JPS6320414A - 高靭性高張力鋼板の製造法 - 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〉 この発明は、板厚方向に硬さの不均一がなく、−膜構造
物用としても、或いは海洋構造物用としても好適な高靭
性高張力鋼板を安定・確実に製造する方法に関するもの
である。

近年、船舶、圧力容器、ラインパイプ、建築物等に代表
される溶接樽造物の大型化に伴い、安全性と経済性の面
から使用鋼材のより一層の高張力化が望まれており、ま
た同時に溶接作業性と同じく安全性の面からは高靭性と
優れた溶接性が鋼材に要求されている。

勿論、このような要求に対して、熱間圧延後に強制冷却
を行う“制御圧延−加速冷却法”や“直接焼入れ（Ｄｉ
ｒｅｃｔ−Ｑｕｅｎｃｈ）法１等の高靭性高張力鋼材の
製造方法が開発され、得られる鋼材の良好な溶接性や靭
性、或いは添加合金元素削減下でも実現される高い強度
が注目され、低温用鋼材やラインパイプ等の製造に一般
的に活用されるようになってきた。

しかし、一方で、このような加速冷却を利用した鋼材の
製造方法には「厚さが厚くなるにつれて厚さ方向の硬さ
変動が大きくなる（中心部に比して表層部が硬くなる）
」と言う問題点も指摘されていたのである。なぜなら、
厚さ方向の硬さ変動が大きくて中心部に比し表面近傍の
硬度が高い鋼材では、環境割れ感受性が高まる上、例え
ばラインパイプ製管時等において十分な冷間加工性を示
さないからである。

〈従来技術とその問題点〉 このようなことから、高強度・高靭性を有しかつ厚さ方
向のバラツキも少ない鋼材を製造することについては、
従来から熱処理鋼或いは制御圧延鋼の何れを問わずに様
々な検討が加えられており、いくつかの有望な提案もな
されている。

例えば、特開昭６０−１６９５１７号公和Ｇこは、アシ
キュラーフェライトｍ織網が板厚方向の硬さ均一性に優
れているとの知見に基づいた、ｒＮｂ添加鋼に熱間圧延
後加速冷却を施し、引き続いて焼入れ・焼戻し処理を行
うことにより組織をアシキュラーフェライト組織として
板厚方向硬さの均一な鋼材を得る方法」が開示されてい
る。

しかしながら、この方法では、板厚方向における被処理
鋼材の焼入れ性そのものが均一なままであることへの配
慮が足りず、焼入れのために強水冷を行った場合の“表
面部と中心部との速度差による表面部硬さの上界”が避
けられないので、十分に満足できる均一な板厚方向硬さ
の実現は極めて困難であった。

一方、特公昭５１−１５８０４号公報や、本出願人の提
案に係る特開昭５９−１８２９１６号公報には、「予備
冷却によって加速冷却前の調板表面部と中心部とのＵ織
に差を与え、これを加速冷却することで最終的に板厚方
向の硬さを均一にする方法」が開示されている。つまり
、これらの方法は、予備冷却により綱板中心部をオース
テナイト−相組織に、そして表面部を〔オーステナイト
＋フェライト〕混合相として表面部の焼入れ性を軽減し
、これによって板厚方向の硬さが均一な鋼板を実現しよ
うとするものであり、この点では十分な効果が得られる
ものではあったが、その後の検討により、このようにし
て得られた製品網板は表層部が“二相から急冷された組
織”となっているため、該部分の伸びや靭性に劣化傾向
が懸念される場合もあるとの問題点が指摘されたのであ
る。

く問題点を解決するための手段〉 本発明者等は、従来の高張力鋼板に認められる前記問題
点を踏まえた上で、板厚方向の硬さが十分に満足できる
均一性を有し、しかも伸びや靭性等の特性の点でも格別
な難点の無い高靭性高張力鋼材を安定・確実に製造し得
る方法を提供すべく、鋼材成分組成や鋼材製造条件等を
総合した見地からの研究を行ったところ、 「所定割合でＮｂ、　Ｖ或いはＴｉを含有する特定成分
組成鋼を、まずこれらの元素が十分に固溶する温度域に
加熱して熱間圧延を施し、圧延の途中で適当な板厚とな
った時点でフェライト変態開始温度以下までへの表層部
の一次的強制冷却と、これに続（特定°時間内で行うオ
ーステナイト変態終了温度以上への復熱処理（口板中心
部からの自然復熱、或いは表面近傍の急速加熱等）とを
施すと口材表層部の焼入れ性が著しく低下し、その後に
加速冷却を行っても表層部硬さのみが高くなることが防
止されて厚さ方向に強度不均一の無い鋼板が得られる」 との知見を得るに至ったのである。

