JPH0143816B2

JPH0143816B2 -

Info

Publication number: JPH0143816B2
Application number: JP10049679A
Authority: JP
Inventors: Hisashi Takada; Koji Hosomi; Yoshio Ashida; Masaaki Katsumata; Katsuhiro Itayama; Norikatsu Shikida
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1979-08-06
Filing date: 1979-08-06
Publication date: 1989-09-22
Also published as: JPS5625924A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、低温域で使用される熱処理型アルミ
キルド鋼の新規製造法に関する。各種低温用鋼の低温靭性の改善を図るには、フ
エライト結晶粒（マルテンサイト鋼の場合には、
旧オーステナイト結晶粒）の微細化が必須の条件
であることは良く知られているところである。こ
の結晶粒微細化のために従来採用されてきた方法
は、「制御圧延法」と「直接焼入れ法」とに大別
される。制御圧延法は、例えばラインパイプ用高
張力鋼などのように、Nb、Ｖ、Zrなどの結晶粒
微細化元素を含む鋼を対象とし、その圧延前加熱
温度を充分高くしてこれら諸元素を素地中に完全
に固溶せしめたのち、高温オーステナイト再結晶
域における圧延により、再結晶オーステナイト粒
を極力微細化し、ついで低温オーステナイト未再
結晶域での圧延を加え、オーステナイト組織に変
形組織を導入することによつて、それにつづく冷
却中に生ずるフエライト粒を微細化させるもので
あり、このフエライト結晶粒微細化により、高強
度化とシヤルピー破面遷移温度の低下とが同時に
達成されるという長所を有する。しかしながら、
その反面、添加元素の効果を十分に発揮させるに
は、圧延前に高温加熱を施して添加元素の炭化物
を完全に固溶させなければならないこと、あるい
は低温オーステナイト未再結晶域で一定圧下率を
越える圧下を加える必要があるため、高温域圧延
と低温域圧延との間にかなりの待時間を設けなけ
ればならず、製造ラインにおける生産性が著しく
損なわれること等、製造面での制約をうけ、加え
て、前記結晶粒の微細化と添加元素炭化物による
高強度化とが重複するため、延性破断域でのシヤ
ルピー吸収エネルギー（最大吸収エネルギー）が
著しく損われるという品質面で限界を伴なう。一方、直接焼入れ法は、熱間加工直後に水冷と
焼もどし処理を施すことにより、熱処理を省略し
たものであり、機械構造用鋼などでは、鍜造焼入
れという名ですでに実用化されている、しかしな
がら、熱間加工で得られるオーステナイト結晶粒
は特殊な結晶粒微細化素を添加しない限り粗いた
め、同法にて製造された鋼の室温での機械的性質
は、熱処理材（熱間加工後、再オーステナイト化
処理を加えて結晶粒径等の組織調整を施したも
の）に比し通常低劣である。本発明は、低温用鋼に関する前記問題点を克服
するためになされたものであり、特殊元素を含ま
ない低炭素アルミキド鋼を素材とし、熱間加工で
得られるやや粗大な不均一オーステナイト組織に
一定の低温域、すなわち加工を受けたオーステナ
イトがフエライトに変態せず、かつ再結晶もしな
い温度域において一定減面率の加工を施すことに
よつて、その後の水冷あるいは放冷の際に生ずる
変態相（フエライト・ベイナイト混合組織あるい
はフエライト・パーライト組織）の結晶粒を実質
的に十分に微細化し得る、との新知見を得て完成
されたものである。すなわち、本発明は、低炭素アルミキルド鋼
を、Ar₃変態点以上であつて変形オーステナイト
の再結晶を生じない温度域における減面率30％以
