JPS5852423A - 低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法 - 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】 この発明は、低温靭性と溶接性に優れた高張力鋼の製造
方法に関し、特にこの発明は、高い強度レベルを有する
低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の
製造方法に関するものである。

焼入れ、焼戻しなどの調質処理を施すことなく、すなわ
ち非調質で高い強度と低温靭性を有する鋼を製造する場
合にＷｂ含有鋼を制御圧延し、その後加速冷却する方法
が知られている。

ところで、ボロンは焼入性を増大する元素として焼入れ
―焼戻しなどの調質鋼において使用されてきた。非調質
鋼においても、ボロンを使用できれば炭素当量（０・ｑ
）を上昇することなく高張力化が可能であり、その利用
方法の確立が切望されていた。しかしながら、非調質鋼
とくに制御圧延後の加速冷却のままで使用する鋼の場合
に、ボロンを使用する例は従来はとんと知られていなか
った。その理由は、非調質鋼においてはその加熱温度が
高いため、ボロンを利用するに際して、ボロンがボロン
化合物となって有効に作用しないことが指摘されている
からである。

この点に関して、ｓｏｌ、ムｊを０．０４％以上添加し
、かつ加熱温度を低温に設定（具体的には１０１０〜／
／１０℃）することにより、圧延後に加速冷却を行う非
調質鋼にボロンを添加した例が唯一提案されているが、
１ｏｌｅ人ノの添加量が０．ＯＡ％以上と高いため、溶
接熱影響部（Ｈ［）の靭性が損なわれるのみならず、溶
接金属の靭性も劣化する欠点があった。また加熱温度に
関しても、低温加熱であるため、スケールのはくり性が
悪く、スツプの表面性状ひいては製品のそれにも問題を
生じることは避けられなかった。

この発明は、上記従来方法によるより“もさらに強度の
高い低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力
鋼の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方法な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。

次にこの発明の詳細な説明する。

この発明者らは、圧延後加速冷却を施す非調質鋼におい
てボロンを有効に利用する方法について研究を重ねた結
果、ボロンとチタンを適量含有せしめた鋼に適切な加熱
−圧延を施し、以後加速冷却を施すことにより上記問題
点を解決することができること、すなわちボロンを有効
に利用するための諸条件により生ずる欠点を抑制してボ
ロンを有効に利用することができることを新規に知見し
てこの発明を完成した。

次にこの発明を研究データにもとづいて説明する。

まず圧延前の加熱温度が強度と靭性に及ぼす影響を調べ
た。

第１表に示す本発明成分範囲の鋼ノと従来鋼Ｊを用いて
加熱温度ｔｔ１００θ〜／ＪｊｔＯ℃として、デ１０°
Ｃまでに票積圧下率でｊｉ％となるまで圧延し、引続き
１００℃以下で票積圧下率で４１％となるまで圧延し、
最終仕上温度を７９０℃とした。なお仕上板厚はｉｔ、
ｍである。その後冷却速度を１０℃／−とじて３００℃
まで冷却して以後空冷した後の強度と靭性の結果を図に
示す。この図から本発明成分範囲の＠／は圧延後の加速
冷却により、空冷した場合に比べてＴ、Ｓ、で１１９ｆ
／、−以上も高張力化している。しかも靭性は劣化して
いない。さらに、加熱温度を１０！０〜／、２！θ℃ま
で変化させても強度−靭性が安定していることもわかる
。一方、本発明の成分範囲でない鋼３は加速冷却により
高張力化はするものの、スラブ加熱温度は狭い範囲（１
ｏｔａ〜／１００℃）に限定され、１１００℃以上とす
るとボロンは無効化しはじめ強度低下が着るしい。すな
わちチタンとボロンを組合せ、適切な圧延を実施したの
ち加速冷却することにより、非調質鋼でもボロンを有効
に利用して、靭性の劣化を伴なうこらべて適用加熱温度
範囲を高くとれること、およびｍｏｌ、ムｌの含有量を
高くする必要がないことが判明し、前述の欠点な合理的
に解決できるのである。

