JP3823627B2 - 溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、水圧鉄管、圧力容器、ラインパイプ及び海洋構造物等に用いられる６０キロ級構造用鋼で、特に曲げなどの冷間加工後においても優れた低温靭性を有する歪時効後の靭性に優れた非調質高張力鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼を冷間で塑性変形すると歪時効脆化と呼ばれる靭性が劣化する現象が生ずる。歪時効脆化に間しては主に自動車ボデイ用の薄鋼板を対象に研究が行なわれてきたが、近年、構造物の信頼性に対する要求が高まり、厚鋼板においても素材段階のみならず加工や不慮の事故などにより塑性変形を受けた後の靭性が問題視されるようになってきた。
【０００３】
歪時効脆化を評価する試験として５％の引張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時効処理後シャルピー試験を行なう歪時効シャルピー試験が知られ、近年、材料評価試験の一つとして要求される事例が増えている。
【０００４】
厚鋼板を対象とする歪時効脆化抑制の技術として、特開平５−３２０８２０号、特開昭５９−１８２９１５号及び特開昭５６−１２７７５０号等があるが、いずれも一般的な６００ＭＰａ級厚肉鋼板を対象とした技術ではない。
【０００５】
特開平５−３２０８２０号には引張り強度 ４００ＭＰａ級の球状船首用低降伏点焼入れ鋼が開示されている。鋼材組織を整粒化し、歪時効後の靭性劣化を防止するものであるが、Ｃ量が０．００２〜０．０３％、他の強化元素も殆ど含有されていない成分組成が対象であり、６０キロ級鋼に適用することは出来ない。
【０００６】
特開昭５９−１８２９１５号はＴＭＣＰ型５００ＭＰａ級鋼での歪時効脆化を抑制する製造方法を開示している。ＴＭＣＰ５０キロ鋼を冷間加工した場合、冷間加工後の脆化がフェライト・ベイナイト組織のフェライト相に歪が集中することにより生じることに着目し、フェライト中の固溶Ｎ，固溶Ｃを冷却停止温度の制御により低減させ、フェライト相の脆化を抑制する技術である。このため、室温付近まで冷却され、焼入れ組織となる６０キロ級鋼には適用できない。
【０００７】
特開昭５６−１２７７５０号には６００ＭＰａ級鋼の歪時効脆化抑制技術が記載されているが、本技術はＶＮ析出型の鋼において、０．０１％以上のＮ含有により生ずる歪時効脆化をＣａまたはＭｇの添加により抑制できることを示している。しかし、本技術は、ａｓ ｒｏｌｌあるいはノルマで製造するＶＮ鋼に限ってその効果を発揮するもので、実施例の鋼もＣ量が０．１２％以上と高く、Ｐcmも０．２５％以上と溶接施工性に劣る鋼が記載され、現在の一般的な需要家の要望に応えるものではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
以上、述べたように、溶接施工性に優れた６０キロ級厚肉鋼材で塑性変形させた後の脆化を抑制する技術は未だ完成されていない。本発明は、溶接性に優れ、かつ歪時効後にも優れた靭性を有する６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法を提供するものであり、具体的には歪時効シャルピー試験の破面遷移温度ｖＴｓ（ａｇｅｄ）がー４０℃以下となる６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法を提供する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
従来、歪時効後の靭性劣化機構については、薄鋼板の場合、鋼中に固溶しているＣやＮと歪付与による転位との相互作用により、転位の動きが妨げられ、降伏点が上昇し、脆化することが知られている。しかし、本発明者等が厚肉鋼を対象に、歪時効後の靭性劣化度の異なる鋼の固溶ＣとＮを内部摩擦測定法によりスネークピーク測定を行った結果、いずれの鋼においても固溶ＣとＮ量は３ｐｐｍ未満であり、厚肉鋼の歪時効後の靭性劣化に固溶ＣとＮ量の積極的影響は認められず、その原因として薄鋼板のフェライト主体に対し、厚肉鋼がベイナイト主体組織であることより、組織的相違によるものと推察された。
【００１０】
そこで、本発明者等は、鋼材の成分組成と熱処理条件を種々変化させ、歪時効特性に及ぼす組織の影響について，詳細に検討し、以下に述べるＮｂ含有厚肉鋼に特有の歪時効特性を把握した。
【００１１】
１．Ｃ含有量の減少は歪時効後の靭性劣化を軽減する。
【００１２】
２．歪時効後の靭性は製造プロセスの影響を受け、焼入れ焼戻し鋼は焼戻し温度が高いほど歪時効後の靭性が劣化し、焼戻し熱処理省略型の冷却途中停止プロセスによる鋼では冷却停止温度によらず歪時効後の靭性劣化度は小さい。
【００１３】
３．焼戻しにより、組織は変化し、焼戻し温度が低いほどセメンタイトが比較的微細に析出する。その析出サイトは旧オーステナイト結晶粒界、ベイナイトのパケット境界および旧オーステナイト結晶粒内に分散しているのが観察された。焼戻し温度が高くなると、セメンタイトが凝集粗大化し、析出サイトも殆どが旧オーステナイト結晶粒界、ベイナイトのパケット境界となった。一方、冷却途中停止材では冷却停止温度によらず、セメンタイトが比較的微細に析出し、その析出サイトは旧オーステナイト結晶粒界、ベイナイトのパケット境界及び旧オーステナイト結晶粒内に分散しているのが観察された。
【００１４】
４．焼入れ時のオーステナイト結晶粒径が細かいほど、またベイナイトのパケットサイズが小さいほど歪時効後の靭性劣化は軽減される。
【００１５】
５．旧オーステナイト粒界に数μｍ以下の膜状のフェライトが生成している場合は実質的な粒界面積の増大となり、セメンタイトが微細化する。
【００１６】
６．歪時効後のシャルピー衝撃試験における脆性破面の破壊単位はベイナイトのパケットサイズに対応する。
【００１７】
