JPS61106716A - 低温靭性の優れた棒鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、特に−１２０℃以下という極低温環境におい
ても高強度と良好な靭性とを発揮する棒鋼の製造方法に
関する。

（従来技術） 近年、寒冷地や極地の鉄筋コンクリート構造物、鉄筋コ
ンクリート製の冷凍庫、更にはＬＮＧやＬＰＧを始めと
する液化ガス用タンク等、低温環境において使用される
鉄筋コンクリート用棒鋼の需要が益々増加する１頃向を
見せてきている。

従来、このような環境下で使用される低温用鉄筋として
９％Ｎｉ鋼や高Ｍｎオーステナイト鋼が開発され４．・
、、１７パ４″°゛′″ｆ″６°ｔ　Ｌ゛ｆ　ａ　ｂ　
ｌ１ｉ（ｉｔ５　ｆｔ　＠　＊　、ｒｃ　＠　Ｇ　＃　
ｉｔに含むため、極めて限られた用途にしか使用され得
ないものであった。

一方、−殻構造物等ではＪＩＳ　Ｇ３１１２に定める鉄
筋（即ち、降伏強度；４２〜４３　ｋｇｆ　／　ｍＡ程
度のもので、１１００〜１２５０℃に加熱後、仕上温度
：１００’０〜９００℃程度の熱間圧延で製造されるも
の）が使用されているが、これらは常温、或いはをれ以
上の温度で使用される場合を想定したものであるため、
上記のような低温、特に−１００℃以下の極低温にさら
される場合には靭性面で不安を来すものであった。

そこで、最近になって、上記のような一６０℃以下にな
るＬＰＧタンクや、−１００℃以下にも達するエチレン
或いはＬＮＧタンク等の極低温にさらされても所定の高
強度と高靭性を発揮する棒鋼の開発が競われるようにな
ってきたが、未だ満足し得る極低温特性を備えた棒鋼は
得られていないのが現状であった。

（発明の目的） 本発明者等は、上述のような観点から、今後益々要望が
強くなると見られる、−１２０℃を下回るような極低温
環境における使用の際でも十分に満足できる高強度及び
高靭性を発揮する棒鋼を、高価な合金元素の多量添加を
行うことなしに実現すべく研究を　　　　　　１行った
結果、以下ｆａｒ〜（Ｃ１に示す如き知見を得るに至っ
たのである。

（ａｌ　　特にＣ含有量を０，０２〜０．１０％（以下
、成分割合を示す％は重量％とする）に調整した低炭素
鋼に特定量のＭｎ、　Ｍｏ及びＮｂを添加含有せしめる
とともに、これＣコ低温加熱、低温仕上温度の熱間圧延
を施すと、圧延のままで、 平均粒径：１０μｍ以下、 好ましくはへイナイトの体積百分率：１０〜３０％のフ
ェライト・ヘイナイト微細混合組織が得られ強度及び低
温靭性の極めて良好な鋼材を実現できること。

（ｂｌ　　更に、このようにして得られた鋼材に特定温
度の焼戻し処理を施すと、降伏強度が改善されて５〜１
０ｋｑｆ／品程度の強度上昇を見るとともに、低温靭性
が一段と向上すること、 ｔｅｌ　　即ち、鋼の化学成分と圧延条件とを厳密に管
理し、更に必要により特定温度での焼戻し処理を組合わ
せると、従来では得られなかったような優れた低温性能
を具備した棒鋼を低コストで製造できること。

