JP3003483B2 - 鋼板の製造方法 - Google Patents
鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、炭素等量Ceq が低い鋼
（0.3 ％以下）であるにもかかわらず、優れたアレスト
特性を有する鋼板の製造方法に関する。
（0.3 ％以下）であるにもかかわらず、優れたアレスト
特性を有する鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】液化ガス運搬船（LNG 船、LPG 船）等に
使用される低温用鋼板には、脆性破壊に対する高い伝播
停止性能（アレスト特性）が要求されている。これは、
過去に低温脆性による事故が発生しており、破壊発生時
の被害が大きかったことによる。仮に低温域で割れが発
生しても亀裂の伝播が阻止され、大惨事に至らないよう
にするため高い伝播停止性能が要求されるのである。例
えば、ノルウェーの船級では、-46 ℃の液化ガスを運搬
するLPG 船の貯蔵タンクや外装用鋼板のアレスト特性が
規定されており、NRL 落重試験（以後ＮＲＬ試験）にお
いて NDTT （無延性遷移温度）が-60 ℃以下であること
を満足することが求められている。
使用される低温用鋼板には、脆性破壊に対する高い伝播
停止性能（アレスト特性）が要求されている。これは、
過去に低温脆性による事故が発生しており、破壊発生時
の被害が大きかったことによる。仮に低温域で割れが発
生しても亀裂の伝播が阻止され、大惨事に至らないよう
にするため高い伝播停止性能が要求されるのである。例
えば、ノルウェーの船級では、-46 ℃の液化ガスを運搬
するLPG 船の貯蔵タンクや外装用鋼板のアレスト特性が
規定されており、NRL 落重試験（以後ＮＲＬ試験）にお
いて NDTT （無延性遷移温度）が-60 ℃以下であること
を満足することが求められている。
【０００３】また、近年、溶接施工における作業の高能
率化のため、大入熱での溶接や予熱なしでの溶接が指向
されている。それに伴い、大入熱溶接の場合にはHAZ 靱
性の劣化、予熱なしでの溶接の場合には低温割れの発生
が懸念される。これら両者への対策として、鋼板の炭素
等量（以下 Ceq）の低下あるいは溶接割れ感受性組成値
（Pcm 値）の低下が必要とされている。
率化のため、大入熱での溶接や予熱なしでの溶接が指向
されている。それに伴い、大入熱溶接の場合にはHAZ 靱
性の劣化、予熱なしでの溶接の場合には低温割れの発生
が懸念される。これら両者への対策として、鋼板の炭素
等量（以下 Ceq）の低下あるいは溶接割れ感受性組成値
（Pcm 値）の低下が必要とされている。
【０００４】従来、アレスト特性の向上には、結晶粒を
微細化させることや、フェライト＋オーステナイト二相
域での圧延（ Ar3変態点と Ar1変態点の間で行う圧延、
以下同じ）により集合組織を発達させることが、有効で
あると言われている。このような二相域圧延によるアレ
スト特性の良好な鋼板及びその製造方法としては、例え
ば特開昭55-148746 号公報記載の技術がある。
微細化させることや、フェライト＋オーステナイト二相
域での圧延（ Ar3変態点と Ar1変態点の間で行う圧延、
以下同じ）により集合組織を発達させることが、有効で
あると言われている。このような二相域圧延によるアレ
スト特性の良好な鋼板及びその製造方法としては、例え
ば特開昭55-148746 号公報記載の技術がある。
【０００５】この技術は、Ceq ＝C ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni
/40 ＋Cr/5＋Cu/13 で定義したCeqが0.25〜0.35％とな
る成分範囲の鋼を950 〜1200℃に加熱した後、 Ar3変態
点以上100 ℃以内の温度域で圧下率30〜60％の圧延を行
い、次いで Ar3変態点と Ar1変態点の間で圧下率30〜60
％の圧延を行うというものである。この方法により、組
織を微細なフェライト＋パーライト組織とし、また、セ
パレーション導入により、脆性破壊発生抵抗特性と脆性
亀裂停止特性に優れた低温用鋼が得られるとしている。
/40 ＋Cr/5＋Cu/13 で定義したCeqが0.25〜0.35％とな
る成分範囲の鋼を950 〜1200℃に加熱した後、 Ar3変態
点以上100 ℃以内の温度域で圧下率30〜60％の圧延を行
い、次いで Ar3変態点と Ar1変態点の間で圧下率30〜60
％の圧延を行うというものである。この方法により、組
織を微細なフェライト＋パーライト組織とし、また、セ
パレーション導入により、脆性破壊発生抵抗特性と脆性
亀裂停止特性に優れた低温用鋼が得られるとしている。
【０００６】また、「材料とプロセス」（CAMP-ISIJ,vo
l.4(1991),p.1955）には、二相域圧延を行う際、800 ℃
前後の温度域での圧下を控えることで、フェライトの再
結晶を抑制しアレスト特性を向上させる方法が報告され
ている。この報告によると、圧下を控える温度域は、0.
