JPH1150185A - 高延性高靭性鋼板およびその製造方法 - Google Patents
高延性高靭性鋼板およびその製造方法Info
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- JPH1150185A JPH1150185A JP20889297A JP20889297A JPH1150185A JP H1150185 A JPH1150185 A JP H1150185A JP 20889297 A JP20889297 A JP 20889297A JP 20889297 A JP20889297 A JP 20889297A JP H1150185 A JPH1150185 A JP H1150185A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】組織微細化による高延性高靭性高張力鋼板と製
造方法。 【解決手段】（１）重量比で、Ｃ：０．０２〜０．２
％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．５
％、Ｃｕ、Ｎｉ等を含み、少なくとも表層領域において
未再結晶γから変態したα、加工αから再結晶したαが
各々４０体積％以上を占め、平均α粒径が３μｍ以下の
鋼板。 （２）（１）の組成の鋼片をＡc3以上に加熱後、少なく
とも表層領域に下記の、、の条件で加工熱処理を
施し圧下率の和が５０％以上となるようにする（１）の
鋼板の製造方法。Ａr3以下の変態率が７０％以上とな
るまで冷却し途中停止し、冷却中必要に応じて加工を加
える。上記の冷却停止後、Ａc1以上でＡc1とＡc3の
中間温度以下に復熱させ、復熱途中、復熱終了後放冷中
に必要に応じて加工を加える。鋼板を冷却し、この冷
却中Ａc1点−１００℃までの温度域で必要に応じて加工
を加える。
造方法。 【解決手段】（１）重量比で、Ｃ：０．０２〜０．２
％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．５
％、Ｃｕ、Ｎｉ等を含み、少なくとも表層領域において
未再結晶γから変態したα、加工αから再結晶したαが
各々４０体積％以上を占め、平均α粒径が３μｍ以下の
鋼板。 （２）（１）の組成の鋼片をＡc3以上に加熱後、少なく
とも表層領域に下記の、、の条件で加工熱処理を
施し圧下率の和が５０％以上となるようにする（１）の
鋼板の製造方法。Ａr3以下の変態率が７０％以上とな
るまで冷却し途中停止し、冷却中必要に応じて加工を加
える。上記の冷却停止後、Ａc1以上でＡc1とＡc3の
中間温度以下に復熱させ、復熱途中、復熱終了後放冷中
に必要に応じて加工を加える。鋼板を冷却し、この冷
却中Ａc1点−１００℃までの温度域で必要に応じて加工
を加える。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高度の安全性が要
求される鋼構造物、例えば極地用海洋構造物、タンク、
低温圧力容器、橋梁、建材等の使用に好適な高延性高靭
性鋼板およびその製造方法に関する。
求される鋼構造物、例えば極地用海洋構造物、タンク、
低温圧力容器、橋梁、建材等の使用に好適な高延性高靭
性鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来から、鋼材の諸特性、例えば低温靱
性、延性、降伏強さ、耐食性等はその金属組織が微細に
なるほど向上するという事実が知られていた。このた
め、金属組織の微細化を目的とする加工熱処理（ＴＭＣ
Ｐ：Thermo-Mechanical ControlProcess ）技術、その
効果を最大限に発揮する化学組成の調整技術等の鋼材の
製造技術が開発され、高品質の鋼材の生産、供給に多大
な効果を上げてきた。しかしながら、鋼材の組織微細化
に大きな効果をもたらしたＴＭＣＰ技術をもってして
も、例えば平均フェライト粒径が１０μｍ以下の均一な
微細組織を得ることはきわめて困難であり、ましてや粒
径が３μｍ以下の均一な微細組織を得ることは事実上不
可能とされていた。
性、延性、降伏強さ、耐食性等はその金属組織が微細に
なるほど向上するという事実が知られていた。このた
め、金属組織の微細化を目的とする加工熱処理（ＴＭＣ
Ｐ：Thermo-Mechanical ControlProcess ）技術、その
効果を最大限に発揮する化学組成の調整技術等の鋼材の
製造技術が開発され、高品質の鋼材の生産、供給に多大
な効果を上げてきた。しかしながら、鋼材の組織微細化
に大きな効果をもたらしたＴＭＣＰ技術をもってして
も、例えば平均フェライト粒径が１０μｍ以下の均一な
微細組織を得ることはきわめて困難であり、ましてや粒
径が３μｍ以下の均一な微細組織を得ることは事実上不
可能とされていた。
【０００３】これに対し、Ａr3点以下に冷却し冷却途中
停止された鋼板を外部熱源、加工熱等で加熱して圧延を
開始し、Ａc3点−５０℃からＡc3点温度の範囲で圧延を
終了し、均一な微細結晶粒とする製造方法が提案された
（特開平４−３０４３１２号公報、４−３０４３１３号
公報、特開平５−２０２４４４号公報等）。この発明に
おいては「昇温中のフェライトに必要量の加工を与え、
かつオーステナイトへの逆変態を防止すれば、加工フェ
ライトに導入された転位は回復、再配列を起こしフェラ
イトの微細化が達成される」ことによるとされている。
以後の説明において、フェライトをα、オーステナイト
をγと略記する場合がある。
停止された鋼板を外部熱源、加工熱等で加熱して圧延を
開始し、Ａc3点−５０℃からＡc3点温度の範囲で圧延を
終了し、均一な微細結晶粒とする製造方法が提案された
（特開平４−３０４３１２号公報、４−３０４３１３号
公報、特開平５−２０２４４４号公報等）。この発明に
おいては「昇温中のフェライトに必要量の加工を与え、
かつオーステナイトへの逆変態を防止すれば、加工フェ