（発明の構成） 本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり・ Ｃ；０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ　：　１．１０〜２．５０％、 Ｍｏ　：　０．１５〜０．５０％、 Ｎｂ　：　０．０１０　〜０．１００　　％、Ａｌ　：
　０．０１０　〜０．１００　　％、を含有するととも
に、必要により、更にＣｕ　：　０．０５〜０．３０％
、 Ｎｉ　：　０．０５〜１．２０％、 Ｃｒ　：　０．０５〜１．２０％、 Ｔｉ　：　０．０１〜０．０５％、 Ｂ　ｉ　Ｏ，０００５〜０．００３０％のうちの１種以
上をも含み、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物、 から成る成分組成の鋼片を、最高ｔｏｏｏ℃までの温度
に加熱した後、 仕上温度＝８５０℃以下、 ８８０℃以下の温度域 での累積圧下率：６０％以上 の熱間圧延を施し、次いで室温まで空冷するか、或いは
必要により更に５００〜７００℃にて焼戻すことによっ
て、衝撃破面遷移温度が一１２０℃以下という低温特性
の極めて優れた棒鋼を製造する点に特徴を有するもので
ある。

次いで、本発明の棒鋼の製造方法において、鋼の成分組
成割合及び圧延・熱処理条件を上記の如くに数値限定し
た理由を説明する。

Ａ、鋼の成分組成 ａ）Ｃ Ｃ成分は棒鋼に所定の強度を付与するために含有させる
ものであるが、その含有量が０．０２％未満では所望の
強度が得られず、一方０．１０％を越えて含有させると
棒鋼組織中にバーライト組織が混入するようになって靭
性の劣化をきたすことから、Ｃ含有量を０．０２〜０．
１０％と定めた。

ｂ）Ｓｉ Ｓｉ成分は鋼の脱酸に有効な元素であり、通常、０゜１
５〜０．３５％の添加がなされるものである。しかしな
がら、脱酸を八１で行う場合にはＳｉ添加は必ずしも必
要でなく、しかも０．５％を越えて含有させると熱間加
工性に悪影響がでてくるようになる。このようなことか
ら、Ｓｉ含有量を０．５％以下と定めた。

１、　　　　　　　ｃ）Ｍｎ パ（門・成分は、鋼の説硫に必要な元素であり、且つ鋼
の素地に固溶して鋼材強度を向上するとともに、鋼材に
所定の焼入れ性を賦与する作用をも有している。

そして、本発明の圧延条件下でフェライトとヘイナイト
との微細な混合組織を生ぜしめて鋼に所定の強度と低温
特性を賦与するには、１．１０％以上のＭｎ含有量とす
る必要があり、一方２．５０％を越えて含有させると偏
析が著しくなって靭性及び溶接性が劣化するようになる
ことから、Ｍｎ含有量を１．１０〜２．５０％と定めた
。

ｄ）Ｍ。

Ｍｏ成分は、鋼の靭性を損なうことな（強度を賦与する
のに極めて有効な元素である。また、本発明の方法の場
合には、鋼の焼入れ性を調整して、圧延のままでフェラ
イトとベイナイトの微細混合組織を得るために欠かせな
い元素でもある。そして、ＭＯＣ含有量０．１５％未満
では上記の効果が十分に発揮されず、一方０．５０％を
越えて含有させても上記効果が飽和しでしまうことから
、ＭＯＣ含有量０．１５〜０．５０％と定めた。

ｅ）Ｎｂ Ｎｂ成分は、本発明をなすにあたって見出されたフェラ
イトとベイナイトの微細混合組織を得るために　　　　
　　　１′不可欠な元素であり、その含有量が０．０１
０％未満では圧延前の鋼片加熱段階（１０００℃以下で
の加熱段階）でのオーステナイト粒の粗大化を防止する
ことが困難となって、結局はフェライトとベイナイトの
微細混合組織を安定して得ることができなくなる。一方
、０．１００％を越えて含有させてもオーステナイト粒
粗大化抑制効果が飽和してしまい、鋼材のコスト上昇を
招くだけとなることから、Ｎｂ含有量を０．０１０〜０
．１００％と定めた。

ｆ）Ａ（２ ＡｌＣ成分は、鋼の脱酸作用のほかに圧延前の鋼片加熱
段階でのオーステナイト粒の粗大化を防止するという、
前述したＮｂと同様の効果がある。そして、Ａｌ含を量
がｏ、ｏｔｏ％未満では上記効果が十分に発揮されず、
一方ｏ、ｔｏｏ％を越えて含有させると鋼の熱間加工性
が劣化することから、Ａｌ含を量を０．０１０〜０、１
００％と定めた。

