JPS6231046B2

JPS6231046B2 -

Info

Publication number: JPS6231046B2
Application number: JP15572081A
Authority: JP
Inventors: Kentaro Okamoto; Ryota Yamaba; Yukio Tomita; Takashi Sasaji; Koichi Kutsuwa
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1981-09-30
Filing date: 1981-09-30
Publication date: 1987-07-06
Also published as: JPS5858225A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は板厚方向COD特性の優れた高降状点
鋼板の製造法に関するものである。（従来の技術）従来、鋼材の品質特性は溶接性のほかに主とし
て引張試験およびシヤルピー衝撃試験によつて評
価され、これらの値によつて使用条件等が決定さ
れることが多かつた。しかし、近年、脆性破壊発
生特性を切欠３点曲げ試験のCOD試験で評価す
る方法が考察され、試験法の簡便さによつて広く
普及しつつある。さらに、巨大構造物が社会、自然環境に与える
影響の大きさから、鋼材に対し、切欠が存在する
状態での鋼材の破壊発生に対する抵抗度合を示す
COD試験が要求されることが多くなつてきた。現在、優れたCOD値が要求されているのはお
おむね50Kg／mm²級ならびに60Kg／mm²級高張力鋼板
で、熱間圧延後ノルマ又は焼入れ焼戻し熱処理を
施して製造されている。最近の鋼構造物では板厚
方向に強い溶接拘束応力を受ける部材が多く用い
られるようになつてきた。これらの構造物の安全
性保証のために今後板厚方向のCOD試験が要求
されるようになるであろう。（発明が解決しようとする問題点）従来、鋼板の圧延方向およびそれに垂直な方向
のCOD値を高める方法については２〜３の知見
が得られていたが、板厚方向COD値を高める方
法についてはほとんど皆無である。（問題点を解決するための手段）本発明は以上の如き問題を解決するためなされ
たもので、その要旨とするところは、重量比に
て、Ｃ：0.3％以下、Si：1.0％以下、Mn：2.5％
以下、Ｐ：0.012％以下、Ｓ：0.005％以下、T.
Al：0.005〜0.1％を含有させ、更に、Nb：0.04％
以下、Ti：0.10％以下、Ｖ：0.10％以下、Ni：
1.0％以下、Cu：0.5％以下、Cr：0.5％以下、
Mo：0.5％以下、Ca：0.0005〜0.005％以下、
REM：0.001〜0.03％のうち１種または２種以上
を含有させ、残部はFeおよび不可避的不純物と
した鋼を950〜1150℃の温度範囲に加熱後、850〜
1000℃の温度範囲での圧下率を40％以上（１−
1.67・t₁／t₀）×100％以下とし、しかも１パス当
たりの圧下率を10％以上40％以下にし、850℃以
下の温度で圧下率40％以上60％以下にし、仕上温
度Ｔ（℃）をＴ＝918−369・Ｃ（重量％）＋
24.6・Si（重量％）−68.1・Mn（重量％）−36.1・
Ni（重量％）−20.7・Cu（重量％）−24.8・Cr
（重量％）＋29.6・Mo（重量％）以上とした後、
直ちに400〜600℃の温度範囲まで５℃／秒以上50
℃／秒以下の冷却速度で冷却することを特徴とす
る板厚方向COD特性の優れた高降伏点鋼板の製
造法である。但し、t₀：スラブ厚（mm）、t₁：製品
厚（mm）である。すなわち本発明者らは、多数の実験の結果得ら
れた知見にもとずき、最低値保証であるCOD値
を高めるためには、一般的に考えられる母材低温
靭性向上という平均値を高めることのみならず、
バラツキを減少し、極端に低い値を解消すること
の２点が重要であることを解明した。このうち、
平均値については、シヤルピー衝撃試験値とほぼ
対応がつくため従来のシヤルピー衝撃試験値向上
対策が利用できる。しかし、バラツキつまり極端
に低い値がでることに関しては、シヤルピー衝撃
試験値とは対応がつかない。そのため、従来にな
い新しい考え方を見い出す必要があつた。本発明者らはCOD値のバラツキは鋼板中の局
部的な板厚方向の不均質性に起因していることを
解明した。この板厚方向COD値に影響する局部
的な要因を詳細に調べた結果、鋼板面に平行な集
合組織が発達すること、および非金属介在物が圧
延方向に長く伸延すること、組織が混粒つまり粗
粒が細粒の中にまじること、等の相乗効果により
低いCOD値がもたらされ、たとえ平均値が高く
ても時々低い値が生じ、結局この値が鋼材特性を
支配してしまうことを知見したのである。以上のことから、本発明においては板面に平行
な集合組織の発達防止および非金属介在物の伸延
防止のため、従来は強度、靭性の確保のため不可
欠とされていた未再結晶領域での圧延を制限す
る。これが従来の方法と根本的に違う点である。
さらに細粒化を前提に整粒組織にするため、再結
晶領域で１パス当たりの圧下量を大きくした大圧
下圧延を行うことがよいことを解明した。さらに
未再結晶領域での圧下率の低下に伴なう強度特に
降伏点の低下、靭性の劣化に対し、一部は再結晶
領域での大圧下圧延による結晶粒の微細化と特に
整粒化、および圧延後の水冷による組織の微細化
ならびに中間温度（400〜600℃）にて水冷を停止
することにより、タングルドデイスロケーシヨ
ンを減少して転位の移動の自由度を増加させ降伏
点を上昇させる。これらの対策により、平均値の
向上とバラツキの減少が達成でき、板厚方向
COD値が大巾に向上すること、さらにそれとは
本来相反する特性である降伏強さが上昇すること
を見い出した。これらを達成する製造工程を以下に述べる。（作用）スラブ加熱温度として1150℃以上にすると加熱
γ粒が粗大化し、靭性の保証が難しくなるため、