03C-.025Si-0.96Mn 鋼では820 〜740 ℃、更にNbを添加
した鋼では820 〜780 ℃とされている。
l.4(1991),p.1955）には、二相域圧延を行う際、800 ℃
前後の温度域での圧下を控えることで、フェライトの再
結晶を抑制しアレスト特性を向上させる方法が報告され
ている。この報告によると、圧下を控える温度域は、0.
03C-.025Si-0.96Mn 鋼では820 〜740 ℃、更にNbを添加
した鋼では820 〜780 ℃とされている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかし、単に二相域圧
延を行うという技術では、Ceq の低い（0.30％以下）領
域で、二相域圧延の際、フェライトの再結晶と粒成長が
起こる。その結果、アレスト特性が劣化する場合があ
り、高いアレスト特性を安定して得ることができない。
延を行うという技術では、Ceq の低い（0.30％以下）領
域で、二相域圧延の際、フェライトの再結晶と粒成長が
起こる。その結果、アレスト特性が劣化する場合があ
り、高いアレスト特性を安定して得ることができない。
【０００８】二相域圧延を行う際、一定の温度域での圧
下を控える方法は、圧延の途中で鋼板の温度が低下する
まで待機するので、圧延能率が低下する。この温度域で
は、変態点直下のため変態熱が発生し鋼板の温度降下速
度が小さくなるため、この待機時間も長時間となる。こ
のように、この方法では圧延能率の低下ひいては製造コ
ストの増大を招くことが避けられないというのが事実で
あった。
下を控える方法は、圧延の途中で鋼板の温度が低下する
まで待機するので、圧延能率が低下する。この温度域で
は、変態点直下のため変態熱が発生し鋼板の温度降下速
度が小さくなるため、この待機時間も長時間となる。こ
のように、この方法では圧延能率の低下ひいては製造コ
ストの増大を招くことが避けられないというのが事実で
あった。
【０００９】更に、従来技術では、Ceq の低い（0.30％
以下）鋼板のアレスト特性はNDTT値で -60℃程度であ
り、低温でのアレスト特性の仕様即ちNDTTが-60 ℃以下
であることを満たす鋼板の製造方法としては、不十分な
ものであった。鋼板の材料特性のばらつきを考慮する
と、NDTT値が-60 ℃以下という要請を安定して満足する
ためには、NDTT値の目標値を-70 ℃以下とする必要があ
る。
以下）鋼板のアレスト特性はNDTT値で -60℃程度であ
り、低温でのアレスト特性の仕様即ちNDTTが-60 ℃以下
であることを満たす鋼板の製造方法としては、不十分な
ものであった。鋼板の材料特性のばらつきを考慮する
と、NDTT値が-60 ℃以下という要請を安定して満足する
ためには、NDTT値の目標値を-70 ℃以下とする必要があ
る。
【００１０】発明者らは、このような課題に対して、低
Ceq の鋼におけるフェライトの再結晶挙動・集合組織の
発達に及ぼす二相域圧延条件の影響について、詳細に検
討し解決方法を見出した。本発明はこれらの知見に基づ
き、優れたアレスト特性を有する低Ceq 鋼板の製造方法
を提供するものである。
Ceq の鋼におけるフェライトの再結晶挙動・集合組織の
発達に及ぼす二相域圧延条件の影響について、詳細に検
討し解決方法を見出した。本発明はこれらの知見に基づ
き、優れたアレスト特性を有する低Ceq 鋼板の製造方法
を提供するものである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】この発明は、重量％で、
Ｃ：０．０４〜０．０６％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍ
ｎ：０．８〜１．４％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎｂ：