ライトに導入された転位は回復、再配列を起こしフェラ
イトの微細化が達成される」ことによるとされている。
以後の説明において、フェライトをα、オーステナイト
をγと略記する場合がある。
【０００４】しかし、この方法では（α＋γ）二相域の
高温側への昇温途中で圧延するので微細化が不十分であ
り、かつ組織の微細化に伴う延性低下、したがって延性
破壊エネルギーの低下に対する配慮がなされていない。
高温側への昇温途中で圧延するので微細化が不十分であ
り、かつ組織の微細化に伴う延性低下、したがって延性
破壊エネルギーの低下に対する配慮がなされていない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、フェライト
粒をこれまで達成されたことのない程度にまで微細化し
高靭化をはかるとともに、高延性の高張力鋼板およびそ
の製造方法を提供することを目的とする。具体的にはつ
ぎの金属組織および性能を有する高張力鋼板およびその
製造方法の提供を目的とする。
粒をこれまで達成されたことのない程度にまで微細化し
高靭化をはかるとともに、高延性の高張力鋼板およびそ
の製造方法を提供することを目的とする。具体的にはつ
ぎの金属組織および性能を有する高張力鋼板およびその
製造方法の提供を目的とする。
【０００６】平均フェライト粒径 ≦ ３μｍ以下 伸び ≧ ５０％ 母材のvＴs ≦ −１１０℃ 3.5kJ/cm入熱のサフ゛マーシ゛アーク溶接継手部ボンドvＥ-20 ≧
１００Ｊ
１００Ｊ
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、微細フェ
ライト粒を含む金属組織を有する高延性高靭性高張力鋼
板およびその製造方法を鋭意検討した結果、つぎのよう
な事項を確認することができた。
ライト粒を含む金属組織を有する高延性高靭性高張力鋼
板およびその製造方法を鋭意検討した結果、つぎのよう
な事項を確認することができた。
【０００８】（ａ）最初の冷却でのＡr3点以下での変態
相の体積率（以下、「変態率」という）を７０％以上と
して、その後Ａc1点から“Ａc1点とＡc3点の中間温度”
（以後、単に「中間温度」と略記する）以下の温度域に
復熱させるとき、中間温度を超えて加熱するよりも最終
的に得られるフェライト粒径は微細化される。
相の体積率（以下、「変態率」という）を７０％以上と
して、その後Ａc1点から“Ａc1点とＡc3点の中間温度”
（以後、単に「中間温度」と略記する）以下の温度域に
復熱させるとき、中間温度を超えて加熱するよりも最終
的に得られるフェライト粒径は微細化される。
【０００９】（ｂ）上記の最初の冷却、その後の復
熱、および最後の冷却の際には必要に応じて加工を加
えるが、それぞれの加工の圧下率の単純和を５０％以上
とすると、最終的に得られるフェライト粒径は大幅に微
細化される。
熱、および最後の冷却の際には必要に応じて加工を加
えるが、それぞれの加工の圧下率の単純和を５０％以上
とすると、最終的に得られるフェライト粒径は大幅に微
細化される。
【００１０】（ｃ）復熱途中および最終の冷却において
は、加工フェライトから再結晶したフェライトの体積率
が全体の４０％以上および加工されたγから変態するフ
ェライトの体積率が４０％以上とすることにより延性を
大きく向上させることができる。
は、加工フェライトから再結晶したフェライトの体積率
が全体の４０％以上および加工されたγから変態するフ
ェライトの体積率が４０％以上とすることにより延性を
大きく向上させることができる。
【００１１】（ｄ）上記の最初の冷却、復熱、最
後の冷却、の３段階の加工熱処理を受ける領域は板厚全
体でなく表層領域だけでも鋼板として効果は認められ
る。
後の冷却、の３段階の加工熱処理を受ける領域は板厚全
体でなく表層領域だけでも鋼板として効果は認められ
る。
【００１２】本発明は上記の事項を組み合わせ、実験室
での加工熱処理実験装置での実験を重ね、製造現場での
試作試験を経て完成されたもので、その要旨はつぎの高
張力鋼板およびその製造方法にある。
での加工熱処理実験装置での実験を重ね、製造現場での
試作試験を経て完成されたもので、その要旨はつぎの高
張力鋼板およびその製造方法にある。
【００１３】（１）重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２
％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．５
％、sol.Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以
下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｉ：０〜２％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｎｂ：０〜０．０５
％、Ｖ：０〜０．０８％、Ｂ：０〜０．００５％および
Ｔｉ：０〜０．０５％を含み残部がＦｅおよび不可避不
純物からなり、少なくとも表層領域において未再結晶オ
ーステナイトから変態したフェライトおよび加工された
フェライトから再結晶したフェライトが各々４０体積％
以上を占め、かつ両方のフェライトについての平均粒径
が３μｍ以下であることを特徴とする高延性高靭性鋼板
（〔発明１〕とする）。
％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．５
％、sol.Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以
下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｎｉ：０〜２％、Ｃｒ：０〜
０．８％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｎｂ：０〜０．０５