これらの結果はＮｂ含有厚肉鋼の歪時効後の靭性が、旧オーステナイト結晶粒界とベイナイトのパケット境界に析出するセメンタイトのサイズ、析出量により支配されること、及び歪時効後の靭性を改善するためには析出するセメンタイトのサイズを小さくし、その量を少なくする、焼戻し省略型の冷却途中停止プロセスの優れていることを示すものである。そして、セメンタイトのサイズ、析出量に影響を与える因子として、直接的にはＣ量と焼戻し温度、間接的には一定のセメンタイト量に対し析出サイトを増加させ、析出サイズを小さくする効果を有する旧オーステナイト結晶粒、ベイナイトのパケットサイズ、旧オーステナイト粒界上に析出する膜状のフェライトが認められた。
【００１８】
すなわち、歪時効後の靭性に影響を与える主な製造条件はＣ量、旧オーステナイト結晶粒径とベイナイトのパケットサイズに影響を与えるスラブ加熱温度並びに再結晶域での圧延方法、及びフェライト析出量に影響を及ぼす未再結晶温度域での累積圧下率となる。
【００１９】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものである。
【００２０】
１． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％と、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含み、且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％、を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１１５０℃以下に加熱して加熱後９００〜１０００℃の温度域で１ｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行い、引き続きＡｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率１０〜６０％の圧延後、Ａｒ3以上より冷却速度２℃／秒以上で、３００〜６００℃の温度域まで冷却することを特徴とする溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２１】
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，
Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４。
【００２２】
Ｉｄ：投影接触弧長 Ｉｄ＝（Ｒ・（ｈｉ−ｈｏ））１／２
ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３
Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の板厚
２． 鋼組成として、更に質量％でＣｒ：０．１〜０．５％を含有する１記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２３】
３． 鋼組成として、更に質量％でＭｏ：０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種または二種を含有する１又は２記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２４】
４． 鋼組成として、更に質量％でＮｉ：０．１〜０．５％を含有する請求項１乃至３の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２５】
５． 鋼組成として、更に質量％でＶ：０．０１〜０．０８％を含有する１乃至４の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２６】
６． 鋼組成として、更に質量％でＴｉ：０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％の一種または二種を含有する１乃至５の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下に本発明における成分組成、製造条件について説明する。
【００２９】
１．製造条件
Ｃ：０．０４％以上０．０９％以下
Ｃは所定の強度を確保するため添加する。０．０４％未満では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強度を確保することが困難で、０．０９％を超えると，歪時効後の靭性が劣化するため、０．０４％以上０．０９％以下添加する。
【００３０】
Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下
Ｓｉは所定の強度、靭性を確保するために添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると効果が飽和し、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、０．１％以上０．５％以下添加する。
【００３１】
Ｍｎ：１．２％以上１．８％以下
Ｍｎは所定の強度を確保するために添加する。１．２％未満では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強度を確保することが困難で、１．８％を超えると、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため１．２％以上１．８％以下添加する。
【００３２】
Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下
Ｎｂは、圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、直接焼入れ時のオーステナイト粒界を活性化させ、膜状フェライトの生成を容易とする。また、焼戻し時にＮｂ炭化物として析出し、強度上昇に有効なため添加する。０．０１％未満ではそれらの効果が不十分で、０．０５％超えでは著しいＮｂ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため０．０１％以上０．０５％以下添加する。
【００３３】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上０．０７％以下
