JPS6350424A - 低温靭性と溶接性に優れた厚手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、溶接性に優れた厚手高張力鋼板の製
造方法に関し、特に、加熱条件、圧延条件並びにその後
の冷却速度を制御して、板厚方向に均一で且つ優れた低
温靭性を有する厚手高張力柵板を製造する方法に関する
ものである。

〔従来の技術〕

近年、エネルギー開発が極地化、深海化しており、使用
される海洋構造物は年々巨大化が著しく、また効率的な
エネルギー輸送のため、砕氷タンカーなどの使用が必要
とされる。そして、これらに使用される鋼材は板厚が厚
くかつ非常に低温靭性が優れたものが要求される。とこ
ろが板厚が増すと板厚方向の材質差が増し、板厚中心部
の機械的性質が他の部分より劣る。特に、低温靭性の劣
化が大きい。更に、板厚中心部は拘束応力が最大となり
、破壊の起点となりやすいので、板厚中心部まで均一で
優れた低温靭性を有することが必要である。

また、これらの巨大構造物に対する安全性確保は重要な
問題であり、溶接割れ性、溶接部継手靭性等の向上のた
めに炭素当量を低く抑えることが必要である。

近年、炭素当量を減少して高強度・高靭性を得る手段と
して、制御圧延と制御冷却を組み合せた材質改善技術が
種々検討され、提案されており、例えば提案されたもの
として特開昭５７−１６９０１９号公報記載のものが公
知である。しかしながら、前記公報記載の技術はライン
パイプや一般造船材を対象とし、加えて板厚５０韮以下
の比較的薄いものを対象とした技術であり、このように
板厚の薄い領域では板厚方向の材質はもともと比較的均
一である。

〔発明が解決しようとする問題点〕

しかるに、板厚が５０ｍｍ以上に厚くなると板厚方向に
材質差が大きくなり、特に板厚中心部の靭性は著しく低
下する。この原因の一つに、従来の加熱、圧延方法では
、第２図に示すように加熱炉で９００〜１１５０℃に加
熱後粗圧延を経て仕上圧延に至る間に鋼板温度は時間と
共に低下し、板厚中心（１／２ｔ）部と表面直下では温
度差が大きく、とりわけ未再結晶域の圧延を開始する際
に、表面と板厚中心部の温度差が大きくなり、板厚中心
部は再結晶したり、未再結晶域高温側での圧延になって
しまうことが考えられる。このため、最善の未再結晶域
低温側で圧延が達成できているＡｔ部などに比べ、板厚
中心部の靭性が低い。一方、圧延温度を低下させれば板
厚中心部の低温靭性の改善は可能であるが、表面側の温
度が低下しすぎ、変態して出来たフェライトを加工する
ことになり、表面側の低温靭性が低下するとともに、板
厚方向のミクロ組織も不均一であり、板厚全体が均質で
優れた低温靭性を有する技術開発が望まれていた。

（問題点を解決するための手段〕 本発明は上記の如き問題点を有利に解決し、板厚５０鶴
以上、引張強さ５０　ｋｇｆ／ｍｎ２以上の厚手高張力
鋼板において板厚方向全域にわたり低温靭性の均質化と
向上が可能な製造方法の提供を目的とする。

上記目的を達成するため本発明は （１１重量比にて Ｃ：　０．０３〜０．２０％、Ｓｔ：０．０５〜０．６
０％、　Ｍｎ：　０．５０〜２．５０％、　Ｎｂ：　０
．００１〜０．１０％＋、　、ｌ：　０．００５〜０．
１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼
を９００〜１１５０℃に加熱し、中間段階厚さまで圧延
して一旦圧延を中断して冷却するかまたは圧延せずスラ
ブ状態のまま冷却し表面温度がに、を割る前に該鋼をＡ
ｒ３＋ｂ いでＡｒ、以上で圧下率５０〜７０％の圧延を行い、圧
延後、冷却速度１〜ｌＯ℃／ｓｅｃで２５０〜６００℃
まで冷却し、引き続き空冷することを特徴とする低温靭
性と溶接性に優れた厚手高張力鋼板の製造方法。

（２）重量比にて Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０
％、　Ｍｎ：　０．５０〜２．５０％、　Ｎｂ　：　０
．００１〜０．１０％、Ａ１：０．００５〜０．１％を
基本成分とし、更に、Ｃｒ　：　１．０％以下、Ｍｏ：
１．０％以下、Ｖ：Ｏ，ｔ％以下、Ｃｕ：２．０％以下 のうち１種又は２種以上を含有し　更にＮｉ　：　４．
０％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｃａ：０．０１％以
下 のうち１種又はｉ種以上を含有し残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなる鋼を９００〜１１５０℃に加熱し、中間
段階厚さまで圧延して一旦圧延を中断して冷却するか、
または圧延せずスラブ状態のまま冷却し表面温度がに、
を割る前に咳鋼をＡｒｚ　＋１５０℃〜Ａｒ３の温度に
均一に保熱し、次いでＡｒ＝以上で圧下率５０〜７０％
の圧延を行い、圧延後、冷却速度１〜１０℃／ｓｅｃで
２５０〜６００℃まで冷却し、引き続き空冷することを
特徴とする低温靭性と溶接性に優れた厚手高張力鋼板の
製造方法。

