JPH06104861B2

JPH06104861B2 - Ｖ添加高靭性高張力鋼板の製造法

Info

Publication number: JPH06104861B2
Application number: JP1075799A
Authority: JP
Inventors: 博為広; 力雄千々岩; 潔西岡
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1989-03-28
Filing date: 1989-03-28
Publication date: 1994-12-21
Anticipated expiration: 2009-12-21
Also published as: JPH02254119A

Description

【発明の詳細な説明】［産業上の利用分野］本発明は溶接性の優れた引張強さ60kgf/mm²級Ｖ添加高
靭性高張力鋼板の製造法に関するもので、板厚20mm以下
の鋼板を対象とする。

本発明は厚板ミルに適用することが最も好ましいが、ホ
ットコイル，形鋼などにも適用できる。また、この方法
で製造した厚鋼板はラインパイプ，鉄塔用などの構造用
鋼管に用いることができ、特に溶融亜鉛メッキされる鋼
管用に適する。

［従来の技術］鋼の母材、溶接熱影響部（HAZ）の強度，靭性や溶接性
を改善するためには、低Ｃ化（低炭素当量化）、微量Ti
添加（Tiの窒化物、酸化物の利用）などが効果的である
が（例えば特開昭52−128821号公報，特開昭55−131125
号公報参照）、これらはいずれも強度低下を招く。特に
Nb,Vなど析出硬化元素を利用する場合、C,N量の減少に
よって強度低下が著しくなる（Tiを添加するとTiNとし
てＮが強力に固定さフリーＮが減少）。このため鋼板の
製造では、制御圧延あるいは制御圧延＋加速冷却によっ
て高強度化を図るのが一般的である。しかし板厚が薄く
なると、加速冷却では水冷開始までの温度低下や冷却後
の形状不良などの問題があった。また制御圧延で引張強
さ60kgf/mm²級（以下HT60という）の高強度を得るには
さらに合金元素量を増加しなければならず、高強度と優
れた低温靭性、溶接性（以下、溶接部靭性を含む）を同
時に得ることは不可能であった。

［発明が解決しようとする課題］本発明は低温靭性、溶接性の優れたHT60の安価な製造技
術を提供するものである。本発明に基づいて製造したHT
60合金コストが安く、かつ低温靭性，溶接性が良好なこ
とから溶接施工において予熱を軽減あるいは省略でき、
溶接構造物の安全性が向上するなどの利点を有する。

［課題を解決するための手段］本発明の要旨とするところは、C:0.03〜0.09％,Si:0.5
％以下,Mn:1.4〜1.9％,P:0.02％以下,S:0.003％以下,N
b:0.005〜0.03％,V:0.03〜0.08％,Ti:0.005〜0.02％,A
l:0.06％以下,N:0.001〜0.003％,O:0.002〜0.004％に、
必要に応じてNi:0.05〜1.0％,Cu:0.05〜0.6％,Ca:0.001
〜0.005％の１種または２種以上を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼を1100〜1250℃の温度範
囲に加熱して950℃以下、Ar₃変態点以上の累積圧下量が
40％以上、Ar₃変態点未満の累積圧下量が20％以上、か
つ圧延終了温度が690℃以下、630℃以上となるように圧
延を行うことを特徴とする引張強さ60kgf/mm²級Ｖ添加
高靭性高張力鋼板の製造方法にある。

［作用］以下、本発明について詳細に説明する。

HT60の低温靭性や溶接性を画期的に改善するには、まず
成分元素の制限が必須である。このためＣ量を低減する
とともに、特に析出硬化能が大きく溶接性に有害なNb添
加量を低減した。また微量Ti添加はTiNやTi₂O₃を主体と
する酸化物によるHAZ靭性の改善のためであり、かつそ
の効果を十分に得るためにN,O量を制限した。さらに溶
接性を劣化させずにHT60の高強度を確保するために、Ｖ
添加を行なった。しかしＶをただ単に添加しただけで
は、その効果は発揮されない。これはＣ量の低減やTi添
加によるフリーＮ量の低下によってV₄C₃,VNによる析出
硬化が十分に得られないからである。