Ａｌは脱酸のため添加する。ｓｏｌ．Ａｌ量で０．００２％未満の場合、その効果が十分でなく、０．０７％を超えて添加すると鋼材の表面疵が発生しやすくなるため、０．００２％以上０．０７％以下添加する。
【００３４】
Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下
Ｎは、圧延加熱時ＡｌあるいはＴｉと結びつきＡｌＮ，ＴｉＮを生成し、オーステナイトを微細化させる。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％を超えて含有すると焼入れ焼戻し後も固溶Ｎにより著しい歪時効脆化を生じるため、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００３５】
Ｐｃｍ≦０．２０、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２
Ｐｃｍ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）は、溶接低温割れ性、溶接熱影響部の靭性の指標で、Ｐｃｍが０．２０％を超えた場合、予熱無しの溶接では低温割れが生じる可能性があり、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）が０．４２を超えた場合、大入熱溶接の熱影響部靭性が著しく劣化するためＰｃｍ≦０．２０、ＣｅｑＷＥＳ≦０．４２とする。ここでＰｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
【００３６】
以上が本発明鋼における基本的な成分組成であるが、所望する特性を向上させるため、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ、Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃａを単独または複合添加することが可能である。
【００３７】
Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下
Ｃｒは、強度、靭性を確保するために添加する。０．１％未満では、その効果が不十分で、０．５％を超えると溶接性ならびに溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、０．１％以上０．５％以下添加する。
【００３８】
Ｍｏ：０．０２％以上０．３％以下、Ｃｕ：０．１％以上０．６％以下の一種または二種
Ｍｏは強度を向上させ、特に厚肉材で有効なため添加する。０．０２％未満ではその効果が十分でなく、０．３％を超えると溶接性及び溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため０．０２％以上０．３％以下とする。Ｃｕは強度を向上させるため添加する。
【００３９】
０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．６％を超えて添加するとＣｕ割れの懸念が高まるため０．１％以上０．６％以下とする。
【００４０】
Ｎｉ：０．１％以上０．５％以下
Ｎｉは靭性を向上させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると鋼材コストの上昇が著しいので０．５％以下とする。
【００４１】
Ｖ：０．０１％以上０．０８％以下
Ｖは焼戻し時、炭化物として析出し、強度を向上させるため添加する。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．０８％超えでは著しいＶ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため０．０１％以上０．０８％以下とする。
【００４２】
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下の一種又は二種
Ｔｉ、Ｃａは母材靭性並びに溶接熱影響部の靭性を向上させるため添加する。Ｔｉは圧延加熱時あるいは溶接時、ＴｉＮを生成しオーステナイト粒径を微細化する。
【００４３】
０．００５％未満ではその効果が十分でなく、０．０２％を超えて添加すると圧延時にＴｉＮｂの複合炭化物が析出し、焼戻し時のＮｂ炭化物の析出量が不足するようになり強度低下が生じるため、０．００５％以上０．０２％以下とする。
【００４４】
ＣａはＣａ硫化物として鋼中に存在し、圧延加熱時あるいは溶接時、オーステナイト粒径を微細化する。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％を超えて添加すると多量のＣａ硫酸化物により清浄度を著しく劣化させるため、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００４５】
更に本発明ではＢ，Ｏ、Ｐ，Ｓを以下の範囲に規制することが望ましい。
【００４６】
Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：０．００１％以上０．００４％以下
Ｂは本発明では不純物元素として扱う。直接焼入れ時、固溶Ｂとして存在すると旧オーステナイト粒界における膜状フェライトの生成が抑制されるため溶解原料の選別などにより０．０００２％以下に規制する。Ｏは不可避不純物であるが、０．００１％未満とすることは製造コストが高価となり、０．００４％を超えると多量のＣａ硫酸化物が集合し、清浄度を劣化させるため、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００４７】
Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％
Ｐ，Ｓは不純物元素で、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％とした場合、中央偏析が軽減され、板厚中央の靭性及び溶接性を向上させる。
【００４８】
２．圧延条件
