
速度、および巻取温度を上述の通りに限定した理
由を説明する。 (a) ＣＣ成分には、低温巻取時に生じるベイナイト組
織、微細パーライト組織の体積率を増加して鋼を
強化する作用があるとともに、鋼の溶製を容易に
する作用があるが、その含有量が0.02重量％未満
では前記作用に所望の効果が得られず、一方0.25
重量％を越えて含有すると溶接熱影響部に靭性劣
化が生ずるようになることから、その含有量を
0.02〜0.25重量％と限定した。 (b) Si Si成分は、固溶体硬化を通じて強度上昇をはか
るために必要であるが、0.60重量％を越えて含有
させると溶接性が劣化するようになることから、
その含有量を0.60重量％以下と限定した。 (c) Mn Mn成分には、変態強化、パーライト強化など
により強度を向上させる作用があるが、その含有
量が0.5重量％未満では前記作用に所望の効果が
得られず、一方2.2重量％を越えて含有させると
溶接性に劣化をきたすようになることから、その
含有量を0.5〜2.2重量％と限定した。 (d) ＳＳ成分には、Mnと結合してＡ系介在物を形成
し、横方向のシヤルピー吸収エネルギーを低下せ
しめる作用がある。そしてこの作用は、その含有
量が0.010重量％を越えると著しくなることから、
その含有量を0.010重量％以下と限定した。 (e) Sol.Al Sol.Al成分は脱酸剤として必要なものである
が、0.10重量％を越えて含有させると靭性に悪影
響を及ぼすようになることから、その含有量を
0.10重量％以下と限定した。 (f) Nb，Ｖ，およびTi Nb，Ｖ，およびTi成分はＣと結合して、析出
硬化により強度を増大する作用を有するので、特
に高強度が要求される場合に必要に応じて含有さ
れるが、0.10重量％を越えて含有してもその効果
に格段の向上がみられず、経済性を考慮して、そ
の含有量をそれぞれ0.10重量％以下と限定した。 (g) ＢＢ成分には、微量添加で鋼の焼入れ性を改善し
て強度を向上させる作用があるので、Nb，Ｖ，
Tiと同様に高強度が要求される場合に含有され、
特に低温巻取を行なう本発明方法の鋼板の成分と
して有効な成分であるが、0.0100重量％を越えて
含有しても、前記作用の効果に向上がみられない
ことから、その含有量を0.0100重量％以下と限定
した。 (h) Cu，Ni，およびCr Cu，Ni，およびCr成分には、Mn成分並びに
Nb，Ｖ，およびTi成分と同様に強度を改善する
作用があるが、その含有量が0.50重量％を越えて
も、その割には前記作用に著しい向上効果がみら
れず、経済性を考慮して、その含有量を0.50重量
％以下と限定した。 (i) Ca Ca成分には、MnS系のＡ系介在物とAl₂O₃の
Ｂ系介在物をＣ系介在物に変化して横方向の大巾
な吸収エネルギーの向上を生ぜしめ、靭性を改善
する作用があるので、特に高靭性が要求される場
合に必要に応じて含有されるが、0.010重量％を
越えて含有すると介在物が増加して好ましくない
ので、その含有量を0.010重量％以下と限定した。 (j) 1100〜950℃の温度領域における加工率 1100〜950℃の温度領域における加工率が50％
未満ではオーステナイトの細粒化があまり進行せ
ず、低温巻取時に粗大なベイナイトが混入して、
セパレーシヨンによる靭性向上効果を利用しても
鋼板の靭性レベルに限度を生ずることになること
から、1100〜950℃の温度領域における加工率を
50％以上と限定した。 (k) Ar₃〜Ar₁点の温度領域における加工率加工率が30％未満の場合には、フエライトの加
工量が少なくて板面における（100）の集合組織
の発達が少なく、セパレーシヨンの発生が少なく
なつて、靭性向上効果が少ないこととなる。また
Ar₁点より低い温度で圧延を終了すると、組織変
化が少なくて強度の向上に著しい改善がみられな
い。このようなことから、Ar₃〜Ar₁の温度領域
における加工率を30％以上としたのである。 (l) 冷却速度および巻取温度冷却速度が３℃／secより遅い場合には、480℃
以上の高温巻取と同様、高温度域で変態が完了し
てフエライト・パーライト組織となり、ベイナイ
ト変態などの硬質な低温変態組織の混入に基づく
高強度化は得られず、またMs点より低い巻取温
度の場合には降伏現象の消失、つまり巻取後の徐
冷に基づく自己焼なまし作用が不充分な硬化組織
となつて、やはり高い降伏点が得られないことか
ら、３℃／sec以上の冷却速度での急冷後、480℃
〜Ms点の温度領域で巻取ることに限定した。なお、この発明の方法では、Ar₃点〜Ar₁点の
温度領域にて30％以上の加工率で圧延を終了して
いるので（つまり、フエライト＋オーステナイト
の２相共存域で圧延を行つているので）微細な誘
起析出フエライトを得ることができ、従つて冷却
速度の上限に関しては特に限定する必要はない
が、現在工業的に実現可能な冷却速度は100℃／
sec程度までである。ついで、この発明を実施例により説明する。