ｇ）Ｃｕ Ｃｕ成分は、鋼の靭性にほとんど悪影響を及ぼすことな
く強度を上昇させる作用を存してい金ので、鋼材強度を
より向上する必要のある場合に含有せしめられるもので
あるが、その含有量が０．０５％未満では前記作用に所
望の効果が得られず、他方０．３０％を越えて含有させ
ると鋼の熱間加工性を害するようになることから、Ｃｕ
含有量を０．０５〜０．３０％と定めた。

ｈ）Ｎｉ Ｎｉ成分は、特に鋼の低温靭性改善に有効な元素である
ので、低温靭性の一層の向上を必要とする場合にその効
果が顕著となる０、０５％以上添加含有せしめられるも
のであるが、１．２０％を越えて含有させると鋼材コス
トが上昇する上に、製造上、白点などの水素性欠陥を発
生する率が増加するようになることから、Ｎｉ含有量を
０．０５〜１．２０％と定めた。

１）Ｃｒ Ｃｒ成分には鋼の強度を上昇させる作用があるので、よ
り高い強度を必要とする場合に含有せしめられるもので
あるが、その含有量が０．０５％未満では前記作用の所
望の効果を得ることができず、一方、１．２０％を越え
て含有させると冷間加工性の劣化を招くことから、Ｃｒ
含有量を０．０５〜１．２０％と定めた。

ｊ）Ｔｉ Ｔｉ成分には、ＮｂやＡｌと同様にオーステナイト結晶
粒を微細化する作用があり、フェライトとベイナイトの
微細混合組織を得るために有効な元素であるので必要に
より含有せしめられるものであるが、その含を量が０．
０１％未満では前記作用に所望の効果を得るごとかでき
ず、一方、０．０５％を越えて含有させると鋼中に存在
するＴｉ炭窒化物が粗大化するとともに、そのＴｉ炭窒
化物の数も増加するため熱間加工性の劣化を引き起こす
ようになる。したがって、Ｔｉ含有量を０．０１〜０．
０５％と定めた。

ｋ）Ｂ Ｂ成分には、ｊ故事添加で鋼の焼入れ性を向上する作用
があるので、鋼材強度の一層の上昇を図る必要かある場
合に添加含有せしめられるものであるが、その含有量が
０．０００５％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、一方、０．００３０％を越えて含有させると熱間加
工性の劣化を来すことから、Ｂ含有量を０゜０００５〜
０．００３０％と定めた。

Ｂ、圧延、熱処理条件 ａ）圧延ｉｎ加熱温度 圧延＋ｊｉｊ加熱温度が１ｏ００℃を越えると、本発明
方法において規定された化学成分を有する鋼を用いたと
しても加熱時のオーステナイト粒が粗大化してしまい、
圧延のままではフェライトとへイナイトの微細′ｌ□１
　　　　　　　混合組繊を得られなくなってしまう。し
たがって、所望の低温靭性が達成できなくなるので、圧
延油加熱温度は、１０００℃を上限とすることが不可欠
である。

一方、加熱温度をより低くしても低温特性には悪影響が
ないが、低くしすぎると鋼片圧延時にロールにかかる負
荷が過大となって生産性を劣化することから、目安とし
ては９００〜１０００℃の加熱が適当といえる。

ｂ）圧延温度および圧下率 鋼に所定の強度と靭性を賦与するためには、熱間圧延、
特に８８０℃以下の温度域で圧下による変形と再結晶を
繰り返してオーステナイト粒を細かくすることが必要で
ある。

その際に、８８０℃以下での累積圧下率が６０％未満で
は所望の微細化を実現できず、従って、８８０　℃以下
の温度域での累積圧下率を６０％以上と定めた。

Ｃ）仕上温度 ８５０℃を越える温度で仕上圧延を行うと、所望の微細
組織を実現することができず、目的とする高靭性の鋼材
が得られないことから、仕上温度を８５０℃以下と定め
た。

