JPS60258410A - 溶接性，低温靭性の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〕 本発明は浴接性、低温靭性に優れた厚手高張力鋼板の製
造方法に関Ｔるものである。

（従来技術〕 近年、エネルギー開発が極地化、深海化しており、海洋
構造物は巨大化が著しく、！！、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
が他の部分よりも劣る。と（ｌこ低温靭性の劣化が大き
い。一方、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１で優れた低温靭性を
有することが必要である。

寸た、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。しかして
、ラインパイプ材や造船材を対象として制御圧延後の制
御冷却１こよる板厚方向材質改善が種々検討されて因る
。例えば提案され１こものとして特開昭５７−１６９０
１９号が公知である。

特開昭５７−１６９０１９号は板厚が５０膿以下の薄手
の鋼材を対象とし、シタがって板厚方向の材質は比較的
均一であるが、靭性を高めるため。

未再結晶域の累積圧下率を増加させるものである。

（発明が解決しようとする問題点〕 しかるに、板厚が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し、これを向
上させるのは困難であり、加えてこの劣化現象は未再結
晶域の累積圧下率だけでは説明することができず、５０
ｍ以上の厚手鋼板の板厚中心部の靭性を向上させる手段
は明らかにされていなかった。

（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するため、厚手
高張力鋼板の板厚中心部の靭性を向上させる製造方法の
提供を目的とする。

上記目的を達成するため本願発明は 重量比（ごて Ｃ：　０．２０係以下　、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％
。

Ｍｎ：　０．５０〜２．５０％、　Ｎｌ）　：　０．０
０１−０．１　Ｏ％。

Ａｔ：０００５〜０．１％ を基本成分として含有し、必要に応じてＣｒ　：　１．
　Ｏ％以下＋　Ｎｌ　：　４．０％以下。

Ｍｏ：１．０％以下、　Ｖ：０．１％以下。

’Ｉ”ｉ　：　０．１５％以下、Ｃｕ：２．０％以下Ｃ
ａ：０．０１％以下を１種又は２種以上含有し。

残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼￥：９００〜１１
５０℃の温度に加熱後、圧延温度Ａｒ５−ｔ−１０゜℃
〜Ａｒ３間で下記式で示す板厚中心部の局部変形率が５
０％以上となる熱間圧延を施し圧延後ただちに冷却速度
１ツ肇以上で３５０〜６００℃１で冷却し続いて空冷す
ることを特徴とする溶接性。

低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方法として構成
したものである。

但し、板厚中心部の局部変形率（％）＝ｉ：バス回数 ｆ（Ａ１）：有効圧延係数＝　−０，９Ａｉ２＋　１．
９６Ａｉ　（Ａｉ　（１，１）−１０７（Ａ１〉１１　
〕 量１１ ｈｉ：ｉパス目圧延入側板厚（犀） Ｊ＋ｌ：ｉバス目圧延出側板厚（覇〕 Ｒ：圧延ロール半径（ｍｉｔ＋）とする。

次をこ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あるが、多量に添加
すると鋼の靭性および溶接性を害するので上限を０．２
０％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０６％とする。

Ｍｎは強度確保のため０．６％以上は必要であるが。

多くなると溶接性、靭性の劣化を招くため上限を２５％
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
および強度上昇のため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をこ０．１％を上限と
Ｔる。

Ａ、ｔは脱酸のためｏｉ　ｏ　Ｏ５％以上必要であるが
。

多くなると靭性が著しく劣化するため０１％を上限とす
る。

本発明は上記の基本成分の他【こ、要求される鋼の特性
に応じて次の元素を１種又は２種以上選択的に添加する
ことができる。

Ｃｒは焼入性及び耐食性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。

Ｎｉは焼入性、靭性【こ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。

ＭＯは焼入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１０％以下
とする。

■は析出硬化による強度上昇をこ有効な元素であるが、
多くなると溶接性を阻害するため０８１％以下とする。

Ｔｉはオーステナイト粒の粗大化を防ぎ壕り析出硬化に
より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０．１５％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。