０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０
２０％を含有し、かつ、Ｃ、Ｍｎおよび任意添加元素で
あるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖについて、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｖ）／５で表される炭素等量Ｃｅｑが０．３０％以下で
ある鋼を、オーステナイト域に加熱し、次いでＡｒ３以
上の温度域でオーステナイトの未再結晶温度域での圧下
率が３０％以上となるように圧延を行い、更に二相域で
圧下率が１０〜６０％、仕上温度が７５０℃以上の圧延
を行い、その後、冷却速度１〜１０℃／ｓｅｃで冷却す
ることを特徴とする鋼板の製造方法である。なおここで
上記Ｃｅｑの式の中の元素記号は、それぞれの元素の含
有量の重量％を示す。また、任意添加元素であるＣｕ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、必要に応じて添加するもので
あり、無添加でも添加でもよい。
Ｃ：０．０４〜０．０６％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍ
ｎ：０．８〜１．４％、Ａｌ：０．０７％以下、Ｎｂ：
０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０
２０％を含有し、かつ、Ｃ、Ｍｎおよび任意添加元素で
あるＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖについて、Ｃｅｑ＝Ｃ
＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｖ）／５で表される炭素等量Ｃｅｑが０．３０％以下で
ある鋼を、オーステナイト域に加熱し、次いでＡｒ３以
上の温度域でオーステナイトの未再結晶温度域での圧下
率が３０％以上となるように圧延を行い、更に二相域で
圧下率が１０〜６０％、仕上温度が７５０℃以上の圧延
を行い、その後、冷却速度１〜１０℃／ｓｅｃで冷却す
ることを特徴とする鋼板の製造方法である。なおここで
上記Ｃｅｑの式の中の元素記号は、それぞれの元素の含
有量の重量％を示す。また、任意添加元素であるＣｕ、
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖは、必要に応じて添加するもので
あり、無添加でも添加でもよい。
【００１２】
【作用】図 1は、Si-Mn 鋼（0.02〜0.08％C-0.8 〜1.4
％Mn）およびこれらSi-Mn 鋼にNbとTiを添加した鋼（そ
れぞれ0.03％以下と0.02％以下）を素材として、種々の
条件で製造した鋼板について、粗大フェライトの体積率
f とNDTT値を測定した結果を示す図である。
％Mn）およびこれらSi-Mn 鋼にNbとTiを添加した鋼（そ
れぞれ0.03％以下と0.02％以下）を素材として、種々の
条件で製造した鋼板について、粗大フェライトの体積率
f とNDTT値を測定した結果を示す図である。
【００１３】粗大フェライトの体積率f は、金属組織観
察により通常の体積率測定方法により行った。ここで、
粗大フェライトは、他の正常なフェライト粒に比べて明
らかに粗大化しておりその判別は容易であるが、定量的
に判定したい場合は全圧下量をオーステナイト域のみで
与えた場合の平均的粒径の所定倍以上（例えば3 倍以
上）とすればよい。
察により通常の体積率測定方法により行った。ここで、
粗大フェライトは、他の正常なフェライト粒に比べて明
らかに粗大化しておりその判別は容易であるが、定量的
に判定したい場合は全圧下量をオーステナイト域のみで
与えた場合の平均的粒径の所定倍以上（例えば3 倍以
上）とすればよい。
【００１４】これより、粗大フェライトの体積率f が減
