JPS6220822A - 溶接性と低温じん性の優れた非調質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） 溶接性と低温じん性に優れた５０〜６０キロ級の高張力
厚鋼板を制御圧延と加速冷却の併用により製造する方法
に関してこの明細書には従来にない高強度化が図れる対
策を講じることによって、造船用厚鋼板やタンクなどの
圧力容器用鋼板その他寒冷地向はラインパイプ用鋼板や
海洋構造物用鋼板などの使途での要請を満たすことにつ
いての開発研究の成果に関連して以下に述べる。

（従来の技術） 溶接性と低温じん性にすぐれた厚鋼板を提供するために
合金成分を削減し、それによる強度低下を補うために制
御圧延（Ｃ１？と略す）、加速冷却（ＡＣＣと略す）と
云ったオンラインでの加工熱処理を適用する手法が知ら
れている。たとえば特開昭５２−１２３９２１号公報、
あるいは特開昭５５−１１５９２４号公報にはＣＲ後Ａ
ＣＣを施して圧延まま材に比べ３〜５　ｋｇｆ／ｎ＋ｍ
２以上の高強度化を図る手法が提案されている。これら
はいずれも冷却停止強度を５００℃よりも高く定めてい
るので強度増加に限りがある。

一方冷却停止温度を５００℃以下とすることにより圧延
まま材よりも１０〜２０ｋｇｆ／ｍｍ”以上の高強度化
が図れることが特開昭５７−１４３４３１号または特開
昭５８−６１２２４号などに開示されている。しかしな
がら冷却停止温度を５００℃以下とすると単調な水冷の
際の必然的現象である膜沸騰から核沸騰への遷移現象が
起って、鋼板のひずみおよび材質ばらつきが生じること
により製品化が困難であった。

（発明が解決しようとする問題点） ＡＣＣによる高強度化の機構を最大限に生かすためには
、ＡＣＣの冷却停止温度を５００℃以下とし、かつその
温度域でひずみ及び材質ばらつきを少なくできる手法が
必要である。

従って５００℃以下に達するＡＣＣを行った際に従来不
可避であったひずみ及び材質ばらつきを有利に抑制しつ
つＡＣＣによる強度増加を有効に実現させることがこの
発明の目的である。

（問題点を解決するための手段） コノ発明はＣ：０．００５〜０．２０ｗｔ％　、　Ｓｉ
：０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ
％、Ａ　１．　：０．００５〜０．０８ｗｔχを含み、
Ｓ：　０．０１ｗｔ％以下、Ｎ：０．００８ｗｔ％以下
に低減した成分組成にて溶製した鋼を、（Ａｒ３＋　７
０℃）からＡｒ３までの温度範囲で少なくとも３０％の
圧下率で圧延し、さらにＡｒから（Ａｒ３−　ｓｏｏＣ
）までの温度範囲で１０％以上６０％以下Φ圧下率で圧
延し、その後直ちに７００℃から５００℃の温度域まで
を４〜３０”ｃ／ｓの冷却速度で冷却し、さらに該温度
域から５００〜２００℃の温度域までを１〜ｂ度で冷却
し、引き続き空冷ないし徐冷する手順にて溶接性と低温
じん性の優れた非調質高張力鋼板を得るものである。

発明者らはＡＣＣにおける５００℃よりも低い冷却停止
温度を、鋼板面内でむらなく確保する手法およびＣＲに
おけるＡｒ＝以下の圧延が強度、じん性におよぼす影響
を、種々検討した結果Ａ ｒ、から（Ａｒ＊−８０℃）の温度域での圧下率を１０
％以上６０％以下にとり、かつ５００℃未満の温度域に
おける冷却速度を１〜ｂ 靭性劣化をともなわない１０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強
度化（高ＴＳ化）が、面内の冷却停止温度にむらを伴わ
ずに、実現できることを新規に知見した。

さて第１図は、Ｃ：０．０７ｗｔ％、Ｓｉ：０．２５％
：、Ｍｎ：１．４ｗｔχ　、　八（１：０．０２０ｗｔ
１　　、Ｐ：０．０１５ｗｔ　、　Ｓ：０．００３ｗｔ
！、Ｎ　：　０．００３ｗ　ｔ！の成分組成に成る鋼（
Ａｒｆｆ＝　７８７℃）をそれぞれ下記の処理を施した
ときの鋼板（板厚１６ｍｍ）の強度とじん性におよぼす
冷却停止温度の影響を示すものである。