950〜1150℃とする。ただし、析出強化元素の析
出により強度上昇を十分行うためにはスラブ加熱
温度として析出強化元素が十分固溶する温度を選
ぶ必要がある。その場合は加熱温度として望まし
くは1000℃以上が良い。 850〜1000℃の温度範囲、つまり圧延の再結晶
領域で圧下率を40％以上（１−1.67・t₁／t₀）×
100％以下とし、しかも１パス当たりの圧下率を
10％以上40％以下にすることにより圧延による歪
速度を増加させ、オーステナイト粒の微細化と同
時に、靭性劣化の原因となる混粒を防止し、整粒
にすることにより靭性の向上がはかられる。すなわち、850〜1000℃での圧下率は大きいほ
どオーステナイト粒の微細化により靭性が向上す
るが、十分な効果を得るためには40％以上が必要
である。一方、続いて行なう850℃以下での圧下
率を40％以上60％以下とする必要があるため、こ
こでの上限は（１−1.67・t₁／t₀）×100％以下と
する。但し、t₀：スラブ厚（mm）、t₁：製品厚
（mm）である。また、１パス当り圧下率は細粒で
かつ整粒とするために10％以上とする必要があ
る。しかし、40％を越える大圧下は圧延機への負
荷が大きくなるため40％以下とする。以上のようにしてオーステナイト粒を細粒かつ
整粒にした後、850℃以下の温度での圧下率は40
％以上60％以下におさえる。すなわち、板面に平行な集合組織の発達防止お
よび非金属介在物の伸延防止のため、従来強度・
靭性確保のため不可欠とされていた未再結晶域で
の圧延を60％以下に制限する。一方、良好な靭性
を確保するため40％以上の圧下が必要である。さらに仕上温度Ｔ（℃）をＴ＝918−369・Ｃ
（重量％）＋24.6・Si（重量％）−68.1・Mn（重量
％）−36.1・Ni（重量％）−20.7・Cu（重量％）−
24.8・Cr（重量％）＋29.6・Mo（重量％）以上に
する。これらにより、鋼板面に平行な集合組織の
発達、混粒の発生、非金属介在物が圧延方向に長
く伸延することが防止され、板厚方向CODが向
上する。次いで仕上圧延後、直ちに400〜600℃の温度範
囲（望ましくは400〜500℃の温度範囲）まで５
℃／秒以上50℃／秒以下の冷却速度で冷却する。
圧延後の水冷により組織の微細化がはかられ、さ
らに中間温度にて水冷を停止することによりタン
グルドデイスロケーシヨンが減少して転位の移動
の自由度が増加し、降伏点が上昇する。中間温度
までの冷却速度を望ましくは20℃〜30℃／秒にす
ることにより一層の降伏点の上昇がはかられる。すなわち、５℃／秒未満では組織の微細化が不
十分であり、50℃／秒を越える冷却速度の場合に
はベイナイト率が増加し、靭性の低下をきたすた
め、５〜50℃／秒とする。次に本発明における成分限定理由を述べる。Ｃは強度確保のためある程度の含有は必要であ
るが、0.30％を超えた場合には溶接性、靭性が劣
化するので制限される。 Siは脱酸のため必要であるが、1.0％超では溶
接性を劣化することになる。 Mnは強度の面から必要であるが、2.5％を超え
ると溶接性、靭性が劣化するため制限される。 Alは鋼を脱酸しかつ窒化物を形成し、細粒化
の作用を有する元素であり、脱酸のために0.005
％は必要であるが、多くなると介在物が増加し清
浄性が損われるので上限を0.10％とした。Ｐは粒界破壊の原因となりCODに有害な元素
であるので0.012％以下に限定する。さらに望ま
しくは0.007％以下がよい。又、Ｓは有害な元素である。Ｓ量が多いと圧延
材では圧延方向にMnS系介在物が長く伸延し
COD値を低下させる。伸延介在物を減少させる
ためＳは0.005％以下に限定する。 Nbは高張力化と靭性向上にとり有用な元素で
ある。Nbにより結晶粒の整粒化（粒度No.で２番
以内の変動）がはかられるが、0.04％を越えると
COD値が低下する。 Ti、Ｖは析出強化により強度を上昇せしめる
元素であるが、量が多くなると靭性を害するため
Ti：0.10％、Ｖ：0.10％を上限とした。 Cuは固溶して強度を高めるとともに耐候性を
増加させる元素であるが、量が増すと熱間脆性を
生じかつ溶接性を害するので上限を0.5％とし
た。 Niは低温靭性を改善するとともにCuを添加し
た場合生じる熱間脆性を防止する元素であるが高
価であるため1.0％を上限とした。 Cr、Moは強度を上昇させるのに有効な元素で
あるが、量が多くなると靭性ならびに溶接性を害
するので、それぞれ0.5％を上限とした。好まし
くはCr²¹³＋Mo²¹³≦１がよい。 Ca、REMは圧延方向に長く伸びた伸延介在物
やクラスター状介在物を球状化することで無害化
し、COD平均値の向上とバラツキの減少が同時
に達成され靭性向上がはかられる。これらが有効
に働くためにはCa：0.0005％、REM：0.001％は
必要で、Ca：0.005％、REM：0.03％超ではこれ
らの酸化物系介在物が多くなり靭性、溶接性の点
より好ましくない。（実施例）次に本発明の実施例を比較例とともに挙げる。実施例第１表に示す成分の鋼を第２表に示す条件で熱
間圧廷および制御冷却を行つたところ（板厚40
mm）、同表に示す材質結果が得られた。第２表に示すように板番11、12、13、15、16、
18、25、26及び28〜46は本発明の要件を満足する
ものであり、何れも板厚方向COD値が高く、併
せて高強度、高靭性が得られている。特に板番10
〜12からＰ含有量が低い程COD値が良好である
ことが分る。これに対し板番10、14、17、19〜24、27は本発
明の要件を満さない比較例であり、何れもCOD
値が低い。すなわち板番14、17は加熱温度が外
れ、板番19は１パス当りの圧下率が低く、板番
20、21は850℃以下の圧下率が外れ、板番22は冷
却停止温度が外れ、板番24、27は冷却速度が外れ
ているため、CODが低い。尚、板番23は冷却停
止温度が高すぎたもので、強度が低い値となつて
いる。板番14、24も強度が低い値となつている。