少するに伴いNDTT値が徐々に低下（アレスト特性が向
上）しており、体積率f が10％以下になるとNDTT値が急
激に低下（向上）していることがわかる。NDTT値を目標
値の-70 ℃以下とするためには、粗大フェライトの体積
率f を7 〜8 ％以下に抑える必要がある。更に安定して
優れたアレスト特性を満足するためには、体積率f を5
％以下とするのが望ましい。
少するに伴いNDTT値が徐々に低下（アレスト特性が向
上）しており、体積率f が10％以下になるとNDTT値が急
激に低下（向上）していることがわかる。NDTT値を目標
値の-70 ℃以下とするためには、粗大フェライトの体積
率f を7 〜8 ％以下に抑える必要がある。更に安定して
優れたアレスト特性を満足するためには、体積率f を5
％以下とするのが望ましい。
【００１５】本発明では、これらの金属組織的知見を巧
みに利用して、以下に述べる製造方法が決定された。ま
ず、成分元素の限定理由を説明する。C は、鋼の強度を
確保する元素であるが、0.02％程度の少量の場合は、強
度の確保のみならず、再結晶フェライト粒の粗大化を抑
えることも困難となる。C が多量の場合は、一般に鋼の
靱性や斜めy 割れ等の溶接性を低下させるが、0.08％以
上で溶接部の硬度が上昇し低温割れ感受性を高くする。
以上より、C 量は0.04〜0.06％とする。
みに利用して、以下に述べる製造方法が決定された。ま
ず、成分元素の限定理由を説明する。C は、鋼の強度を
確保する元素であるが、0.02％程度の少量の場合は、強
度の確保のみならず、再結晶フェライト粒の粗大化を抑
えることも困難となる。C が多量の場合は、一般に鋼の
靱性や斜めy 割れ等の溶接性を低下させるが、0.08％以
上で溶接部の硬度が上昇し低温割れ感受性を高くする。
以上より、C 量は0.04〜0.06％とする。
【００１６】Siは、母材の強度維持・予備脱酸のため添
加するが、溶接性の観点から0.4 ％を上限とする。Mn
は、FeS の生成抑制ならびに鋼板の強度・靱性向上のた
めに、0.8 ％以上添加する。しかし、多量の添加は鋼の
焼入性の増加をもたらし溶接硬化層の出現により割れ感
受性が高くなることから、Mnの上限を1.4 ％とする。
加するが、溶接性の観点から0.4 ％を上限とする。Mn
は、FeS の生成抑制ならびに鋼板の強度・靱性向上のた
めに、0.8 ％以上添加する。しかし、多量の添加は鋼の
焼入性の増加をもたらし溶接硬化層の出現により割れ感
受性が高くなることから、Mnの上限を1.4 ％とする。
【００１７】Alは、脱酸のため添加するが、多量に添加
するとアルミナクラスタが形成され易くなるので、上限
を0.07％とする。Nbはオーステナイト域および二相域で
の再結晶を抑制するために添加するが、多量の添加は島
状マルテンサイトの生成を促し溶接性を著しく劣化させ
るので、0.005 〜0.015 ％の範囲とする。
するとアルミナクラスタが形成され易くなるので、上限
を0.07％とする。Nbはオーステナイト域および二相域で
の再結晶を抑制するために添加するが、多量の添加は島
状マルテンサイトの生成を促し溶接性を著しく劣化させ
るので、0.005 〜0.015 ％の範囲とする。
【００１８】Tiは、本発明の重要な元素である。図２
は、Si-Mn 鋼、Nb添加鋼、Nb- 微量Ti添加鋼、Nb-Ti 添
加鋼について、横軸に熱間加工における加工温度T 、縦
軸に加工後の再結晶により生成した粗大フェライトの体
積率f を示した図である。供試材は、0.04％C-0.24％Si
-1.12 ％MnのSi-Mn 鋼を基本成分とし、Nbを0.010 ％添
加したNb添加鋼、Nb添加鋼に更にTiを0.006 ％添加した
Nb- 微量Ti添加鋼、同様にNb添加鋼に更にTiを0.012 ％
添加したNb- Ti添加鋼である。
は、Si-Mn 鋼、Nb添加鋼、Nb- 微量Ti添加鋼、Nb-Ti 添