ｉ　）　（Ａｒ＋＋　７０℃）〜Ａｒ、間で圧下率５０
χてＣ１２−１０℃／ＳでＡＣＣおよび空冷（第１図の
口印）。

ｉｉ　）　　（Ａｒ：＋　＋７０℃）〜＾ｒ、１間で圧
下率５ｏχでＣＲ→Ａｒ：＋（Ａｒ：＋−３０℃）間で
圧下率４ｏχでＣＲ→１０℃／ｓでＡＣＣおよび空冷（
第１図△印）。

ｉｉｉ　）　　（Ａｒｚ＋　７０℃）　〜Ａｒ、間で圧
下率５ｏｚでＣＲ＝　Ａｒｌ〜（Ａｒ３−３０℃）間で
圧下率４ｏχでＣＲ→１０℃／ＳテＡＣＣ（停止温度４
５０〜７１０　’ｃ）　→２．５”Ｃ／Ｓで八ＣＣ（停
止温度４００℃）（第１図○印）。

ｉｉｉ　）の○印のプロットがこの発明の高強度化法で
ある。

ｉ）、ｉｉ）により圧延ままで４０キロ級のＴＳを示す
鋼にＴＳ５０キロ級の強度を賦与するには冷却停止温度
を５００℃未満とする必要があることがわかるがこの温
度域は前述のように冷却むらを起こしやすく安定製造が
困難である。

ｉｉｉ　）での最終冷却停止温度は４００℃であるが、
ＡＣＣ冷却途上で、冷却速度を２．５℃／Ｓと遅くして
いる。それにもかかわらずＴＳはｉ）、ｉｉ）で５００
℃未満の冷却停止温度をとった鋼と同等のＴＳが得られ
る。

次ぎに第２図はｔ　２０　ｘ　Ｗ２Ｏ０ｘ　ＬｌｏｏＯ
Ｏ）鋼板を実験圧延機で圧延後７５０℃から４００℃ま
で１０℃／Ｓで冷却したもの（比較法）と、７５０℃か
ら６００℃までＬＯ’Ｃ／Ｓで冷却しその後４００℃ま
で２．２℃／Ｓで冷却したもの（発明法）の冷却完了後
の鋼板長手方向表面温度分布を示す。このように冷却途
中から冷却速度を遅くすることにより５００℃未満の冷
却停止においても温度むらは大幅に軽減されている。

以上のような高強度化はγ＋α域での圧延にょる加工フ
ェライトの生成とその後のＡＣＣによるマルテンサイト
の生成によるが、ここで通常マルテンサイトが混入する
と靭性が劣化するのであるが、この発明のようなプロセ
スを経て製造する場合圧延時未変態であったＴから変態
するフェライト粒が従来以上に微細化し、その中にマル
テンサイトが微細に分散して混入するため靭性の劣化は
非常に小さいことと、ＡＣＣの途上において一定水量で
５００℃未満の温度域まで一本調子の冷却をｍ続すると
膜沸騰から核沸騰に移行して冷却停止温度が不安定にな
るのに対して、５００℃以上の温度で冷却速度を遅くし
もって膜沸騰が５００℃未満の温度域まで維持されてこ
の温度域での冷却停止温度が安定化することとは、注目
すべき知見である。

この発明は上記２つの知見に基づき、種々の検討を加え
た結果到達しえたものである。

この発明の方法を適用する熱間圧延素材の成分組成の限
定は次の事由による。

Ｃ： Ｃは、０．００！５ｗｔχ未満では鋼板強度が不足し、
また溶接熱影響部（以下１（ＡＺと記す）の軟化を来た
し、一方０．２０ｗｔχを越えると母材のじん性が劣化
するとともに溶接部の硬化に加え、耐割れ性の劣化も著
しくなるので、Ｃは０．００５〜０．２０ｗｔχの範囲
内にする必要がある。

Ｓｉ： Ｓｉは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素である
が、０，０５χ未満では母材じん性が不足し、一方０．
５ｗｔχを越えると鋼の清浄度が劣化してじん性紙下の
原因になるので、Ｓｉは０．０５〜０．５ｉｎｔχ　の
範囲内にする必要がある。

