JPS6247430A - 応力除去焼鈍用高張力鋼の製造方法 - 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〕 本発明は応力除去焼鈍用高張力鋼の製造方法に係り、特
に溶接性と低温靭性に優れた製造方法に関し、海洋構造
物用鋼や液化天然ガス貯蔵タンク用鋼等の応力除去焼鈍
用高張力鋼の製造分野で利用される。

〔従来の技術〕

海洋構造物用鋼板や液化天然ガス貯蔵タンク用鋼板には
優れた低温靭性とともに溶接性が要求される。このよう
な鋼板の製造法として最近発展している制御冷却法は最
適のものと言える。すなわち、制御冷却による鋼のミク
ロ組織の改善は、高張力化および高靭性化を可能とし、
あわせて鋼の溶接割れ感受性指数の低下を通じて鋼の溶
接性を向上させるからである。

しかしながら、これらの鋼材の一部は溶接施工後の応力
除去焼！（以下ＰＷＨＴと称する）を実施することがあ
る。溶接性を改善するために制御冷却によって炭素当量
を低下させた鋼はＰＷＨＴを行うと、制御冷却によって
改善したミクロ組織が破壊されるために規定の強度を確
保することが困難であるという欠点があつｔこ。

このような欠点を回避するため特開昭５９−２３２２３
４の１種または２種以上を添加して制御冷却する方法が
提案されている。しかしながら、この提案においては圧
延条件の規定がなく、また、Ｎｂ、Ｖ、ＴＩ以外の添加
元素がないため、本発明者らの経験では、該広報には規
定されていないＰＷＨＴの条件や板厚によってはＰＷＨ
Ｔ後の強度が十分ではなく、その対策として添加元素を
増量するとその結果溶接性が低下する問題点があった。

〔発明が解決しようとする問題点〕

本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決し、低温靭
性と溶接性が優れＰＷＨＴによる強度低下を防止できる
高張力鋼の製造方法を提供するにある。

〔問題点を解決するための手段および作用〕本発明の上
記の目的は次の２発明によって達成される。

第１発明の要旨とするところは次の如くである。

すなわち、重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２０％Ｓ　
ｉ：　０．０３〜０．６０％、Ｍｎ：　０．５０〜２．
５０％、溶解性Ａｊ’：０．００５〜０．０６％を含有
し残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る応力除去焼
鈍用高張力鋼の製造方法において、鋼片もしくは鋳片を
Ａｃ変態点点〜１２５０℃の温度に加熱する段階と、前
記加熱後Ａ　ｒ変態点点〜（Ａ「変態点点＋１００℃）
の温度で圧下率３０％以上の圧延をする段階と、前記圧
延後（α十γ）２相域において圧下率５〜６０％、仕上
温度がＡ　ｒ変態点点〜（Ａ「変態点点−８０℃）の仕
上圧延をする段階と、前記仕上圧延後１℃／ｓ以上の冷
却速度で６００℃以下まで冷却する段階と、を有して成
ることを特徴とする溶接性と低温靭性に優れた応力除去
焼鈍用高張力鋼の製造方法である。

第２発明の要旨とするところは次の如くである。

すなわち、第１発明と同一の基本成分の他に更に下記（
８１群および（ｂ）群のうちから選ばれろ１種もしくは
２種以上を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物から成
る鋼片もしくは鋳片を第１発明と同一条件で製造するも
のである。

（ａ）群−Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以
下、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．７０％以下、Ｃｕ
：０．５０％息下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．
５０％以下、Ｂ：０．００３％以下（ｂ）群−Ｃａ：０
．０１％以下、 希土類元素：０１０％息下 次に本発明の詳細を実験により説明する。化学組成がＣ
：０．０７％、Ｍｎ：１．５％、Ｃｕ：　０．１５％、
Ｖ：０．０３％の鋼を種々の仕上温度で板厚５０ＩＴ１
ｍに仕上圧延をした後、１０℃／ｓの冷却速度で４５０
℃まで制御冷却をした鋼板を２つに分け、１つはそのま
ま冷却し、他は更に６００℃Ｘ２ｈ→炉冷のＰＷＨＴを
行い、これらの供試材の引張試験および低温靭性試験を
行い、その結果を第１図に示した。

第１図から制御冷却のままの強度に比べＰＷＨＴ後の強
度は圧延仕上温度にかかわらず低下していることがわか
る。また、ＰＷＨＴ後の引張強さＴＳは圧延仕上温度が
Ａ　ｒ、変態点を越えろと一定であり、Ａｒ変態点点以
下に低下すると制御冷却のままと同様に上昇している。

