JPS6365021A - 低温靭性の優れたｂ含有非調質高張力鋼板の製造方法 - 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、低温靭性の優れたＢ含有非調質高張力鋼板の
製造方法に関し、特に本発明は、溶接施工をともない、
しかも低温靭性が要求される高張力鋼板、たとえば寒冷
地向はラインパイプ用鋼板。

海洋構造物用鋼板および産業機械用鋼板などを、制御圧
延後所定の冷却手段により、鋼板内の歪。

および材質特性のばらつきを少なくする、低温靭性の優
れたＢ含有非調質高張力鋼板の製造方法に関するもので
ある。

（従来の技術） 溶接施工をともない、しかも特に低温靭性が要求される
高張力厚鋼板、たとえば寒冷地向はう・インパイプ用鋼
板、海洋構造物用鋼板および産業機械用鋼板などは一般
に焼きならし、焼入焼もどし処理によって製造されてき
たが、熱処理費およびその他製造費が嵩む欠点がある。

これに反し、熱処理を施さない、いわゆる非調質で高張
力化、高靭性化を図る方法として、たとえば特公昭５６
−５４０５３号、特公昭６０−５６４７号より制御圧延
後に加速冷却を施す方法が知らされている。しかし、こ
れらの加速冷却法により、靭性の劣化を少なくして、高
強度化を図るためには、加速冷却の冷却停止温度を５０
０℃以下にすることが必要である。

しかしながら、冷却停止温度を５００℃以下にすると、
冷却速度が急増するため、目標とする冷却停止温度に制
御することが困難となって、鋼板の幅方向、長さ方向に
冷却むらを生じ、歪および材質特性の均一な鋼板を製造
することは困難であった。

冷却むらを解決しようとする手段としては、冷却速度を
２段階に分け、前段を高速にして、後段の冷却むらが大
きくなりがちな５００℃以下の温度域での冷却速度を低
速とする方法が、特開昭６１−１１３７１７号、特開昭
６１−１１３７１８号に開示されている。

（発明が解決しようとする問題点） 前記冷却速度を２段階に分けて冷却を施す方法によれば
冷却むらだけは明らかに小さくなる。しかし従来要望さ
れていた、強度が十分に高く、しかも鋼板内の歪および
材質特性の均一な、溶接性と低温靭性に優れたＢ含有高
張力調を、調質処理を施さずに安定して多量に製造でき
る適切な方法は知らされていなかった。

（問題点を解決するための手段） 本発明は、従来技術の有する前記諸問題を除去・改善す
ることのできる製造方法を提供することを目的とするも
のであり、特許請求の範囲記載の製造方法を提供するこ
とによって、前記目的を達成することができる。すなわ
ち、 Ｃ：　０．００５〜０．１２％、　　Ｓｉ　　：０．０
５〜０．５％。

Ｍｎ　：　０．５〜２．５％、　、１１！　：０．００
５〜ｏ、ｏｓ％、Ｓ：０．００８％以下、　Ｎｂ　：０
．０１〜０．１０％、　Ｔｉ　：　０．００５〜０．０
８％、　　Ｂ　：　０．０００３〜０．００３％、　Ｎ
　：　０．００８％以下を含有する鋼を（Ａｒ３＋１５
０℃）から（Ａｒ：＋−８０℃）までの温度範囲で少な
くとも３０％の圧下率で圧延し、 その後直ちにフェライト変態停止温度未満から５００℃
の温度域までを４〜ｂ で冷却し、 さらに該温度域から５００〜２００℃の温度域までを１
〜ｂ 引続き空冷ないし徐冷すること、 を特徴とする低温靭性の優れたＢ含有非調質高張力鋼板
の製造方法に関するものである。

次に本発明の詳細な説明する。

本発明者らは、Ｂ含有鋼を用いて、鋼板内の冷却むらが
少なく、しかも有利に鋼板の高強度化を図る方法につい
て種々検討した結果何等の手段を講じない時には冷却速
度の速くなる５００℃以下の冷却速度を１〜ｂ より冷却むらが少なくなること、さらにその冷却停止温
度を５００℃以下にすることにより、その温度範囲の冷
却速度が１〜ｂ 度化が図れることを新規に知見して本発明を完成した。