この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、 Ｃ：　０．０２〜０．１８％（以下、成分割合を表す％
は重量％とする）、 Ｓｉ　：　１．０％以下、　Ｍｎ　：　０．５〜２．０
％、ｓｏ　Ｉｔ　、Ａ　ｊ！　：　０．００５〜０．０
８０％、を含有すると共に Ｎｂ　：　０．００５〜０．１５０％、Ｔｉ　：　０．
００５〜０．１５０％、ｖ　：　ｏ、ｏｏｓ〜０．１５
０％ のうちの１種以上を含むか、或いは、更にＣｒ　：　０
．０５〜１．００％、 Ｍｏ　：　０．０５〜１．００％、 Ｃｕ　：　０．０５〜１．００％、 Ｎｉ：０．１〜３．０％ のうちの１種以上をも含み、残部がＦｅ及び不可避的不
純物からなる鋼を１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し
て粗圧延後、表層部温度がフェライト変態開始温度以下
になるまで強制冷却し、引き続いて３０秒〜１０分の復
熱処理によって前記表層部温度をオーステナイト変態終
了温度以上に復熱させてから仕上げ圧延を行い、次いで
４℃／ｓｅｃ以上の板厚中心部の冷却速度で６５０℃以
下にまで強制冷却することにより、肉１方向の硬さが均
一な高靭性高張力鋼板を安定して製造し得るようにした
点、 に特徴を有するものである。

続いて、この発明において対象調の成分割合、並びに加
熱・圧延条件を前記の如くに限定した理由を説明する。

Ａ）鋼の成分割合 （ａｌ　　　Ｃ Ｃ成分には鋼材の強度を確保する作用があるが、その含
有量が０．０２％未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方、０．１８％を越えて含有させると母材及び
溶接部の靭性劣化を招（ようになることから、Ｃ含有量
は０．０２〜０．１８％と定めた。

Ｃｂ）　　　５ｉ Ｓｔは鋼の脱酸剤として有効な成分であり、また固溶強
化を通じて強度上昇にも有効であるが、１．０％を越え
て含有させると靭性及び溶接性に悪影響が出て（ること
から、Ｓｉ含有量は１．０％以下と定めた。

（ｃ）　　Ｍｎ ９ｏ成分には母材及び溶接部の強度並びに靭性を向上さ
せる作用があるが、その０．５％未満では前記作用に所
望の効果が得られず、一方、２．０％を越えて含有させ
ると、ベイナイト組織等の低温変態生成物の富化による
靭性劣化を招くようになることから、Ｍｎ含有量は０．
５〜２．０％と定めた。

（ｄ）　　　ｓｏｌ、Ａ１ １１は鋼の脱酸剤として、そして結晶粒微細化のために
添加される成分であるが、その含有量がＳｏｌ、＾ｌで
ｏ、ｏｏｓ％未満ではこれらの添加目的に対して十分な
効果が得られず、一方、ｓｏｊ、Ａｊｌが０．０８０％
を越えて含有させると非金属介在物の量が急激に増加し
て靭性劣化を招くようになることから、ｓｏｌ、１１’
含有量は０．００５〜０．０８０％と定めた。

（ｅ）　　Ｎｂｓ　Ｔｉ、、及び■ これらの元素はこの発明において特に重要な役割を持つ
鋼成分であり、オーステナイト中或いはフェライト中に
炭窒化物として析出し鋼の強度・靭性を向上させると同
時に、所定の熱履歴を与えることによって鋼材（特に前
記熱履歴が与えられる鋼材表層部）の焼入れ性を低下さ
せ、加速冷却材の板厚方向硬さを均一にする作用を有し
ているので１種又は２種以上含有せしめられるが、各々
ｏ、ｏｏｓ％未満では前記作用に所望の効果が得られず
、一方、何れも０．１５（１％を越えて含有させると溶
接部の靭性劣化を招くようになることから、Ｎｂ、Ｔｉ
及び■の１種以上の含有量はそれぞれ０．００５〜０．
１５０％と定めた。

ｆｆ）　　Ｃｒ−ＭＯ％　Ｃ１１％及びＮｉこれらの元
素には何れも泪の強度を同上させる作用があるので、更
なる高強度が必要な場合に１種又は２種以上添加される
成分であるが、各成分の含有量限定理由を付随的な作用
と共に以下に説明する。