上、90％以下の加工工程を含む熱間加工に付し、
熱間圧延後直ちに常温まで水冷したのち、Ac₁変
態点以下の温度で焼もどし処理する低温用鋼の製
造法を提供するものであり、これによつて、従来
熱間圧延後に、焼ならし、焼ならしと焼もどし、
あるいは焼入れおよび焼もどし等の熱処理を施し
て使用に供されていた既存の熱処理型低温用鋼の
製造工程から、圧延後の再オーステナイト化処理
工程（焼入れ、焼ならし）を省略するとともに、
特殊元素の新たな添加など鋼組成の成分系を変え
るごとき特別の措置を加えることなく、既存成分
系のままで、シヤルピー最大吸収エネルギー、遷
移温度等の低温靭性をはじめ、低温用鋼として必
要な諸特性を大きく改善することに成功したもの
である。本発明方法は、C0.01〜0.1％、Si0.1〜0.9％、
Mn0.5〜2.0％、およびAl0.01〜0.3％を必須成分
として含有し、残部鉄および不可避の不純物から
成る所謂「熱処理型」の低温用鋼に適用して好結
果を得ることができる。本発明対象鋼は、従来の
この種の鋼と異なつて、特殊元素の存在を必要と
せず、むしろその添加を排除する点に一特徴を有
する。Ｃは0.01％に満たないと、実用上必要な高強度
を得がたく、一方0.1％を越えると、靭性および
溶接性の劣化を引起すので、0.01〜0.1％の範囲
で添加される。 Siは、脱酸元素として加えられるが、0.9％を
越えると、靭性が悪化するので、0.1〜0.9％添加
される。 Mnは、所要の強度を付与するために0.5％以上
加えられるが、多量に添加すると靭性が損われる
ので2.0％を上限とする。 Alは、溶鋼の脱酸および固溶窒素の固定のた
めに0.01〜0.3％の範囲で添加される。焼もどしベイナイトあるいはフエライト・パー
ライト組織の低温靭性改善に対しても、結晶粒の
微細化は重要な働きをするが、ラインパイプ用非
調質高張力鋼のように、Nbなどの結晶粒微細化
のための特殊元素を添加しない限り、圧延後冷却
前のオーステナイト結晶組織を微細かつ均一なも
のとすることは一般に困難である。そのため、従
来は、安定した低温靭性が要求される場合のオー
ステナイト組織の均一微細化手段として、圧延後
再オーステナイト化処理を行なうのが通常であつ
た。これに対し、本発明では、熱間加工で得られ
る比較的粗大・不均一なオーステナイト組織に対
し、加工による変形をうけたオーステナイトが変
態および再結晶のいずれも生じない温度領域での
加工（以下、「低温加工」と称する）が加えられ
たのち、水冷等の急速冷却に付される。第１図は本発明にかかる製造工程のヒートパタ
ーンを示すグラフであり、図中、T₁は熱間加工
前の加熱温度、T₂はオーステナイト再結晶開始
温度（T₁〜T₂の範囲はオーステナイト再結晶領
域）、T₃は圧延終了温度、T₄は変態開始温度
（T₂〜T₄の範囲はオーステナイト未再結晶領域）
である。圧延材は、所定の温度T₁に加熱された
のち、オーステナイト域で、温度T₂〜T₃の領域
での低温加工を含む熱間加工が施される。この低
温加工における加工の程度は、後記のように減面
率30％以上、90％以下であることが望ましい。熱
間加工の過程では、時間の経過とともに加工材温
度の低下を伴なうので、高温域（再結晶域）での
加工につづいて、低温域（未再結晶域）での低温
加工に移動させることができる。このように、低
温加工は自然冷却と同時に連続的に行うことがで
きるので、加工前の加熱温度T₁は、前記低温加
工条件（温度および減面率）と圧延機の能力とに
よつて決定される加工パススケジユールから逆算
される最も低い温度に設定することが、加工前初
期粒度微細化の点より望まれる。なお、前記熱間
加工においては、再結晶域T₁〜T₂での加工は必
ずしも必要ではなく、例えば、加工前加熱温度を
再結晶開始温度T₂付近に設定し、同温度から直
ちに低温加工を行なつてもよい。この場合にも、
該低温域での加工は減面率30％以上、90％以下を
