JPS5952207B2 - 低降伏比、高靭性、高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は低温用高張力鋼の製造方法に係るものである。

１ 近年クリーンエネルギー化に伴い天然ガスの輸送用
のラインパイプ、貯蔵用のタンク、貯蔵及び輸送用のタ
ンカー等の素材に厚肉低温用鋼材の開発の必要度が増加
してきた。

ところでこれらの素材は強度が高く、低温靭性ノが優れ
ていることはもちろん必要なことであるが、一方構造物
に成形するときにもし、スプリングバックによって弾性
的に変形回復が生じ形状凍結性が不良であれば用途は著
しく限定される。

この形状凍結性は従来の知識で明らかのように、降１伏
強度と引張強さとの比（降伏強度÷引張強さ二以下降伏
比という）値が低いほど良好である。

一般に高張力鋼材においては降伏比が０．７８以下であ
れば形状凍結性は良好である。

高張力鋼材においても一般に圧延まま材及びノ□ルマ（
ｎｏｒｍａｌｉｚｉｎｇ）材においては降伏比が０．７
８以下のことも多い。

しかしこれらの材料では焼入れ焼戻しくＱｕｅｎｃｈ
ａｎｄ Ｔｅｍｐｅｒ）材のように高靭性及び高強度特
性が得られない。

一方焼入れ焼戻し材では高靭性は得られるが、降伏比は
０．８５程度かそれより高＜ ０．７８以下を得ること
は不可能に近い。

この理由はいろいろ考えられるが、従来の焼入れ焼戻し
処理では、焼戻しマルテンサイトが主体の組織であって
、焼戻し処理温度は当然Ａｃ１変態点以下であるからと
も考えられる。

以上のように本発明の目的とする高靭性及び高張力特性
を維持しながら低降伏比の鋼を得ることは従来技術では
不可能に近いと言える。

さて、本発明はかかる難題を一挙に解決し得るものと考
えられるものであり、その原理的骨子は以下のようであ
る。

Ｃ，Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌあるいはこれに付加すべき添加元
素に量的制限を行った鋼において通常の造。

塊・分塊法又は連続鋳造法でスラブとしたあと熱間圧延
に際し９５０℃以下の累積圧下率を３０％以上９０％以
下とることによりオーステナイト粒の微細化をはかる。

一方熱間圧延時に少くとも１回以上のクロス方向の圧延
（圧延スラブを鋼塊、或いは。

鋼片製造時の鋳造方向に対して直角方向に圧延すること
を意味する）を施すことにより、成分とりわけ炭化物の
圧延方向の異方性を軽減することをはかり均一なオース
テナイト粒が得られる。

、鋼板の圧延直角方向の靭性向上に寄与する。

この両方；の条件を組合わせることにより、次工程の熱
処理で最終的に均一微細な組織が高靭性及び低降伏比が
得られることを見出したものである。

さて次に熱処理であるがこれはＡｅ３変態点以上に加熱
後通常の焼入れ（Ｑｕｅｎｃｈ）処理と同様に急冷して
焼；入れし、しかる後にＡＣ１変態点とＡＣ３変態点と
の間の温度域で加熱後空冷処理を施すものである。

これにより、まず第１ステツプの焼入れ処理によりマル
テンサイト又はベイナイトの多く存在する組織となり、
次の第２ステツプのＡＣ１変態点と。

ＡＣ３変態点との間に再加熱後空冷することにより上記
マルテンサイト又はベイナイトの一部がフェライトの組
織となる。

なお、靭性の点でフェライトの割合は１５〜１７％が最
も好ましい。

この組織の代表的なものとして、第１図に示すようにマ
ルチ・ンサイト （６５％）とフェライト （３５％）
の微細な混合組織となり、降伏比は低く、かつ強度、靭
性とも高い鋼材が製造可能である。

ここで注目すべき点は従来技術に存在するＡｃｍ変態点
とＡＣ３変態点との間のいわゆる２相域温度からの焼入
れ処理法との違いである。

この従来法では、たしかにマルテンサイトとフェライト
との混合組織は得られるが、これでは圧延後の比較的粗
大なフェライト粒が変態過程を経ずにそのまま残り、こ
のため低温靭性は十分に良好な値を示さない。

一方本発明法によれば、第１ステツプの焼入れ処理によ
り圧延後の粗大なフェライト粒も変態により微細なオー
ステナイト粒から微細なマルテンサイト等に変化して行
き、次の第２ステツプの再加熱処理と空冷により一部の
マルテンサイト等が微細なオーステナイトからＡＳＴＭ
粒度番号９番よりも微細なフェライト粒に変化するもの
で、結果的には第１図のように粒度番号１０．５番の非
常に微細なマルチ；ンサイトとフェライトとの混合組織
となり、従来法と異り結果的に著しく靭性が高められた
ものと考えられる。