Ｑ　　Ｃｒ、及び−〇 これらの成分の強度向上作用は、何れもその含有量が０
．０５％未満では所望の効果を示さず、一方、それぞれ
１．００％を越えて含有量させると母材及び溶接部の靭
性劣化を招くようになることから、Ｃｒ及び４０の含有
量は何れも０．０５〜１．００％と定めた。

○　Ｃｕ Ｃｕ成分には、鋼の強度向上作用は勿論のこと、耐食性
改善作用もあるが、その含有量が０．０５％未満では上
記作用に所望の効果が得られず、一方、１．００％を越
えて含有させるとスラブに熱間割れが発生し易くなるこ
とから、その含有量を０．０５〜１．００％と定めた。

○　Ｎｉ Ｎｉ成分には、鋼の強度向上作用は勿論のこと、靭性並
びに耐食性を改善する作用もあるが、その含有量が０．
１％未満では上記作用に所望の効果が得られず、一方、
３．０％を越えて含有させると母材及び溶接部の靭性が
劣化するようになることから、Ｎｉ含有量は０．１〜３
．０％と定めた。

Ｂ）加熱・圧延条件 （ａ）　　加熱温度 熱間圧延に先立つ加熱温度が１０５０℃未満では添加し
たＮｂ、　Ｔｉ、　Ｖ、Ｃｒ、　ＭＯＳＣｕ及びＮｉ等
が鋼中へ十分に固溶せず、鋼に所望の強度及び靭性を付
与し得なくなる上、後述する予備冷却時の熱履歴によっ
て表層部と中心部の焼入れ性に差を付けることができな
くなる。一方、前記加熱温度が１２５０℃を越えるとオ
ーステナイト粒が粗大化し過ぎて、後で行われる“圧延
−加速冷却”によっても十分な靭性を確保できな（なる
。従って、熱間圧延に先立つ加熱温度を１０５０〜１２
５０℃と定めた。

山）　予備冷却温度 粗圧延後の鋼材に対しては、表層部の焼入れ性を低下さ
せるために一旦強制冷却（例えば水冷）が施されるが、
このような予備冷却による表層部の水冷停止温度を「フ
ェライト変態開始温度以下」と定めたのは、フェライト
変態開始温度以上（即ちオーステナイト域）にて冷却を
停止した場合にはその後に復熱処理を行っても表層部の
焼入れ性が低下せず、厚さ方向に均一な硬さを有する鋼
材が得られないからである。

なお、予備冷却の手段は格別に制限されるものではない
が、熱履歴の効果を板厚方向に十分行き渡らせると言う
目的からは３０〜１５０龍の板厚に対して３００〜３０
００　ｆｆ／ｍ”・ｍｉｎ程度の強水冷を２〜６０秒程
度行うのが望ましい。

（Ｃ１復熱処理時間、及び復熱温度 この発明では、上述したように、鋼材表層部の焼入れ性
を低下させるため、予備冷却後の鋼材を“鋼材中心部か
らの自然復熱”や“表面近傍の局所加熱”等の手段にて
表層部温度がオーステナイト変態終了温度（Ａｃ３点）
以上となるように復熱させる必要がある。そして、この
復熱温度がＡｃ３点未満であると厚さ方向に均一な硬さ
を有する鋼材が得られない上、粗大ベイナイトが混入し
たりして表層部の靭性及び延性を劣化させてしまう。

つまり、こうした“強制冷却−復熱処理”を行うことに
よりＮｂ５Ｔｉ、　Ｖの作用が生かされて鋼材表層部の
焼入れ性低下が実現されると共に、該表層部に細粒オー
ステナイトが形成されてその延性・靭性が向上する訳で
あるが、この効果をより安定に確保するためには復熱湯
度をＡｃ、点〜（Ａｃ。

点＋１００℃〕とするのが好ましい。

更に、Ｎｂ、　Ｔｉ或いは■による表層部の焼入れ性軽
減効果を高能率作業下で確実ならしめるためには、復熱
処理時間（予備冷却停止から仕上圧延開始までの時間）
を３０秒〜１０分に調整することも重要である。なぜな
ら、３０秒未満の短時間復熱処理では表層部の焼入れ性
低下効果が十分ではなく、一方、復熱処理時間が１０分
を越えると圧延能率や経済性を著しく低下させるためで
ある。