加鋼について、横軸に熱間加工における加工温度T 、縦
軸に加工後の再結晶により生成した粗大フェライトの体
積率f を示した図である。供試材は、0.04％C-0.24％Si
-1.12 ％MnのSi-Mn 鋼を基本成分とし、Nbを0.010 ％添
加したNb添加鋼、Nb添加鋼に更にTiを0.006 ％添加した
Nb- 微量Ti添加鋼、同様にNb添加鋼に更にTiを0.012 ％
添加したNb- Ti添加鋼である。
【００１９】これらの鋼を、900 ℃で加熱しオーステナ
イト域で60％の圧下を加えた後、種々の加工温度で30％
の圧下を加え、その後 1℃/secの冷却速度で冷却し、体
積率測定用の試料とした。その結果、Nb添加鋼とNb- 微
量Ti添加鋼は、Si-Mn 鋼に比べ粗大フェライトの抑制に
効果があるが、まだ800 ℃付近に粗大フェライト生成の
ピークが残っている。これに対し、Nb- Ti添加鋼では、
このピーク温度でも粗大フェライトの体積率f は5 ％程
度に抑えられていることがわかる。
イト域で60％の圧下を加えた後、種々の加工温度で30％
の圧下を加え、その後 1℃/secの冷却速度で冷却し、体
積率測定用の試料とした。その結果、Nb添加鋼とNb- 微
量Ti添加鋼は、Si-Mn 鋼に比べ粗大フェライトの抑制に
効果があるが、まだ800 ℃付近に粗大フェライト生成の
ピークが残っている。これに対し、Nb- Ti添加鋼では、
このピーク温度でも粗大フェライトの体積率f は5 ％程
度に抑えられていることがわかる。
【００２０】これらの結果より、Tiは二相域全体で粗大
フェライトの生成を抑制するために必要不可欠な元素で
あることがわかる。Tiの添加量は、下限は少量では不足
であり、0.010 ％とする。しかし、大量の添加はTiC の
過剰な生成による鋼板の靱性の劣化や、大入熱溶接時の
HAZ 靱性の劣化を招くので、上限を0.020 ％とする。な
お、この範囲のTi添加は、連続鋳造スラブの表面疵の抑
制や、溶接加熱時のTiN 析出によるオーステナイト粒の
粗大化防止にも効果があり大入熱溶接時のHAZ靱性の向
上をもたらす。
フェライトの生成を抑制するために必要不可欠な元素で
あることがわかる。Tiの添加量は、下限は少量では不足
であり、0.010 ％とする。しかし、大量の添加はTiC の
過剰な生成による鋼板の靱性の劣化や、大入熱溶接時の
HAZ 靱性の劣化を招くので、上限を0.020 ％とする。な
お、この範囲のTi添加は、連続鋳造スラブの表面疵の抑
制や、溶接加熱時のTiN 析出によるオーステナイト粒の
粗大化防止にも効果があり大入熱溶接時のHAZ靱性の向
上をもたらす。
【００２１】次に、製造方法について説明する。本発明
では、低Ceq 鋼で従来鋼と同等以上のアレスト特性を持
たせるため、上記成分範囲のNb-Ti 鋼を用いると同時
に、製造条件を細かく規定している。まず、スラブ加熱
については加熱温度を規定する。スラブの加熱温度は、
組織のオーステナイト化が図れる温度であればよいが、
オーステナイト粒の細粒化のため通常より低温加熱と
し、 900℃〜1050℃とすることが望ましい。
では、低Ceq 鋼で従来鋼と同等以上のアレスト特性を持
たせるため、上記成分範囲のNb-Ti 鋼を用いると同時
に、製造条件を細かく規定している。まず、スラブ加熱
については加熱温度を規定する。スラブの加熱温度は、
組織のオーステナイト化が図れる温度であればよいが、
オーステナイト粒の細粒化のため通常より低温加熱と
し、 900℃〜1050℃とすることが望ましい。
【００２２】圧延以降は、本発明では3 つのプロセスに
区分されている。まず、第 1のプロセスは、Ar3 以上の
温度域での圧延である。この圧延の際、オーステナイト
の未再結晶温度域で所定の圧下率を確保する。その目的
は、オーステナイト粒を伸長させ粒界面積を増加させる
とともに粒内に変形帯を導入することにより、変態によ