Ｍｎ： Ｍｎは０．５ｗｔＸ未満では鋼板の強度およびじん性が
不足し、さらにＨＡＺの軟化がひどくなり、一方２、Ｏ
ｗｔχを越えるとＨＡＺのじん性が劣化するので、Ｍｎ
は０．５〜２．Ｏｗｔχの範囲内にする必要がある。

＾　１； 鋼の脱酸上、最低０．００５ｗｔχのｉが固溶するよう
に含有させることが必要であり、一方０　、０８ｗ　ｔ
Ｘを越えるとＨＡＺのじん性のみならず溶接金属のじん
性も著しく劣化するので、ＡＡは０．００５〜０．０８
ｗｔχの範囲にする必要がある。

Ｓ　； Ｓは０．０１ｗｔχを越えると圧延と直角方向の吸収エ
ネルギーが著しく低下するので、０．０１ｗｔ％以下に
制限する必要がある。

Ｎ　： Ｎは溶接部じん性の劣化を防止するために限定する必要
がある。すなわち、ＨＡＺじん性のためには固溶Ｎが少
ない程、望ましく、また溶接時に溶接金属へＮが流入し
て溶接金属のしん性をも劣化させるので０．００８ｗｔ
％以下に制限する必要がある。

以上の成分組成において、この発明の方法による所期し
た効果を奏するがこの他、以下に掲げる各群の成分がそ
れらの添加目的の下で含有される場合にあっても、この
発明の方法による効果の達成を妨げることはない。

第１群成分：　Ｎｂ＋Ｃｒ＋Ｍｏ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎ
ｉＮｂは０．００５ｗｔχ程度以上でフェライトの細粒
化に効果があるが、０．１ｗｔχを越えると溶接金属中
に拡散し、溶接金属のしん性を低下させるので、Ｎｂは
０．００５〜０．１ｗｔＸの範囲内で細粒化を目指す。

ＴｉはＴｉＮ析出物となりγ粒を微細化させて、フェラ
イト、ベイナイト粒を微細にする効果があるので、Ｏ，
０Ｑ３ｔｖｔ％以上でＴｉＮ析出物が不足することなく
細粒効果を有利にもたらすように含有させるを可とする
が、一方０　、０４ｗ　ｔＸを越えるとＴｉＮ析出物が
過剰となりじん性が劣化するのでＴｉは０．０４ｗｔ％
以下が好適である。

Ｖは鋼板の母材の強度とじん性向上、継手部強度確保の
ためむしろ０．０１ｗｔ％以上の含有を可とするが０．
１０ｗｔχを越えると母材および１１＾Ｚのじん性を劣
化させるので、Ｖは０．１０ｗｔ％以下の範囲内が好ま
しい。

Ｃｕは次にべるＮｉとほぼ同様の効果があるほか耐食性
の向上に寄与するが、０．５ｗｔχを越えると熱間圧延
中にクランクが発生しやすくなり、鋼板の表面性状が劣
化するので、０．５Ｗｔ％以下にするのが好ましい。

ＮｉはＦＩＡＺの硬化性およびじん性に悪い影響を与え
ることなく、母材の強度、じん性を向上させるに有利で
あるが、１．Ｏｗｔχを越えて含有させるのは製造コス
トの上昇を招くので１．０ｗｔ％以下が好適である。

Ｃｒは鋼板の母材強度と継手部強度確保のために含有さ
せ得るが、０．５ｗｔχを越えると母材のじん性ばかり
力嗜容接部じん性にも悪影響が生じるので、０．５ｗｔ
％以下に含有させて一層の高強度化を目指す。

Ｍｏは圧延時の１粒を整粒となし、なおかつ微細なベイ
ナイトを生成するので強度、じん性の向上に有利であり
、その限りにおいて０．５ｗｔχを越える必要はない。

第２群成分：Ｃａ、ＲＥＭ Ｃａは、０．００２ｗｔχ程度の微量にてＭｎＳの形態
制御に効果をもたらし鋼板の圧延と直角方向のしん性向
上に有効であるがＯ，ＯＬＯｗｔχを越えると鋼の清浄
度が悪くなり内部欠陥の原因となるので、ｏ、ｏｉ。