％、Ｖ：０〜０．０８％、Ｂ：０〜０．００５％および
Ｔｉ：０〜０．０５％を含み残部がＦｅおよび不可避不
純物からなり、少なくとも表層領域において未再結晶オ
ーステナイトから変態したフェライトおよび加工された
フェライトから再結晶したフェライトが各々４０体積％
以上を占め、かつ両方のフェライトについての平均粒径
が３μｍ以下であることを特徴とする高延性高靭性鋼板
（〔発明１〕とする）。
【００１４】（２）〔発明１〕に記載する化学組成を有
する鋼片をＡc3点以上に加熱した後、少なくとも表層領
域が下記の、およびの条件を満足する３つの加工
熱処理を順に施す製造方法であって、、およびで
の加工の圧下率の和が５０％以上である〔発明１〕に記
載する高延性高靭性鋼板の製造方法（〔発明２〕とす
る）。
する鋼片をＡc3点以上に加熱した後、少なくとも表層領
域が下記の、およびの条件を満足する３つの加工
熱処理を順に施す製造方法であって、、およびで
の加工の圧下率の和が５０％以上である〔発明１〕に記
載する高延性高靭性鋼板の製造方法（〔発明２〕とす
る）。
【００１５】Ａr3点以下での変態相の体積率が７０％
以上となるように冷却し、途中で冷却を停止する。この
冷却中に必要に応じて加工を加える。
以上となるように冷却し、途中で冷却を停止する。この
冷却中に必要に応じて加工を加える。
【００１６】上記の冷却停止後、Ａc1点以上でＡc1
点とＡc3点の中間温度以下に復熱させる。この復熱途中
および復熱終了後放冷中に必要に応じて加工を加える。
点とＡc3点の中間温度以下に復熱させる。この復熱途中
および復熱終了後放冷中に必要に応じて加工を加える。
【００１７】鋼板を冷却する。この冷却中にＡc1点−
１００℃までの温度域で必要に応じて加工を加える。
１００℃までの温度域で必要に応じて加工を加える。
【００１８】上記において高張力鋼板は厚鋼板および熱
延鋼板をさす。上記の〔発明１〕および〔発明２〕にお
いては、板厚方向のすべての位置でそれぞれの発明に記
載する金属組織の条件を満足してもよいし、“板厚の５
％以上に相当する表層領域”でのみ上記の金属組織の条
件を満たしてもよい。したがって、表層領域が板厚の５
０％に相当する場合は全ての板厚部分が表層領域に該当
する。
延鋼板をさす。上記の〔発明１〕および〔発明２〕にお
いては、板厚方向のすべての位置でそれぞれの発明に記
載する金属組織の条件を満足してもよいし、“板厚の５
％以上に相当する表層領域”でのみ上記の金属組織の条
件を満たしてもよい。したがって、表層領域が板厚の５
０％に相当する場合は全ての板厚部分が表層領域に該当
する。
【００１９】〔発明２〕のＡr3点、Ａc1点、中間温度等
の温度は表面での計測値をさす。復熱途中で加工を施す
場合は、加工時の表面温度が中間温度以下であればよ
く、加工により内部の温度が中間温度以上になり、その
結果、加工後に表面温度が中間温度以上になってもよ
い。
の温度は表面での計測値をさす。復熱途中で加工を施す
場合は、加工時の表面温度が中間温度以下であればよ
く、加工により内部の温度が中間温度以上になり、その
結果、加工後に表面温度が中間温度以上になってもよ
い。
【００２０】
【発明の実施の形態】まず、鋼の組成の限定理由につい
て説明する。以後の説明において、合金元素の「％」は
「重量％」を表示するものとする。
て説明する。以後の説明において、合金元素の「％」は
「重量％」を表示するものとする。
【００２１】１．鋼の化学組成 Ｃ：０．０２〜０．２％ Ｃは強度上昇に有効な元素であり、所望の強度を得るた
めに０．０２％以上が必要であるが、０．２％を超えて
過剰に含むと鋼の靭性を劣化させるとともに、溶接施工
の対象となる本発明鋼において溶接熱影響部の靱性が著
しく劣化するため上限を０．２％とする。
めに０．０２％以上が必要であるが、０．２％を超えて
過剰に含むと鋼の靭性を劣化させるとともに、溶接施工
の対象となる本発明鋼において溶接熱影響部の靱性が著
しく劣化するため上限を０．２％とする。
【００２２】Ｓｉ：０．０２〜０．５％ Ｓｉは脱酸に有効な元素であるが、０．５％を超えると
溶接熱影響部の靭性を低下させるため上限を０．５％と
する。Ｓｉが０．０２％未満になると、脱酸時にＡｌの
損失が大きくなるので、Ｓｉの下限は０．０２％とす
る。
溶接熱影響部の靭性を低下させるため上限を０．５％と
する。Ｓｉが０．０２％未満になると、脱酸時にＡｌの
損失が大きくなるので、Ｓｉの下限は０．０２％とす
る。
【００２３】Ｍｎ：０．４〜２．５％ Ｍｎは強度上昇に有効な元素であり、そのためには、
０．４％以上が必要である。しかし、２．５％を超える
と溶接熱影響部の靭性が劣化するとともにＡc3点やＡc1
点が著しく低下し、そのために中間温度以下の温度域で
は復熱時の圧延による加工フェライトの再結晶が十分に
達成されなくなる。このためＭｎの上限は２．５％とす
る。
０．４％以上が必要である。しかし、２．５％を超える
と溶接熱影響部の靭性が劣化するとともにＡc3点やＡc1
点が著しく低下し、そのために中間温度以下の温度域で
は復熱時の圧延による加工フェライトの再結晶が十分に
達成されなくなる。このためＭｎの上限は２．５％とす
る。
【００２４】sol.Ａｌ：０．０８％以下 sol.Ａｌが実質的に０でもよい。ただし、板厚が厚いた
めに圧延の全圧下率[{(スラブ厚さ−製品板厚)／スラブ
厚さ}×１００(%) ]を５０％以上とれず凝固時のピンホ
−ルの圧着が期待できない場合には、ピンホールの発生
を抑えるためにsol.Ａｌは０．００１％以上とすること
が望ましい。sol.Ａｌが０．００１％未満では、凝固後
のスラブにピンホールが発生しやすい。一方、sol.Ａｌ
が０．０８％を超えると脆性破壊伝播停止特性等の靭性
が劣化するので０．０８％とする。
めに圧延の全圧下率[{(スラブ厚さ−製品板厚)／スラブ
