JPS5814848B2

JPS5814848B2 - 非調質高強度高靭性鋼の製造法

Info

Publication number: JPS5814848B2
Application number: JP54038234A
Authority: JP
Inventors: 為広博; 松田浩男; 大橋守; 中杉甫
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1979-03-30
Filing date: 1979-03-30
Publication date: 1983-03-22
Also published as: DE3012139A1; IT1130093B; JPS55131125A; IT8021017A0

Description

【発明の詳細な説明】本発明は母材及び溶接部靭件の優れた非調質高強度高靭
性鋼の製造法に開するものである。

低温ないし極低温で使用されるラインパイプ材の製造法
として制御圧延法が広く採用されでいる。

しかし、最近ではこの圧延法にさらに加熱温度をＡｃ３
直上〜１０００℃に低めた低温加熱制御圧延法やＡｒ３
〜Ａｒ１点でのいわゆる（γ−α）２相域圧延を組合せ
た新しい制御圧延法が注目をあびでいる。

これらの方法の長所は著しい細粒化（サブグレインを含
む）とセパレーション密度の増加によって、，シャルピ
ー、ＤＷＴＴの破面遷移温度（脆性破壊停止特性の目安
）が飛躍的に向上することまた強度向上のため２相域王
延を行っても強度靭性（破面遷移温度）バランスを維持
できる。

このためラインパイプ材に限らず圧延ままで圧力容器等
にも使用できる可能性がある。

しかしながら、この方法で製造した鋼の欠点は（１）鋼
材の異方性が増大し、板厚方向の特性が悪化すると共に
セパレーション密度増加の副作用としてシャルピーＤＷ
ＴＴ等の吸収エネルギーが低下すること（脆性破壊発生
特性の劣化）（２）母材の低温靭性（脆性破壊停止特性
）は非常に優れたものができても溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺという）の靭性が母材について行けないことである
。

この欠点のため、この製造方法でつくった鋼材は用途が
限定され広く使用されるに至っていない。

本発明者らは上記の欠点を解決すべく、異方性が少く、
シャルピー、ＤＷＴＴの吸収エネルギーの高くかつ溶接
部靭性が極めで優れた高強度、高靭性鋼としてバランス
の取れた鋼材の製造法について鋭意研究の結果、全く新
しい溶接用鋼の製造法を発明するに至った。

以下、この点についで説明を加える。

本発明の特徴はＳ含有量を極端に下げかつ微量のＣａ，
Ｔｉを複合添加した鋼を連続鋳造法にで厚さ３００ｒｎ
ｍ以下のスラブとしこれを９０００〜１０００’Ｃに低
温加熱して、制御圧延を行うことにある。

この方法によれば鋼材の異方性は著しく減少し、シャル
ピー等の吸収エネルギーが向上すると共に、ＨＡＺ靭性
が飛躍的に向上する。

シャルピー等の吸収エネルギーの低下の原因は衝撃破面
におけるセパレーションの発生によるものであり、主と
して延伸化したＭｎＳとオーステナイトの未再結晶域な
いし（γ一α）２相域圧延によって板而に平行な（１０
０）集合組織の発達によるものである。

吸収エネルギーの向上策としてＳ含有量の極端な低減と
Ｏａによる硫化物の形状制御を行ないＭｎＳに基づくセ
パレーションを減少させた。

また（１００）集合組織の発達に基づくセパレーション
の抑制に対しでもＯａ添加が著しく効果的であることを
はじめで知見した。

一方、溶接部の靭性の向上に関しでは微量のＴｉ，Ｎを
含有する鋼を冷却速度の速い連続鋳造法で鋳片とし、こ
れを９００’Ｃ〜１０００°Ｃの低温加熱圧延すること
によって解決した。

連続鋳造法で鋳片とするのは造塊法に比べて冷却速度が
速く鋳片中に微細なＴｉＮ（０．０５μ以下）が多量に
得られるためであり、また鋳片の厚みを３００ＭＡＩ
Ｌ以下としたのは厚みが３００１ｎ７ＩＬ以上では冷却
速度が遅くなって微細なＴｉＮが十分に得られないため
である。

（冷却速度として、鋳片の中心部において溶鋼の液相線
直下から１１００℃までの平均冷却速度を６０゜Ｃ／分
以上とすることが最も望ましい）しかし鋳片て微細なＴ
ｉＮが多量に得られでも、次の加熱圧延工程で粗大化す
ると鋼板中に十分な量の微細ＴｉＮが得られず、ＨＡＺ
の組織を細粒化することができない。

