JPS63179019A - 低降伏比高張力厚鋼板の製造法 - 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） 本発明は、低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造
法、特に、ラインパイプ、圧力容器あるいは一般構造用
鋼として使用される高強度、高靭性の低降伏比高張力厚
鋼板の製造法に関するものである。

（発明の技術的背景） ラインパイプ用鋼板をはじめとする厚鋼板では高張力化
が著しく、それに伴い、降伏応力の増加によって、ＵＯ
ブレス等曲げ加工が難しくなってきており、さらにスプ
リングバンク、座屈等の問題から降伏比の高い高張力鋼
では製管時の精度を確保するのが困難になってきている
。さらに近年、海底バイブラインの施設が増加している
が、降伏比の高いパイプでは施設時に生ずる応力によっ
て座屈する可能性が生じている。このような動向から、
低降伏比を存する厚鋼板の開発が望まれてい（従来の技
術と問題点） 従来より低降伏比鋼の製造法に関しては種々検討がなさ
れており、例えば特開昭５９−２１１５３３号では熱間
圧延もしくは冷間圧延後、（α＋γ）二相共存域に加熱
し、次いで冷却してフェライトとマルテンサイトの複合
組織にすることによって低降伏比鋼を得る方法が示され
ている。また、特公昭５９−５２２０７号では低温Ｔ域
（５９５０℃）で大圧下（累積圧下率にて３０〜９０％
）を含む熱間圧延によって鋼板を成形した後、まずオー
ステナイト相域に加熱してから焼入れし、さらに（α＋
γ）二相域に加熱後空冷することによってマルテンサイ
トとフェライトの微細な混合組織を得て低降伏比化する
方法が示されている。

しかし、前者の如く、単に熱延材を（α＋γ）二相域に
加熱する方法ではフェライト、マルテンサイト両相とも
粗大化は避けられず、低降伏比鋼は得られるものの、寒
冷地での使用に耐え得るだけの低温靭性を付与させるこ
とは不可能である。

また後者の方法においても、組織の微細化によって比較
的良好な低温靭性が得られるものの、マルテンサイト相
が（α＋γ）域加熱時にほとんど完全に焼きもどされて
しまうことなどから十分に低降伏比化することが難しく
、降伏比７０％以下を達成することはできない。また１
回以上のクロス圧延を行う必要があるなどプロセスの複
雑化による製造コストの上昇と圧延能力の低下は避けら
れないものである。

（発明の目的） 本発明の目的は、こうした問題点を排除しつつ、より製
造効率の高い低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板の
製造法を提供せんとするものである。

本発明の別の目的は、微細な複合組織化によって良好な
低温靭性を確保しつつ、かつ７０％以下の低降伏比を有
する高張力厚鋼板の製造法を提供することである。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、加工熱処理プロセスを用いて、低降伏比
鋼を製造する方法を種々検討した結果、次のような知見
を得た。

すなわち、鋼組成にＮｂ、　ＶおよびＴｉの１種または
２種以上を含有させることによりこれらの元素の炭窒化
物を析出させ、組織の微細化をはかるとともに、それに
続く熱処理期間中も析出物の凝集粗大化が起こらないよ
うに制御する一方で、更に５００℃以上の温度域で５〜
３０％の圧下を施すことにより低温靭性の確保がはから
れ、そしてこれらの総合的効果として降伏比７０％以下
が実現されることを知り、本発明を完成した。

ここに、本発明の要旨とするところは、重量％にて、 Ｃ：０．０２〜０．２０％、　　Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜
０．１％さらに Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ　：０．０１〜０．
１５％およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種また
は２種以上、ならびに所望により、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％
、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ　：Ｏ，Ｌ〜３．０％
、およびＢ：Ｏ，０Ｏ０５〜０、００２％のうち１種ま
たは２種以上、および／または ＣａおよびＲＥＭそれぞれ０．０１％以下のうち１種ま
たは２種以上含有し、 残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも９５０℃以下の累積圧下率が４
０％以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延終了後、室温ま
たはＡｒ１変態点−５０℃以下の任意の温度から３℃／
Ｓ以上の加熱速度にて＾ｃ、変態点〜Ａｃ、変態点の温
度域に加熱後直ぐまたは５分以下の時間保持してから冷
却を行うに際し、保持中または冷却中に５００℃以上の
温度域にて圧下率５〜３０％のの熱間圧延を行うことを
特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板の製
造法である。