要することは前記と同様である。前記熱間加工につづいて水冷等による急冷、す
なわち直接焼入れが施され、常温まで冷却され
る。この急冷処理により、フエライトとベイナイ
トの混合組織またはフエライト・パーライト組織
が与えられる。すなわち、低炭素アルキルド鋼
は、連続冷却曲線（CCT曲線）図におけるフエ
ライト・パーライトノーズおよびベイナイトノー
ズが短時間側に位置するため、実質的に（工業的
規模で）どのような冷却方法を用いてもマルテン
サイト１相組織を得ることは困難であり、比較的
高い冷却速度にて冷却された場合の水冷組織はベ
イナイトとフエライト（このフエライトはポリゴ
ナルフエライト（等軸フエライト）ではない）の
混合組織となり、冷却速度が比較的低い場合には
フエライト・パーライト組織となる。しかし、高
冷却速度で冷却された場合の焼入れ・焼もどし材
は、ベイナイトないしマルテンサイトの体積率が
大きいため後記のごときメカニズムによる強靭化
の効果が得られ、一方、冷却速度が比較的低い場
合のフエライト・パーライト組織は、水冷により
フエライト組織が著しく微細化されているので遷
移温度の大幅な低減効果が得られる。このような
急冷材での低温加工におけるフエライト組織の微
細化は、オーステナイトからフエライトへの相変
態時のフエライト該生成頻度が大きいことに依る
ものであり、その機構は従来のNb入り直接焼入
れ高張力鋼の場合と同じである。なお、前記急冷
処理における冷却速度は、使用される冷却装置の
冷却態のほか、鋼材の板厚に依存し、通常の急冷
手段においては、板厚約10mm以下の場合に高冷却
速度によるフエライトとベイナイトの混合組織が
与えられ、それ以上の板厚では冷却速度が低くフ
エライト・パーライト組織となる。前記急冷処理が行なわれたのち、Ac₁点以下で
の焼もどし処理に付される。この焼もどし処理
は、従来の「再加熱処理と焼入れ・焼もどし処
理」法における該焼もどし温度と同程度の温度な
いしはそれより約50℃高い温度までの範囲で行な
うのが好ましい。これによつて、後記のように所
要の低温靭性・高強度等の諸特性が与えられる。前記のように、本発明方法により直接焼入れ・
焼もどし処理を行なうことによつて、旧オーステ
ナイト粒径とは無関係に安定した良好なシヤルピ
ー破面遷移温度が得られる。すなわち、従来法に
より(a)熱間圧延（通常1150〜950℃）の後空冷し、
再オーステナイト化温度に加熱して焼入れた後、
焼もどし（通常、625℃×60分）を行なう場合や、
(b)低温加工を含まない熱間加工（例えば温度1200
℃）ののち、直接焼入れし、ついで焼もどし（例
えば620℃×60分）を施す場合には、旧オーステ
ナイト結晶粒度がシヤルピー破面遷移温度に大き
く影響し、該遷移温度を低くするには、オーステ
ナイト結晶粒径が微細であることを要する。これ
に対し、本発明により、一定の低温加工を加えて
オーステナイトに変形組織を導入してから急冷に
より変態を行なわせた場合には、同じ旧オーステ
ナイト粒径（低温加工直前の粒径）を有する前記
(a)または(b)で得られるものより、低い遷移温度が
与えられ、低温加工での圧下率が大きいほど、遷
移温度の低下は顕著になることが判る。また、低
温加工前の結晶粒は微細である程有利であるが、
粒度番号５程度の粗粒組織でも、低温加工での圧
下率を高め、好ましくは30％以上、90％以下の減
面率の加工を加えれば、粒度番号８〜10程度の微
細旧オーステナイト粒の材料を用いた前記(a)の従
来法で得られるものと同等もしくはそれ以上の良
好な遷移温度を得ることができ、旧オーステナイ
ト粒度の影響から実質的に解放される。なお、低
温加工を行なう温度は、その加工変形中もしくは
その直後にフエライトヘの変態およびオーステナ
イトの再結晶が生じない範囲である限り、該範囲
内での高低は、得られる遷移温度に影響を与えな
いから、大きな低温加工率も、多数回の圧延パス