９００〜１０００℃での圧延：ｌｄ／ｈｍ≧１．０を満たす圧延を１パス以上歪時効後の靭性劣化を抑制するため、Ｎｂ含有鋼の再結晶温度の低温域である９００〜１０００℃において、ｌｄ／ｈｍ≧１．０を満たす圧延を１パス以上行い、回復の早い温度域で板厚中央部まで有効に加工歪を導入する。
【００４９】
圧延温度が９００℃未満では再結晶が十分でなく、１０００℃を超えると再結晶粒径が大きくなるため、９００〜１０００℃とする。ｌｄ／ｈｍは１．０未満では板厚中央部まで再結晶を励起する十分な加工歪が加わらないため１．０以上とする。
【００５０】
Ａｒ3以上９００℃未満の温度域での圧延：累積圧下率１０〜６０％の圧延
歪時効後の靭性劣化を抑制するため、Ｎｂ含有鋼の未再結晶温度域において累積圧下による加工歪の蓄積を行い、フェライト変態を促進する。
【００５１】
圧延温度はＡｒ3未満では直接焼入れ開始時にフェライト変態の進行により焼入れ性が低下し、所定の強度が得られず、９００℃以上では再結晶により、加工歪が蓄積されずフェライト変態が不十分となるため、Ａｒ3以上９００℃未満とする。累積圧下率は１０％未満ではフェライト変態が促進されず、６０％を超えるとその効果が飽和し、鋼材の異方性が急激に増大するため、累積圧下率１０〜６０％とする。尚、Ａｒ3は例えばＡｒ3＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏとして求められる。
【００５２】
３．熱処理条件
冷却開始温度：Ａｒ3以上
冷却開始温度はＡｒ3未満の場合、加速冷却により、ベイナイト相に変態するオーステナイト相の分率が低下し所定の強度が得られなくなるため、Ａｒ3以上とする。
【００５３】
冷却速度：２℃／秒以上
冷却速度は速いほど強度上昇に効果があり、所定の強度をえるため、２℃／秒以上とする。
【００５４】
冷却停止温度：３００〜６００℃
冷却停止温度は強度―靭性バランスに影響を与え、３００℃未満では靭性が回復せず、６００℃を超えると冷却効果が不十分となり所定の強度が得られないため、３００〜６００℃とする。
【００５５】
尚、スラブ加熱温度は１１５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が急激に粗大化し、その後の圧延による細粒化が困難となり歪時効後の靭性が劣化する場合があるため、１１５０℃以下とすることが好ましい。
【００５６】
【実施例】
表１に実施例に用いた供試鋼の化学成分を示す（表示しない残部は実質的にＦｅ及び不可避不純物よりなる）。これらの化学成分を有する鋳片を加熱後、２５〜７５ｍｍに圧延した。圧延後、冷却開始温度、冷却速度及び冷却停止温度を種々変化させ、特性を調査した。表２に製造条件、表３に鋼板の特性を示す。
【００５７】
機械的特性として強度、靭性および歪時効後の靭性を求めた。引張り試験は１／４ｔより、採取したＪＩＳ１４Ａ号（１４φ）試験片を用いた試験とした。
【００５８】
衝撃試験は、１／４ｔより長手方向が圧延方向と直角になるように採取した２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ４号標準試験片）を用いた試験とした。歪時効後の靭性は板状の試験片に、５％引張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時効処理後、引張方向に２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、試験を行った。
【００５９】
以下、実施例及び参考例について詳述する。
表１における鋼種Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｆは請求項１乃至６何れかに記載の発明を満足する成分組成の鋼で、鋼種ＧはＣ量、Ｐｃｍが発明の範囲外となっている。また、表１の鋼種Ｅは、参考例に対応する成分組成の鋼を示す。表２、３における鋼番１〜５及び７は夫々鋼種Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｆを用いた製造例で請求項１乃至６の何れかに記載の発明の実施例となっている。また、表２，３における鋼番６は鋼種Ｅを用いた製造例を示す。
【００６０】
歪時効後のｖＴｓはー４０℃以下、歪時効の前後でのｖＴｓの変化は小さく、良好な耐歪時効脆化性が得られている。鋼番８，９は、鋼種Ａ，Ｂによる製造例であるが、冷却条件が本発明の範囲外となっている。鋼番８は冷却開始温度が低く、鋼番９は冷却停止温度が高く強度が低い。鋼番１０はスラブ加熱温度が１１５０℃を超えて高く、耐歪時効脆化性に若干劣っている。鋼番１１は再結晶温度域でｌｄ／ｈｍが１．０以上の圧延を行わなかったため、歪時効によるｖＴｓの劣化度が大きい。鋼番１２は累積圧下率が低く、歪時効によるｖＴｓの劣化度が大きい。鋼番１３は冷却停止温度が低すぎ、歪時効後の靭性に劣っている。鋼番１４は冷却速度が遅く、強度低下を生じている。鋼種Ｆによる製造例であるが鋼番１５は鋼種Ｇによる製造例で、成分組成が本発明の範囲外であり、耐歪時効脆化性に劣っている。
【００６１】
【表１】
【００６２】
【表２】
【００６３】
【表３】
【００６４】
【発明の効果】
本発明によれば、歪時効後の靭性に優れると共に、溶接性に優れる６０キロ級非調質鋼の製造方法の提供が可能で、産業上その効果は極めて大きい。
【発明の属する技術分野】
この発明は、水圧鉄管、圧力容器、ラインパイプ及び海洋構造物等に用いられる６０キロ級構造用鋼で、特に曲げなどの冷間加工後においても優れた低温靭性を有する歪時効後の靭性に優れた非調質高張力鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼を冷間で塑性変形すると歪時効脆化と呼ばれる靭性が劣化する現象が生ずる。歪時効脆化に間しては主に自動車ボデイ用の薄鋼板を対象に研究が行なわれてきたが、近年、構造物の信頼性に対する要求が高まり、厚鋼板においても素材段階のみならず加工や不慮の事故などにより塑性変形を受けた後の靭性が問題視されるようになってきた。
【０００３】