したがってこの発明の構成要件の第１の要部は鋼の成分
の限定にあり、まず各合金成分の限定理由を以下に詳述
する。

０はその含有量が０．０．２−未満の場合には高強度が
得られず、かつ溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記）の軟
化が大きいこと、またそれがｏ、ｉコ≦以上の場合には
溶接性が害されるとともに、この発明における加熱−圧
延一一却条件では焼入組織となって靭性が害され、焼戻
し工程が必要゛となるので０．０１〜０．／コ≦とする
必要がある。

Ｓｌは鋼の説醗を促進し、また強度を上昇させるので少
くとも０．０３％以上添加する。しかしあまり多いと靭
性や溶接性が著しく損なわれるため最大でｏ、ｔｏ％に
とどめる。

１１１Ｌはへ〇襲未満では鋼板の′強度および靭性が低
下すること、そして五ム２の軟化が大きくなるため下限
を八〇％とした。一方Ｋｎが多すぎると■２の靭性が劣
化するため上限を一１ｊ％とした。

ム１は鋼の脱酸上最低０．００に−の添加含有が必要で
あり、一方５ａｌｅムＩが０．０４−以上になるとＨム
２の靭性のみならず溶接金属の靭性も著しく劣化する。

このため−ｏｎ、ムｊはｏ、ｏｏｚ〜０．０４θ襲とし
た。

Ｓはｏ、ｏｏｔ％より多いと衝撃吸収エネルギー特にＣ
方向のそれが低下して不利であるのでＳは０．００ｔ％
以下にする必要がある。

Ｎは０．００ｔ％を越えて含有すると、本請求範囲のＡ
ｌ　ｅ　Ｔｉ量ではＢがボロン窒化物となりＢの焼入性
を無効とするので上限を０．００ｔ　％とした。

この発明によれば、上記の如＜　Ｃｅ　Ｓｉ　ｅ　）ｉ
ｎおせる必要がある。

Ｗｂは０１０１％より少ないと後述するように加熱時に
必要とされるＨｂの固溶・量を確保できず、一方０．１
０％より多いと溶接金属の靭性を劣化させるので、Ｎ）
は０．０／〜０．１０％の範囲内にする必要があるＯ Ｔ１はＢを有効に利用するためと、加熱−圧延時のオー
スナナ４４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、ｏ、ｏｏｚ％未満では効果なく、一方０．
０ｔ　％を越えて添加するとかえって靭性が劣化するの
で０．０１％以下とした。

Ｂはいうまでもな（本発明の必須成分であるが、０．０
００２　％以下では効果がなく、一方０．００３％を越
えて添加すると靭性が劣化する。

さらに上記のとおりの、基本成分系のほかに、高張力化
あるいはその他の効果を達成するために必要に応じてＮ
ｉ　ｅ　Ｎｏ　ｅ　Ｃｕ　ｅ　Ｖ　ｅ　Ｏｒ　＋　Ｑａ
　＋希土類元素（ＲｌｅＭ　）のうちから選んだ少くと
も１種を添加含有させることができる。これら元素を添
加してもこの発明の特徴は何も失われることなく、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。

Ｎ１はＨＡＺの硬化性および靭性に悪い影響を与えるこ
となく母材の強度と靭性を向上させるので添加するが、
高価であるので八〇％を上限とした。

ＯｎはＮ１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０．２０％を越えると熱間脆性を生じや
すく、鋼板の表面性状が劣化するので０．２０％を上限
とする。

ＭＯは圧延時のオーステナイト粒を微細かつ整粒化し、
なおかつ微細なベイナイトと！ルチンサイ）を生成する
ので強度と靭性を向上させるが、高価であるので上限を
０．ｓＯ％とした。