次に上記知見を得るに至った実験結果を第１図について
説明する＊ｃ：ｏ、１ｏ％、　Ｓｉ　　：０．２％。

Ｍｎ：１．４％、　Ａ１：０．０３％、　Ｎｂ　：ｏ、
ｏｓ％。

Ｔｉ　　：０．０２％、　　Ｂ　：　０．００２０％、
　Ｎ　：　０．００５％を含む組成のＢ添加鋼を、制御
圧延後直ちに７００〜４５０℃の種々な各温度域までを
２０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却し、さらにそれぞ
れの停止温度から４００℃までの温度域は３℃／ｓｅｃ
に減速して冷却を続行したとき（以下２段冷却法という
）の機械的性質の変化（Ｏ印）について第１段階冷却停
止温度に対する関係を同図に示す。

比較法として、上記鋼を制御圧延後７００〜３００℃の
種々な各温度までを１０℃／ｓｅｅの冷却速度にて加速
冷却し、その後空冷したとき（以下単一冷却法という）
の機械的性質の変化（Δ印）もあわせて第１図に示す。

また同図中には比較鋼として、Ｂを添加しないＣ：０．
１０％、　　Ｓｉ　　：０．２％、　Ｍｎ　　：１．４
％、Ａ１１：０．０３％、　Ｎｂ　：ｏ、ｏｓ％、　Ｔ
ｉ　　：０．０２％、Ｎ：０．００８％を制御圧延後、
２段冷却すなわち、第１段冷却は２０℃／ｓｅｅで７０
０〜４５０℃の各温度域まで加速冷却、第２段冷却は３
℃／ｓｅｃで上記それぞれの第１段冷却停止温度から４
００℃まで加速冷却を施し、第１段階の冷却停止温度に
対する機械的性質の変化（口印）を示す。

第１図より、いずれの綱も冷却停止温度の低下とともに
引張強さは段階的に上昇する。Ｂ添加鋼は、本発明の２
段冷却法を用いることにより、単−冷却法に比べ靭性を
劣化させることなく、引張強さを約６〜１０　ｋｘｆ／
ｌｓ”上昇させることができる。また本発明法は、Ｂを
添加することにより著しく高強度化が図れることがわか
る。

次に上記Ｂ添加鋼を用いて制御圧延後２０℃／Ｓｅｃの
冷却速度で５５０℃まで冷却し、その後４００℃までの
第２段の冷却速度を変えたときの機械的性質の変化およ
び鋼板変形量（加速冷却材−空冷材）を第２図に示す。

第２図より、Ｂ添加鋼においても、第２段の冷却速度を
１〜ｂ 鋼板内の歪を少なくして高強度化が図れることがわかる
。

次に本発明の成分組成を限定する理由を説明する。

Ｃ：Ｃは０．００５％より少ないと高強度が得られず、
かつ溶接熱影響部（以下ＨＡＺという）の軟化が大きい
こと、一方０．１２％より多いと溶接性が害されるとと
もに、この発明における圧延、冷却条件においても焼入
組織となって靭性が害され、焼もどし工程が必要である
ので、Ｃは０．００５〜０．１２％の範囲内にする必要
がある。

Ｓｉ：Ｓｉは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素
であるが、０．０５％より少ないと母材靭性が劣化し、
一方０．５％より多いと鋼の清浄度が劣化し靭性が低下
するので、Ｓｔは０．０５〜０．５％の範囲内にする必
要がある。

Ｍｎ：Ｍｎは０．５％より少ないと鋼板の強度および靭
性が低下し、さらにＨＡＺの軟化が太き（なり、一方２
．５％より多いとＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎは
０．５〜２．５％の範囲内にする必要がある。

Ａｌ：Ａｊは鋼の脱酸上最低０．００５％のＡｊ！を固
溶するよう添加することが必要であり、一方、０．０８
％より多いとＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も
著しく劣化するので、Ａｌは０．００５〜Ｏ，ＯＳ％の
範囲内にする必要がある。

ｓｒｓは０．００８％より多いと圧延と直角方向の衝撃
吸収エネルギーが著しく低下するので、Ｓは０．００８
％以下にする必要がある。

Ｎ：Ｎは０．００８％より多いと、本発明のＡｌ。

Ｔｉ量の範囲では、Ｂがボロン窒化物となりＢの焼入性
を無効とするので、Ｎは０．００８％以下にする必要が
ある。

Ｎｂ：Ｎｂは０．０１％より少ないと、加熱時に必要と
されるＮｂの固溶量が確保できず、一方０．１０％より
多いと溶接時に溶接金属中に拡散し、溶接金属の靭性を
低下させるので、Ｎｂは０．０１％〜０．１０％の範囲
内にする必要がある。