を要旨とするものである。

前述したように、従来、板厚５０ｍを越えるような厚手
鋼板においては板厚方向に材質差、特に低温靭性の差が
生じるのは圧延温度を管理する制御圧延の宿命であり、
やむを得ない現象と考えられて来た。

しかしながら、発明者等はこの板厚方向の靭性差の要因
につき更に深く追求した結果、圧延時の板厚各部位の塑
性変形、圧延による温度変化等よりも、圧延前の板厚方
向温度分布が最も影響していることを見出した。そして
、スラブの状態で冷却後あるいは若干の圧延後保熱を行
なって制御圧延前に生じた表面〜板厚中心の温度差をな
くし均一にすることにより、その後の制御圧延−制御冷
却後において板厚方向に均質なミクロ組織、機械的性質
が得られることを知見し、本発明はかかる知見にもとづ
いて構成したものである。

まず、本発明における成分限定理由を述べる。

Ｃは安価に強度を上昇させる元素で強度確保のため０．
０３％以上必要であるが、多量に添加すると綱の靭性お
よび溶接性を害するので上限を０．２０％とした。

Ｓｔは鋼の脱酸のため０．０５％以上必要であるが、多
くなると溶接性を害するので上限を０．６０％とする。

Ｍｎは強度確保のため０．５０％以上は必要であるが、
多くなると溶接性、靭性の低下を招くため上限を２．５
０％とする。

Ｎｂはオーステナイト粒の粗大化防止と再結晶抑制効果
および強度確保のため０．００１％以上必要であるが、
多くなると溶接性を阻害するため、０、１％を上限とす
る。

Ａβは脱酸のため０．００５％以上必要であるが、多く
なると靭性が著しく低下するため０．１％を上限とする
。

本発明は上記の基本成分のほかに、要求される鋼の特性
に応じて次の元素を１種または２種以上選択的に添加す
ることができる。

Ｃｒは焼入れ性を向上させ強度上昇に有用な元素である
が、多くなると靭性、溶接性を阻害するため１．０％以
下とする。

Ｍｏは焼入れ性を向上させ強度上昇に有用な元素である
が、多くなると溶接性、靭性を低下させるので１．０％
以下とする。

Ｃｕは強度上昇に有用な元素であるが、多くなると熱間
加工の際、割れを発生し、かつ溶接性を害するため２．
０％以下とする。

■は析出硬化による強度上昇に有用な元素であるが、多
くなると溶接性を阻害するため０．１％以下とする。

Ｎｉは靭性向上に有用な元素であるが、高価な元素であ
るため４．０％以下とする。

Ｔｉはオーステナイト粒の粗大化を防ぎ靭性確保に有用
であり、また析出硬化により強度上昇にも有用な元素で
あるが、多くなると溶接性を阻害するため０．１％以下
とする。

Ｃａは鋼中硫化物の形態制御によりＺ方向の材質改善に
有効であるが、多くなると鋼中介在物が増加し、靭性、
溶接性を害するため０．０１％以下とする。

これらの添加元素のうち、Ｖ、　Ｃｕ、　Ｃｒ、　Ｍｏ
は主に強度上昇に有用な元素で必要に応じて１種または
２種以上添加する。また、Ｔｉ、　Ｎｉ、　Ｃａは主に
靭性向上に有用な元素で必要に応じ、１種または２種以
上添加する。

次に加熱、圧延、冷却条件について限定理由を述べる。

加熱温度はオーステナイト粒の細粒化のため１１５０″
Ｃ以下とする。一方低過ぎると析出硬化元素が固溶しな
くなるため下限は９００℃以上とする。強度、靭性の点
からは９５０℃〜１０５０℃の範囲が最も好ましい。

これらの温度で加熱後、中間段階厚さまで圧延して表面
の温度がに、より低下する前に一旦圧延を中断し、該中
間段階厚の鋼あるいは圧延しないでスラブ状態のままの
鋼をＡｒ３＋ｂの 温度に設定した炉等に装入し、全体を均一温度に保熱す
る。この後抽出してすぐ未再結晶域での制御圧延を施す
。このような方法により、第１図に示すように加熱炉抽
出後粗圧延−仕上圧延に至る間に生じた板厚中心部（ｌ
Ａｔ）と表面直下との温度差が解消され、未再結晶域で
の制御圧延開始時に表面が二相域圧延となることなく、
板厚中心部の圧延温度もＡｒ＝直上にすることができる
。すなわち、圧延中の温度が板厚方向でほぼ均一となり
板厚方向の特性差を小さくでき、これにより板厚中心部
も靭性の優れた鋼板が製造できる。圧延中の温度はＡｒ
３〜Ａｒ３＋１５０℃の範囲とするが全厚がに、〜Ａｒ
：＋＋５０℃の範囲にはいることが好ましい。