の累積により容易に加えることができ実操業上特
別の手当てを必要としない。低温加工での圧下率
の増加は、遷移温度の上昇に有効であるが、圧延
機の能力などの実用的観点から、その上限を90％
とする。また、本発明方法により低温加工と急冷・焼も
どしを行なうと、引張強さや降状強度が、同一温
度で焼もどしを行なつた従来法の焼入れ・焼もど
し材よりもすぐれる。該鋼の機械的諸性質は、焼
もどしの設定温度によつて変化し、最大吸収エネ
ルギー、伸び、絞り等は、焼もどし温度を高くす
るにつれて向上し、一方降状強さや引張強さは、
逆に低下する傾向がある。従つて、焼もどし温度
を適当に設定することにより、所要の特性を付与
することができ、強度レベルが従来の焼入れ焼も
どし［(a)法］と同じになるような焼もどし温度、
例えば約630〜670℃を選ベば、強度と最大吸収エ
ネルギー値とも、焼入れ焼もどし材と同等の値が
与えられる。しかも、その場合、シヤルピー破面
遷移温度は焼もどし温度を高くするとともに、低
下する傾向にあるので、遷移温度についても良好
な値を付与することができる。前記のように、熱間加工過程で低温加工を加え
ることにより最大吸収エネルギーを全く損わず
に、良好な遷移温度を付与し得るのは次のごとき
メカニズムによると考えられる：Cr、Mo、Cu等
の焼入れ性を高める成分を特に含まない低Ｃアル
ミキルド鋼においては、圧延仕上り板厚約10mmを
境にして冷却後の変態相が大きく変わる。製品板
厚が約10mmを越えるものではオーステナイト域か
らの水冷によつてマルテンサイトあるいはベイナ
イト等の低温変態生成物を得ることは難しく、一
般には等軸フエライトに一部針状組織が混入した
組織となる。このため圧延後直接焼入れした場合
にも低温変態相が得られない。低温域での圧延に
よる遷移温度の低下、Nb（あるいはＶ）入り高張
力鋼の制御圧延法の場合と同様に、フエライト組
織の微細化が原因である。しかし、従来のNb鋼
が、高強度化に伴なうシヤルピー最大吸収エネル
ギーの低下、あるいはセパレーシヨン発生による
同エネルギーの低下による間接的な遷移温度低下
効果を併せ有することによつて遷移温度の大幅な
低下に成功したのに対し、本発明では、低温用鋼
として、遷移温度と同じく強く要求されるすぐれ
たシヤルピー最大吸収エネルギーを損なわずに
（例えば、アルミキルド鋼では、vEmax＞20Kg−
ｍであるのに対し、Nb鋼は一般に、vEmax＜10
Kg−ｍである）、さらに遷移温度を大幅に低下さ
せることを可能とした。一方、圧延仕上り板厚が、比較的薄い場合（例
えば、約10mm以下）はつぎのごときメカニズムに
よると考えられる：第２図は、シヤルピー試験片
の破面を走査型電子顕微鏡で観察し、「破面単位」
（「有効フエライト粒経」ともよばれる）を測定
し、旧オーステナイト粒径との関係を示したグラ
フである（なお、マルテンサイト組織において、
フエライト粒に対応する組織は、「パケツト」あ
るいは「ブロツク」と呼ばれ、旧オーステナイト
粒が複数個に分割されたものであるから、マルテ
ンサイト組織の遷移温度は、前記パケツトあるい
はブロツクと関連して考案すべきものである。し
かし、変形オーステナイト粒から変態したマルテ
ンサイトでは、これらパケツトまたはブロツク等
の組織因子を顕微鏡観察で確認するのは困難であ
るため、脆性破壊に対する抵抗の大きさに対応す
る「破面単位」を用いた）。破面単位、旧オース
テナイト粒径はいずれも平均切片長さにて示す。
図中、実線は、等軸旧オーステナイト粒の場合、
破線は、低温加工を施した場合である。ただし、
低温加工を加えた場合のオーステナイト粒度は、
シヤルピー破面上で観察すると、実質的により小
さいオーステナイト粒径に対応することとなるの
で、次式による補正を施している。 d′＝ｄ（１−Ｒ）［式中、d′は補正後の粒径、ｄは低温加工前の
粒径、Ｒは低温加工での減面率（％）である］図から明らかになるように、低温加工を加える