ると母材とＨム２の靭性を著しく劣化させるので０．１
０％を上限とする。

（３ｒは微細なベイナイトやマルテンサイトを生成し強
度と靭性を向上させるが０．ｒＯ４以上の添加は溶接性
を害するので上限をｏ、ｒｏ％とした。

Ｃ＆とｉＭはＭｌｌｇの形態制御をしＣ方向の靭性向上
に効果があり、１種または両者の複合添加を行うが、そ
れぞれ。、ｏｉ％を越えるＯａおよび□、ｉ。

噂を越えるＲｍｉｉの添加は鋼の清浄度を悪くし内部欠
陥の原因となるので、それぞれ上限を□、０／　％およ
びｏ、ｉｏ囁とした。

次に、この発明の構成要件の第一の要部は加熱−圧延条
件にある。本発明においてはボロンが焼入性に有効に作
用するため、圧延条件が不適当であると、冷却後の鋼板
の組織中に粗大なベイナイトやマルテンサイトが混入し
、靭性の劣化がおこりやすい。したがってＮｂを含有せ
しめ、後述する適切な圧延条件で圧延を行い、冷却後の
組織に微細なベイナイトやマルテンサイトを分布させる
必要がある。スラブ加熱温度は、この理由から制限され
るが上限を１Ｊｚｏ　’ｃとしたのは、これ以上だと加
熱時のオーステナイト粒が大きくなりすぎて、圧延によ
ってもオーステナイト粒の混粒化は避けられず、冷却後
の組織に粗大なベイナイトやマルテンサイト−が混入し
て靭性が劣化するからである。一方下限はＮｌｔのＷ溶
量と関係している。すなわちＮ塾をスラブ加熱時に！Ｉ
溶させ、圧延中に微細に析出させてオーステナイトの再
結晶を運もせ、結果としてオーステナイトの未再結晶領
域をより高温側に拡大させる必要がある。これによりオ
ーステナイトの未再結晶領域において高い累積臣下率の
圧延が可能となり、変形帯の密度が増加し、冷却前のオ
ーステナイト粒は実質的に微細化され、冷却後の鋼板は
十分な低温靭性を示す。これらの効果をもたらす加熱時
のＷｂの固溶量は０．０／≦以上であればよく、そのた
めの−最低の加熱温度は０量とＮｊｌにより異なるが、
本発明の成分範囲では１０！θ℃以上とすれば良い。

以上の理由からスラブ加熱温度はｔｏｓｏ〜ｌ−３０℃
とした。

上記条件で加熱されたスラブを、まずオーステナイトの
再結晶領域において累積圧下率でｍ％以上となるまで繰
返して圧延する。この累積圧下率が５０％に満たないと
、オーステナイトの加ニー再結晶の繰返しによる細粒化
および整粒化が十分でない。そのため、その後の圧延−
冷却によって組織中に粗大なベイナイトやマルテンサイ
トが混入し靭性が著しく害される。しかも、この温度域
における圧延による細粒化および整粒化の不十分さは、
引続くオーステナイトの未再結晶領域での圧延によって
は補ない得ないので１０４以上と限定した。

続いてオーステナイトの未再結晶温度領域における圧延
に移るが、この発明によればオーステナイトの未再結晶
温度領域でも低温側にあたるＡｒ３＋７３０℃カラムｖ
ｓＡのあいだで少くともま。％の累積圧下率で圧延を行
う必要がある。本発明の成分範囲では前述のようにＢが
焼入性に十分効くのでこの範囲での圧延が不適当だと加
速冷却後の組織に粗大なベイナイトやマルテンサイトが
混入して靭性が大きく劣化する。なお、オーステナイト
の再結＆域からＡｒ３　＋　／！０　”Ｃに至る間の温
度範囲においては圧延条件を限定しないが、この間の圧
延を行っても、この発明の目的を妨げるものではない。