なお、復熱に表面近傍の外部加熱手段を採用する場合に
はガスバーナー、赤外線加熱装置或いは誘導加熱装置等
の使用が可能であるが、温度制御や作業性の観点からす
れば誘導加熱によるのが望ましい。そして、予備冷却後
の自然復熱又は局所（表面）加熱による復熱処理の容易
さの観点からは、圧延材の板厚は３０〜１５０ｍｍ程度
であることが好ましい。

（ｄｌ　　仕上げ圧延後の加速冷却条件この加速冷却は
、鋼材の強度及び靭性を向上させるために行うもので、
この発明の方法が目的とする高靭性高張力鋼板の製造に
は不可欠な工程である。しかし、この際の冷却速度が板
厚中心部の平均冷却速度で４℃／ｓｅｃ未満であったり
、加速冷却（水冷）停止温度が６５０℃を上回った場合
には十分な強度・靭性向上効果を得ることができない。

従って、加速冷却は板厚中心部の冷却速度で４℃／ｓｅ
ｃ以上にて行い、かつ６３０°Ｃ以下まで実施すること
と定めた。

さて、第１図は、第１表に示す成分組成の鋼を熱間加工
した際の予備冷却による熱履歴条件と得られる鋼材の硬
さとの関係を示すグラフであり、熱間加工再現状９！装
置により小型試験片をｒ　１２００゛Ｃに加熱後、１０
００℃で２５％の加工を行い、更に８５０℃で５０％の
加工を重ねてから、そのまま冷却速度：３０°Ｃ／ｓｅ
ｃで室温まで冷却した場合（図中０）」と、「同じ＜１
２００℃に加熱してから１０００℃で２５％の加工を行
った後、−旦４００℃に冷却し、引き続いて１分間の加
熱処理で９００℃にまで復熱させてから８５０℃にて５
０％の加工を施した後、そのまま冷却速度：３０℃／ｓ
ｅｃで室温まで冷却した場合（図中［Ｆ］）」の硬度差
を確認することができる。

そして、これらの比較から、Ｎｂ或いはＴｉ−Ｖを含有
する鋼ではｒ４００℃への冷却に次く９００℃への再加
熱」によって著しい硬度低下、即ち焼入れ性の低下が実
現できるのに対して、Ｔｉ、　Ｎｂ、■を含まない比較
鋼ではこのような熱履歴を施しても焼入れ性の低下効果
は極めて少ないことが分かる。また、第１図からは、予
備冷却による熱履歴を与えた試料であっても、 ○　強制冷却時にフェライト変態温度を下回らないもの
く図中Ｏ）、 ○　復熱時間が３０秒より短いもの（図中■）、では硬
度低下が極めて小さく、その効果が十分でないことも分
かり、更には、復熱温度が低くてオーステナイト変態温
度を越えないものでは粗大ベイナイトとフェライトの混
合組織を呈したり（図中［Ｆ］）、硬度低下が生じない
（図中［Ｆ］）等、十分な効果を得られないことが分か
る。

一方、第２図は、上記知見より決定した熱履歴条件で圧
延を行った場合の鋼材厚さ方向の硬度変化を本発明対象
鋼（第１表のＡ鋼）と比較鋼（第１表のＣ１１ｉｌ）と
について調査した結果を示したものである（Ａ鋼の結果
は第２図＜ａ）に、Ｃｆｌの結果は第２図世）に示した
）。なお、この調査は、各鋼を１２００度に加熱してま
ず６０１１厚にまで熱間圧延してから、流量密度：　１
０００　Ｉｌ／ｍ”・＋ｍｉｎの水冷を１５秒間施しく
表面温度が４５０℃となる）、その後６０秒間の板厚中
心部からの自然復熱を行って表層温度を９００℃とした
後、再度の圧延を８００℃まで行って板厚を３０ｍｍと
し、その後直ちに冷却速度（板厚中心部の平均冷却速度
）：１０℃／ｓｅｃで５５０℃まで加速冷却してから放
冷した板材について実施された。

そして、比較のため、各圧延間に予備冷却を行わずにそ
のまま放冷し、８００℃より加速冷却したものの結果も
第２図に併せて示した。

第２図に示される結果からは、熱履歴を与えないもの（
図中のＯ印）や鋼の構成成分としてＮｂ、Ｔｉｓ　Ｖの
何れかを含まないもの（第２図（ｂ））では得られた鋼
板の表面硬度上昇が生じていて、板厚方向の強度が不均
一であるのに対し、成分組成が前記本発明の条件を満た
しており、かつ本発明で限定した条件通りの熱履歴を与
えた鋼板（第２図（ａ）の・印）では表層の硬度上昇が
抑えられ、極めて優れた板厚方向硬さの均一性が確保さ
れていることが分かる。