このため、鋳片の力０熱温度を９００〜１０００℃に限
定した。

加熱温度をこのように限定することによって、従来の高
温加熱に比べ、ＨＡＺ靭性は飛躍的に向上することをは
じめで見出したものである。

カロ熱温度の上限は鋳片中の微細ＴｉＮが粗大化しない
ための条件であり、また下限を９００゜Ｃとしたのはこ
れ以下の温度では鋳片がオーステナイト域で十分に溶体
化されず鋼材の内質が劣化し，製品として不満足なため
である。

しかしカロ熱温度が９００゜Ｃ以上ではＯａ添加と極低
Ｓ化によっで内質は十分に優れたものとなる。

なお、加熱時に粗大化しない微細ＴｉＮは加熱のオース
テナイト粒及び圧延中の再結晶粒を細粒化し、圧延組織
を細粒化しで、母材靭性を向」ニさせる。

次に、本発明における圧延法であるが、強度靭件の観点
から制御圧延が必須である。

このため本発明では圧延条件としで、８５０℃以下の圧
下量を６０％以上かつ仕上温度を６５０〜７５０℃と限
定した。

この条件に従えば強度、靭性は大巾に向上する。

以下圧延条件の限定理由について述べる。

まず８５０゜Ｃ以下の圧下量が６０％以−Ｌであると結
晶粒が著しく小さくなり強度と靭性が大巾に向上する。

しかし圧下量が６０％未満であると高強度と優れた靭性
を得ることができない。

一方８５０゜Ｃ以下の圧下量が６０％以上であっても仕
上温度が７５０℃以上では著しく優れた強度と靭性をも
つ鋼材が製造できない。

仕上温度を７５０゜Ｃ以下とすることによって結晶粒の
細粒化は促進され、強度、靭件の両方の向上または靭性
を劣化させずに強度を向上させることができる。

また本発明の成分範囲、加熱圧延条件であれば、フエラ
イトーオーステナイト域あるいはフエライト域で相当量
の圧延を行っても低温靭性は良好であり、強度を高める
ために有効であるが、仕上温度の下限が６５０゜Ｃ以下
になると加工硬化が著しく靭性が劣化する。

このため仕上温度を６５０〜７５０℃に限定した。

圧延後の冷却についでは特に限定しないが、０．２〜１
０゜Ｃ／Ｓｅｃの範囲が好ましい。

また、圧延後、鋼材を脱水素などを目的としてＡｃ１変
態点以下の温度に加熱することは本発明の特徴を害うも
のではない。

本発明法で製造した鋼は従来の鋼材に比べ極めで優れた
母材溶接部特性を有し、焼ならしあるいは焼入焼戻鋼の
特徴をも具備し、あらゆる用途（サワーカス，寒冷地用
等のラインパイプ、圧力容器、海洋構造物、造船用など
）に適用可能である。

以下、成分範囲の限定理由についで説明する。

前記特徴をもつ本発明鋼中、特許請求の範囲第１項に示
した第１の発明の鋼の成分範囲は００．０１〜０．１５
％、Ｓｉ０．６以下，Ｍｎ１０．５〜２．０％、
Ａｌ０．０１〜０．０８％、８０．００４％以下、
Ｏａ０．０００５〜０．００５％、Ｔｉ０．００８〜０
．０２５％、Ｎ０．００１〜０．００７係を含有させた
ものである。

Ｃの下限０．０１％は母材、溶接部の強度確保及びＮｂ
，Ｖなどの炭化物形成元素が効果を十分に発揮するため
の最小量である。

しかし、Ｃ含有量が多過ぎると、母材及びＨＡＺ部に粗
大ベイナイトないし島状マルテンサイトが多量に生成し
、靭性に悪影響を及ぼすばかりか、溶接性が低下するた
め、上限を０．１５％とした。

Ｓｉは脱酸上、鋼に必然的に含有される元素であるが、
Ｓｉは溶接性及びＨＡＺ部靭性対策上好ましくない元素
であるため、その上限を０．６％とした。

（鋼の脱酸はＡｌだけでも可能であり、好ましくは０．
２％以下がよい）Ｍｎは本発明鋼の変態点を低下させ、制御圧延による材
質向上効果を高め、強度、靭性を同時に向上せしめる極
めて重要な元素である。