上記圧延後加速冷却を行うが、冷却速度はバフｍに満た
ないと加速冷却の効果がないのでλ℃／−以上とする。

このコ℃／ｇ以上の冷却速度の加速冷却は６００℃以下
の任意の温度まで続けるが、６００℃以上で停止すると
加速冷却による強度上昇効果はほとんどないため上限は
６００℃とする。一方下限は規定しないが析出硬化型の
元素を有効に利用するためにはｊよ０℃前後で冷却を停
止し以後空冷しても良い。これらの理由からコ’Ｃ／　
ｓ以上の冷却速度で６０Ｏ℃以下まで加速冷却を行う。

なお冷却は圧延終了後直ちに行うことが必要であり、具
体的にはムｒ３点以上から冷却を開始するのが望ましい
。しかしながら、冷却開始までに時間を要して鋼板の温
度がムｒ３点を下廻ってもムｒ３−ｖ℃までの間ならば
、その空冷時にムｒ３点を切ってから析出するフェライ
トの粒成長は事実上無視できるので微細化の目的は達成
できる。

次にこの発明を実施例について説明する。

実施例１ 第１表に示す成分組成にそれぞれ溶製した供試香１ｇダ
〜６はこの発明の成分組成の範囲内にある実施例の鋼で
ある。

これらの各供試鋼は造塊後分塊圧延するかあるいは連続
鋳造により、必要厚みを有するスラブとなし１これらス
ラブをそれぞれ第−表に示す通りの加熱−圧延−冷却条
件で処理した。得られた鋼板の強度う靭性を測定したと
ころ第−表に示す通りであった。

なお最終板厚は／１−とし、試験片は圧延直角方向に採
取し、引張試験コーマノツチの衝撃試験を行った。各鋼
板における数字１．λ、Ｊはそれぞれ第１表に示す副番
／１ＪｖＪの鋼を使用したことを意味し、サフィックス
のアルファベット文字は製造条件を示す。

第　　コ ２人および３ムはこの発明の成分範囲をはずれている比
較例であり、また／Ｂはムｒ３〜ムｒ３＋／ｊ０℃での
累積圧下量、ＩＣはオーステナイト再結晶域の累積圧下
量、／Ｄはスラブ加熱温度、ｉＥは圧延後の加速冷却の
冷却停止温度、７Ｆは圧延後の冷却速度においてそれぞ
れこの発明の範囲を外れているものであって、これらに
対し／Ａ＃／Ｇ＃／Ｈはこの発明による鋼板である。な
お上記の関係をわかりやすくするために第２表中にこの
発明の範囲を外れている条件のものにアンダーラインを
施した。

まずこの発明の成分範囲でないすなわちＴ１とＢを添加
していない鋼板−Ａは強度が十分でない。

同じく本発明の成分範囲を外れている従来鋼板ＪＡ　（
高ムｊ　−Ｂ　−Ｗｂ鋼）と本発明鋼板ツムを比べると
通常用いられる加熱強度でも下限にあたる１１１０°Ｃ
加熱では、本発明鋼板の方が同じＣｅｌｌでも高強度化
されている。

次に圧延条件において、この発明の範囲をはずれている
鋼板／Ｂと１０はこの発明による鋼板ツムに比べて靭性
が十分でなく、この発明における圧延条件の重要さがあ
きらかである。

また加熱温度がこの発明の範囲をはずれている鋼板／Ｄ
はこの発明鋼板ツムに比べて強度が十分でない。さらに
圧延後空冷した従来法による鋼板／１と加速冷却を行っ
た鋼板／Ａを比べるとツムの方が強度において大きく上
廻っており、しかも靭性は同等であり、本発明の効果が
示されている。