なお、仕上温度が低すぎると、本発明方法において規定
された化学成分を有する鋼ではオーステナイトの未再結
晶域圧延となって、集合組織の発達による機械的性質の
異方性を生ずるようになることから、仕上温度は８５０
〜７５０℃程度にすることが望ましい。

そして、上述のような熱間圧延条件のもとて本発明対象
成分鋼を圧延すれば、圧延のままでフェライトとへイナ
イトの微細混合組織が得られるのである。

ｄ）焼戻し温度 本発明方法で規定した成分組成を有し、本発明の圧延条
件で製造した棒鋼は、圧延のままでもフェライトとへイ
ナイトの微細な混合組織となるものであるが、更に必要
に応じて、その後５００〜７００℃の範囲内で焼戻し処
理を行えば、降伏応力がより上昇し、かつ靭性の一層の
向上が実現される。

この場合、焼戻し温度が５００　’Ｃ未満であると前記
の９１果が十分に発１重できず、一方、焼戻し温度が７
００℃を越えると焼戻し中にフェライトおよびベイナイ
トが再結晶を起して微細組織が崩れ、靭性の劣化を招く
ことになるので、焼戻し温度を５００〜７００℃と定め
た。

次いで、本発明を実施例により比較例と対比しながら説
明する。

実瀝上土 まず、１ｆｆ１８の溶解法により、それぞれ第１表に示
される成分組成の鋼１〜３８を／８製した後、各々１６
Ｑｍｍ角の鋼片とし、圧延素材とした。

次に、この鋼片を９５０℃に加熱し、８８０℃以下での
累積圧下率が９０％で、仕上温度が８００　℃の熱間圧
延を施して、直径が２５＋ａｍの丸棒とした。

そして、仕上圧延後、該丸棒材を常温まで放冷した。

このようにして得られた圧延のままの各丸棒について、
ミクロ組織観察、引張試験、および衝撃試験を行った。

なお、ミクロ組織観察においては、圧延のまま材のフェ
ライト、ベイナイトおよびパーライトを判別するととも
に、その粒径をも測定した。

引張り試験では、平行部；直径１４１１１１１１のＪＩ
Ｓ　４号試験片を圧延材から削り出し、０．５パーライ
ト全伸びに対する降伏強さ、引張強さ、伸び（標点距離
：５０＋ｎｍで計算）および絞りを測定した。

衝撃試験は、ＪＩＳ　４号（２ｍｍＶノツチ）シャルピ
ー試験片を用いて実施し、−１２０℃における吸収エネ
ルギー〔シＥ−、□。〕と衝撃破面遷移温度（脆性−延
性破面遷移温度）〔νＴｒｓ　）で低温靭性を評価した
。

得られた結果を第２表に示した。

第２表に示される結果からも明らかなように本発明方法
の条件を満たす成分組成（鋼１〜２７）を有し、本発明
方法の条件を満足する手段にて製造された棒鋼は、いず
れも粒径が１０μｍ以下の微細な〔フェライト＋へイナ
イト〕の混合組織を呈し、降伏強さが４０　ｋｇｆ／　
ｍＡ以上で、且つｖＥ−ＩＬ。が３０　ｋｇｆ−ｍに近
い値を示しており、強度と靭性が極めて優れていること
がわかる。また、ｖＴｒｓも、いずれも−１２０℃より
低く、−１２０℃の温度でも脆性破壊を生しないことが
明らかである。

これに対して、本発明方法における圧延条件を満たして
いても、成分組成が本発明の条件を満足しない棒鋼（鋼
２８〜３８を適用したもの）は、吐−ｊユ。の値）・、
、１　　　　　　が低く・“Ｔｒｓも一１２０゛より高
温側にな−て０゛て・−１２０℃において脆性破壊を生
じて靭性不良であることが分かり、また、降伏強さにつ
いても４０　ｋｇｆ／昌未満のものがあり、強度的にも
不安定であることが明らかである。