本発明はこの新たに見出された事実、すなわち、制御冷
却鋼におけるＰＷＨＴ後の強度は鋼の炭素当量のみなら
ず、圧延仕上温度に依存することを利用するものである
。

しかし、圧延仕上温度を過度に低下させると、ＰＷＨＴ
後の引張強さＴＳの上昇効果は飽和するばかりか、第１
図に示す如くシャルピー吸収エネルギーが低下して靭性
の劣化をきたすので下限はＡ　ｒ変態点点−８０℃であ
る。上記の如（ＰＷＨＴ後の引張強さＴＳを高めるには
、制御冷却前の圧延仕上温度をＡｒ変態点点〜（Ａ　ｒ
変態点点−８０℃）の温度に限定することが必要である
。

また、この温度域における仕上圧延の圧下率は５％未満
ては引張強さ上昇の効果がなく、一方６０％を越えると
靭性が極端に劣化するので、仕上圧延の圧下率を５〜６
０％の範囲に限定した。

次に本発明の高張力鋼は低温靭性を要求されるので、低
温靭性向上のため制御冷却前の圧延条件を更に限定する
必要がある。Ａｒ、変態点以上におけろオーステナイト
用結晶域の低温側での圧下により、オーステナイト粒内
に変形帯が導入され、フェライト変態核となって制御冷
却後の組織を微細化させ靭性が向上する。そのための１
度範囲はＡｒ、変態点〜（Ａ「変態点点＋１００℃）に
限定され、その時の圧下率は３０％未満では効果がない
ので３０％以上に限定する。上限はスラブ厚と最終板厚
によって決定されるので特に限定しない。

また、圧延のための鋼片もしくは鋳片の加熱温度はオー
ステナイト化の最低温度であるＡｃ変態点点（本発明鋼
においては約９００℃前後）以上が必要であり、１２５
０℃を越すと靭性が劣化するので、加熱温度をＡｃ変態
点点〜１２５０℃の温度に限定した。

上記の圧延後の冷却速度の下限を１℃／ｓとしたのは、
制御冷却しない場合に比して、有効な強度上昇効果を得
るに必要なためである。通常の冷却装置において最小板
厚を２５ｍｍとすると最大の冷却速度が３０℃／ｓ程度
であるが、これす上の冷却速度で冷却して焼入組織が混
入してもＰＷＨＴで焼戻されるため靭性劣化の心配はな
いので冷却速度の上限は特に限定しない。

次に仕上圧延後の制御冷却の冷却停止温度を６００℃以
下に限定した理由を説明する。前記第１図に示した実験
に使用したのと同一成分の鋼を７２０℃で５０ｍｍ厚ま
で仕上圧延を行い、１０℃／ｓの冷却速度で種々の冷延
停止温度まで冷却した。これを２つに分け、１つは制御
冷却のまま、他の１つは６００℃Ｘ２ｈのＰＷＨＴを実
施し、これらの引張試験を実施し、その結果を第２図に
示した。

第２図から冷却停止温度が６００℃を越えると制御冷却
による強度上昇効果が少ないことが明らかなので制御冷
却停止温度を６００℃以下に限定した。また、制御冷却
のままでは６００℃以下の冷却停止温度において引張強
さＴＳが大きく変化するが、ＰＷＨＴ後では強度にほと
んど変化がみられないので、冷却停止温度は６００℃以
下であれば任意でよく、制御冷却装置の能力に応じて決
定すればよい。

次に本発明における成分限定理由について説明する。

Ｃ： Ｃは強度をあげる効果があるが、００２％未満では高強
度が得られず、かつ溶接熱影響部Ｃ以下ＨＡＺと称する
）の軟化が大きく、また０、　２０％を越えると溶接性
が害されるので００２〜０２０％の範囲に限定した。

Ｓ　１： Ｓｌは鋼の脱酸を促進し、強度を上昇させるので少なく
とも００３％が必要であるが、０．６０％を越えると靭
性や溶接性を害するので、００３〜０６０％の範囲に限
定した。

Ｍｎ： Ｍｎも鋼板の強度を上昇する作用を有するが、０５０％
未満では強度および靭性が低下しＨＡＺの軟化が大きく
なり、一方２５０％を越丸るとＨＡＺの靭性が劣化する
ので０５０〜２５０％の範囲に限定した。

溶解性Ａｌ： 溶解性ＡＩは脱酸上最低０００５％の添加が必要であり
、一方００６％を越えるとＨＡＺの靭性のみならず溶接
金属の靭性も著しく低下するので、上限を０．０６％、
下限をｏ、　ｏ　ｏ　ｓ％に限定した。

上記Ｃ、Ｓ　ｉ、　Ｍｎ、溶解性ＡＩの各限定量をもっ
て本発明による高張力鋼の基本組成とするが、更にＮｂ
、Ｔｉ、■、Ｎ１、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂ、Ｃａ。

希土類元素を下記限定量以下において、これらの１種ま
たは２種以上を同時に含有する高張力鋼においても、本
発明の目的をより有効に達成することができる。その限
定理由は次の如くである。