また冷却停止温度においてこの発明の範囲をはずれてい
る鋼板／Ｅは加速冷却の効果がほとんどあられれていな
い。

一方、この発明による鋼板ツム＊／Ｇｙ／Ｈは何れも、
強度、靭性とも優れている。

すなわち本発明によれば、以上述べた実施例からもわか
るように、圧延後加速冷却を実施する非調質鋼において
もボロンを高強度化に有効に利用できた。このため低０
＠１１ですなわち溶接性が優れ、かつ十分な低温靭性を
備えた高張力鋼を製造できるのである。

実施例２ 非調質で７０１ｑｔ／■尤以上のＴ、Ｓ、を有する、低
温靭性と溶接性の優れたｊ〜３コ■厚の鋼板を製造する
目的で第１表に示す成分組成の鋼ダｓ！ｅ＆を溶製して
スラブとしたのち第３表に示すとおりの加熱−圧延−冷
却条件を適用してコル３．２鵡厚の鋼板を製造し、強度
−靭性を測定したところ第３表に示すとおりであった。

圧延後空冷した従来法による鋼板＃Ｂ’＊　ｊＢ　＊　
４ＢはいづれもＴ、　Ｂ、が目標に達していないのに対
し、本発明によればいづれも７０Ｊ９ｆ／ｓｌｌ＆２以
上のＴ、Ｓ、を有し、しかも低温靭性もすぐれている。

さらに、第１表に示すＯｅｑからもわかるように０６ｇ
−〜Ｏ，ダＪ％のＣｅｑでｊ〜３１ａｍ　厚＋７）　’
［’　、Ｓ、　〉７０　ｂｉｔ／ｍ２鋼が非調質で製造
でき、これは工業界の常識からは画期的なものである。

以上説明したようにこの発明の方法によれば、十分な低
温靭性を備えた高張力鋼を低いＣ＠ｑで製造可能であり
、寒冷地向けのラインパイプ用素材やその他の低温靭性
の要求される溶接構造物用鋼として最適である。さらに
副次的な効果としてムｒ３点以上で圧延を終了できるこ
とからセパレーションの低減に効果があり、また圧延能
率の上昇に効果がある。

【図面の簡単な説明】

図はスップの加熱温度が鋼板の強度と靭性に及ぼす影響
を示す図である。 特許出願人　川崎製鉄株式会社 代理人弁理士　村　　１）　政　　治 １→フ”ｚｏ蝋刊−刀Ｌ　　（’ん）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、ｏｏ、ｏコ　〜　０．１１％　ｔ　　Ｓｌ　０．０
   ３〜０−＆０　％　　ｅＭ！Ｌ　／−０〜Ｊ−ｊ　％　
   ｅ　！Ｉｏ！、ＡＩ　０．００！ｒ　〜０．０４　％　
   ｅＭｌａ　Ｏ，０／　〜０．１０％雪Ｂ　Ｏ，０００３
   〜０−００２％。 ＴＬ　Ｏ，００ｋ　−０，０１％を含有し、必要により
   ＭＬ　／、０１以下ｔ　Ｏｎ　Ｏ−ｋ　％以下ｅ　Ｍｏ
   　Ｏ−’ｌ　％以下ｖＶＯ−／−以下ｒ　Ｏｒ　Ｏ，３
   ％以下、ｃ＆０．０／％以下を希土類元素０．１０％以
   下のうちから選ばれる何れか１１ｍまたはコ種以上を含
   有し、残部１・と不可避的不純物とよりなり、前記不可
   避的不純物のうちＮとＳはそれぞれｏ　、ｏｏｔ％以下
   であるステプをｉｏｚθ〜１ａｓｏ　”ｃに加熱した後
   、オーステナイトの再結晶温度域において累積圧下率で
   ｇｏ％以上となるまで圧延し、引続きムｒ３〜ムｒ３　
   ＋／！ｒＯ”Ｃの温度範囲内で累積圧下率で１０　％以
   上となるまで圧延し、その後直ちにａ℃／−以上の冷却
   速度で１００℃以下の任意の温度まで冷却することを特
   徴とする低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高
   張力鋼の製造方法。