厚さ}×１００(%) ]を５０％以上とれず凝固時のピンホ
−ルの圧着が期待できない場合には、ピンホールの発生
を抑えるためにsol.Ａｌは０．００１％以上とすること
が望ましい。sol.Ａｌが０．００１％未満では、凝固後
のスラブにピンホールが発生しやすい。一方、sol.Ａｌ
が０．０８％を超えると脆性破壊伝播停止特性等の靭性
が劣化するので０．０８％とする。
【００２５】Ｎ：０．００８％以下 Ｎは、Ａｌとともに窒化物を生成し、結晶粒の微細化に
有効であるが、Ｎが高すぎると溶接部の靭性を損なうの
で、上限を０．００８％とする。一方、適量のＮには溶
接性の向上という効果がある。この効果を得る場合に
は、０．００１５％以上含有させることが望ましい。
有効であるが、Ｎが高すぎると溶接部の靭性を損なうの
で、上限を０．００８％とする。一方、適量のＮには溶
接性の向上という効果がある。この効果を得る場合に
は、０．００１５％以上含有させることが望ましい。
【００２６】Ｃｕ：０〜０．６％ Ｃｕは含まなくてもよい。Ｃｕは強度上昇に有効なので
特に強度を調整するためには添加しても良い。０．１５
％未満では効果が明確でないので含ませる場合には０．
１５％以上とすることが望ましい。しかし、０．６％を
超えると母材や溶接部の靱性を劣化させるので０．６％
以下とする。さらに良好な靱性と強度とのバランスを確
保するには、０．３％以下とすることが望ましい。
特に強度を調整するためには添加しても良い。０．１５
％未満では効果が明確でないので含ませる場合には０．
１５％以上とすることが望ましい。しかし、０．６％を
超えると母材や溶接部の靱性を劣化させるので０．６％
以下とする。さらに良好な靱性と強度とのバランスを確
保するには、０．３％以下とすることが望ましい。
【００２７】Ｎｉ：０〜２％ Ｎｉは含まなくてもよい。Ｎｉはマトリックスの靭性を
向上させるので、とくに脆性亀裂伝播停止特性を向上さ
せる場合には、その効果を明確に得るために０．１５％
以上含ませることが望ましい。一方、Ｎｉが２％を超え
ると焼入性が必要以上に高くなり、冷却時にＡr3点以下
での変態率が十分高くとれないばかりか、Ａc3点やＡc1
点を著しく低下させるために復熱時の圧延の際に加工フ
ェライトの再結晶が達成されなくなる。従ってＮｉの上
限は２％とする。
向上させるので、とくに脆性亀裂伝播停止特性を向上さ
せる場合には、その効果を明確に得るために０．１５％
以上含ませることが望ましい。一方、Ｎｉが２％を超え
ると焼入性が必要以上に高くなり、冷却時にＡr3点以下
での変態率が十分高くとれないばかりか、Ａc3点やＡc1
点を著しく低下させるために復熱時の圧延の際に加工フ
ェライトの再結晶が達成されなくなる。従ってＮｉの上
限は２％とする。
【００２８】Ｃｒ：０〜０．８％ Ｃｒは含まなくてもよい。Ｃｒは強度上昇に有効なので
特に強度を調整するために、その効果を確実に得るため
に０．２％以上含むことが望ましい。一方、０．８％を
超えると母材や溶接熱影響部の靱性が劣化するので上限
を０．８％とする。より良好な強度と靭性のバランスを
得る場合には０．４％以下とすることが望ましい。
特に強度を調整するために、その効果を確実に得るため
に０．２％以上含むことが望ましい。一方、０．８％を
超えると母材や溶接熱影響部の靱性が劣化するので上限
を０．８％とする。より良好な強度と靭性のバランスを
得る場合には０．４％以下とすることが望ましい。
【００２９】Ｍｏ：０〜０．８％ Ｍｏは含まなくてもよい。Ｍｏは強度上昇に有効なので
特に強度を向上させる場合には添加する。０．０５％未
満では強度向上の効果が明確でないので、含ませる場合
には０．０５％以上とすることが望ましい。一方、０．
８％を超えて含むと母材や溶接熱影響部の靱性を劣化す
るので上限を０．８％とする。
特に強度を向上させる場合には添加する。０．０５％未
満では強度向上の効果が明確でないので、含ませる場合
には０．０５％以上とすることが望ましい。一方、０．
８％を超えて含むと母材や溶接熱影響部の靱性を劣化す
るので上限を０．８％とする。
【００３０】Ｎｂ：０〜０．０５％ Ｎｂは含まなくてもよい。ＮｂはＣやＮと結合して微細
な析出物を生成し、加熱時のγ粒の微細化や加工γの再
結晶を抑制し、フェライト粒の微細化に有効なので、こ
の効果を確保する場合には添加する。０．０１％未満で
はこの効果を確実に得ることができないので含む場合に
は０．０１％以上とすることが望ましい。一方、０．０
５％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．０５％
とする。
な析出物を生成し、加熱時のγ粒の微細化や加工γの再
結晶を抑制し、フェライト粒の微細化に有効なので、こ
の効果を確保する場合には添加する。０．０１％未満で
はこの効果を確実に得ることができないので含む場合に
は０．０１％以上とすることが望ましい。一方、０．０
５％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．０５％
とする。
【００３１】Ｖ：０〜０．０８％ Ｖは含まなくてもよい。しかし、Ｖは強度上昇に有効な
ので特に強度を調整する場合には、その効果を確実に得
るために０．０２％以上含むことが望ましい。しかし、
０．０８％を超えると母材や溶接熱影響部の靱性を劣化
させるので、上限を０．０８％とする。さらに良好な靭
性と強度を均衡させて確保する場合には０．０５％以下
とすることが望ましい。
ので特に強度を調整する場合には、その効果を確実に得
るために０．０２％以上含むことが望ましい。しかし、
０．０８％を超えると母材や溶接熱影響部の靱性を劣化
させるので、上限を０．０８％とする。さらに良好な靭
性と強度を均衡させて確保する場合には０．０５％以下
とすることが望ましい。
【００３２】Ｂ：０〜０．００５％ Ｂは無添加でもよい。しかしＢは、Ｍ23(ＣＢ)6 やＢＮ
を形成しないで固溶状態でγ粒界に偏析すると極微量で