Ｔｉ：ＴｉはＢを有効に利用するためと、加熱。

圧延時のオーステナイト粒の微細化効果による靭性向上
を目的として添加するが、０．００５％より少ないと効
果がなく　、Ｏ，ＯＳ％より多いとかえって靭性が劣化
するので、Ｔｉは０．００５〜０．０８％の範囲内にす
る必要がある。

Ｂ：Ｂは本発明の必須成分であるが、０．０００３％よ
り少ないと効果がなく、一方０．００３％より多いと靭
性が劣化するので、Ｂは０．０００３〜０．００３％の
範囲内にする必要がある。

、　　さらに、上記の成分組成のほかに、高強度化ある
いはその他の効果を達成するために、Ｎｉ、　Ｍｏ。

Ｃｕ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭのうちから選んだ少なく
とも１種を添加含有させることができる。

これらの元素を添加してもこの発明の特徴は失われるこ
とな（、上記諸元素の添加により、それぞれ適正に発揮
される高張力化あるいは下記の諸効果が達成できるので
有効である。

次に上記成分の添加の目的と添加量を限定する理由を説
明する。

Ｎｉ：Ｎｉは）（ＡＺの硬化性および靭性に悪い影響を
与えることなく母材の強度、靭性を向上させるが、０．
５％より多く添加含有させると製造コストの上昇を招き
、またこの発明の目的ならびに効果を達成するのに必要
ではないので、０．５％以下にするのが良い。

Ｍｏ：Ｍｏは圧延時のγ粒を整粒となし、なおかつ微細
なベイナイトを生成するのに役立って強度、靭性を向上
させるが、この発明の目的を達成するのには０．５％よ
り多く添加含有させる必要はなく、それ以上は製造コス
トの上昇を招くのでＭｏは０．５％以下がのぞましい。

■：ｖは鋼板の母材の強度と靭性向上、溶接継平部強度
確保のため添加するが、０．０１％より少ないとその効
果がなく、一方０．１０％より多いと母材およびＨＡＺ
の靭性を著しく劣化させるので、■は０．０１〜０．１
０％の範囲内にする必要がある。

Ｃｕ：ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果があるだけでなく、
耐食性も向上させるが、０．５％より多いと熱間圧延中
にクランクが発生しやすくなり、鋼板の表面性状が劣化
するので、Ｃｕは０．５％以下にする必要がある。

Ｃｒ：Ｃｒは鋼板の母材強度と継手部強度確保のために
添加含有されるが、０．５％より多いと母材の靭性ばか
りか溶接部靭性も劣化するので、Ｃｒは０．５％以下に
することがのぞましい。

Ｃａ：Ｃａは０．００１％より少ないとＭｎＳの形態制
御に不十分で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効で
なく、一方０．０１０％より多いと鋼の清浄度が悪くな
り内部欠陥の原因となるので、Ｃａは０．００１〜０．
０１０％の範囲内にする必要がある。

希土類金属（ＲＥＭ）： ＲＥＭは０．００１％より少ないとＭｎＳの形態制御に
不十分で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でなく
、一方ｏ、ｏｉｏ％より多いと鋼の清浄度が悪くなり、
またアーク溶接面でも不利であるので、ＲＥＶは０．０
０１〜０．０１０％の範囲内が好ましい。

次に本発明の製造条件を限定する理由を説明する。

本発明によれば、スラブ加熱温度については特に限定し
ないが、好ましいスラブ加熱温度としては９００〜１２
５０℃の範囲内である。加熱温度が９００℃未満の場合
は（Ｔ＋α）２相域加熱となるので、本発明の方法を適
用しても靭性が劣化する。また加熱温度が１２５０℃を
越えると、１粒径が著しく粗大化して後述する未再結晶
Ｔ域での圧下率３０％以上の圧延を施しても結晶粒の細
粒化が不十分となり、十分な靭性が得られ難いためであ
る。