歪時効脆化を評価する試験として５％の引張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時効処理後シャルピー試験を行なう歪時効シャルピー試験が知られ、近年、材料評価試験の一つとして要求される事例が増えている。
【０００４】
厚鋼板を対象とする歪時効脆化抑制の技術として、特開平５−３２０８２０号、特開昭５９−１８２９１５号及び特開昭５６−１２７７５０号等があるが、いずれも一般的な６００ＭＰａ級厚肉鋼板を対象とした技術ではない。
【０００５】
特開平５−３２０８２０号には引張り強度 ４００ＭＰａ級の球状船首用低降伏点焼入れ鋼が開示されている。鋼材組織を整粒化し、歪時効後の靭性劣化を防止するものであるが、Ｃ量が０．００２〜０．０３％、他の強化元素も殆ど含有されていない成分組成が対象であり、６０キロ級鋼に適用することは出来ない。
【０００６】
特開昭５９−１８２９１５号はＴＭＣＰ型５００ＭＰａ級鋼での歪時効脆化を抑制する製造方法を開示している。ＴＭＣＰ５０キロ鋼を冷間加工した場合、冷間加工後の脆化がフェライト・ベイナイト組織のフェライト相に歪が集中することにより生じることに着目し、フェライト中の固溶Ｎ，固溶Ｃを冷却停止温度の制御により低減させ、フェライト相の脆化を抑制する技術である。このため、室温付近まで冷却され、焼入れ組織となる６０キロ級鋼には適用できない。
【０００７】
特開昭５６−１２７７５０号には６００ＭＰａ級鋼の歪時効脆化抑制技術が記載されているが、本技術はＶＮ析出型の鋼において、０．０１％以上のＮ含有により生ずる歪時効脆化をＣａまたはＭｇの添加により抑制できることを示している。しかし、本技術は、ａｓ ｒｏｌｌあるいはノルマで製造するＶＮ鋼に限ってその効果を発揮するもので、実施例の鋼もＣ量が０．１２％以上と高く、Ｐcmも０．２５％以上と溶接施工性に劣る鋼が記載され、現在の一般的な需要家の要望に応えるものではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
以上、述べたように、溶接施工性に優れた６０キロ級厚肉鋼材で塑性変形させた後の脆化を抑制する技術は未だ完成されていない。本発明は、溶接性に優れ、かつ歪時効後にも優れた靭性を有する６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法を提供するものであり、具体的には歪時効シャルピー試験の破面遷移温度ｖＴｓ（ａｇｅｄ）がー４０℃以下となる６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法を提供する。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
従来、歪時効後の靭性劣化機構については、薄鋼板の場合、鋼中に固溶しているＣやＮと歪付与による転位との相互作用により、転位の動きが妨げられ、降伏点が上昇し、脆化することが知られている。しかし、本発明者等が厚肉鋼を対象に、歪時効後の靭性劣化度の異なる鋼の固溶ＣとＮを内部摩擦測定法によりスネークピーク測定を行った結果、いずれの鋼においても固溶ＣとＮ量は３ｐｐｍ未満であり、厚肉鋼の歪時効後の靭性劣化に固溶ＣとＮ量の積極的影響は認められず、その原因として薄鋼板のフェライト主体に対し、厚肉鋼がベイナイト主体組織であることより、組織的相違によるものと推察された。
【００１０】
そこで、本発明者等は、鋼材の成分組成と熱処理条件を種々変化させ、歪時効特性に及ぼす組織の影響について，詳細に検討し、以下に述べるＮｂ含有厚肉鋼に特有の歪時効特性を把握した。
【００１１】
１．Ｃ含有量の減少は歪時効後の靭性劣化を軽減する。
【００１２】
２．歪時効後の靭性は製造プロセスの影響を受け、焼入れ焼戻し鋼は焼戻し温度が高いほど歪時効後の靭性が劣化し、焼戻し熱処理省略型の冷却途中停止プロセスによる鋼では冷却停止温度によらず歪時効後の靭性劣化度は小さい。
【００１３】
３．焼戻しにより、組織は変化し、焼戻し温度が低いほどセメンタイトが比較的微細に析出する。その析出サイトは旧オーステナイト結晶粒界、ベイナイトのパケット境界および旧オーステナイト結晶粒内に分散しているのが観察された。焼戻し温度が高くなると、セメンタイトが凝集粗大化し、析出サイトも殆どが旧オーステナイト結晶粒界、ベイナイトのパケット境界となった。一方、冷却途中停止材では冷却停止温度によらず、セメンタイトが比較的微細に析出し、その析出サイトは旧オーステナイト結晶粒界、ベイナイトのパケット境界及び旧オーステナイト結晶粒内に分散しているのが観察された。
【００１４】
４．焼入れ時のオーステナイト結晶粒径が細かいほど、またベイナイトのパケットサイズが小さいほど歪時効後の靭性劣化は軽減される。
【００１５】
５．旧オーステナイト粒界に数μｍ以下の膜状のフェライトが生成している場合は実質的な粒界面積の増大となり、セメンタイトが微細化する。
【００１６】
６．歪時効後のシャルピー衝撃試験における脆性破面の破壊単位はベイナイトのパケットサイズに対応する。
【００１７】
これらの結果はＮｂ含有厚肉鋼の歪時効後の靭性が、旧オーステナイト結晶粒界とベイナイトのパケット境界に析出するセメンタイトのサイズ、析出量により支配されること、及び歪時効後の靭性を改善するためには析出するセメンタイトのサイズを小さくし、その量を少なくする、焼戻し省略型の冷却途中停止プロセスの優れていることを示すものである。そして、セメンタイトのサイズ、析出量に影響を与える因子として、直接的にはＣ量と焼戻し温度、間接的には一定のセメンタイト量に対し析出サイトを増加させ、析出サイズを小さくする効果を有する旧オーステナイト結晶粒、ベイナイトのパケットサイズ、旧オーステナイト粒界上に析出する膜状のフェライトが認められた。
【００１８】
すなわち、歪時効後の靭性に影響を与える主な製造条件はＣ量、旧オーステナイト結晶粒径とベイナイトのパケットサイズに影響を与えるスラブ加熱温度並びに再結晶域での圧延方法、及びフェライト析出量に影響を及ぼす未再結晶温度域での累積圧下率となる。
【００１９】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものである。
【００２０】
１． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％と、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含み、且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％、を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１１５０℃以下に加熱して加熱後９００〜１０００℃の温度域で１ｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行い、引き続きＡｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率１０〜６０％の圧延後、Ａｒ3以上より冷却速度２℃／秒以上で、３００〜６００℃の温度域まで冷却することを特徴とする溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２１】
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，
Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４。
【００２２】
Ｉｄ：投影接触弧長 Ｉｄ＝（Ｒ・（ｈｉ−ｈｏ））１／２
ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３
Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の板厚
２． 鋼組成として、更に質量％でＣｒ：０．１〜０．５％を含有する１記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２３】
３． 鋼組成として、更に質量％でＭｏ：０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種または二種を含有する１又は２記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２４】
４． 鋼組成として、更に質量％でＮｉ：０．１〜０．５％を含有する請求項１乃至３の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２５】
５． 鋼組成として、更に質量％でＶ：０．０１〜０．０８％を含有する１乃至４の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２６】
６． 鋼組成として、更に質量％でＴｉ：０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％の一種または二種を含有する１乃至５の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下に本発明における成分組成、製造条件について説明する。
【００２９】
１．製造条件
Ｃ：０．０４％以上０．０９％以下
Ｃは所定の強度を確保するため添加する。０．０４％未満では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強度を確保することが困難で、０．０９％を超えると，歪時効後の靭性が劣化するため、０．０４％以上０．０９％以下添加する。
【００３０】
Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下
Ｓｉは所定の強度、靭性を確保するために添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると効果が飽和し、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、０．１％以上０．５％以下添加する。
【００３１】
Ｍｎ：１．２％以上１．８％以下
Ｍｎは所定の強度を確保するために添加する。１．２％未満では厚肉材の場合６０キロ級の引張り強度を確保することが困難で、１．８％を超えると、溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため１．２％以上１．８％以下添加する。
【００３２】
Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下
Ｎｂは、圧延時のオーステナイトの再結晶を抑制し、直接焼入れ時のオーステナイト粒界を活性化させ、膜状フェライトの生成を容易とする。また、焼戻し時にＮｂ炭化物として析出し、強度上昇に有効なため添加する。０．０１％未満ではそれらの効果が不十分で、０．０５％超えでは著しいＮｂ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため０．０１％以上０．０５％以下添加する。
【００３３】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以上０．０７％以下
Ａｌは脱酸のため添加する。ｓｏｌ．Ａｌ量で０．００２％未満の場合、その効果が十分でなく、０．０７％を超えて添加すると鋼材の表面疵が発生しやすくなるため、０．００２％以上０．０７％以下添加する。
【００３４】
Ｎ：０．００１％以上０．００４％以下
Ｎは、圧延加熱時ＡｌあるいはＴｉと結びつきＡｌＮ，ＴｉＮを生成し、オーステナイトを微細化させる。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％を超えて含有すると焼入れ焼戻し後も固溶Ｎにより著しい歪時効脆化を生じるため、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００３５】
Ｐｃｍ≦０．２０、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２