（作用） 次に、添付図面を参照して、本発明をさらに詳述する。

添付図面は、本発明の方法を図解して示す線図である。

すなわち、本発明によれば、Ｎｂ、　ＶおよびＴｉを１
種以上含有する鋼に対して、９５０℃以下の低温Ｔ域に
て累積圧下率４０％以上の熱間圧延を行うことによって
、まず微細な炭窒化物を均一分散した微細なフェライト
組織を得る。ここで、９５０℃以下の温度域で行う大圧
下は微粒組織を得ると同時に鋼中に微細な歪誘起析出物
を分散させる上で極めて重要な工程である。こうした微
細析出物は後の熱処理におけるオーステナイトの核生成
サイトとなり、微細γ粒を生成させるだけでなく、オー
ステナイト、フェライト両相の加熱中の粒成長を著しく
抑制する効果がある。また、熱間圧延後の冷却速度は特
に限定しないが、＆ｌ織の微細化（細粒フェライト→微
細ベイナイト−マルテンサイト）という点で冷却速度は
大きい程望ましい。つまり、熱間圧延終了後は、そのま
＼室温にまで冷却してもよい、しかし、その熱延材はＡ
ｃ１変態点〜Ａｃ１変態点の温度域にまで再加熱される
ため、室温にまで冷却しなくとも、Ａｒ、変態点−５０
℃以下にまで冷却すれば、その温度から再加熱してもよ
い。

このように、引き続き組織の複合化のためにオーステナ
イト＋フエライトニ相共存温度域に加熱を行うが、この
際、最終製品の低温靭性を確保する上で特に重要なのが
加熱速度を３℃／Ｓ以上、好ましくは１０℃／Ｓ以上に
することと、昇温後のＡｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の温
度域における保持時間を５分以下に制限することである
。これらの熱処理条件の制約は、α−Ｔ変態時の駆動力
を大にし、微細なオーステナイトを析出させると同時に
加熱中の微細析出物の凝集粗大化を防いでオーステナイ
ト−フェライト複合ｍ織の粗大化を抑制し、さらに析出
強化能の減少による強度低下を防止する。

つまり、本発明にあっては、複合組織の微細化による低
温靭性の確保と析出強化の促進を図るべく、加熱速度と
保持時間を上述の如く制限するものである。ここで加熱
速度を３℃／Ｓ以上にする手段としてはガス炎による加
熱、赤外線加熱および誘導加熱等が考えられるが、温度
制御の正確さや経済性から判断して、Ｗ−鋼板に対して
はＫａ加熱方式％式％ さらに急速、短時間二相域別熱によって得られた微細な
フェライト−オーステナイト混合組織はその後の冷却に
よってマルテンサイトを含む微細複合組織となるが、こ
こでも、Ｎｂ、　ＶおよびＴｉの添加は鋼の焼入性を高
め、マルテンサイト化を促進する上で重要な役割を持つ
、また、冷却前のオーステナイト率は冷却中のマルテン
サイト変態を容易にする上で体積率５〜５０％にコント
ロールすることが望ましい。

本発明では、低温靭性の向上および複合組織化の促進の
ために、（γ＋α）二相温度域での保持中、または保持
後の冷却中に５００℃以上の温度域で圧下率５〜３０％
の熱間圧延を施す。これはこの温度域の圧延が強度上昇
に有効なだけではなく、ｍ￥８の微細化および衝撃試験
時の割れ破面セバレーシッン発生を促進し低温靭性を向
上させる効果を有するためである。さらに、二相域の加
工は未変態オーステナイトへの炭素等の合金元素の分配
に促進し、複合組織化を促進するため、著しい加工硬化
を起こさない範囲であれば低降伏比化も促進する。

ここで、本発明においてａｍ成を前述の如く限定した理
由について詳述する。

Ｃ：Ｃは強度確保のため０．０２％以上必要とし、一方
０．２０％を越えて含有させると、母材および溶接部の
靭性劣化を招くようになることからその含を量を０．０
２〜０．２０％と定めた。

Ｓｉ：　Ｓｉは鋼の脱酸剤として有効であり、また固溶
強化を通じて強度上昇に有効であるが、１．０％を越え
ると靭性および溶接性に悪影響を及ぼすことから上限を
１．０％とした。

！ｌｎ：　Ｍｎは鋼の強度並びに靭性を向上させ、また
焼入性を向上させることから低降伏比化に有効な元素で
あるが、０．５％未満ではこうした効果が期待できず、
また２、０％を超えると溶接性を劣化させるため、その
含有量を０．５〜２゜０％と定めた。

ｓｏｌ．Ａｌ：　Ａ（１，は綱の脱酸および結晶粒の微
細化のために添加されるが、ｓｏｌ、ＡＱ量にて０．０
１％未満ではその効果が望めず、一方、ｓｏｌ、Ａ（ｉ
Ｍｔを０１１％を超えて含有させると、非金属介在物の
量が急激に増加して鋼の靭性が劣化するようになること
からその含有量を０．０１〜０．１％と定めた。