【表】

【表】（発明の効果）以上に述べたように本発明においては、850〜
1000℃の温度範囲での圧下により圧延オーステナ
イト粒を整細粒にし、850℃以下の圧延の規制に
より板面に平行な集合組織、粒の混粒化、介在物
の伸延化を防止し、さらに圧延後の急速冷却によ
る細粒化、中間温度での急冷停止により転位を動
きやすくし、板厚方向COD特性の優れた高降伏
点鋼がノルマ又は焼入れ焼戻しの熱処理を施すこ
となくオンラインで製造可能となり、工業上その
価値は高い。

Claims

【特許請求の範囲】１重量比にて、Ｃ：0.3％以下、 Si：1.0％以下、 Mn：2.5％以下、Ｐ：0.012％以下、Ｓ：0.005％以下、 T.Al：0.005〜0.1％を含有させ、更に、 Nb：0.04％以下、 Ti：0.10％以下、Ｖ：0.10％以下、 Ni：1.0％以下、 Cu：0.5％以下、 Cr：0.5％以下、 Mo：0.5％以下、 Ca：0.0005〜0.005％、 REM：0.001〜0.03％のうち１種または２種以上を含有させ、残部は
Feおよび不可避的不純物とした鋼を950〜1150℃
の温度範囲に加熱後、850〜1000℃の温度範囲で
の圧下率を40％以上（１−1.67・t₁／t₀）×100％
以下とし、しかも１パス当たりの圧下率を10％以
上40％以下にし、850℃以下の温度で圧下率40％
以上60％以下にし、仕上温度Ｔ（℃）をＴ＝918−369・Ｃ（重量％）＋24.6・Si（重量％）−68.1・Mn（重量％）−36.1・Ni（重量％） −20.7・Cu（重量％）−24.8・Cr（重量％）＋29.6・Mo（重量％）以上とした後、直ちに400〜600℃の温度範囲まで５
℃／秒以上50℃／秒以下の冷却速度で冷却するこ
とを特徴とする板厚方向COD特性の優れた高降
伏点鋼板の製造法。但し、t₀：スラブ厚（mm）、t₁：製品厚（mm）