り生成するフェライト粒を微細化することにある。これ
は、脆性破壊における破面のファセットサイズを細かく
し、アレスト特性を向上させる作用がある。
区分されている。まず、第 1のプロセスは、Ar3 以上の
温度域での圧延である。この圧延の際、オーステナイト
の未再結晶温度域で所定の圧下率を確保する。その目的
は、オーステナイト粒を伸長させ粒界面積を増加させる
とともに粒内に変形帯を導入することにより、変態によ
り生成するフェライト粒を微細化することにある。これ
は、脆性破壊における破面のファセットサイズを細かく
し、アレスト特性を向上させる作用がある。
【００２３】このオーステナイトの未再結晶温度域での
圧下率については、30％未満では効果が小さいので30％
以上とするが、この圧延の効果を確実にするためには更
に50％以上とすることが望ましい。なお、オーステナイ
トの未再結晶温度域での圧下率としては、実用上の観点
から、一定温度（通常900 ℃）以下での圧下率を用いれ
ばよい。
圧下率については、30％未満では効果が小さいので30％
以上とするが、この圧延の効果を確実にするためには更
に50％以上とすることが望ましい。なお、オーステナイ
トの未再結晶温度域での圧下率としては、実用上の観点
から、一定温度（通常900 ℃）以下での圧下率を用いれ
ばよい。
【００２４】次いで、第 2のプロセスは、フェライト＋
オーステナイト二相域における圧延である。その目的
は、圧延集合組織を発達させることにある。図３は、二
相域における圧延の圧下率R とNRL 試験のNDTTとの関係
を示す図である。供試材は、0.04％C-0.24％Si-1.12 ％
Mn-0.010％Nb-0.012％TiのNb- Ti添加鋼である。この鋼
のスラブを加熱・圧延した後、900 ℃以下のオーステナ
イトの未再結晶温度域で60％の圧下を加え、800 〜780
℃の二相域で種々の圧下率で二相域圧延を行い、その後
2.3℃/secの冷却速度で冷却して、試験用の鋼板を得
た。
オーステナイト二相域における圧延である。その目的
は、圧延集合組織を発達させることにある。図３は、二
相域における圧延の圧下率R とNRL 試験のNDTTとの関係
を示す図である。供試材は、0.04％C-0.24％Si-1.12 ％
Mn-0.010％Nb-0.012％TiのNb- Ti添加鋼である。この鋼
のスラブを加熱・圧延した後、900 ℃以下のオーステナ
イトの未再結晶温度域で60％の圧下を加え、800 〜780
℃の二相域で種々の圧下率で二相域圧延を行い、その後
2.3℃/secの冷却速度で冷却して、試験用の鋼板を得
た。
【００２５】その結果、二相域圧延の圧下率が１０％よ
り低い場合、ＮＤＴＴが上昇（アレスト特性が劣化）し
ているが、これは圧延集合組織がまだ発達していないた
めである。圧下率が６０％より高い場合もＮＤＴＴが上
昇（アレスト特性が劣化）しているが、これは加工硬化
により靭性が低下したためである。以上より、二相域に
おける圧延の圧下率を１０〜６０％とする。二相域圧延
の圧延温度については、従来技術のように８００℃前後
の温度域での圧下を控える必要はないので、圧延能率の
低下を回避できる。この発明では、二相域圧延が８００
℃前後の比較的高い温度で行われるので、終了温度をあ
まり低くすると却って圧延能率の低下を招く。そこで、
二相域圧延の終了温度、即ち仕上温度を、７５０℃以
上、好ましくは後述の実施例（表２）に示すように、７
７０℃以上とする。
り低い場合、ＮＤＴＴが上昇（アレスト特性が劣化）し
ているが、これは圧延集合組織がまだ発達していないた
めである。圧下率が６０％より高い場合もＮＤＴＴが上
昇（アレスト特性が劣化）しているが、これは加工硬化
により靭性が低下したためである。以上より、二相域に
おける圧延の圧下率を１０〜６０％とする。二相域圧延
の圧延温度については、従来技術のように８００℃前後
の温度域での圧下を控える必要はないので、圧延能率の