Ｎｂ、　ＶおよびＴｉ：　これらの元素は本発明におい
て特に重要な役割を持つ元素である。オーステナイト中
あるいはフェライト中に炭窒化物として析出し、鋼の強
度を向上させると同時に、所定の熱履歴によって生ずる
複合組織を微細化し、鋼の靭性を向上させる作用がある
が、各々０．０１％未満ではその効果が望めず、一方、
０．１５％を超えて含有すると、溶接部の靭性が劣化し
、母材の低降伏比化が得られなくなるので、その含有量
をそれぞれ０．０１〜０．１５％と定めた０本発明にあ
ってはそのうちの１種または２種以上が含有される。

Ｃｒ、　Ｍｏ、　Ｃｕｓ　ＮｉおよびＢ：これらの元素
は所望添加元素で、強度、耐食性および焼入性をさらに
改善する必要があるときに所望により１種または２種以
上添加してもよい。これらの各元素の添加量は以下の理
由により限定される。

Ｃ「、門Ｏ： これらの成分には鋼の強度および焼入性を向上させる作
用があるが、それぞれ０．０５％未満ではその効果が期
待できず、一方、それぞれ１．０％を超えると母材およ
び溶接部の靭性を劣化するようになることがらＣｒおよ
びＭｏいずれも０．０５〜１．０％に限定した。

Ｃｕ： Ｃｕには鋼の強度および焼入性、ならびに耐食性を向上
させる効果があるが、０．１％未満では効果が望めず、
また１、０％を超えて含有させるとスラブに熱間割れが
発生しやすくなることから、その含有量を０．１〜１゜
０％と定めた。

Ｎｉ： Ｎｔには潟の強度、靭性、焼入性ならびに耐食性を向上
させる効果があるが、０．１％未満では効果が望めず、
また３％を超えると母材および溶接部の靭性を劣化させ
るようになることから、その含有量を０．１〜３．０％
と定めた。

Ｂ： Ｂは強度増加に有効な元素であるが、その添加量がｏ、
　ｏｏｏｓ％未満では効果が望めず、０．００２％を岨
えると母材および溶接部の靭性を劣化させるようになる
ことから、下限を０．０００５％、上限を０．００２％
と定めた。

Ｃａ、ＲＥＭ： これらの元素も所望添加元素であり、それらは介在物の
形態制御により、靭性および延性改善に効果があるが、
０．０１％を超えて含まれると逆に靭性を害するため上
限を０゜０１％とした。

なお、本発明にみられる冶金学的機構についてはすでに
添付図面に関連させて説明したところであるが、その数
値限定の理由についてまとめると次の通りである。

（熱間圧延） ・９５０℃以下の累積圧下率： ９５０℃以下の温度域における圧下は■熱処理前の組織
の微細化および■歪誘起析出物の分散化によって、その
後の熱処理によって得られる複合ｍ織を微細化し、靭性
を向上させる効果がある。これらの効果は累積圧下率（
板厚減少率）にて４０％以上で有効である。好ましくは
累積圧下率は５０％以上である。

（熱処理） ・圧延後の加熱開始温度： 圧延後、再び加熱を行うにあたり、その開始温度がＡｒ
２変態点−５０℃超では複合組織が得られず、低降伏比
化しないため、圧延後の加熱開始温度をＡｒ＝変態点−
５０℃以下と定めた。

・加熱速度： 熱処理時の加熱温度が３℃／Ｓ未満だと、加熱中にフェ
ライト粒が成長したり、逆変態によって生ずるオーステ
ナイト粒が粗大化し、本発明が目的とする微細な複合組
織が得られず、靭性が劣化するため加熱速度を３℃／Ｓ
以上と定めた。好ましくは１０℃／Ｓ以上である。

・加熱温度： 加熱温度がＡｃ３変態点を超えたり、ＡＣ１変態点未満
の場合、複合組織化せず低降伏比鋼が得られないため、
加熱温度をＡｃ１変態点以上、ＡＣ３変態点以下と定め
た。材質を安定化させる上ではＡｃ＋＋２０℃〜ＡＣ３
５０℃の温度域の加熱が望ましい。

・保持時間： ＡＣ１変態点からＡｃ３変態点間の温度域における保持
時間は５分を超えると鋼中の微細析出物が凝縮、粗大化
し、鋼板の強度が低下するばかりでなく、フェライト、
オーステナイト両相の粗大化を招き、靭性が劣化するた
め、５分以下と定めた。

