JPS582244B2 - 靭性の優れた厚肉非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は靭性の優れた厚肉非調質高張力鋼の製造方法の
創案に係り、制御圧延によって製造される非調質高張力
鋼の板厚の拡大に伴う靭性劣化を解決せしめ、引張強さ
が５０ｋｇ／ｍｍ２以上で靭性の優れた板厚２５ｇ以上
の非調質高張力鋼の好ましい製造方法を提供しようとす
るものである。

寒冷地や深海に埋蔵される石油や天然ガスその他のエネ
ルギー源を輸送するラインパイプは近年益々大径化し、
高強度・高靭性が要求さね同時に厚肉化の傾向にある。

然してこの種ラインパイプを得るためのミル原板に関す
る主たる製造方法としては制御圧延技術があるが、この
制御圧延技術においては上記のような板厚の拡大に伴い
新しい技術の開発が要請されている。

即ち従来の制御圧延技術においてはＮｂやＶなどの元素
の利用を前提としてオーステナイト域の低温領域での圧
延により主として細粒化と析出硬化の機構に基いて強靭
性を高めようとするものである。

然しこの場合において制御圧延技術の基本的な問題とし
て、調質型高張力鋼における焼入れ時の質量効果に基く
板厚拡大に伴った焼入れ性の変動と類似して、板厚が増
大するに従い強度、靭性の劣化が認められ、特に板厚が
２５ｍｍ以上になると強靭性が著しく劣化する欠点を有
し、又圧延機の能力上の拘束よりして２５ｍｍ以下の鋼
板と同じような低温領域での高圧下率の採用が困難とな
る。

本発明は上記したような実情に即して検討と推考を重ね
て創案されたものであって、このような厚肉の制御圧延
材における強靭性劣化の原因を解明し、全く新しい化学
組成を有する鋼を開発し、板厚２５ｍｍ以上の厚肉材に
おいて、−１００℃以下の破面遷移温度を有する低温靭
性の頗る優れた非調質型高張力の提供を可能にしたもの
である。

即ち本発明者等は上記したような従来の技術において非
常に強い制御圧延をなしても板厚の増大に伴って靭性が
劣化し強度も低下する原因について系統的に研究した結
果、その靭性劣化は板厚の増大に伴い変態組織における
フエライト粒の混粒度が著しく増大することによるもの
であることを知った。

蓋しこの変態組織の混粒現象はＮｂを含む制御圧延材特
有の現象であるが、所謂オーステナイトの低温領域での
圧延条件制御だけでは除去できないことが明かとなり、
より高温領域での圧延中におけるオーステナイト組織の
変化に依存していることが判明した。

然してこの高温域圧延中のオーステナイト組織を鋼組成
の調整によって整粒し且つ細粒化した後、低温領域で一
定以上の累積圧下率を与えることにより厚肉制御圧延材
の靭性を大幅に向上せしめることが本発明の骨子をなす
ものである。

これを更に説明すると、本発明は以下の３つの事項によ
り構成され、その何れか１つでも欠けるならば本発明の
目的である板厚２５ｍｍ以上での靭性を−１００℃以下
の破面遷移温度（ｖＴｒＳ）を得しめるように優れたも
のとすることができないことは後述する実施例によって
明かである。

（１）Ｃ含有量を０．１０％以下に限定する。

（２）靭性や溶接性を損うことなく高張力化するため特
定量のＮｉを添加含有させる。

（３）０．００５〜０．０３０％の微量Ｔｉを添加する
ことにより析出ＴｉＮによる高温域圧延中におけるオー
ステナイト組織の細粒、整粒化を図り、変態組織中の混
粒度を軽減する。

更に本発明はＮｂ添加を前提とした制御圧延による高靭
化技術であって、板厚２５ｍｍ以上の鋼板に対して強度
水準が５０ｋｇ／ｍｍ２（引張強さ）以上で、又強度水
準如何によらず−１００℃以下の破面遷移温度を確保す
るために上記したような化学組成の限度の外に未再結晶
温度域（９００℃以下）で最終板厚に対し少く共４０％
以上の累積圧下率を与えるものである。