次いで、この発明を、より具体的な実施例によって比較
例と対比しながら説明する。

〈実施例〉 まず、第２表に示される化学成分組成の各鋼片を準備し
、これらを第３表に示す熱履歴条件の熱間圧延及び加速
冷却条件にて３０１１厚の鋼板とした。

なお、圧延途中の予備冷却（水冷）は板厚７０鶴の時点
で行うと共に、復熱処理後の仕上げ圧延は〔復熱湯度〜
８００℃〕で実施し、８００℃で圧延を仕上げた後は直
ちに加速冷却（水冷）を施した。ここで、復熱温度が８
００℃を切るものについては、復熱後できるだけ高い温
度（はぼ復熱温度）で仕上げ圧延を完了し直ちに加速冷
却を行った。

このようにして得られた各′ｍ板について、その機械的
性質を測定すると共に板厚方向の硬さ分布を調査し、そ
の結果を第３表に併せて示した。

硬さ分布の評価は第２図で示す如き分布図を作成して行
い、第２図（ａｌの・印で示したように表層部と中心部
とで実質的な硬さのバラツキが認められないものについ
ては「○印」で、また硬さのバラツキがやや認められる
ものについては「△印」で、そして硬さのバラツキが顕
著なものについては「×印ｊで表示した。

第３表に示される結果からも明らかなように、本発明で
規定する条件通りに製造された鋼板は強度及び靭性に優
れることは勿論、優れた板厚方向の硬さ均一性を有する
のに対して、製造条件の何れかが本発明の条件から外れ
た鋼板は上記特性を十分に満足しないことが分かる（な
お、綱の化学成分組成が本発明で規定する条件から外れ
ている場合には、処理条件が本発明の規定を満たしてい
ても上記良好な特性を確保できないことは第２図（ｂｌ
で示した通りである）。

以上に説明した如く、この発明によれば、板厚方向に硬
さの不均一がなく、しかも優れた靭性を有する高張力Ｆ
４仮を安定して高能率生産することができ、船舶、圧力
容器、ラインパイプ、建築構造物等、各種鋼構造物の信
顛性を一段と高めてその大型化にも十分対処することが
可能となるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされ
るのである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、各種成分組成の鋼について予備冷却条件を変
えて熱間圧延・加速冷却したものの硬さを比較したグラ
フ、 第２図は、熱間圧延・加速冷却によって鋼板を製造する
に際して、予備冷却を施した場合と施さなかった場合の
板厚方向硬さ分布を比較したグラフであり、第２図（ａ
ｌは本発明対象鋼についてのもの、第２図中）は比較鋼
についてのものである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて、 Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ
   ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．
   ０８０％、を含有すると共に Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、 Ｖ：０．００５〜０．１５０％ のうちの１種以上をも含み、残部がＦｅ及び不可避的不
   純物からなる鋼を１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し
   て粗圧延後、表層部温度がフェライト変態開始温度以下
   になるまで強制冷却し、引き続いて３０秒〜１０分の復
   熱処理によって前記表層部温度をオーステナイト変態終
   了温度以上に復熱させてから仕上げ圧延を行い、次いで
   ４℃／ｓｅｃ以上の板厚中心部の冷却速度で６５０℃以
   下にまで強制冷却することを特徴とする、肉厚方向の硬
   さが均一な高靭性高張力鋼板の製造法。
2. （２）重量割合にて、 Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ
   ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．
   ０８０％、を含有すると共に Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１５０％、 Ｖ：０．００５〜０．１５０％ のうちの１種以上、並びに Ｃｒ：０．０５〜１．００％、 Ｍｏ：０．０５〜１．００％、 Ｃｕ：０．０５〜１．００％、 Ｎｉ：０．１〜３．０％ のうちの１種以上をも含み、残部がＦｅ及び不可避的不
   純物からなる鋼を１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し
   て粗圧延後、表層部温度がフェライト変態開始温度以下
   になるまで強制冷却し、引き続いて３０秒〜１０分の復
   熱処理によって前記表層部温度をオーステナイト変態終
   了温度以上に復熱させてから仕上げ圧延を行い、次いで
   ４℃／ｓｅｃ以上の板厚中心部の冷却速度で６５０℃以
   下にまで強制冷却することを特徴とする、肉厚方向の硬
   さが均一な高靭性高張力鋼板の製造法。