なお、本発明の熱間圧延鋼材としての製品の組織をなる
べく細かくするには熱間圧延でオーステナイト未・再結
晶域での累積圧下を十分とる必要があり、９５０℃以下
での累積圧下率を３０％以上とする。

なお圧下率の上限は工業的に採用できる範囲とし、通常
９０％以下である。

また、仕上温度は本発明のクロス方向の圧延を□採用す
る圧延法においては通常、工業的に採用されている範囲
はＡＣ１変態点以上であり、本発明法の仕上温度もＡｃ
ｍ変態点以上とする。

以下本発明の特許請求の範囲の限定理由を述べる。

Ｃは鋼の強度を高めるのに有効であり、最低０．０１％
は必要である。

一方０．３０％超ではパーライトの生成が多く靭性の劣
下がみられる。

なお０．１５以下であれば溶接性は大変向上する。

Ｓｉは鋼の脱酸の目的の他に、安定した強化元素；とし
て最低０．０１％は必要である。

一方１．０％超も含まれると靭性の劣下を招く。

なお０．６％以下であれば溶接性も良好である。

Ｍｎは鋼の強化に必須な元素で最低０．５％は必要であ
る。

一方３％超も含まれると靭性劣下が大１きい。

ＡＩは鋼の脱酸に不可欠であり、最低０．００５％は必
要である。

一方０．２％超も含まれるとＡ ｌ ２０３クラスター
によるヘゲ疵が多発する。

。 Ｎｂ、 Ｖ、 Ｍｏ、 Ｔｉ、 Ｗ、 ＺｒからなるＡ
群の７元素は鋼の強化の他に加熱時のオースティト粒の
成長抑制に有効であり、その１種以上を計０．００５％
以上は必要である。

一方０．８０％超も含まれると靭性劣下が大きい。

稀土類元素、Ｃａ、 Ｍｇ、 １３からなるＢ群の元素
は酸素あるいは窒素あるいは硫黄と結合し、それらを微
細に分散させて靭性、とりわけ異分性を改善するのに有
効であり、その１種以上を計０．０００４％以上は必要
である。

一方０．１０％超ではそれらの元素の大型酸化物を形成
し、かえって靭性の劣下を招く。

Ｃｕ、 Ｎｉ、 ＣｒからなるＣ群の元素は鋼の靭性の
劣下をさほど下げずに強度を向上させるのに有効であり
、その１種以上を計最低０．０５％は必要である。

一方１０％超も含まれると製品の表面性状を劣下させる
。

上記の元素の他にＳは不可避的に含有される不純物元素
であるが、好ましくは０．０１０％以下であれば靭性の
向上は顕著である。

Ｐも不可避的に含まれる元素であるが、０．０２５％以
下であれば靭性の向上が認められ、０．０１５％以下で
は靭性の向上は顕著である。

次に製造工程上の限定理由を述べる。

まず鋼の焼入れ処理であるが、このときの加熱温度は完
全にオーステナイトにする必要があるのでＡＣ３変態点
以上である必要があり、一方、ＡＣ３変態点よりあまり
高い温度ではオーステナイト粒が粗大化しすぎて靭性の
向上は期待できないので上限はＡＣ３変態点＋１００℃
とする。

次に再加熱処理の加熱温度であるが、本発明の１狙いは
前述のように一部マルテンサイト等の焼入れ組織を残し
、残りをフェライト粒に変態させるものなので、そのた
めの再加熱温度はＡＣ１変態点とＡＣ３変態点との間で
ある必要がある。

この場合その範囲内では温度の高いほど強度が出やすく
、一方低いほど靭性が出やすい傾向もある。

しかし、強度、靭性及び降伏比との兼合からは（Ａｃ１
変態点＋５０℃）〜（Ａｃ３変態点−２０℃）が最適再
加熱の温度である。

以下に本発明の実施例を示す。

実施例 ｌ 第１表に示す化学成分の鋼を転炉（Ｂｌ、Ｂ２、Ｂ３は
電気炉）で出鋼し、一部（Ｅ、 Ｆ）は連続鋳造法で他
は造塊、分塊法でスラブとした後熱間圧延を行った。