上記した（１）， （２）は靭性向上のための必要条件
であり、上記（１）による強度低下をＮｉ添加によって
補い、板厚の如何にかかわらず高靭性を維持しつつ所定
強度を得しめるものである。

又本発明ではＮｉ添加量の増大に伴って変態組織はフエ
ライトーパーライトからａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉ
ｔｅに変化するが、上記したような微量Ｎｉ添加による
効果はこの組織如何に拘わらず有効であって微細ＴｉＮ
の析出を高温域圧延中のオーステナイト再結晶粒を著し
く細粒化し、圧延バス間のオーステナイト粒成長を防止
することによりその効果を充分に発揮することができる
。

本発明によるものの化学組成限定理由を述べると以下の
如くである。

Ｃは本発明の目的である厚肉材の高靭性化のため０．１
０％以下にすることが不可欠であり、この上限以下とす
ることにより変態組織中のパーライトやセメンタイトの
体積率を減少させ靭性、延性を大幅に向上させる。

然し０．０２％以下のＣ量では強度の確保が困難となる
。

又Ｍｎは高張力化に極めて有効であって０．６０％以上
の添加が必要であるが、本発明の主目的である厚肉材の
靭性に対しては１．８％以上の添加は有効でないためこ
れを上限とする。

Ｓｉは脱酸のために０．１０％以上の添加が必要である
が、０．５０％以上では靭性を劣化させるためこれを上
限とする。

Ｓは本発明鋼の主要な用途である寒冷条件下でのパイプ
ライン材などに適用するに当って圧延直角方向の延性が
高いことが不可欠であって０．０ １ ０％以下にする
ことが必要であり、このような低Ｓ化は同時に極低温で
の靭性をも向上させる。

然してＮｉは本発明に不可欠の元素の１つであって、少
くとも０．２％以上の添加が必要であり、このＮｉ添加
によって低温靭性が向上すること自体は公知であるが本
発明の場合には特に鯖御圧延による板厚２５ｍｍ以上の
厚肉高張力鋼の強靭性向上のため、炭素含有量の低減、
後述する微量Ｎｉ添加との総合効果としてＮｉの高強度
化、高靭性化の効果を生じていることは後述実施例に明
かにされる通りである。

而してこのＮｉが４．０％以上になると強度（引張強さ
）が著しく上昇するが延性が急激に低下するため圧延の
ままで使用に供することを目的とする本発明に適合しな
いからこれを上限とするものである（即ちＮｉ添加量が
４％以上では強度と延性のバランスをとるため焼戻処理
や時効処理を必要とする）。

Ｎｂは制御圧延を前提とする本発明には不可欠な元素で
あり、制御圧延による細粒化効果を得るため少くとも０
．０１％以上の添加を必要とするが、０．１５％以上で
はその効果が飽和する。

ｓｏｌ．Ａｌ量は脱酸のため少くとも０．００６％以上
の添加が必要であるが、０．０８％以上では靭性が劣化
するためこれを上限とする。

更にＴｉは０．０３０％以下の範囲で添加したとき鋼中
のＮを１００％ＴｉＮの形で固定化する。

オーステナイトの高温域でも安定で微細析出しているＴ
ｉＮは本発明のＮｉ，Ｎｂ添加条件下ではオーステナイ
ト組織を著しく微細化し、厚肉材における靭性劣化の主
因である著しい混粒−変態組織の発達を防止することが
できる。

微量Ｔｉ添加によるＴｉＮを利用した高張力鋼について
は既に若干知られているが、板厚２５ｍｍ以上の高靭性
鋼を制御圧延して製造する場合の問題点を解決する目的
で利用されているものは従来皆無であって、本発明のＴ
ｉ添加の効果は斯様な条件下において有効に得られるも
のである。