著しい焼入性向上効果を発揮するので、特に強度を調整
する場合には添加する。０．０００３％未満では加工熱
処理条件によっては明確な効果を得られない場合がある
ので、含む場合には０．０００３％以上とすることが望
ましい。一方、０．００５％を超えると母材や熱影響部
の靱性を劣化させるので、上限は０．００５％とする。
を形成しないで固溶状態でγ粒界に偏析すると極微量で
著しい焼入性向上効果を発揮するので、特に強度を調整
する場合には添加する。０．０００３％未満では加工熱
処理条件によっては明確な効果を得られない場合がある
ので、含む場合には０．０００３％以上とすることが望
ましい。一方、０．００５％を超えると母材や熱影響部
の靱性を劣化させるので、上限は０．００５％とする。
【００３３】Ｔｉ：０〜０．０５％ Ｔｉは添加しなくてもよい。Ｔｉは微量でＮをＴｉＮと
して固定しγの結晶粒を微細化する効果を有すると同時
に、Ｎｂ含有鋼の場合には、Ｎｂによって助長される連
続鋳造鋼片表面のヒビワレを抑制するのに有効であるの
で添加することが望ましい。０．００５％未満ではこの
ような効果は小さいので含む場合には０．００５％以上
とすることが望ましい。０．０５％を超えると母材や溶
接部の靭性が劣化するので、上限は０．０５％とする。
して固定しγの結晶粒を微細化する効果を有すると同時
に、Ｎｂ含有鋼の場合には、Ｎｂによって助長される連
続鋳造鋼片表面のヒビワレを抑制するのに有効であるの
で添加することが望ましい。０．００５％未満ではこの
ような効果は小さいので含む場合には０．００５％以上
とすることが望ましい。０．０５％を超えると母材や溶
接部の靭性が劣化するので、上限は０．０５％とする。
【００３４】不可避不純物：不可避不純物のうち、Ｐは
０．０１％以下とすることが望ましい。０．０１％を超
えると、凝固する際に生成する偏析部にＰのみならず
Ｃ、Ｍｎ、Ｓ等を濃縮させ、硬さを高くして靱性と溶接
性を劣化させる。Ｓは、０．００７％以下とすることが
望ましい。０．００７％を超えると、偏析部に粗大なＭ
ｎＳを生成し、溶接低温割れの起点や水素性欠陥の起点
となる。その他の不純物は通常の精錬により得られるレ
ベルまで減少させる。
０．０１％以下とすることが望ましい。０．０１％を超
えると、凝固する際に生成する偏析部にＰのみならず
Ｃ、Ｍｎ、Ｓ等を濃縮させ、硬さを高くして靱性と溶接
性を劣化させる。Ｓは、０．００７％以下とすることが
望ましい。０．００７％を超えると、偏析部に粗大なＭ
ｎＳを生成し、溶接低温割れの起点や水素性欠陥の起点
となる。その他の不純物は通常の精錬により得られるレ
ベルまで減少させる。
【００３５】２．製造方法 次に製造方法について説明する。
【００３６】まず鋼片をＡc3点以上に加熱する。これは
Ａc3点以上に加熱することによって凝固時にできた粗大
な金属組織を均一なγ粒にするためである。加熱温度は
低いほどγ粒の細粒化に有効であるが、Ｎｂなどを添加
している場合はＮｂの炭窒化物を固溶させるために１１
００℃程度に加熱される方が望ましい。続いて鋼板をＡ
r3以下に冷却してγをフェライトとその他の組織に変態
させる。このときの冷却は圧延ライン上に備えた通常の
冷却設備により行うことができる。この時、冷却停止温
度を適切に制御することによってＡr3点以下での変態相
の体積率（以下、「変態率」と記す）が７０％以上とな
るようにする必要がある。変態率は、加工連続冷却曲線
（加工ＣＣＴ図）作成の際、熱膨張等の測定により変態
率７０％となる温度が定められので、微細な組織とする
表層領域の深さに応じて板厚中心部または表層領域でそ
の温度となるように表面温度によって制御することがで
きる。表面温度を知れば板厚方向の任意の位置の温度は
計算によって知ることができ、したがって、表層領域の
深さを知ることができる。
Ａc3点以上に加熱することによって凝固時にできた粗大
な金属組織を均一なγ粒にするためである。加熱温度は
低いほどγ粒の細粒化に有効であるが、Ｎｂなどを添加
している場合はＮｂの炭窒化物を固溶させるために１１
００℃程度に加熱される方が望ましい。続いて鋼板をＡ
r3以下に冷却してγをフェライトとその他の組織に変態
させる。このときの冷却は圧延ライン上に備えた通常の
冷却設備により行うことができる。この時、冷却停止温
度を適切に制御することによってＡr3点以下での変態相
の体積率（以下、「変態率」と記す）が７０％以上とな
るようにする必要がある。変態率は、加工連続冷却曲線
（加工ＣＣＴ図）作成の際、熱膨張等の測定により変態
率７０％となる温度が定められので、微細な組織とする
表層領域の深さに応じて板厚中心部または表層領域でそ
の温度となるように表面温度によって制御することがで
きる。表面温度を知れば板厚方向の任意の位置の温度は
計算によって知ることができ、したがって、表層領域の
深さを知ることができる。
【００３７】一方、変態率の上限はとくに定めないが、
９０％以下とすることが望ましい。９０％を超えるまで
冷却すると復熱に時間がかかり圧延能率が低下する場合
がある。
９０％以下とすることが望ましい。９０％を超えるまで
冷却すると復熱に時間がかかり圧延能率が低下する場合
がある。
【００３８】変態相は、特に５７５℃以上での変態相の
変態率が５０％以上となることが望ましい。５７５℃以
下での変態相は主としてラス状の上部ベイナイト組織と
なる。この上部ベイナイトのラス状フェライトは、結晶
方位が揃い、かつその長さは最大でほぼγ粒径に一致し
γの未再結晶域で極めて大きな圧下を加えない限り、微
細な組織とすることは困難である。これに対し、５７５
℃以上で変態した変態相は、フェライトが粒状で結晶方
位がランダムであるため、復熱過程で方位の異なるγ粒
が生成し、最終のフェライト組織を微細にするうえでも
有効である。この最初の冷却時に圧延を加えると、結晶
方位の揃ったラス状フェライトの生成を防止し、粒状フ