Ｍｎが０．５％未満では鋼材の強度、靭性が劣化するた
め下限を０．５％とした。

しかし、Ｍｎが多過ぎると焼入性が増加し、粗大ペイナ
イトあるいは島状マルテンサイトが多量に生成し、母材
靭性及びＨＡＺ靭性が劣化するためその上限を２．０％
とした。

Ａｌは脱酸上、この種のキルド鋼に必然的に含有される
元素であるが、Ａｌ０．０１％未満では脱酸が不十分と
なり、母材靭性が劣化するため下限を０．０１％とした
。

一方Ａｌが０．０８％超えると鋼の清浄度及びＨＡＺ靭
性が劣化するため上限を０．０８％とした。

不純物であるＳを０．００４’％以下に限定し、かつＯ
ａを０．０００５〜０．００５％添加した
主たる理由は母材の異方性を少なくし、また吸収エネル
ギーを増加させるためである。

本発明法ではＡｒ３点近辺あるいはＡｒ３点以下での圧
延を行うが、低温加熱材では通常のＯＲ材に比べて異方
性が大きく、シャルピー吸収エネルギーは極端に低減す
る。

この原因は前に述べたように、鋼中のＭｎＳと圧延によ
る集合組織の発達によるものである。

Ｓ量を限定したのはＭｎＳの絶対量を減少せしめるため
であってＳを０．００４％以下とすることによって靭性
上顕著な効果が認められる。

この場合Ｓが低い程靭曲は改善されるが、０．００１５
％以下とすることによって大巾に向上する。

しかし、鋼中のＳ量を如何に少なくしでもＭｎＳを完全
に除去することは不可能であり、また集合組織の発達を
制御することはできない。

このためＣａを添加し硫化物の形状制御と集合組織の制
御を行った。

Ｏａ含有量を０．０００５〜０．００５％
に限定した理由は０．０００５％未満では実用上効果が
なく、また０．００５％を超えで添加するとＯａ−Ｏ−
Ｓ等のＣａ介在物が多量に生成しで、鋼板の靭件のみな
らず清浄度も害し、また主として炭酸ガスアーク溶接に
おける溶接作業性に問題を生ずるためである。

ＴｉＮ添加の主たる目的は前に述べたように鋼材中に分
散させた微細なＴｉＮによっでＨＡＺ靭性を向上させる
ためであって、このためには鋳片中に微細なＴｉＮをで
きるだけ多く分散させでおくことが有効である。

しかし、Ｔｉ，Ｎ含有量が多すぎると連続鋳造法で
あっても溶鋼の凝固冷却中にＴｉＮが粗大化するため上
限をそれぞれ０．０２５％〜０．００７％に制限した。

一方Ｔｉ，Ｎ含有量が少な過ぎるとＨＡＺ靭性の向
上に対して顕著な効果が得られないため、下限をそれぞ
れ０．００８％、０．００１％とした。

本発明鋼は不純物としでＰを含有するが、通常０．０３
０％以下であり、低い程母材、溶接部靭性及び溶接性は
向上する。

（溶接特性上０．０１５％以下が望ましい）また、本発
明鋼におけるＯ含有量は０．００８％以下であるが、鋼
の清浄度、靭性等の点からできるたけ低いことが望まし
い。

特許請求の範囲第２項に示した第２の発明においては、
第１項に示した第１の発明の鋼の成分及び製造プロセス
にさらに、Ｎｂ０．０８％以下、Ｖ０．１０％
以下、Ｎｉ２０％以下、Ｃｕｌ．０％以下、Ｏｒｌ．Ｏ
％以下、Ｍｏ０．４％以下、の１種または２種以上
を含有させたものである。

これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼の特徴
を害うことなく強度、靭性の向上及び製造板厚の拡大を
可能とすることにあり、その添加量は自ら制限されるべ
き性質のものである。

Ｎｂは圧延組織の組粒化と析出硬化のため含有させるも
ので強度、靭性を共に向上させる重要な元素であるが、
０．０８％を超えると溶接性及びＨＡＺ靭性に有害であ
るため上限を０．０８％に限定した。

■は、Ｎｂとほぼ同様の効果をもつが、上限は０．１０
％まで許容できる。

ＮｉはＨＡＺの硬化性及び靭性に悪影響を与えることな
く、母材の強度、靭性を向上させるが、２．０ｆｂを超
えるとＨＡＺの硬化性、靭性に好ましくないため上限を
２．０％とした。