【表】

【表】まず、第１表に示すような成分組成の鋼を溶製
し、鋳造してスラブとした後、これらに熱延シミ
ユレーシヨン実験圧延を施して11mm厚の熱延コイ
ルを得た。熱間圧延の条件は第２表に示したとお
りであつた。このうち、試験番号１〜３のものは
同一鋼種Ａを使用したものであるが、比較例たる
試験番号１においては1100〜950℃の温度領域で
の圧延加工率を20％と低くしてあり、別の比較例
たる試験番号２においては圧延終了から巻取まで
の冷却速度を1.0℃／secと遅くしてある。このようにして得られた熱延コイルから試験片
（JIS5号および２mmＶノツチJIS4号シヤルピー）
を切り出し、その機械的性質を測定した結果を第
２表に併記した。この結果からは、1100〜950℃
間の加工率がこの発明の範囲から外れて低い試験
番号１の方法で製造した鋼板は靭性が著しく劣つ
ており、また圧延終了から巻取までの冷却速度を
同じくこの発明の範囲から外れて遅くした試験番
号２の方法で製造した鋼板は引張り強さや降伏点
が低く、強度が劣つていることが明らかである。
これに対して本発明方法（試験番号３〜９）で製
造した鋼板は、強度および靭性がともに優れてい
ることがわかる。また、本発明方法で製造した鋼
板の溶接性をテストしたところ、良好な結果が得
られることがわかつた。上述のように、この発明によれば、高価な合金
元素を多量に必要とせず、しかも低い圧延温度や
巻取温度でもつて、良好な強度、靭性、および溶
接性を兼ね備えた厚肉熱延高張力鋼板が得られ、
鋼板コストを大巾に低減できるなど工業上有用な
効果がもたらされるのである。

【図面の簡単な説明】

第１図はNb添加鋼板の強度および靭性に及ぼ
す仕上圧延温度および巻取温度の影響を示した線
図、第２図は普通炭素鋼板の強度および靭性に及
ぼす仕上圧延温度および巻取温度の影響を示した
線図である。

Claims

【特許請求の範囲】１Ｃ：0.02〜0.25％、Si：0.60％以下、Mn：
0.5〜2.2％、Ｓ：0.010％以下、sol.Al：0.10％以
下を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる
組成（以上重量％）を有する鋼を、1100〜950℃
の温度領域にて50％以上の加工率で圧延し、さら
にAr₃〜Ar₁点の温度領域で30％以上の加工率で
再度圧延を行なつた後、３℃／sec以上の冷却速
度で480℃〜Ms点の温度領域まで急冷し、巻取る
ことを特徴とする低温靭性に優れた4.5mm厚以上
の厚肉熱延高張力鋼板の製造法。２Ｃ：0.02〜0.25％、Si：0.60％以下、Mn：
0.5〜2.2％、Ｓ：0.010％以下、Sol.Al：0.10％以
下を含有し、さらにNb：0.10％以下、Ｖ：0.10％
以下、Ti：0.10％以下、Cu：0.50％以下、Ni：
0.50％以下、Cr：0.50％以下、およびＢ：0.010％
以下のうちの１種または２種以上からなる強度改
善成分を含有し、残りがFeと不可避不純物から
なる組成（以上重量％）を有する鋼を、1100〜
950℃の温度領域にて50％以上の加工率で圧延し、
さらにAr₃〜Ar₁点の温度領域で30％以上の加工
率で再度圧延を行なつた後、３℃／sec以上の冷
却速度で480℃〜Ms点の温度領域まで急冷し、巻
取ることを特徴とする低温靭性に優れた4.5mm厚
以上の厚肉熱延高張力鋼板の製造法。３Ｃ：0.02〜0.25％、Si：0.60％以下、Mn：
0.5〜2.2％、、Ｓ：0.010％以下、Sol.Al：0.10％以
下を含有し、さらにCa：0.010％以下を含有し、
残りがFeと不可避不純物からなる組成（以上重
量％）を有する鋼を、1100〜950℃の温度領域に
て50％以上の加工率で圧延し、さらにAr₃〜Ar₁
点の温度領域で30％以上の加工率で再度圧延を行
なつた後、３℃／sec以上の冷却速度で480〜Ms
点の温度領域まで急冷し、巻取ることを特徴とす
る低温靭性に優れた4.5mm厚以上の厚肉熱延高張
力鋼板の製造法。４Ｃ：0.02〜0.25％、Si：0.60％以下、Mn：
0.5〜2.2％、Ｓ：0.010％以下、sol.Al：0.10％以
下を含有し、さらにNb：0.10％以下、Ｖ：0.10％
以下、Ti：0.10％以下、Cu：0.50％以下、Ni：
0.50％以下、Cr：0.50％以下、およびＢ：0.010％
以下のうちの１種または２種以上からなる強度改
善成分、並びにCa：0.010％以下を含有し、残り
がFeと不可避不純物からなる組成（以上重量％）
を有する鋼を、1100〜950℃の温度領域にて50％
以上の加工率で圧延し、さらにAr₃〜Ar₁点の温
度領域で30％以上の加工率で再度圧延を行なつた
後、３℃／sec以上の冷却速度で480〜Ms点の温
度領域まで急冷し、巻取ることを特徴とする低温
靭性に優れた4.5mm厚以上の厚肉熱延高張力鋼板
の製造法。