ェライト比率を高め、かつこの粒状フェライトの粒径を
微細にするうえで有効に働く。最初の冷却において圧延
加工を加える場合は、その圧下率は３０％以上とするこ
とが望ましい。
変態率が５０％以上となることが望ましい。５７５℃以
下での変態相は主としてラス状の上部ベイナイト組織と
なる。この上部ベイナイトのラス状フェライトは、結晶
方位が揃い、かつその長さは最大でほぼγ粒径に一致し
γの未再結晶域で極めて大きな圧下を加えない限り、微
細な組織とすることは困難である。これに対し、５７５
℃以上で変態した変態相は、フェライトが粒状で結晶方
位がランダムであるため、復熱過程で方位の異なるγ粒
が生成し、最終のフェライト組織を微細にするうえでも
有効である。この最初の冷却時に圧延を加えると、結晶
方位の揃ったラス状フェライトの生成を防止し、粒状フ
ェライト比率を高め、かつこの粒状フェライトの粒径を
微細にするうえで有効に働く。最初の冷却において圧延
加工を加える場合は、その圧下率は３０％以上とするこ
とが望ましい。
【００３９】つぎにこのγと変態相からなる金属組織の
鋼をＡc1点以上でＡc1点とＡc3点の中間温度以下の温度
に復熱する。中間温度を超えて加熱するとα粒等が成長
するからである。一方、復熱温度が“Ａc1点＋４０℃”
未満ではγの生成が十分でなく、加工γから変態するα
の変態率を４０％以上にすることが困難になる場合があ
るので、復熱の下限温度は“Ａc1点＋４０℃”とするこ
とが望ましい。
鋼をＡc1点以上でＡc1点とＡc3点の中間温度以下の温度
に復熱する。中間温度を超えて加熱するとα粒等が成長
するからである。一方、復熱温度が“Ａc1点＋４０℃”
未満ではγの生成が十分でなく、加工γから変態するα
の変態率を４０％以上にすることが困難になる場合があ
るので、復熱の下限温度は“Ａc1点＋４０℃”とするこ
とが望ましい。
【００４０】この復熱の熱源には高周波加熱、直接通電
加熱、サブラインでの簡易ガス加熱等を用いることがで
きる。復熱途中に圧延加工を加える場合は、鋼板の表面
温度が中間温度以下であれば加えてもよい。しかし、圧
延加工後に加工熱によって表面温度が中間温度を超えた
場合には圧延を加えてはならない。この温度域への復熱
によりフェライト組織は粒成長により粗大化するが、フ
ェライト粒界より一部がγへと逆変態を起こすため、微
細な（α＋γ）の二相組織となり互いの粒成長を抑制し
合う。復熱を終了し放冷中、表面温度が中間温度以下に
ある限り圧延加工を加えてもよい。この復熱途中、また
は復熱終了後放冷中最終の冷却までの間に必要に応じて
加工を加える場合には、加工の圧下率は３０％以上とす
ることが望ましい。
加熱、サブラインでの簡易ガス加熱等を用いることがで
きる。復熱途中に圧延加工を加える場合は、鋼板の表面
温度が中間温度以下であれば加えてもよい。しかし、圧
延加工後に加工熱によって表面温度が中間温度を超えた
場合には圧延を加えてはならない。この温度域への復熱
によりフェライト組織は粒成長により粗大化するが、フ
ェライト粒界より一部がγへと逆変態を起こすため、微
細な（α＋γ）の二相組織となり互いの粒成長を抑制し
合う。復熱を終了し放冷中、表面温度が中間温度以下に
ある限り圧延加工を加えてもよい。この復熱途中、また
は復熱終了後放冷中最終の冷却までの間に必要に応じて
加工を加える場合には、加工の圧下率は３０％以上とす
ることが望ましい。
【００４１】復熱を終了し放冷後または放冷を経由しな
いで続いて冷却を行う。この冷却は微細なα粒を得るた
めに６００〜６５０℃まで水冷することが望ましい。こ
のとき、冷却開始温度以下で、かつ“Ａc1点−１００
℃”以上の温度域で加工を加える場合は、圧下率３０％
以上の圧下を行うことが望ましい。
いで続いて冷却を行う。この冷却は微細なα粒を得るた
めに６００〜６５０℃まで水冷することが望ましい。こ
のとき、冷却開始温度以下で、かつ“Ａc1点−１００
℃”以上の温度域で加工を加える場合は、圧下率３０％
以上の圧下を行うことが望ましい。
【００４２】上記の最初の冷却、復熱途中および復
熱後放冷中、および最後の冷却にそれぞれにおいて加
える圧延加工の圧下率の総和は、微細なフェライト粒と
するために５０％以上とする。この圧下率の総和は高い
ほうが望ましいが、圧延機の圧下能力等の観点から１５
０％以下にすることが望ましい。これらの加工によって
γとαはともに回復と再結晶の過程を経てより一層細粒
化し、一方、これらの加工によりγ中にも加工歪が蓄積
され、最終の冷却時に微細なフェライトに変態する。
熱後放冷中、および最後の冷却にそれぞれにおいて加
える圧延加工の圧下率の総和は、微細なフェライト粒と
するために５０％以上とする。この圧下率の総和は高い
ほうが望ましいが、圧延機の圧下能力等の観点から１５
０％以下にすることが望ましい。これらの加工によって
γとαはともに回復と再結晶の過程を経てより一層細粒
化し、一方、これらの加工によりγ中にも加工歪が蓄積
され、最終の冷却時に微細なフェライトに変態する。
【００４３】３．金属組織 上記の化学組成および製造条件により、加工γから変態
するαの体積率が４０％以上、加工αから再結晶したα
の体積率が４０％以上で、かつ両方のαにわたる平均粒
径を３μｍ以下とすることができる。加工γから変態す
るαの周囲ではγから排出されたＣが高濃度で分布する
のでパーライト、ベイナイト等が生成する。すなわち、
セメンタイトが高密度で分布する隣接組織を有する。鋼
の中には必ずある程度の偏析が凝固のときに生じ、これ
が圧延加工を受けても残っている。この部分にはＭｎ等
が高濃度に分布し、γ化しやすいので、二相域の温度域
にあるとき偏析部分はγ化している。加工γから変態す
るαはこの偏析部分のＭｎ等の濃度が比較的低い部分の
周囲の部分であり、偏析部の中核部分は、上記のように
セメンタイトが高密度で分布するパーライト等に変態す
る。これに対して、加工αから再結晶したαは負偏析部