然して微細ＴｉＮの析出量を確保するためには少くとも
０．００５％以上の添加が必要であり、又０．０３０％
以上の添加ではＴｉＣの析出が生じ靭性が劣化する。

Ｎは通常の製鋼プロセスに依存して０．００３％から最
大０．０１５０％鋼中に含まれるためこれを上限及び下
限とした。

ＴｉＮの形成のために必要なＮ量は上記Ｎ含有量範囲内
であれば充分であり、特に加窒処理するような必要はな
い。

なお本発明による上記基本組成は必要に応じて０．３０
％以下のＭｏ． ０． １５％以下のＶ及び０．５０％
以下のＣｕの単独ないし複合添加によっても本発明によ
る作用効果を失うことがなく、鋼の強度を更に上げるこ
とが可能となる。

本発明によるものの具体的な実施例と比較例とを併せて
示し、その作用効果をより具体的に説明すると、次の第
１表に本発明者等によって供試鋼として用いられた比較
鋼及び本発明鋼の若干についての化学成分を示す。

即ち鋼番１〜５は従来鋼であり、鋼番６〜１８は本発明
における対象鋼である。

然してこの第１表に示したような供試鋼に対して加えら
れた熱間圧延条件、即ちスラブ加熱温度、９００℃以下
（未再結晶温度域）での累積圧下率、最終板厚、と共に
それらの圧下条件で得られた鋼についての引張試験及び
衝撃試験の結果は次の第２〜第４表に示す通りである。

なおこれらの試験片は何れも板厚中央において圧延直角
方向に採取したものであり、又引張り試験片は９φの丸
棒において標点距離（Ｇ．Ｌ．） ３２ｍｍとしたもの
であり、衝撃試験片は２ｍｍＶノツチフルサイズ（１０
×１０ｍｍ）シャルピー試験片である。

上記したような比較例及び実施例について更に説明する
と、第１表における鋼１は従来のフエライト．パーライ
ト組織鋼であり、又鋼２はａｃｉ−ｃｕｌａｒ ｆｅｒ
ｒｉｔｅ（針状フエライト）鋼にして、鋼３，４，５は
Ｎｉの添加量を夫々略０．２％、１％、２％とした鋼で
ある。

然してこれらの鋼１〜５について１９０ｍｍ厚さのスラ
ブを１２００℃に加熱してから連続的に圧下を加え、９
００℃以下で最終板厚に対して７０％の累積圧下率を与
えて７９０℃で仕上げ、２０〜３２ｍｍの鋼板とした結
果が第２表に示す通りである。

即ちその圧延条件は何れも同一であり、匍脚圧延として
は著しく厳しい場合に対応するものであるが、これら従
来の比較鋼においては２５ｍｍ以上の板厚で、−１００
℃以下の遷移温度を得ることが極めて困難であることが
理解される。

蓋しＮｉを添加した鋼３，４，５においてはＮｉ添加量
の増大につれて靭性は明かに改善され、板厚２０ｍｍの
場合には鋼板４Ｃ又は５Ｃのように遷移温度−１００℃
以下となる場合となるが、板厚２５ｇ以上では鋼板５Ｂ
の一９２℃が最高である。

なおこれらの結果を要約して示しているのが第１，２図
であって、０．２％Ｎｉの結果を示す第１図の場合及び
２％Ｎｉの結果を示す第２図の場合の何れにおいても、
板厚２０ｍｍから２５ｍｍに増加される段階において靭
性（ｖＴｒｓ）が大幅に劣化することになり、実線で示
す従来技術においては２％Ｎｉでも−９０℃前後であっ
て−１００℃以下の遷移温度のものを得ることの困難さ
は頗る明確である。