Ｃｕは，Ｎｉとほぼ同様の効果と共に、耐食性等にも効
果がある。

しかし、１．０％を超えると本発明の如き低温加熱圧延
においでも圧延中にＣｕ−クラツクが発生し、製造が難
しくなる。

このため上限を１．ｏ％とした。

Ｃｒは母材及び溶接部の強度を高め、水素誘起割れ等に
も効果を有するが多きに失するとＨＡＺの硬化性を増大
させ、靭性及び溶接性の低下を招き好ましくない。

その上限は１．０％である。Ｍｏは母材の強度、靭性を
共に向上させる元素であるがＣｒと同様多きに失すると
焼入性を増大させ、ＨＡＺ靭性及び溶接性の低下を招き
好ましくない。

その上限は０．４％である。なお、これらの元素の
添加量の下限は、材質上の顕著な効果が得られるための
最小必要量とすることが望まし＜，Ｎｂ，Ｖは０．０１
％、Ｎｉ，Ｏｕ，Ｏｒは０．１％、Ｍｏは０．０５
％である。

次に本発明の実施例についで述べる。

転炉一連鋳工程で製造した種々の化学成分の鋳片を用い
、７ＩＬｌ熱圧延条件を変えて板厚１８〜３５ｍｍの鋼
板を製造した。

母材及び溶接部の機械的性質を表１，２に示した。

本発明法で製造した鋼根はいずれも優れた母材及び溶接
部靭性を有しでいるのに対して本発明によらない比較鋼
は母材靭はあるいは溶接部靭性のいずれかが不満足で、
溶接用鋼材としての六ランスに欠けている。

鋼１，２は同一成分の鋼であるが鋼２では製造条件中加
熱温度が高いため、母材及び溶接部靭性が劣っている。

鋼３，４はほほ同一成分の鋼であるが、鋼４てはＴｉが
添加されていないため製造条件が同一にもかかわらず、
母材及び溶接部靭性が劣っている。

また、鋼５はＴｉ添加されているが添カロ量が多いため
、微細ＴｉＮが十分に得られずＴｉ無添加より溶接部靭
性は改善されるが、十分でない。

鋼６，７においで、鋼７にはＣａが添加されでおらず、
製造条件が同一にもかかわらず、特に母材のシャルピー
吸収エネルギーが劣っている。

鋼８，９は同一成分の鋼であるが，鋼９ではＳ含有量が
高く、母材及び溶接部のシャルピー吸収エネルギーが劣
っている。

鋼１０は本発明鋼と同一成分の鋼であるかスラブ製造法
が、造塊一分壊法であるため、微細ＴｉＮの効果が十分
に得られず母材及び溶接部靭性が劣っている。

Claims

【特許請求の範囲】１００．０１〜０．１５％，Ｓｉ０．６％以下、Ｍ
ｎ０．５〜２．０％，Ａ７０．０１〜０．０８％、８０
．００４％以下、Ｃａ０．０００５〜０．０
０５％、Ｔｉ０．００８〜０．０２５％、ＮＯ．００
１〜０．００７％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純
物からなる連続鋳造法で製造した厚さ３００ｍｍ以下の
鋳片を９００〜１０００℃に加熱し、その後の圧延にあ
たって、８５０゜Ｃ以下の川下量が６０％以上でかつ仕
上温度を６５０〜７５０゜Ｃとすることを特徴とする非
調質高強度高靭性鋼の製造法。２００．０１〜０．１５％、Ｓｉ０．６％以下、Ｍ
ロ０．５〜２．０％、Ａ／０．０１〜０，０８％、Ｓ０
．００４％以下、Ｏａ０．０００５〜Ｏ．Ｏ
Ｏ５％、Ｔｉ０．００８〜０．０２５屹Ｎ０．００１
〜０００７％にＮｂＯ．０８％以下、Ｖ０．１０％以下
，Ｎｉ２．Ｏ％以下、Ｃｕｌ．Ｏ％以下、Ｃｒ１
．０％以下、Ｍｏ０．４％以下、の１種または２種以上
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる連続鋳造
法で製造した厚さ３００ｍ１１１以下の鋳片を９００〜
１０００゜Ｃに加熱し、その後の圧延にあたって、８５
０°Ｃ以下の圧下量が６０％以上でかつ仕上温度を６５
０〜７５０゜Ｃとすることを特徴とする非調質高強度高
靭性鋼の製造法。