の偏析部の中間部分を占める。したがって、両方のαは
光学顕微鏡写真等により識別される。
するαの体積率が４０％以上、加工αから再結晶したα
の体積率が４０％以上で、かつ両方のαにわたる平均粒
径を３μｍ以下とすることができる。加工γから変態す
るαの周囲ではγから排出されたＣが高濃度で分布する
のでパーライト、ベイナイト等が生成する。すなわち、
セメンタイトが高密度で分布する隣接組織を有する。鋼
の中には必ずある程度の偏析が凝固のときに生じ、これ
が圧延加工を受けても残っている。この部分にはＭｎ等
が高濃度に分布し、γ化しやすいので、二相域の温度域
にあるとき偏析部分はγ化している。加工γから変態す
るαはこの偏析部分のＭｎ等の濃度が比較的低い部分の
周囲の部分であり、偏析部の中核部分は、上記のように
セメンタイトが高密度で分布するパーライト等に変態す
る。これに対して、加工αから再結晶したαは負偏析部
の偏析部の中間部分を占める。したがって、両方のαは
光学顕微鏡写真等により識別される。
【００４４】板厚の表層領域のみがこのような金属組織
となっても目標とする機械的性質を確保することができ
る。このような再結晶と逆変態、さらに二相組織化によ
る粒成長の抑制によって所望する微細組織が得られる。
最終の金属組織はフェライト、上部ベイナイトおよびパ
ーライトの混合組織を主体とし、一部マルテンサイトが
加わる場合もある。
となっても目標とする機械的性質を確保することができ
る。このような再結晶と逆変態、さらに二相組織化によ
る粒成長の抑制によって所望する微細組織が得られる。
最終の金属組織はフェライト、上部ベイナイトおよびパ
ーライトの混合組織を主体とし、一部マルテンサイトが
加わる場合もある。
【００４５】
【実施例】つぎに本発明の効果を実施例により説明す
る。
る。
【００４６】表１および表２は供試鋼板の化学組成を示
す一覧表である。
す一覧表である。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】供試鋼板は、常法により溶製し、鋳造して
得られたこれらの化学組成を有する鋼片に対して加工熱
処理を施すことにより得られた。最終の板厚は１０〜４
０ｍｍとした。
得られたこれらの化学組成を有する鋼片に対して加工熱
処理を施すことにより得られた。最終の板厚は１０〜４
０ｍｍとした。
【００５０】表３は供試鋼板に施された加工熱処理条件
を示す表である。
を示す表である。
【００５１】
【表３】
【００５２】金属組織の観察にあたっては、鋼板の全厚
にわたって細粒組織が得られている場合はこれらの鋼板
の板厚中心部より組織観察用試験片を採取し、鋼板の表
層領域にのみ細粒組織が得られている場合は表層領域の
中央部を組織観察に供した。引張試験はＪＩＳ４号(JIS
Z 2201)を用い、圧延幅方向（Ｃ方向）について、板厚
中心部または表層部より採取して、JIS Z 2241に準拠し
て試験を行い伸び等を測定した。シャルピー衝撃試験片
はＪＩＳ４号(JIS Z 2202)のハーフサイズのものを板厚
中心部または表層領域より採取した。
にわたって細粒組織が得られている場合はこれらの鋼板
の板厚中心部より組織観察用試験片を採取し、鋼板の表
層領域にのみ細粒組織が得られている場合は表層領域の
中央部を組織観察に供した。引張試験はＪＩＳ４号(JIS
Z 2201)を用い、圧延幅方向（Ｃ方向）について、板厚
中心部または表層部より採取して、JIS Z 2241に準拠し
て試験を行い伸び等を測定した。シャルピー衝撃試験片
はＪＩＳ４号(JIS Z 2202)のハーフサイズのものを板厚
中心部または表層領域より採取した。
【００５３】また、溶接試験は、市販の溶接材料を用い
サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）により３５ｋＪ／ｃｍ
の入熱条件によって溶接を実施し、溶接ボンド部よりシ
ャルピー試験片を採取し、−２０℃の温度において試験
を実施した。
サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）により３５ｋＪ／ｃｍ
の入熱条件によって溶接を実施し、溶接ボンド部よりシ
ャルピー試験片を採取し、−２０℃の温度において試験
を実施した。
【００５４】表４はこれらの試験結果を示す一覧表であ
る。
る。
【００５５】
【表４】
【００５６】比較例である試験番号９、１０、１３、１
５、１６、１７、２０は、最初の冷却時のＡr3点以下で
の変態率を７０％未満としたことが主原因でフェライト
の平均粒径が粗大となり、まず母材の靭性が目標値に到
達しなかった。このうち試験番号１３、１５、１６、１
７は伸びの絶対値も低く、かつ１３、１５、１７につい
ては伸びの異方性も大きかった。これは、加工されたフ
ェライトの再結晶が不十分なためである。試験番号８
は、復熱温度が中間温度を超えたためにフェライト平均
粒径が粗大となり、母材の靭性が低い結果となった。試
験番号１１はＣ含有率が高すぎるために母材および溶接
熱影響部の靭性が劣化した。試験番号１２および１４
は、それぞれＳｉおよびＣｕが高すぎボンドの靭性が著
しく劣化した。同様に、試験番号１８および１９は、そ
れぞれＶおよびＮｂ、Ｔｉが高すぎ、ボンドの靭性が劣
化した。
５、１６、１７、２０は、最初の冷却時のＡr3点以下で
の変態率を７０％未満としたことが主原因でフェライト
の平均粒径が粗大となり、まず母材の靭性が目標値に到
達しなかった。このうち試験番号１３、１５、１６、１
７は伸びの絶対値も低く、かつ１３、１５、１７につい
ては伸びの異方性も大きかった。これは、加工されたフ
ェライトの再結晶が不十分なためである。試験番号８
は、復熱温度が中間温度を超えたためにフェライト平均
粒径が粗大となり、母材の靭性が低い結果となった。試
験番号１１はＣ含有率が高すぎるために母材および溶接
