JPH0674454B2 - 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

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は低温靱性，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
温靱性を有する厚手高張力鋼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
くかつ非常に低温靱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、低温靱性の劣
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
で優れた低温靱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，溶接部継手靱性等の向上のた
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・高靱性を得る手段と
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50mm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、特に板厚中心部の靱性は著しく低下す
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1/4t部などに比べ、板厚中心部の靱
性が低い。一方、圧延温度を低下させれば板厚中心部の
低温靱性の改善は可能であるが、表面側の温度が低下し
すぎ、変態して出来たフエライトを加工することにな
り、表面側の低温靱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
温靱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50mm以
上、引張強さ50kgf/mm²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靱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 （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900〜1150℃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Ar₃
を割る前に該鋼をAr₃＋150℃〜Ar₃の温度に均一に保熱
し、次いでAr₃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靱性と溶接性に
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％,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Ar₃を割る前
に該鋼をAr₃＋150℃〜Ar₃の温度に均一に保熱し、次い
でAr₃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靱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50mmを越えるような厚手鋼
板においては板厚方向に材質差、特に低温靱性の差が生
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靱性差の要因
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、多量に添加すると鋼の靱性および
溶接性を害するので上限を0.20％とした。

Si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，靱性の低下を招くため上限を2.50％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。

Alは脱酸のため0.005％以上必要であるが、多くなると
靱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、多くなると靱性，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、靱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。

Ｖ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は靱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靱性確保に有用で
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、靱性，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は主に靱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℃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，靱性の点からは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Ar₃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＋150℃〜Ar₃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（1/2t）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Ar₃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靱性の優れた鋼板が製造できる。
圧延中の温度はAr₃〜Ar₃＋150℃の範囲とするが全厚がA
r₃〜Ar₃＋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
所要の強度が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、靱性が悪いためであ
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、また靱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
がりすぎによる靱性の低下を防ぐためであり、上限を60
0℃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靱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。

以上の通り、本発明法を適用して得た厚鋼板A1,B1,C1,D
1,E1,F1,G1,H1は何れも板厚方向の靱性差が小さく、表
面直下、1/4t,1/2tとも良好な靱性を示している。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
高いが靱性が低い。B2,H2は再保熱していないため、板
厚中心部の圧延温度が高く、靱性が悪い。E2は制御圧延
を38％しか行っていないため、板厚全体の靱性が悪い。
F2は板厚全体がAr₃より低下しており、靱性が悪い。G2
は、加熱温度が高いため、板厚全体の靱性が悪い。

D2は保熱温度が高いため、強度は高いが靱性が低い。C2
は表面Ar₃以下で保熱開始しているため表面の靱性が低
い。

（発明の効果） 以上の如く、本発明は板厚50mm以上で１mm²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靱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1/2t
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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭60−258410（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−71105（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−139622（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−50427（ＪＰ，Ａ)

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項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900〜1150℃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Ar₃
   を割る前に該鋼をAr₃＋150℃〜Ar₃の温度に均一に保熱
   し、次いでAr₃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靱性と溶接性に
   優れた厚手高張力鋼板の製造方法。
2. 【請求項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Ar₃を割る前
   に該鋼をAr₃＋150℃〜Ar₃の温度に均一に保熱し、次い
   でAr₃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靱性と溶接性に優れた厚
   手高張力鋼板の製造方法。