（Ａ　ｒ３　＋　１５０℃）から（Ａｒｓ−８０℃）ま
での温度域において圧延を施す理由は、Ｎｂ含有鋼の未
再結晶Ｔ域の開始温度である（Ａｒ３＋１５０℃）から
圧延を施すことにより、γ粒の伸長化および変形帯を導
入し、結晶粒を微細化し高靭性化を図るためである。ま
た（Ａｒ３−８０℃）以上で圧延を終了させることは、
Ａｒ、変態点以下で生成する微細フェライトを圧延する
ことにより、フェライトの加工硬化および集合組織を発
達させ、靭性向上を図るためであるが、（Ａｒｓ−８０
℃）を越えて圧延すると粗大化したフェライトを加工す
るた。

め靭性が著しく劣化するため上記範囲にする必要がある
。

しかし、この温度域における圧延においても圧下率が３
０％未満では低温靭性が不十分となるので、上記温度域
における圧下率は少なくとも３０％にする必要がある。

このような制御圧延直後の圧延板には、２段階の冷却処
理を施す、まず１段階目の冷却としては４〜ｂ 温度未満の温度から５００℃の温度域まで加速冷却する
がその理由は、Ｔ−α変態後のフェライトの核生成を促
進し、かつフェライト粒の成長を押さえて、靭性を向上
させること、そして、残りのオーステナイトがパーライ
ト組織となる変態域を準安定なオーステナイトのまま通
過せしめ、この相を十分微細分散させて、第２段階の緩
冷によりベイナイトおよびマルテンサイトに変態させ、
かくして引張強度を上昇させることにあるが、冷却速度
が４℃／ｓｅｅ未満ではフェライト粒成長抑制効果がな
く、一方４０℃／ｓｅｅを越えると塊状のベイトナイト
やマルテンサイト組織が生成して著しく靭性を劣化させ
るのでこの第１段階における冷却速度は４〜ｂ 次に冷却停止温度をフェライト変態停止温度未満の温度
から５００℃の温度域に限定する理由は、フェライト変
態停止温度以上の温度では、フェライトの細粒効果が乏
しくかつ第２相がパーライトとベイトナイトの混合組織
となって第１図に示されるように引張強さの上昇効果が
小さいためであり、さらに冷却停止温度が５００℃未満
では鋼板表面での冷却挙動につき膜沸騰から核沸騰に遷
移する特異現象のために冷却速度が急激に速くなって、
もはやこの発明に従う２段階冷却を適用しても最終冷却
停止温度のばらつきを少なくとることは困難となるため
である。

従って第１段階目の冷却停止温度はフェライト変態停止
温度未満の温度から５００℃の範囲内にする必要がある
。

次に第２段階の冷却制御は１〜ｂ 速度で５００〜２００℃の温度域まで加速冷却するが、
その理由については、第２段階目の冷却停止温度に至る
べき冷却速度を遅くすることにより、鋼板内の長さ方向
、幅方向の冷却停止温度むらを少なくすること、さらに
冷却停止温度を低くすることにより、第１段階で微細に
分散させた準安定オーステナイトをベイナイトおよびマ
ルテンサイトに変態させて強度上昇させることにあるが
冷却速度が１℃／ｓｅｅ未満ではマルテンサイト組織の
生成効果がなく、一方５℃／ｓｅｃを越えると、第２図
に示したように、この第２段階での過大な冷却速度のた
めに鋼板変形量が大きくなるので、１〜５℃／Ｓｅｃの
範囲内にする必要がある。

次に冷却停止温度を５００〜２００℃と限定する理由は
、５００℃超の温度ではマルテンサイト組織の生成効果
がないためであり、さらに冷却停止温度が２００℃未満
のように低すぎる温度まで加速冷却を施すと水素の除去
が十分できないため水素欠陥が起きるので冷却停止温度
は５００〜２００℃の範囲内にする必要がある。ここに
第１段階目の加速冷却における冷却停止温度を５００℃
に選んだとき、第２段階目の冷却停止温度をそれよりも
低くしなければならないのは、自明である。