熱延条件は第１表に示す。熱延板の板厚を第１表に示す
。

これを第１表に示す焼入れ処理の加熱温度及び再加熱処
理の加熱温度で熱処理を行った。

なおここで、Ａ２． Ｂ２、 Ｃ２，Ｂ２． Ｆは焼
入れ処理後６３０℃×３０分の焼戻し処理を行った。

これらの鋼の機械的性質、靭性を第１表に示す。

ここで引張試験はＡＰＩ試験法、シャルピー衝撃試験は
２ｍｍＶノツチ試験片（板厚１０ｍｍ Ｘ １０ｍｍｆ
ｕｌｌ ５ｉｚｅ）、又ＤＷＴＴ （ＤｒｏｐＷｅｉｇ
ｈｔ Ｔｅａｒ Ｔｅ５ｔ）試験はＡＰＩ法で、かツ８
５％延性破面を示す試験温度つます８５％ＦＡＴＴ（Ｆ
ｒａｃｔｕｒｅ Ａｐｐｅａｒａｎｃｅ Ｔｒ
ａｎｓｉｔｉｏｎＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）でそれぞれ
表わした。

なお、機械試験、衝撃試験はいずれも圧延直角方向の値
である。

さて第１表に示すように本発明鋼は強度、靭性が優れる
ばかりでなく、とりわけ降伏比が低いのが特徴である。

一方比較鋼では強度、靭性あるいは降伏比のいずれかが
劣っている。

なお、高強度冷延鋼板のように、強度及び降伏比を要求
される素材についても冷間圧延後の冷延板を本発明の熱
処理を施すことは有効であり、スプリングバックの小さ
い高強度冷延鋼板が得られる。

実施例 ２ 第２表に示す化学成分及びＡＣ１変態点、ＡＣ３変態点
の鋼を転炉で出鋼し、通常の造塊、分塊法でスラブとし
た後熱延条件、つまりクロス方向の圧延開始温度及び９
５０℃以下の累積圧下率を第３表に示す値で熱延を行い
、しかる後に第３表に示す各種の熱処理を行った。

製品の機械的性質、靭性及び製品組織中のフェライトの
割合及び粒度番号を第３表に示す。

゛第３表に示すように比較鋼においては、Ｋ２゜Ｍ
２のように焼入れ処理でＡｃ１変態点とＡＣ３変態点と
の間の温度領域のある温度から焼入れを行う従来法では
確かに降伏比が小さいが細粒化が不十分なため強度、靭
性共本発明鋼より劣る。

なお、熱延時にクロス方向の圧延を行ない、Ｍ８又は９
５０℃以下の累積圧下率が３０％未満のＭ９は靭性が低
く、降伏比が高い。

又、冷間圧延後本発明の熱処理方法を行うに６も低降伏
比特性及び強度、靭性の優れた製品が得られている。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の実施例の中の本発明鋼Ａ１の光学顕微鏡
組織写真（倍率５００倍）である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃｏｏ、０１〜０．３０％ Ｓｉ ； ０．０１〜１．０％ Ｍｎ ； Ｑ、 ５〜３％ Ａｌ：０．００５〜０．２０％を含み残部鉄及び不可避
   的不純物からなる鋼を鋼片とし、該鋼片を熱間圧延に際
   し、９５０℃以下の累積圧下率を３０％以上９０％以下
   とし、且つ全熱間圧延工程中に少くとも１回以上のクロ
   ス方向の圧延を施して、鋼板に成形し、次にＡＣ３変態
   点とＡＣ３変態点＋１００℃の間の温度で加熱後焼入れ
   し、次にＡｃ１変態点とＡｃ３変態点との間の温度で加
   熱後空冷することを特徴とする低降伏比、高靭性、高張
   力鋼板の製造方法。 ２ Ｃ；０，０１〜０．３０％ Ｓｉ ： ０．０１〜１．０％ Ｍｎ ： Ｑ、 ５〜３％ Ａ ｌ ： ０，００５〜０．２０％を含み、更にＮｂ
   、■、ＭＯｌＴｉ、 Ｗ、 ＺｒからなるＡ群の元素の
   うち１種以上を計０．００５−０．８０％、稀土類元素
   、Ｃａ、Ｍｇ、 １３からなるＢ群の元素の１種以上を
   計０．０００４〜０．１０％、Ｃｕ、 Ｎｉ、 Ｃｒか
   らなるＣ群ノ元素の１種以上を計０．０５〜ｌＯ％のう
   ちいずれか１群以上を含み残部鉄及び不可避的不純物か
   らなる鋼を鋼片とし、該鋼片を熱間圧延に際し、９５０
   ℃以下の累積圧下率を３０％以上９０％以下とし、且つ
   全熱間圧延工程中に少くとも１回以上のクロス方向の圧
   延を施して、鋼板に成形し、次にＡＣ３変態点とＡＣ３
   変態点＋１００℃の間の温度で加熱後焼入れし、次にＡ
   ｃｍ変態点とＡＣ３変態点との間の温度で；加熱後空冷
   することを特徴とする低降伏比、高靭性、高張力鋼板の
   製造方法。