Ｎら： Ｎｂは母材の強度と靭性およびＰＷＨＴ後の強度および
溶接継手強度確保のため添加するが、０１０％を越えて
添加すると溶接金属やＨＡＺの靭性を低下するので０１
０％を上限とした。

Ｔ　１： Ｔｉは母材の強度と靭性およびＨＡＺの靭性のため添加
するが、０１０％を越えるとＨＡＺの初切をかえって劣
化させるので０１０％に限定した。

Ｖ： ■は強度と靭性向上のためおよび溶接継手強度確保のた
め添加するが、０１０％を越えて添加すると母材とＨＡ
Ｚの靭性を著しく劣化させるので０１０％を上限とした
。

Ｎ　１： Ｎ１はＨＡＺの硬化性および靭性に悪い影響を与えるこ
となく母材の強度と靭性を向上させるので添加するが、
高価であるので上限を０．７０％とした。

Ｃｕ： Ｃｕ＋よＮｉとほぼ同様の効果があるだけでなく、耐食
性も向上させるが、０５０％を越えると熱間脆性を生じ
やすく、また鋼板の表面性状が劣化するので０．５０％
を上限とした。

ＭＯ： Ｍｏは圧延時のオーステナイト粒を微細かつ整粒化し、
なおかつ徹細なベイナイトとマルテンサイトを生成する
ので強度と靭性を向上させるが、高価であるので上限を
０．５０％とした。

Ｃｒ： Ｃ「は微細なベイナイトやマルテンサイトを生成し強度
と靭性を向上させるが、０５０％以上の添加は溶接性を
害するので上限を０．５０％とした。

Ｂ　： Ｂは焼入性向上元素であり、強度と靭性を向上させ、ま
たＨＡＺの靭性も向上させるが、０．００３％を越えて
添加すると靭性が劣化するので０．００３％以下に限定
した。

Ｃａおよび希土類元素（ＲＥＭ）： ＣａとＲＥＶは、ＭｎＳの形態制御をしＣ方向の靭性向
上に効果があり、更にＲＥＭはＨＡＺの靭性も向上させ
る効果があるが、それぞれ０．０１％を越えるＣａおよ
び０１０％を越えるＲＥＭの添加は鋼の清浄度を悪くし
内部欠陥の原因となるので、それぞれの上限を００１％
および０．１０％とした。

〔実施例〕

第１表に示す成分組成にそれぞれ溶製した供試鋼のうち
鋼番６および９は引張強さＴ　Ｓ　＝　５６ｋｇ　ｆ／
ｍ＋ａ２鋼で、その他の鋼番１．２．３，４．５．７，
８．および１０はＴ　Ｓ　＝　５０　ｋｇ　ｆ／ｍｍ２
鋼であり、し）ずれも厚み４０鴫以上の極厚鋼でＰＷＨ
Ｔ後の強度保証を目標としている。また、いずれの鋼も
溶接割れ感受性指数Ｐｃｍが０２％以下ときわめて低く
、溶接性に層れていることは明らかである。

これらの各供試鋼は造塊後分塊圧延するか、あるいは連
続鋳造により、必要厚みを有するスラブとなし、これら
スラブをそれぞれ第２表（こ示す如く加熱−圧延−冷却
条件で処理し、更に６００℃で板厚２５．４　ｍ＋ｍ当
り１時間の条件でＰＷＨＴを行い、それぞれ鋼板の強度
および靭性を測定し結果を第２表に示した。

なお、試験片は圧延直角方向に採取し、引張試験および
２ｍｍＶノツチシャルピー衝撃試験を行った。各鋼板に
おける数字１．２．３・・・はそれぞれ第１表に示す鋼
番１．２，３の鋼を使用したことを意味し、サフィック
スのアルファベット文字は製造条件を示す。比較例のＩ
　Ｂ、２　Ｂおよび３Ｂは（α＋γ）２相域での圧下率
と仕上温度、３ＣはＡ　ｒ、　〜（Ａ　ｒ３＋　１００
℃）での圧下率、３Ｄは圧延後の冷却速度、３Ｅば圧延
後の制御冷却の冷却停止温度において、それぞれ本発明
の限定範囲を外れているものであって、これに対して、
本発明例のＩ　Ａ、２　Ａ、３　Ａ、４　Ａ、５　Ａ、
６　Ａ、７　Ａ、８　Ａ、９　Ａ、９　Ｂ、１０　Ａお
よび１０Ｂはいずれも本発明の条件を満足している。な
お、上記の関係を明確にするため、第２表の製造条件で
本発明の条件を外れている数値１よアンダーラインを付
して示した。