圧延温度をこれらの温度に限定するのは、圧延温度が高
すぎると、細粒化が十分なされず、またＡｒ３未満の温
度で圧延すると、その後の制御冷却時に十分焼きが入ら
ず所要の強度示得られないためである。

これらの温度における圧下率を５０％以上とするのは、
これ以下では細粒化が十分なされず、靭性が悪いためで
ある。上限は制御圧延の効果が飽和する７０％以下とす
る。

次に熱間圧延後の冷却速度を１℃／ｓｅｃ以上としたの
は、板厚中心部まで焼入れ組織とし、所定の強度を確保
するためであり、これ未満では強度不足となる。上限は
表面硬さの急上昇を抑え、また靭性の悪い中間組織を生
じない１０℃／ｓｅｃ以下とする。

次に水冷停止温度の下限を２５０℃とするのは、強度の
上がりすぎによる靭性の低下を防ぐためであり、上限を
６００℃とするのは、これ以上では所定の強度が得られ
ず、細粒化も不十分になるためである。

なお、前記冷却停止後の空冷は、空冷中のオートテンパ
ー効果により強度の上がりすぎと靭性の低下を防止する
ためである。

（実施例） 次に本発明の実施例と比較例を挙げる。

供試材の化学組成を第１表に示し、製造条件を第２表に
、得られた厚鋼板の機械的性質を第３表に示す。

第３表 以上の通り、本発明法を適用して得た厚鋼板ＡＩ、Ｂ１
．ＣＩ、Ｄ１．Ｅｌ、Ｆｌ、Ｇｌ。

Ｈｌは何れも板厚方向の靭性差が小さく、表面直下、！
４Ｌ％ｔとも良好な靭性を示している。これに対し、比
較例のＡ２は水冷停止温度が低いため、強度は高いが靭
性が低い。Ｂ２．Ｂ２は再保熱していないため、板厚中
心部の圧延温度が高く、靭性が悪い。Ｂ２は制御圧延を
３８％しか行っていないため、板厚全体の靭性が悪い。

Ｆ２は板厚全体がに、より低下しており、靭性が悪い。

Ｇ２は、加熱温度が高いため、板厚全体の靭性が悪い。

Ｂ２は保熱温度が高いため、強度は高いが靭性が低い。

Ｃ２は表面Ａｒ３以下で保熱開始しているため表面の靭
性が低い。

（発明の効果） 以上の如く、本発明は板厚５０ｍｍ以上で１１２当たり
５０ｋｇｆ以上の引張強さを有する鋼板の板厚中心部の
細粒化を加熱、圧延、冷却を制御することにより達成し
たもので、板厚中心部まで含めた良好な低温靭性の確保
と成分組成及び含有量の適切な限定により低炭素当量下
での高強度の確保を同時に可能としたもので、工業上そ
の効果の大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明により保熱した場合の表面直下とＩＡ
ｔの温度履歴を示す説明図、第２図は再加熱をしない従
来法の温度履歴を示す説明図である。 第１１図 −°　　　　　　Ａ／″３ 時間 第２図 日モ［間

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量比にて Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０
   ％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｎｂ：０．００１〜
   ０．１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、残
   部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を９００〜１１５
   ０℃に加熱し、中間段階厚さまで圧延して一旦圧延を中
   断して冷却するかまたは圧延せずスラブ状態のまま冷却
   し表面温度が＾に、を割る前に該鋼をＡｒ＿３＋１５０
   ℃〜Ａｒ＿３の温度に均一に保熱し、次いでＡｒ＿３以
   上で圧下率５０〜７０％の圧延を行い、圧延後、冷却速
   度１〜１０℃／ｓｅｃで２５０〜６００℃まで冷却し、
   引き続き空冷することを特徴とする低温靭性と溶接性に
   優れた厚手高張力鋼板の製造方法。
2. （２）重量比にて Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０
   ％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｎｂ：０．００１〜
   ０．１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を基本成分と
   し、更に、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、
   Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：２．０％以下 のうち１種又は２種以上を含有し、更に Ｎｉ：４．０％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｃａ：０
   ．０１％以下 のうち１種又は２種以上を含有し残部Ｆｅおよび不可避
   不純物からなる鋼を９００〜１１５０℃に加熱し、中間
   段階厚さまで圧延して一旦圧延を中断して冷却するか、
   または圧延せずスラブ状態のまま冷却し表面温度がＡｒ
   ＿３を割る前に該鋼をＡｒ＿３＋１５０℃〜Ａｒ＿３の
   温度に均一に保熱し、次いでＡｒ＿３以上で圧下率５０
   〜７０％の圧延を行い、圧延後、冷却速度１〜１０℃／
   ｓｅｃで２５０〜６００℃まで冷却し、引き続き空冷す
   ることを特徴とする低温靭性と溶接性に優れた厚手高張
   力鋼板の製造方法。