Ｐｃｍ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）は、溶接低温割れ性、溶接熱影響部の靭性の指標で、Ｐｃｍが０．２０％を超えた場合、予熱無しの溶接では低温割れが生じる可能性があり、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）が０．４２を超えた場合、大入熱溶接の熱影響部靭性が著しく劣化するためＰｃｍ≦０．２０、ＣｅｑＷＥＳ≦０．４２とする。ここでＰｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４とする。
【００３６】
以上が本発明鋼における基本的な成分組成であるが、所望する特性を向上させるため、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ、Ｎｉ，Ｖ，Ｔｉ，Ｃａを単独または複合添加することが可能である。
【００３７】
Ｃｒ：０．１％以上０．５％以下
Ｃｒは、強度、靭性を確保するために添加する。０．１％未満では、その効果が不十分で、０．５％を超えると溶接性ならびに溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため、０．１％以上０．５％以下添加する。
【００３８】
Ｍｏ：０．０２％以上０．３％以下、Ｃｕ：０．１％以上０．６％以下の一種または二種
Ｍｏは強度を向上させ、特に厚肉材で有効なため添加する。０．０２％未満ではその効果が十分でなく、０．３％を超えると溶接性及び溶接熱影響部の靭性が著しく劣化するため０．０２％以上０．３％以下とする。Ｃｕは強度を向上させるため添加する。
【００３９】
０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．６％を超えて添加するとＣｕ割れの懸念が高まるため０．１％以上０．６％以下とする。
【００４０】
Ｎｉ：０．１％以上０．５％以下
Ｎｉは靭性を向上させるため添加する。０．１％未満ではその効果が十分でなく、０．５％を超えると鋼材コストの上昇が著しいので０．５％以下とする。
【００４１】
Ｖ：０．０１％以上０．０８％以下
Ｖは焼戻し時、炭化物として析出し、強度を向上させるため添加する。０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．０８％超えでは著しいＶ炭化物の析出強化により靭性が劣化するため０．０１％以上０．０８％以下とする。
【００４２】
Ｔｉ：０．００５％以上０．０２％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００４％以下の一種又は二種
Ｔｉ、Ｃａは母材靭性並びに溶接熱影響部の靭性を向上させるため添加する。Ｔｉは圧延加熱時あるいは溶接時、ＴｉＮを生成しオーステナイト粒径を微細化する。
【００４３】
０．００５％未満ではその効果が十分でなく、０．０２％を超えて添加すると圧延時にＴｉＮｂの複合炭化物が析出し、焼戻し時のＮｂ炭化物の析出量が不足するようになり強度低下が生じるため、０．００５％以上０．０２％以下とする。
【００４４】
ＣａはＣａ硫化物として鋼中に存在し、圧延加熱時あるいは溶接時、オーステナイト粒径を微細化する。０．００１％未満ではその効果が十分でなく、０．００４％を超えて添加すると多量のＣａ硫酸化物により清浄度を著しく劣化させるため、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００４５】
更に本発明ではＢ，Ｏ、Ｐ，Ｓを以下の範囲に規制することが望ましい。
【００４６】
Ｂ：０．０００２％以下、Ｏ：０．００１％以上０．００４％以下
Ｂは本発明では不純物元素として扱う。直接焼入れ時、固溶Ｂとして存在すると旧オーステナイト粒界における膜状フェライトの生成が抑制されるため溶解原料の選別などにより０．０００２％以下に規制する。Ｏは不可避不純物であるが、０．００１％未満とすることは製造コストが高価となり、０．００４％を超えると多量のＣａ硫酸化物が集合し、清浄度を劣化させるため、０．００１％以上０．００４％以下とする。
【００４７】
Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％
Ｐ，Ｓは不純物元素で、Ｐ≦０．０１０％、Ｓ≦０．００２％とした場合、中央偏析が軽減され、板厚中央の靭性及び溶接性を向上させる。
【００４８】
２．圧延条件
９００〜１０００℃での圧延：ｌｄ／ｈｍ≧１．０を満たす圧延を１パス以上歪時効後の靭性劣化を抑制するため、Ｎｂ含有鋼の再結晶温度の低温域である９００〜１０００℃において、ｌｄ／ｈｍ≧１．０を満たす圧延を１パス以上行い、回復の早い温度域で板厚中央部まで有効に加工歪を導入する。
【００４９】
圧延温度が９００℃未満では再結晶が十分でなく、１０００℃を超えると再結晶粒径が大きくなるため、９００〜１０００℃とする。ｌｄ／ｈｍは１．０未満では板厚中央部まで再結晶を励起する十分な加工歪が加わらないため１．０以上とする。
【００５０】
Ａｒ3以上９００℃未満の温度域での圧延：累積圧下率１０〜６０％の圧延
歪時効後の靭性劣化を抑制するため、Ｎｂ含有鋼の未再結晶温度域において累積圧下による加工歪の蓄積を行い、フェライト変態を促進する。
【００５１】
圧延温度はＡｒ3未満では直接焼入れ開始時にフェライト変態の進行により焼入れ性が低下し、所定の強度が得られず、９００℃以上では再結晶により、加工歪が蓄積されずフェライト変態が不十分となるため、Ａｒ3以上９００℃未満とする。累積圧下率は１０％未満ではフェライト変態が促進されず、６０％を超えるとその効果が飽和し、鋼材の異方性が急激に増大するため、累積圧下率１０〜６０％とする。尚、Ａｒ3は例えばＡｒ3＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏとして求められる。
【００５２】
３．熱処理条件
冷却開始温度：Ａｒ3以上
冷却開始温度はＡｒ3未満の場合、加速冷却により、ベイナイト相に変態するオーステナイト相の分率が低下し所定の強度が得られなくなるため、Ａｒ3以上とする。
【００５３】
冷却速度：２℃／秒以上
冷却速度は速いほど強度上昇に効果があり、所定の強度をえるため、２℃／秒以上とする。
【００５４】
冷却停止温度：３００〜６００℃