まず、圧延条件において、比較例ＩＢ、２Ｂ。

３Ｂおよび３Ｃにおいて、前の３者ＩＢ、２Ｂ。

３Ｂは本発明の最も特徴とすべき（α＋γ）２相域圧延
が実施されていないのでＰＷＨＴ後の強度が目標値Ｔ　
Ｓ　＝　５０　ｋｇ　ｆ／ｍｎ＋２を満足していない。

また後者の３Ｃは低温靭性が本発明例３Ａに比較すると
劣っている。

次に圧延後の冷却条件において本発明の条件を満足しな
い比較例３ＤはＰＷＨＴの前後とも強度が十分でなく、
比較例３ＥはＰＷＨＴ後の強度が不足している。

一方、本発明例は、ＴＳ＝５０ｋｇｆ／鴫２以上を目標
とするＩ　Ａ、２　Ａ、３　Ａ、４　Ａ、５　Ａ、７　
Ａ、８　Ａｌ：１０ＡおよびＩＯＢは、ＰＷＨＴ前後に
おいて目標を満足し低温靭性も１憂れている。更にＴＳ
＝５６ｋｇｆ／ｍｍ’以上を目標とする６Ａ、９Ａおよ
び９Ｂも目標を満足し、低温靭性も優れている。本発明
例は４０〜１５０ｍｍの極厚であり、更に５０〜５６ｋ
ｇｆ／ｉｎ２以上の高強度であるにも拘わらず溶接割れ
感受性指数Ｐ　ｃｍも低く、高強度で優れた低温靭性と
溶接性が要求される海洋構造用鋼や液化天然ガス貯蔵タ
ンク用鋼等のＰ　Ｗ　ＨＴを行う部分に使用することが
できる。

〔発明の効果〕

本発明は上記実施例からも明らかな如く、高張力鋼の成
分を限定し、加熱圧延条件および制御冷却条件を限定す
る乙とによって、浸れた低温靭性と溶接性を兼ねそなえ
た高張力鋼でありながらＰＷＨＴによる強度低下を防止
した高張力鋼の製造を可能とし、海洋構造用鋼や液化天
然ガス貯蔵タンク用鋼等に広い用途が期待できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は圧延仕上温度と引張試験およびシャルピー衝撃
試験の結果との関係を示す線図、第２図は制御冷却にお
けろ冷却停止温度と引張試験結果との関係を示す線図で
ある。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２０％　Ｓｉ：
   ０．０３〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、
   溶解性Ａｌ：０．００５〜０．０６％を含有し残部がＦ
   ｅおよび不可避的不純物から成る応力除去焼鈍用高張力
   鋼の製造方法において、鋼片もしくは鋳片をＡｃ＿３変
   態点〜１２５０℃の温度に加熱する段階と、前記加熱後
   Ａｒ＿３変態点〜（Ａｒ＿３変態点＋１００℃）の温度
   で圧下率３０％以上の圧延をする段階と、前記圧延後（
   α＋γ）２相域において圧下率５〜６０％、仕上温度が
   Ａｒ＿３変態点〜（Ａｒ＿３変態点−８０℃）の仕上圧
   延をする段階と、前記仕上圧延後１℃／ｓ以上の冷却速
   度で６００℃以下まで冷却する段階と、を有して成るこ
   とを特徴とする溶接性と低温靭性に優れた応力除去焼鈍
   用高張力鋼の製造方法。
2. （２）重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２０％Ｓｌ：０
   ．０３〜０．６０％、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、溶
   解性Ａｌ：０．００５〜０．０６％を含有する応力除去
   焼鈍用高張力鋼の製造方法において、前記成分の他に更
   に下記（ａ）群および（ｂ）群のうちから選ばれる１種
   もしく２種以上を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物
   から成る鋼片もしくは鋳片をＡｃ＿３変態点〜１２５０
   ℃の温度に加熱する段階と、前記加熱後Ａｒ＿３変態点
   〜（Ａｒ＿３変態点＋１００℃）の温度で圧下率３０％
   以上の圧延をする段階と、前記圧延後（α＋γ）２相域
   において圧下率５〜６０％、仕上温度がＡｒ＿３変態点
   〜（Ａｒ＿３変態点−８０℃）の仕上圧延をする段階と
   、前記仕上圧延後１℃／ｓ以上の冷却速度で６００℃以
   下まで冷却する段階と、を有して成ることを特徴とする
   溶接性と低温靭性に優れた応力除去焼純用高張力鋼の製
   造方法。 （ａ）群−Ｎｂ：０．１０％以下、Ｔｉ：０．１０％以
   下、Ｖ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．７０％以下、Ｃｕ
   ：０．５０％以下、Ｍｏ：０．５０％以下、Ｃｒ：０．
   ５０％以下、Ｂ：０．００３％以下（ｂ）群−Ｃａ：０
   ．０１％以下、 希土類元素：０．１０％以下