熱影響部の靭性が劣化した。試験番号１２および１４
は、それぞれＳｉおよびＣｕが高すぎボンドの靭性が著
しく劣化した。同様に、試験番号１８および１９は、そ
れぞれＶおよびＮｂ、Ｔｉが高すぎ、ボンドの靭性が劣
化した。
【００５７】これに対して、本発明例である試験番号１
〜７は化学組成および製造条件を本発明の限定範囲内で
行った結果、所期の金属組織が得られ、母材の靭性、伸
びおよび溶接部の靭性すべてについて目標性能を満たす
ことができた。
〜７は化学組成および製造条件を本発明の限定範囲内で
行った結果、所期の金属組織が得られ、母材の靭性、伸
びおよび溶接部の靭性すべてについて目標性能を満たす
ことができた。
【００５８】
【発明の効果】本発明により高延性高靭性高張力鋼板が
高能率で製造でき、極地海洋構造物、タンク、低温圧力
容器、橋梁、建材等に好適な高張力鋼板を高能率で製造
できる。
高能率で製造でき、極地海洋構造物、タンク、低温圧力
容器、橋梁、建材等に好適な高張力鋼板を高能率で製造
できる。
Claims (2)
- 【請求項１】重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．５％、so
l.Ａｌ：０．０８％以下、Ｎ：０．００８％以下、Ｃ
ｕ：０〜０．６％、Ｎｉ：０〜２％、Ｃｒ：０〜０．８
％、Ｍｏ：０〜０．８％、Ｎｂ：０〜０．０５％、Ｖ：
０〜０．０８％、Ｂ：０〜０．００５％およびＴｉ：０
〜０．０５％を含み残部がＦｅおよび不可避不純物から
なり、少なくとも表層領域において未再結晶オーステナ
イトから変態したフェライトおよび加工されたフェライ
トから再結晶したフェライトが各々４０体積％以上を占
め、かつ両方のフェライトについての平均粒径が３μｍ
以下であることを特徴とする高延性高靭性鋼板。 - 【請求項２】請求項１に記載する化学組成を有する鋼片
をＡc3点以上に加熱した後、少なくとも表層領域が下記
の、およびの条件を満足する３つの加工熱処理を
順に施す製造方法であって、、およびでの加工の
圧下率の和が５０％以上であることを特徴とする請求項
１に記載する高延性高靭性鋼板の製造方法。 Ａr3点以下での変態相の体積率が７０％以上となるよ
うに冷却し、途中で冷却を停止する。この冷却中に必要
に応じて加工を加える。 上記の冷却停止後、Ａc1点以上でＡc1点とＡc3点の
中間温度以下に復熱させる。この復熱途中および復熱終
了後放冷中に必要に応じて加工を加える。 鋼板を冷却する。この冷却中にＡc1点−１００℃まで
の温度域で必要に応じて加工を加える。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20889297A JP3367388B2 (ja) | 1997-08-04 | 1997-08-04 | 高延性高靭性鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20889297A JP3367388B2 (ja) | 1997-08-04 | 1997-08-04 | 高延性高靭性鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1150185A true JPH1150185A (ja) | 1999-02-23 |
| JP3367388B2 JP3367388B2 (ja) | 2003-01-14 |
Family
ID=16563864
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20889297A Expired - Fee Related JP3367388B2 (ja) | 1997-08-04 | 1997-08-04 | 高延性高靭性鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3367388B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001303168A (ja) * | 2000-04-18 | 2001-10-31 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法 |
| CN113454245A (zh) * | 2019-02-15 | 2021-09-28 | 日本制铁株式会社 | 钢板及其制造方法 |
Families Citing this family (1)
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|---|---|---|---|---|
| WO2007125571A1 (ja) * | 2006-04-26 | 2007-11-08 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 溶接座屈変形の少ない鋼板およびその製法 |
-
1997
- 1997-08-04 JP JP20889297A patent/JP3367388B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001303168A (ja) * | 2000-04-18 | 2001-10-31 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法 |
| CN113454245A (zh) * | 2019-02-15 | 2021-09-28 | 日本制铁株式会社 | 钢板及其制造方法 |
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|---|---|
| JP3367388B2 (ja) | 2003-01-14 |
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