冷却停止温度は強度―靭性バランスに影響を与え、３００℃未満では靭性が回復せず、６００℃を超えると冷却効果が不十分となり所定の強度が得られないため、３００〜６００℃とする。
【００５５】
尚、スラブ加熱温度は１１５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が急激に粗大化し、その後の圧延による細粒化が困難となり歪時効後の靭性が劣化する場合があるため、１１５０℃以下とすることが好ましい。
【００５６】
【実施例】
表１に実施例に用いた供試鋼の化学成分を示す（表示しない残部は実質的にＦｅ及び不可避不純物よりなる）。これらの化学成分を有する鋳片を加熱後、２５〜７５ｍｍに圧延した。圧延後、冷却開始温度、冷却速度及び冷却停止温度を種々変化させ、特性を調査した。表２に製造条件、表３に鋼板の特性を示す。
【００５７】
機械的特性として強度、靭性および歪時効後の靭性を求めた。引張り試験は１／４ｔより、採取したＪＩＳ１４Ａ号（１４φ）試験片を用いた試験とした。
【００５８】
衝撃試験は、１／４ｔより長手方向が圧延方向と直角になるように採取した２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片（ＪＩＳ４号標準試験片）を用いた試験とした。歪時効後の靭性は板状の試験片に、５％引張り予歪を付与し、２５０℃で１時間の時効処理後、引張方向に２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、試験を行った。
【００５９】
以下、実施例及び参考例について詳述する。
表１における鋼種Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｆは請求項１乃至６何れかに記載の発明を満足する成分組成の鋼で、鋼種ＧはＣ量、Ｐｃｍが発明の範囲外となっている。また、表１の鋼種Ｅは、参考例に対応する成分組成の鋼を示す。表２、３における鋼番１〜５及び７は夫々鋼種Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｆを用いた製造例で請求項１乃至６の何れかに記載の発明の実施例となっている。また、表２，３における鋼番６は鋼種Ｅを用いた製造例を示す。
【００６０】
歪時効後のｖＴｓはー４０℃以下、歪時効の前後でのｖＴｓの変化は小さく、良好な耐歪時効脆化性が得られている。鋼番８，９は、鋼種Ａ，Ｂによる製造例であるが、冷却条件が本発明の範囲外となっている。鋼番８は冷却開始温度が低く、鋼番９は冷却停止温度が高く強度が低い。鋼番１０はスラブ加熱温度が１１５０℃を超えて高く、耐歪時効脆化性に若干劣っている。鋼番１１は再結晶温度域でｌｄ／ｈｍが１．０以上の圧延を行わなかったため、歪時効によるｖＴｓの劣化度が大きい。鋼番１２は累積圧下率が低く、歪時効によるｖＴｓの劣化度が大きい。鋼番１３は冷却停止温度が低すぎ、歪時効後の靭性に劣っている。鋼番１４は冷却速度が遅く、強度低下を生じている。鋼種Ｆによる製造例であるが鋼番１５は鋼種Ｇによる製造例で、成分組成が本発明の範囲外であり、耐歪時効脆化性に劣っている。
【００６１】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明によれば、歪時効後の靭性に優れると共に、溶接性に優れる６０キロ級非調質鋼の製造方法の提供が可能で、産業上その効果は極めて大きい。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．２〜１．８％と、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２〜０．０７％、Ｎ：０．００１〜０．００４％を含み、且つＰｃｍ≦０．２０％、Ｃｅｑ（ＷＥＳ）≦０．４２％、を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を、１１５０℃以下に加熱して加熱後９００〜１０００℃の温度域で１ｄ／ｈｍ≧１．０の圧延を１パス以上行い、引き続きＡｒ3以上９００℃未満の温度域で累積圧下率１０〜６０％の圧延後、Ａｒ3以上より冷却速度２℃／秒以上で、３００〜６００℃の温度域まで冷却することを特徴とする溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｍｎ／２０＋Ｓｉ／３０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ，
Ｃｅｑ（ＷＥＳ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４
＋Ｖ／１４。
Ｉｄ：投影接触弧長 Ｉｄ＝（Ｒ・（ｈｉ−ｈｏ））１／２
ｈｍ：平均板厚 ｈｍ＝（ｈｉ＋２ｈｏ）／３
Ｒ：ロール半径、ｈｉ：圧延前の板厚、ｈｏ：圧延後の板厚 - 鋼組成として、更に質量％でＣｒ：０．１〜０．５％を含有する請求項１記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
- 鋼組成として、更に質量％でＭｏ：０．０２〜０．３％、Ｃｕ：０．１〜０．６％の一種または二種を含有する請求項１又は２記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
- 鋼組成として、更に質量％でＮｉ：０．１〜０．５％を含有する請求項１乃至３の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
- 鋼組成として、更に質量％でＶ：０．０１〜０．０８％を含有する請求項１乃至４の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
- 鋼組成として、更に質量％でＴｉ：０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％の一種または二種を含有する請求項１乃至５の何れかに記載の溶接性及び歪時効後の靭性に優れた６０キロ級非調質高張力鋼の製造方法。
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