また加速冷却を上記のようにして完了したあと２００℃
以上の温度から空冷もしくは徐冷するのは水素の除去を
容易にし、水素欠陥を防止するためである。

次に本発明を実施例について説明する。

（実施例） 第１表に成分組成を示した供試鋼を、第２表。

第３表に示す加熱−圧延−冷却条件により処理して、そ
の鋼板の機械的性質などを調査した結果を　、第２表、
第３表にまとめて示した。

なおこれらの鋼種のフェライト変態停止温度は６３０℃
付近である。

第２表において、試験光１〜１３は本発明による成分組
成になる第１表のＡＩ鋼のスラブに種々の圧延−冷却条
件を施し、いずれも板厚１８ｍの製品としたものである
。

まず試験磁１は圧延後加速冷却を施していないため、引
張強さが低い。

次に試験Ｎａ２は、５００℃以下の４００℃まで１０’
ｌ：／Ｓｅｃの冷却速度で単一加速冷却を施した例で、
鋼板に歪が発生するとともに材質特性のばらつきも太き
（なっている。

試験Ｎ１．３は、（Ａｒｓ＋１５０℃）　〜（Ａｒ３８
０℃）の温度域での圧下率が２０％（３０％未満）のた
め靭性が劣化している。

試験Ｎ１４は、第１段階の加速冷却をフェライト変態停
止温度以上で停止したため引張強さの上昇が２ｋｇｆ／
ｍｍ”程度にとどまっている。

試験光５は第２段階の加速冷却速度を８℃／５ｅｃ（５
℃／ｓｅｃ超え）としたため鋼板の歪と面内材質特性の
ばらつきが大きくなっている。

試験光６は、第２段階の加熱冷却速度を０．７℃／５ｅ
ｃ（１℃／ｓｅｃ未満）としたため引張強さが上昇して
いない。

試験ＩＶｈ７は、第１段階の加速冷却速度を５０℃／ｓ
ｅｃ　（４０℃／ｓｅｃ超え）としたため靭性が劣化し
ている。

試験光８は、徐冷開始温度が１００℃（２００℃未満）
のため水素割れが発生している。

試験光９は、圧延仕上げ温度が本発明の（Ａｒ。

＋１５０℃）　〜（Ａｒ＝−８０℃）の範囲外の６５０
℃であるために靭性が劣化している。

上記それぞれの試験に対し、試験光１０〜１３は、本発
明の構成要件に従い製造したため高い強度と十分な低温
靭性を有し、さらに鋼板内の材質特性のばらつきが少な
く、かつ歪も少ない。

第３表の試験Ｆｌｈ１４．１５．１６は製造条件におい
て、本発明の限定条件を満足しているが、他の重要な構
成条件である成分組成のＴｉ　、　Ｂ、　Ｎ含有量が本
発明の限定条件を満たしていないため、引張強さが十分
でない。

次に第３表には本発明による成分組成よりなるＡ２〜Ａ
５鋼のスラブについて、本発明の構成要件をすべて満足
して製造した板厚１８〜２２ｔｍの鋼板の機械的性質を
患１５〜１８に示す。試験寛工５はＸ７０級鋼、試験光
１６，１７．１８は×８０級鋼の、いずれも十分な引張
強さと低温靭性を具備しており、また材質特性のばらつ
きおよび歪のまったくない鋼板であることがわかる。

（発明の効果） 本発明によるＢ含有非調質高張力鋼板の製造方法により
、ｆｊｌｖｉ内の歪および材質特性のばらつきが少なく
、低温靭性の優れた高張力鋼を非調質で安定して提供す
るとかできその効果は大きい。

【図面の簡単な説明】

第１図は、制御圧延直後の加速冷却の冷却停止温度が引
張強さ、靭性に及ぼす影響を示す比較図、第２図は、制
御圧延後２０℃／ｓｅｅの冷却速度で５５０℃まで冷却
し、４００℃までの第２段冷却速度を変えたときの機械
的性質および鋼板変形量を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．００５〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０
   ．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜
   ０．０８％、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｂ：０．０１〜
   ０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０８％、Ｂ：０．
   ０００３〜０．００３％、Ｎ：０．００８％以下を含有
   する鋼を（Ａｒ＿３＋１５０℃）から（Ａｒ＿３−８０
   ℃）までの温度範囲で少なくとも３０％の圧下率で圧延
   し、その後直ちにフェライト変態停止温度未満から５０
   ０℃の温度域までを４〜４０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷
   却し、 さらに該温度域から５００〜２００℃の温度域までを１
   〜５℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、引続き空冷ないし
   徐冷すること を特徴とする低温靭性の優れたＢ含有非調質高張力鋼板
   の製造方法。