ｗｔ％以下の範囲がじん住改善により好適である。

ＲＥＭつまり希土類元素は０．００５ｗｔχ程度の微量
にてやはりＭｎＳの形態制御をあられし鋼板の圧延と直
角方向のしん性に有利であるが０．０１０ｗｔχを越え
ると鋼の清浄度が悪くなるほかにアーク溶接の面でも不
利があるので、０．０１０ｗｔ％以下がじん住改善に一
層好適な範囲である。

以上の理由から明らかなように、第１群成分は主として
強度増強、第２成分は専らじん住改善に関し、それぞれ
同効成分と見なされる。

（作　用） （Ａｒ３＋　７０℃）からＡｒ１までの間を少なくとも
３０χの圧下率で圧延するが上限を越える温度域、下限
未満の圧下率での圧延では、オーステナイト粒内への変
形帯の導入が不十分で変態後のフェライト粒が微細化で
きない。

一方、Ａｒ＝から（Ａｒｌ−８０℃）の温度域での圧下
率を１０％以上６０％以下で圧延するがこの圧延が除外
されるとＡＣＣによるＴＳ上昇量が目標とする１０ｋｇ
ｆ／ｍｍ”以上とならない。それというのはフェライト
の加工が不十分だからである。Ａｒ＋〜（Ａｒ＋−８０
℃）間　の圧下率が１０χ未満ではフェライトの加工度
が小さいためＴＳ上昇量が少なく、逆に６０χを越える
かあるいは（Ａｒ３−８０℃）よりも低い温度での圧延
を行うとフェライト加工度が大きくなりすぎてじん性劣
化を招く他、不必要にセパレーションが増加して板厚方
向特性も劣化する。

圧延後直ちに７００℃から５００℃の温度域までを４〜
ｂ するが４〜ｂ 停止するとＴＳはほとんど上昇しない。また４〜３０”
Ｃ／ｓのＡＣＣを５００℃よりも低い温度で停止すると
冷却むらは急激に大きくなる。

一方、７００℃〜５００℃間の冷却速度が４’ｃ／Ｓ未
満ではＴＳ上昇効果かえられず逆に３０℃／Ｓをこえる
と塊状のマルテンサイトまたはベイナイトあるいはそれ
らの混合組織が多くなり、じん性が劣化する。

７００〜５００℃間から５００℃未満〜２００℃間まで
を冷却速度１〜３℃／ｓ、　　５００℃未満〜２００℃
間でＡＣＣ（後段冷却と云う）するが、その冷却速度が
１”Ｃ／ｓ未満ではＴＳ上昇量はこの処理を施さないと
同程度になり、また３℃／Ｓを越えると冷却停止温度が
面内でばらつく。

５００℃をこえる冷却停止温度ではＴＳ上昇量が不十分
となりそれと云うのは強度を上昇させるマルテンサイト
の量が不十分となるためであ。ところが２００℃未満ま
でＡＣＣを続けると、水素の除去が不十分となって水素
欠陥を生ずる。従って２００”Ｃ以上で後段冷却するこ
とが必要で、以後空冷ないし徐冷すればよい。

実施例） 実施例１ 表１の鋼記号（Ｓ）　、　（Ｃ）を表２に示す処理によ
って１６ｍｍ厚の鋼板とした。それらの機械的性質を表
３に示す。

表２，３において試験光１〜１０は鋼記号（Ｓ）につい
ての比較例であり、１ｔ１４．１５は、それぞれ鋼記号
　（Ｓ）　、　（Ｃ）についての参考例を示し、残りの
Ｎ［１１１〜１３がこの発明の適用例であって、表２，
３のデータから次のことがわかる。