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

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℃
以下の低温加熱が良いが、低ぐにすぎると析出硬化元素
が固溶しなくなるため９００℃以上とするが５強度、靭
性の点からは９５０℃〜１０５０℃の範囲が最も好ブし
い。

熱間圧延はＡｒ３−１−１００℃〜Ａｒ３間で行なう。

これは圧延温度が高すぎると細粒化が十分なされず、ｆ
、たＡｒ１未満の温度で圧延すると、その後の制御冷却
時【こ十分焼きが入らず所要の強度が得られないためで
ある。

次に板厚中心部の局部変形率を５０％以上とした理由１
こついて述べる。

未再結晶域圧延【こよるフェライト析出サイトの増加の
ため【こ、従来は未再結晶域のトータル圧下率の増加が
重要であるとされてきた。板厚が薄くしたがって板厚方
向ｌこ比較的均質な場合【こは、これで板厚中心部の靭
性が確保できるが、本発明が対象とする５０＋ｎｍ以上
の厚手材では、板厚方向の不均一性が増し特に板厚中心
部の靭性【こついてはトータル圧下率同一でも差が生じ
他の指標が必要である。そこで種々実験の結果導入した
のが局部変形率の概念である。すなわち、各板厚位置で
のフェライト細粒化に必要な実質的なひずみを把握する
ことが必要である。

このため各板厚位置に同一スラブから加工した丸棒を埋
め込み、圧延後その弯形を測定し板厚方向の変形挙動を
調べた。この丸棒の変形は板厚方向の圧縮応力によって
変形を受けたものであり。

この変形とｖＴｒｓの関係をプロットすると、第１図に
示すごとく良く対応しており、圧縮変形を増加させるこ
とがフェライト析出サイトを増加させ板厚中心部の靭性
向上をこ有効である。従って、板厚中心部の靭性を増加
させるためには、板厚中心部の局部変形率を増加させる
必要があり、第１図から板厚中心部でｖＴｒｓ　＜−７
０℃の優れた低温靭性を得るためには５０％以上の局部
変形率を必要とすることが分る。

次に１バスの圧延効果が板厚中心部船こいかに及ぶかに
ついて実験結果より第２図を得た。横軸はあるパスの形
状比、縦軸はその圧延船こよって板厚全体の圧下率に対
して板厚中心部のある狭い領域が板厚方向の圧縮応力に
よって変形する率の比をとったものである。すなわち、
縦軸の意味は第３図に示すよう船こ で除したものである。

第２図の意味するところは ■　１パスの圧延による板厚中心部の変形率は形状比の
関数として整理可能であり、形状比０．８程度の圧延を
施すことをこより全圧下率と板厚中心の局部変形率が等
しくなる。

■　高形状比の圧延をすることにより板厚中心部の圧縮
変形を増加させることができる。

図示するように形状比の水準によって板厚中心部に及は
す圧延効果が異なり、各パスの局部的な圧縮変形を考慮
する必要があり、第２図を回帰することにより ／（Ａｉ）＝−０，９Ａｉ２＋１．９６Ａｉ　（Ａｉ＜
１．１）＝１．０７　（Ａｉ　〉１．１　） が得られる。

この／（Ａｉ）ｉ有効圧延係数と呼ぶ。

鋼板の圧延【こおいては最終寸法１でに複数回圧延する
のが常であり、そのトータル圧下率だけでな（／（Ａｉ
）を加味した圧延条件で圧延することが必要である。

ここに本発明者等は実験の結果から各パスの有効圧延係
数を加味した で示される板厚中心部の局部変形率（チ〕の値が５０チ
以上となる未再結晶域圧延を施せば、板厚中心部にフェ
ライト析出サイ）　ｒｘ増加させ、板厚中心部の靭性を
一段と向上させることができることを見い出したもので
ある。

しかして前記板厚中心部の局部変形率が５０％未満では
、中心部の細粒化が不十分となって低温靭性が悪い材質
となる。−万、板厚中心部以外の％を部や表面直下など
の変形率はもともと大きく。