これらのものに対し本発明対象鋼６，７，８は上記従来
鋼３，４，５に夫々対応させた組成を有するものであり
、従来鋼と同一の熱間圧延条件のもとて最終板厚２０〜
３６ｍｍに仕上げたものであることは第３表に示す鋼板
６Ａ〜６Ｃ，７Ａ，７Ｂ，８Ａ〜８Ｃの通りであり、そ
れらは又別に上記第１，２図に併せて点線を以て示す通
りであって、低炭素鋼にしてＮｉを含有した鋼において
のＴｉ添加による靭性の大幅な向上は明かであり、板厚
増加による靭性の変動も大幅に減少していることが明確
である。

鋼９以下も本発明対象鋼であって、鋼９はＮｉが１．５
％程度、鋼１０と１１は夫々１％前後のＮｉと共にＭｏ
とＶを夫々添加した場合であり、鋼１２以下もＮｉその
他の成分を本発明の範囲内で種々に変化させた場合であ
って、これらのものを第３表以下に示すような条件下で
圧延したものである。

なおこのような結果について若干附言するならば鋼７，
９及び１２においてスラブ加熱温度を１２００℃とした
場合と、１１００℃とした場合とでは後者の方が靭性を
更に向上し得ることは鋼７Ｄ，９Ｄ，１２Ｄの結果によ
く示されている。

又本発明においては前記のように未再結晶温度域での累
積圧下率を少くとも４０％以上とすることを必要とする
ものであって、例えば鋼板６Ｆや８Ｆのように４０％ラ
インを確保する以上本発明の目標とする靭性を確保し得
るが、本発明の対象範囲内組成の鋼であっても鋼板６Ｈ
のように所定累積圧下率に達しない場合においては目標
とする靭性を得ることができない。

第３図と第４図には上記のような結果に基いて、その板
厚３２ｍｍのものについての靭性と強度及び靭性とＮｉ
量の関係を示すが、３２ｍｍというような厚さの大きい
厚鋼板において制御圧延により−１００℃以下のｖＴｒ
ｓ値を有する靭性鋼板を得るにはＴｉの添加が不可欠で
あり、又Ｎｉの添加量は０．２％以上を必要とすること
が第４図の如きから理解される。

以上説明したような本発明によれば特定組成を有する鋼
にＮｉ，Ｎｂ及びＴｉを特定範囲内で含有させた鋼を未
再結晶温度域で最終板厚に対して４０％以上の累積圧下
率で圧延することにより仕上り板厚２５ｍｍ以上の厚肉
材において５ ０ ｋｇ／ｍｍ２以上の強度水準を確保
しながらｖＴｒｓ値が−１００℃以下という優れた靭性
を的確に得しめることができるものであって工業的にそ
の効果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明によるものの実施態様を従来法による比較
例と併せて示すものであって、第１図はＮｉを０．２％
添加したものにおける板厚との関係での靭性及び強度の
変化状態を示す図表、第２図はＮｉ２％添加の場合の第
１図と同様な変化状態を示す図表、第３図は板厚３２ｍ
ｍのものについての強度と靭性の関係を示す図表、第４
図は同じく板厚３２ｍｍのものについてＮｉ量と靭性と
の関係を示す図表である。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ Ｃ：０．０２ 〜０．１０％、Ｍｎ：０．６ ０〜
   １．８０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｓ：０．０
   １０％以下、Ｎｉ：０．２〜４．０％、Ｎｂ：０．Ｏ１
   〜０． １ ５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０． ００６ 〜０
   ．０ ８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０
   ．００３〜０．０１５％であり、必要に応じて０．３０
   ％以下のＭｏ、０．１５％以下のＶ、０．５０％以下の
   Ｃｕの１種又は２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避
   不純物より成る組成の鋼を未再結晶温度域で最終板厚に
   対して４０％以上の累積圧下率で圧延し、仕上り板厚を
   ２５ｍｍ以上とする靭性の優れた厚肉非調質高張力鋼の
   製造方法。