このため本発明者らはその製造法について鋭意研究の結
果、低Ｃ、低Ｎ鋼においてＶ添加による高強度化にはAr
₃点以下、（γ＋α）２相域圧延が有効であることを確
かめた。すなわち適切な（γ＋α）２相域圧延を上記の
鋼に加えることによってフェライト地の微細なＶ析出が
著しく促進され、強度が大幅に向上することを見出し
た。このようなＶ添加の効果を十分に得るためには鋼
（スラブ）の再加熱，圧延条件を以下のように限定する
必要がある。まず再加熱温度を1100〜1250℃の範囲に限
定する。再加熱温度はNb,Vなどの析出物を固溶させ、高
強度を確保するために1100℃以上としなければならない
（望ましくは1150℃以上）。この温度未満では、Nbがほ
とんど固溶せず十分な強度が得られない。しかし再加熱
温度が1250℃を越えると、オーステナイト粒（γ粒）が
著しく粗大化し、圧延によっても完全に微細化できない
ため、優れた低温靭性が得られない。従って再加熱温度
は1250℃以下とする必要がある。次に950℃以下、Ar₃以
上の累積圧下量を40％以上としなければならない。これ
はγ組織を微細化して低温靭性を改善するためである。
γ組織を微細化しフェライト粒径を小さくしないと、続
く（γ＋α）２相域圧延によるＶの析出硬化によって低
温靭性が著しく劣化するからである。さらに、十分なＶ
の析出硬化を得るためには２相域の累積圧下量と圧延終
了温度をそれぞれ20％以上、690〜630℃に制限しなけれ
ばならない。（γ＋α）２相域の圧下量が20％未満であ
るとＶの析出が不足する。また圧延終了温度が690℃越
えるとＶ析出物のサイズが大きく析出硬化能が弱くな
り、630℃未満では圧延を行なってもＶが十分に析出し
ない。

以上のように、たとえ製造法が適切であっても基本成分
が適当でないとHT60としての優れた特性が得られない。
以下、この点について説明する。

Ｃの下限0.03％は、母材および溶接部の強度確保ならび
にNb,Vなどの添加時に、これらの効果を発揮させるため
の最小量である。しかしＣ量が多過ぎると溶接性の著し
い劣化を招くので、上限を0.09％とした。

Siは多く添加すると溶接性、HAZ靭性を劣化させるた
め、上限を0.5％とした。鋼の脱酸はAl,Tiのみでも十分
であり、Siは必ずしも添加する必要はない。

Mnは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、そ
の下限は1.4％である。しかしMn量が多過ぎると焼入性
が増加して溶接性、HAZ靭性を劣化させるだけでなく、
連続鋳造スラブの中心偏析を助長するので上限を1.9％
とした。

本発明鋼において不純物であるP,Sをそれぞれ0.02％,0.
003％以下とした理由は、母材,HAZの低温靭性をより一
層向上させるためである。Ｐの低減は粒界破壊を防止
し、Ｓ量の低減はMnSによる靭性の劣化を防止する。特
に本発明鋼では（γ＋α）２相域圧延よってシャルピー
衝撃破面にセパレーションが発生し、吸収エネルギーの
低下を招くので、低Ｓ化は必須である。好ましいP,S量
はそれぞれ0.01％以下,0.002％以下である。

Nbは本発明では母材の強度、低温靭性を得るために必須
の元素であり、その下限は0.005％である。しかしその
添加量が多過ぎるとHAZ靭性、溶接性を著しく害するの
で、その上限を0.03％とする。

ＶはNbとほぼ同じ効果をもつ元素であるが、Nbに比較し
て析出硬化能はやや弱い。しかしHAZ靭性や溶接性に対
する害は少なく、析出硬化が有効に得られれば極めて貴
重な元素である。本発明ではＶの析出硬化を十分に得る
ことが可能であり、Ｖは必須の元素である。しかし0.03
％未満では効果が少なく、上限は0.08％まで許容でき
る。

TiはAl量が少ないとき（例えば0.003％以下）、Ｏと結
合してTi₂O₃を主成分とする酸化物を形成してHAZ靭性を
向上させる。またＮと結合してTiNを形成し、再加熱時
のγ粒相大化を抑制し、圧延後の組織を微細化する。こ
れらの効果を得るためにはTi最低0.005％必要である。
しかし多過ぎるとTiCを形成し低温靭性や溶接性を劣化
させるので、その上限は0.02％しする。

Al、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、脱酸はSi
またはTiだけでも十分であり、本発明鋼においては、そ
の下限は限定しない。しかしAl量が多くなると鋼の清浄
度が悪くなるばかりでなく、溶接金属の靭性が劣化する
ので上限を0.06％とした。

Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれる元素である
が、TiNを形成して前述のようにHT60の性質を高める。
このためのＮ量として最低0.001％必要である。しかし
ながら過剰のＮはHAZ靭性、溶接性に極めて有害であ
り、この影響は高強度鋼ほど著しい。HT60の場合、その
上限は0.003％である。

ＯはＮと同様に不純物として鋼中に含まれる元素である
が、Al量が少ない場合には、Tiと結合してTi₂O₃を形成
し、HAZ靭性を向上させる。このために必要な最少Ｏ量
は0.002％である。しかしＯ量が多過ぎると鋼の清浄度
が劣化し、靭性などに悪影響を与えるので、その上限は
0.004％とする。

次にNi,Cu,Caを添加する理由について説明する。基本と
なる成分にさらに、これらの元素を添加する主たる目的
は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度，靭性
などの特性向上を図るためである。従って、その添加量
は自ら制限される性質のものである。

Ni溶接性に悪影響をおよぼすことなく、強度、靭性を向
上させるほか、Cu−クラックの防止にも効果がある。し
かし1.0％を超えると溶接性に好ましくないため、上限
を1.0％とした。

Cuも溶接性、HAZ靭性に悪影響を及ぼすことなく、強度
を向上させるほか、耐食性の向上にも効果を発揮する。
しかし0.6％を越えると溶接性を害するので、上限を0.6
％とした。

なおNi,Cu量の下限は、これらの元素による効果が得ら
れる最少量で、0.05％である。

Caは硫化物の形態を制御し、低温靭性（シャルピー吸収
エネルギー）を向上させるほか、耐水素誘起割れ性の改
善にも効果を発揮する。しかしCa量0.001％未満では実
用上の効果がなく、また0.005％を越えて添加すると、C
aO,CaSが多量に生成して大型介在物となり、鋼の清浄度
を害して靭性を低下させる。また溶接性にも悪影響を与
える。このため添加量の範囲を0.001〜0.005％に制限し
た。

［実施例］次に本発明の実施例について述べる。転炉一連続鋳造−
厚板工程で種々の鋼成分の薄い鋼板（板厚10〜20mm）を
製造し、その強度、靭性などを調査した。表１に実施例
を示す。本発明に従って製造した鋼板（本発明鋼）はす
べて良好な特性を有する。これに対して本発明によらな
い比較鋼は、強度，低温靭性に劣る。鋼10,11はNbある
いはＶ無添加で強度不足であり、鋼12はTi無添加でHAZ
靭性が劣る。また鋼13〜16では、製造条件が適切でない
ために強度あるいは低温靭性が十分でない。

［発明の効果］本発明により、低温靭性，溶接性の優れたHT60の製造が
可能となり、その結果、製造コストが低減するとともに
現場での溶接施工能率や溶接構造物の安全性を著しく向
上することができる。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】C:0.03〜0.09％,Si:0.5％以下,Mn:1.4〜1.
9％,P:0.02％以下,S:0.003％以下,Nb:0.005〜0.03％,V:
0.03〜0.08％,Ti:0.005〜0.02％,Al:0.06％以下,N:0.00
1〜0.003％,O:0.002〜0.004％で、残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼を1100〜1250℃の温度範囲に加熱
して950℃以下、Ar₃変態点以上の累積圧下量が40％以
上、Ar₃変態点未満の累積圧下量が20％以上、かつ圧延
終了温度が690℃以下、630℃以上となるように圧延を行
うことを特徴とする引張強さ60kgf/mm²級Ｖ添加高靭性
高張力鋼板の製造法。
【請求項２】C:0.03〜0.09％,Si:0.5％以下,Mn:1.4〜1.
9％,P:0.02％以下,S:0.003％以下,Nb:0.005〜0.03％,V:
0.03〜0.08％,Ti:0.005〜0.02％,Al:0.06％以下,N:0.00
1〜0.003％,O:0.002〜0.004％にNi:0.05〜1.0％,Cu:0.0
5〜0.6％,Ca:0.001〜0.005％の１種または２種以上を含
有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を1100
〜1250℃の温度範囲に加熱して950℃以下、Ar₃変態点以
上の累積圧下量が40％以上、Ar₃変態点未満の累積圧下
量が20％以上、かつ圧延終了温度が690℃以下,630℃以
上となるように圧延を行うことを特徴とする引張強さ60
kgf/mm²級Ｖ添加高靭性高張力鋼板の製造法。