（熱処理後の圧延） ・圧下率および圧下温度： 二相域加熱時の保持や、または保持後、冷冷却中に熱間
圧延を行うに際し、その圧下率が５％未満では、高強度
、高靭化および複合組織化が促進されず、また、その圧
下温度が５００℃を下回る場合や３０％を超える圧下率
の場合には、著しい加工硬化により、低降伏比化、高靭
化に悪影響を及ぼすため、圧下率を５〜３０％、圧下温
度を５００℃以上と定めた。

次に、本発明をその実施例によってさらに具体的に説明
する。

（実施例） 第１表に示す化学成分組成の鋼片を第２表に示す熱間圧
延、熱処理、さらに再度の熱間圧延にて板厚２０＋ｍ−
の鋼板を製造した。熱処理は誘導加熱装置を用い、比較
例として電気炉加熱も行った。

熱処理後の冷却条件としては、■加熱温度より放冷（第
２表中「放冷」と表示）、■加熱温度より５００℃まで
１０℃／Ｓで加速冷却後、放冷（第２表中「加速冷却」
）および■加熱温度より水焼入れ（第２表中「ＯＱ」と
表示）の３種を行った。

本発明にしたがって製造された鋼は低温靭性に優れ、し
かも７０％以下の低降伏比高張力鋼となっている。かか
る低降伏比高張力鋼は従来得られることはなかった。

【図面の簡単な説明】

添付図面は、本発明の方法を図解して示す線図である。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％にて Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ
   ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１
   ％を含有し、さらに Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１
   ５％およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種または
   ２種以上含有し、 残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも９５０℃以下の累積圧下率が４
   ０％以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延の終了後、室温
   またはＡｒ＿３変態点−５０℃以下の任意の温度から３
   ℃／Ｓ以上の加熱速度にてＡｃ＿１変態点〜Ａｃ＿３変
   態点の温度域に加熱後直ぐまたは５分以下の時間保持し
   てから冷却を行うに際し、保持中または冷却中に５００
   ℃以上の温度域にて圧下率５〜３０％の熱間圧延を行う
   ことを特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼
   板の製造法。
2. （２）重量％にて、 Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ
   ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１
   ％さらに Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１
   ５％およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種または
   ２種以上、ならびに Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％
   、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜３．０％、
   およびＢ：０．０００５〜０．００２％のうち１種また
   は２種以上含有し、残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも９５０℃以下の累積圧下率が４
   ０％以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延の終了後、室温
   またはＡｒ＿３変態点−５０℃以下の任意の温度から３
   ℃／Ｓ以上の加熱速度にてＡｃ＿１変態点〜Ａｃ＿３変
   態点の温度域に加熱後直ぐまたは５分以下の時間保持し
   てから冷却を行うに際し、保持中または冷却中に５００
   ℃以上の温度域にて圧下率５〜３０％の熱間圧延を行う
   ことを特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼
   板の製造法。
3. （３）重量％にて、 Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ
   ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１
   ％さらに Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１
   ５％およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種または
   ２種以上、ならびに、 ＣａおよびＲＥＭそれぞれ０．０１％以下のうち１種ま
   たは２種以上含有し、 残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも９５０℃以下の累積圧下率が４
   ０％以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延終了後、室温ま
   たはＡｒ＿３変態点−５０℃以下の任意の温度から３℃
   ／Ｓ以上の加熱速度にてＡｃ＿１変態点〜Ａｃ＿３変態
   点の温度域に加熱後直ぐまたは５分以下の時間保持して
   から冷却を行うに際し、保持中または冷却中に５００℃
   以上の温度域にて圧下率５〜３０％の熱間圧延を行うこ
   とを特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板
   の製造法。
4. （４）重量％にて、 Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ
   ：０．５〜２．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１
   ％さらに Ｎｂ：０．０１〜０．１５％、Ｔｉ：０．０１〜０．１
   ５％およびＶ：０．０１〜０．１５％のうち１種または
   ２種以上、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５
   〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜
   ３．０％、およびＢ：０．０００５〜０．００２％のう
   ち１種または２種以上、 ならびに、 ＣａおよびＲＥＭそれぞれ０．０１％以下のうち１種ま
   たは２種以上含有し、 残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも９５０℃以下の累積圧下率が４
   ０％以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延終了後、室温ま
   たはＡｒ＿３変態点−５０℃以下の任意の温度から３℃
   ／Ｓ以上の加熱速度にてＡｃ＿１変態点〜Ａｃ＿３変態
   点の温度域に加熱後直ぐまたは５分以下の時間保持して
   から冷却を行うに際し、保持中または冷却中に５００℃
   以上の温度域にて圧下率５〜３０％の熱間圧延を行うこ
   とを特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板
   の製造法。