ことによつて、破面単位（有効フエライト粒径）
は、単純なシヤルピー試験片面上での幾何学的微
細化以上に、細粒化していることが判る、このよ
うな低温加工の導入による結晶粒の効果的な微細
化が遷移温度の大幅な低下をもたらす一因である
と考えられる。更に、第３図は、破面単位と破面
遷移温度との関係を示したグラフであるが（図中
のマークは前記第２図と同じ）、これによれば、
低温加工をうけたものは、破面単位と遷移温度と
の関係において、オーステナイトが等軸粒である
場合の関係（実線で示す）から逸脱している。遷
移温度は、破面単位だけでなく、降状応力と破断
応力の大小関係によつて決定されると言われてい
るが、低温加工によつてマルテンサイトの破断応
力が高められたことによりこのような特異な結果
が得られたものと推察される。次に本発明の前記低温加工と直接焼入れ・焼も
どしを施す処理法にて得られる諸特性を、従来法
等の他法によるそれと比較して具体的に説明す
る。供試材として、C0.08％、Si0.31％、Mn1.41
％、P0.013％、S0.0006％、Al0.032％の成分を有
するアルミキルド鋼を用いた。処理条件は次のと
おりである。 (1) 試験No.１材：「1150℃加熱」→「高温域圧延」→「低温加
工（温度850〜830℃で減面率45％の圧下付与）」
→「直接焼入（水冷）」→「焼もどし（625℃×
1Hr）」、 (2) 試験No.２材（比較材）「1150℃加熱」→「高温域圧延（温度1150〜
950℃）」→「空冷」→「再オーステナイト化
（900℃×1Hr）」→「焼入れ（水冷）」→「焼も
どし（625℃×1Hr）」、前記各試験材のうち、No.１は本発明方法による
ものであり、No.２は、熱間加工後再加熱処理して
焼入れ焼もどしする従来法の例である。試験片は、得られた厚さ20mmの圧延板の圧延方
向から採取し、衝撃試験は、JIS4号のフルサイ
ズ、引張試験は、ゲージ部長35mm・径10mmのもの
を用いた。前記各試験材の諸特性を第１表に示す。同表に
示されるように、本発明方法によれば、強度・延
性等を損うことなく、破面遷移温度が大幅に低下
し、再加熱処理と焼入れ焼もどしを行なう従来法
のもの（No.２）にくらべ、低温用鋼としていづれ
の諸特性にもすぐれていることが判る。なお、圧
延後の直接焼入れ（水冷）で目的とする低温度変
態生成物以外にかなりの量のフエライト（針状フ
エライト）が混入することもあるが、それによつ
て前記諸特性が損なわれることはない。

【表】以上のように、本発明方法によれば、一定の低
温加工を施すことにより、再加熱処理工程が省略
され、かつ特殊元素の添加を要することなく、既
存の各種低温用鋼の諸特性を顕著に改善すること
ができる。また、特殊元素を含まないため、これ
ら元素の固溶化のための高温加熱は必要なく、圧
延機の能力、パススケジユールの許す限りにおい
て、圧延前加熱温度を下げることも可能であり、
省エネルギーや生産性の向上等の諸効果も得られ
る。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明方法におけるヒートパターン
の説明図、第２図は、旧オーステナイト粒径と破
面単位の関係を示すグラフ、および第３図は、破
面単位とシヤルピー破面遷移温度の関係を示すグ
ラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

１ C0.01〜0.1％、Si0.1〜0.9％、Mn0.5〜2.0％、
Al0.01〜0.3％を含有し、残部鉄および不可避的
不純物からなる低温用アルミキルド鋼を、Ar₃変
態点以上であつて変形オーステナイト粒の再結晶
を生じない温度域における減面率30％以上、90％
以下の加工を含む熱間圧延に付し、熱間圧延後直
ちに常温まで水冷したのち、Ac₁変態点以下の温
度で焼もどし処理することを特徴とする低温用ア
ルミキルド鋼の製造法。