板厚中心部の変形率が増せば板厚全体が優れた低温靭性
を備えることとなる。

次に熱間圧延後の強制冷却の冷却速度を１′ｃ／／Ｓｅ
ｃ以上としたのは、板厚中心部ｌで焼入れ組織とし、所
定の強度を確保するためであり、１ツ一未満では焼入れ
できず強度不足となる。

次をこ水冷停止温度の下限を３５０℃とするのは。

強度の上りすぎによる靭性の劣化を防ぐためであり、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りすぎと靭性の劣化を防止するた
めである。

（実施例〕 次に本発明の実施例と比較例を挙げる。

供試材の化学成分を第１表をこ示し、加熱、圧延。

冷却条件を第２表１こ、圧延スケジュールを第３表に示
し、得られた厚鋼板の機械的性質と低温靭性を第４表に
示す。

第　４　表 以上の通り本発明法を適用して得た厚鋼板Ａｌ。

Ａ５．Ｂ　１．ＣＩ、ＤＩは、いずれも板厚中心部の低
温靭性が優れていることが分る。これに対し比較例のＡ
２．Ａ６鋼は、累積圧下率は高いが％を部局部変形率が
低いため、板厚中心部の細粒化が不十分であり、低温靭
性値レベルが劣る。Ａ３は圧延終了温度が高すぎるため
、Ａ４は加熱温度が高すぎるため、いずれも細粒化が不
十分で低温靭性値レベルが劣る。

又、Ｂ２．Ｃ２は１％を部局部変形率が本発明範囲を外
れているため低温靭性値レベルが劣る。

Ｄ２は３Ａｔ部局部変形率、水冷停止温度がともに本発
明範囲を外れているため低温靭性値レベルが劣る。

（発明の効果〕 以上の如く１本発明は従来難点であった板厚５０諭以上
の厚鋼板の板厚中心部の低温靭性を飛躍的に高めること
が可能であり、かつ成分含有量の上限を適切〔こ抑制し
低炭素当量としているので、溶接性も優れた高張力鋼板
を有利に提供できるよう船こなしたもので産業上効果の
大きい発明である。

【図面の簡単な説明】

第１図は局部変形率とｖＴｒ　ｓの関係を示す説明図。 第２図は１バスの圧延効果が板厚中心部にい力）に及ぶ
かを示す説明図。第３図は％を変形率、圧下率のめ方を
示す説明図。 特許出願人　代理人 弁理士　矢　葺　知　之 （ほか１名〕 第　１図 変形率（−Ａ） ａ：延形１人ヒし　（Ａｔ） 第３＃４

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量比にて Ｃ：０．２０係以下、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％。 Ｍｎ　：　０．５０〜２．５０％、Ｎｂ　：　０．００
   １〜０．１０％。 Ａｚ：ｏ、ｏｏ５〜０．１％ を基本成分として含有し、必要に応じてＣｒ　：　１．
   ０％以下、　Ｎｉ：４．０％以下。 Ｍｏ：　１．０　％以下、　Ｖ　：　０．１　％以下。 Ｔｉ：０１５％以下、Ｃｕ：２．０％以下。 Ｃａ：０．０１％以下を１種又は２種以上含有し。 残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を９００〜１１５
   ０℃の温度に加熱後、圧延温度Ａｒ３＋ｂ率が５０％以
   上となる熱間圧延を施し、圧延後たたちに冷却速度１℃
   ４以上で３５０〜６００℃まで冷却し、続いて空冷する
   ことを特徴とする溶接性、低温靭性の優れた厚手高張力
   鋼板の製造方法。 但し、板厚中心部の局部変形率（％〕＝ｌ：バス回数 Ｊ＋Ｊ＋１ ／（Ａｉ）：有効圧延係数　＝　０．９　Ａｔ２＋１．
   ９６　Ａｉ　（Ａｉ（１，１）＝１．０７　（Ａｉ　〉
   １．１　） Ｊ：ｉパス目圧延入側板厚（１１１１１１）１ｉ１＋ｌ
   ：＋パス目圧延出側板厚（簡〕Ｒ：圧延ロール半径（１
   １１１１１） と１−る。