ｔｌｈ　Ｉ　　Ａｒ：＋＋　７０’Ｃ−Ａｒ：＋間の圧
下率が低すぎるのでじん性が劣化している。

Ｎ１１２　　Ａｒ３〜Ａｒ３−８０℃間の圧下率が大き
すぎるためしん性が劣化している。

１１ｈ３　　前段冷却の冷却速度が遅すぎてＴＳが低い
。

１１ｈ４　　前段冷却の冷却速度が速すぎてじん性が劣
化している。

丸５　前段冷却の停止温度が高すぎてＴＳが低い。

隘６　前段冷却の停止温度が低すぎて鋼板にひずみと材
質ばらつきを生じた。

ＩＶｈ７　　後段冷却の冷却速度が遅すぎてマルチ、ン
サイトの生成が不十分となりＴＳが低い。

隘８　後段冷却の冷却速度が速すぎて鋼板にひずみ、材
質ばらつきが生じた。

隘９　後段冷却の冷却停止温度が高すぎてＴＳが低い。

１１ｈｌｏ　　後段冷却の冷却停止温度が低すぎて水素
割れを生じた。

以上の比較例に比し、１１ｋ１１１〜１１ｈ１３のいず
れもこの発明に従い強度、じん性のバランスの良いＨＴ
５０がえられている。

なおＮｏ、１４は加速冷却を施さない圧延後空冷材であ
って、これに比べ、この発明による患１１〜患１３はＴ
Ｓが１０ｋｇｆ／ｍｍ”以上上昇し、しかもしん性の劣
化はほとんどない。

また隘１５は従来型の焼ならし処理材であってこのタイ
プのＨＴ５０の成分に比べ、発明鋼の炭素当量は大幅に
低くでき溶接性にすぐれる。

実施例２ 再び表１の鋼記号（ＮＶ）に、表４に示す処理を施して
ｔ　１６ｍｍの鋼板とした。その機械的性質を表４にあ
わせ示す。

試験ｍ１６は、Ａｒ＋〜Ａｒｚ−８０℃間を圧延しなか
ったときの結果で、試験光１７はこの発明に従い患１６
に比べ、ＴＳが４ｋｇｆ／ｍｍ２上昇して６０ｋｇｆ／
ｍｍ２以上を満足する。またＤＷＴＴ特性も大幅に向上
する。

実施例３ 再び表１の鋼（Ａ）、　（Ｂ）に表５に示す処理を施し
てそれぞれｔ２０ｍｍ、　ｔ４０ｍｍの鋼板とした。機
械的性質も表５にあわせ示す。

試験Ｔｈ１８．２０は従来のγ＋α２相域圧延をほどこ
してのち空冷した結果で試験１１ｈ１９．２１はこの発
明に従い加速冷却を行うことにより比較鋼のＮ１１ＬＬ
８゜２０に比べてＴＳで１０ｋｇｆ／ｍｎ＋”以上の高
強度化に加えじん性もｖＴｒｓで１０℃以上の改善がみ
られる。

（発明の効果） 通常のＣＲよりも、溶接性にすぐれかつ１０ｋｇｆ／ｍ
ｍ”以上の高強度化（高ＴＳ化）が軽度の（Ａｒ３直下
圧延と、前後段加速冷却プロセスによってえられ、しか
も加速冷却の弊害となる材質ばらつきや鋼板の形状不良
が回避される。

従ってこの発明による鋼は強度、じん性のバランスのよ
い１（ＴＳ０．６０１ｉとして造船材、バイブ材、タン
ク材、陸上機械材などの用途にて効率的に従って安価に
供給できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、強度、じん性の冷却停止温度依存性を示すグ
ラフ、 第２図は、冷却停止時の鋼板表面温度分布の比較グラフ
である。 第１図 ンや印停止温Ａ’　（’（：）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．００５〜０．２０ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５
   〜０．５ｗｔ％、Ｍｎ０．５〜２．０ｗｔ％、Ａｌ：０
   ．００５〜０．０８ｗｔ％を含み、 Ｓ：０．０１ｗｔ％以下、Ｎ：０．００８ｗｔ％以下に
   低減した 成分組成にて溶製した鋼を、 （Ａｒ＿３＋７０℃）からＡｒ＿３までの温度範囲で少
   なくとも３０％の圧下率で圧延し、さらにＡｒ＿３から
   （Ａｒ＿３−８０℃）までの温度範囲で１０％以上６０
   ％以下の圧下率で圧延し、 その後直ちに７００℃から５００℃の温度域までを４〜
   ３０℃／ｓの冷却速度で冷却し、 さらに該温度域から５００〜２００℃の温度域までを１
   〜３℃／ｓの冷却速度で冷却し、 引き続き空冷ないし徐冷する ことを特徴とする溶接性と低温じん性の優れた非調質高
   張力鋼板の製造方法。