爽應皿Ｉ 第１表に示した鋼１の１６０ｍｍ角鋼片を用いて、圧延
条件を種々変化させて直径：　２５ｍｍの丸棒を製造し
た。

仕上圧延後は、該丸棒材を常温まで放冷した。

得られた丸棒について、実施例１と同じ要領でミクロ組
織、強度および靭性の調査を行い、その結果を第３表に
示す。

第３表に示される結果からも、本発明方法で規定した成
分組成の鋼を使用しても、圧延条件が本発明方法の範囲
から外れた手段では、強度または靭性、あるいはそのい
ずれもが劣化し、降伏強さが４０．０ｋｇｆ　／ｍｉｎ
を越えた値、ｖＴｒｓが一１２０℃よりも低い温度とい
う目標値を満たさないことが明らかである。

］ 漠町直汁ｌ 第１表に示した鋼ｌ、１２および２４の１６０ｍｍ角鋼
片を用いて、 両片加熱温度：９５０℃ ８８０℃以下での累積圧下率：９０％仕上温度二８００
℃ の条件で熱間圧延し、直径：２５１の丸棒を製造後、第
４表に示されるように４８０〜７２０℃に１時間保持後
大気放冷するという焼戻し処理を施した。

ＩＭられた丸棒について、実施例１と同じ要領でミクロ
組織、強度および靭性を調べ、その結果を第４表に併せ
て示した。

第４表に示される結果からは次のことがわかる。

即ち、焼戻し温度が４８０℃では、圧延のまま材と比べ
て降伏強さもｖＴｒｓも殆ど変化せず、焼戻しの効果が
認められない。

しかし、５００〜７００℃の焼戻し温度域では、降伏強
さの増加が著しく、同時にｖＴｒｓも大幅な低下を示）
・１１）、、ｊ　　　　　　　　（”て０゛る・９まり
・本発明の用件を満たす処理によって、丸棒の強度およ
び靭性のいずれもが著しく向上することが明らかである
。

ところが、７００℃を越える焼戻しを行うと、ミクロ組
織が粗大化して強度低下が引き起されるとともに、靭性
も劣化してしまうことも明白である。

（総括的な効果） 上述のように、本発明によれば、高価な合金元素を多量
に添加したり、格別に繁雑な手段を講するころなく、鋼
の化学成分や圧延方法をｍ製するのみで、−１２０℃を
下回るような極低温環境においても十分に満足できる高
強度および高靭性を有する棒鋼がコスト安く製造できる
など、産業上有用な効果がもたらされるのである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．１０〜２．５０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１００％ を含有するとともに、必要により、更に Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．２０％、 Ｃｒ；０．０５〜１．２０％、 Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、 Ｂ：０．０００５〜０．００３０％ のうちの１種以上をも含み、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物、 から成る成分組成の鋼片を、最高１０００℃までの温度
   に加熱した後、 仕上温度：８５０℃以下、 ８８０℃以下の温度域 での累積圧下率：６０％以上 の熱間圧延を施し、次いで室温まで空冷することを特徴
   とする、低温靭性の優れた棒鋼の製造方法。
2. （２）重量％で、 Ｃ：０．０２〜０．１０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．１０〜２．５０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１００％ を含有するとともに、必要により、更に、 Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．２０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．２０％、 Ｔｉ：０．０１〜０．０５％、 Ｂ：０．０００５〜０．００３０％ のうちの１種以上をも含み、 残部Ｆｅ及び不可避的不純物、 から成る成分組成の鋼片を、最高１０００℃までの温度
   に加熱した後、 仕上温度：８５０℃以下、 ８８０℃以下の温度域 での累積圧下率：６０％以上 の熱間圧延を施し、次いで室温まで空冷してから、更に
   ５００〜７００℃にて焼戻すことを特徴とする、低温靭
   性の優れた棒鋼の製造方法。