低下を回避できる。この発明では、二相域圧延が８００
℃前後の比較的高い温度で行われるので、終了温度をあ
まり低くすると却って圧延能率の低下を招く。そこで、
二相域圧延の終了温度、即ち仕上温度を、７５０℃以
上、好ましくは後述の実施例（表２）に示すように、７
７０℃以上とする。
【００２６】最後に、第 3のプロセスは、圧延直後の加
速冷却である。図４は、圧延直後の冷却速度V と粗大フ
ェライトの体積率f の関係を示す図である。これは、図
２と同じ鋼（Si-Mn 鋼、Nb添加鋼、Nb- 微量Ti添加鋼、
Nb-Ti 添加鋼）を、900 ℃で加熱しオーステナイト域で
60％の圧下（第 1の加工）を加えた後、粗大フェライト
の体積率f がピークを示した800 ℃で30％の圧下（第 2
の加工）を加え、その後種々の冷却速度で冷却し、体積
率測定を行って得た結果である。
速冷却である。図４は、圧延直後の冷却速度V と粗大フ
ェライトの体積率f の関係を示す図である。これは、図
２と同じ鋼（Si-Mn 鋼、Nb添加鋼、Nb- 微量Ti添加鋼、
Nb-Ti 添加鋼）を、900 ℃で加熱しオーステナイト域で
60％の圧下（第 1の加工）を加えた後、粗大フェライト
の体積率f がピークを示した800 ℃で30％の圧下（第 2
の加工）を加え、その後種々の冷却速度で冷却し、体積
率測定を行って得た結果である。
【００２７】この結果から、粗大フェライトの生成を5
％以下に抑制するのに必要な冷却速度を求めた。Si-Mn
鋼では30℃/sec以上であり実用的でなく、Nb添加鋼とNb
- 微量Ti添加鋼でも、Si-Mn 鋼に比べれば効果があるも
のの、やはり10℃/sec以上の大きな冷却速度が必要であ
る。これに対し、Nb- Ti添加鋼では1 ℃/secの冷却速度
でも粗大フェライトの生成を5 ％以下に抑制できる。従
って、本発明ではNb-Ti添加鋼を用いて、圧延直後の加
速冷却を1 ℃/sec以上の冷却速度で行う。冷却速度の上
限については、冷却速度が過大であると低Ceq 鋼であっ
ても硬化組織の生成につながりアレスト特性が劣化する
ので、10℃/sec以下とする。
％以下に抑制するのに必要な冷却速度を求めた。Si-Mn
鋼では30℃/sec以上であり実用的でなく、Nb添加鋼とNb
- 微量Ti添加鋼でも、Si-Mn 鋼に比べれば効果があるも
のの、やはり10℃/sec以上の大きな冷却速度が必要であ
る。これに対し、Nb- Ti添加鋼では1 ℃/secの冷却速度
でも粗大フェライトの生成を5 ％以下に抑制できる。従
って、本発明ではNb-Ti添加鋼を用いて、圧延直後の加
速冷却を1 ℃/sec以上の冷却速度で行う。冷却速度の上
限については、冷却速度が過大であると低Ceq 鋼であっ
ても硬化組織の生成につながりアレスト特性が劣化する
ので、10℃/sec以下とする。
【００２８】以上のように本発明では、成分元素と3 つ
のプロセスの組み合わせにより、組織を微細なフェライ
ト＋パーライト組織にし、更にアレスト特性にとって好
ましい集合組織を導入している。
のプロセスの組み合わせにより、組織を微細なフェライ
ト＋パーライト組織にし、更にアレスト特性にとって好
ましい集合組織を導入している。
【００２９】
【実施例】供試鋼の化学成分を、表1 に示す。比較鋼の
うち、鋼I はNb無添加、鋼J はNb過剰、鋼K はTi不足、
鋼L はSi-Mn 鋼、鋼M はTi無添加、鋼N はC 過剰、鋼O
はC 不足である。製造条件を、表２に示す。比較鋼板の
うち、鋼板B04 〜B07 については素材（鋼A ）の化学成
分が発明範囲内ではあるものの、B04 は冷却速度過大、
B05 は冷却速度過小、B06 は二相域圧延なし、B07 は二
相域圧延の圧下率過大である。
うち、鋼I はNb無添加、鋼J はNb過剰、鋼K はTi不足、
鋼L はSi-Mn 鋼、鋼M はTi無添加、鋼N はC 過剰、鋼O
はC 不足である。製造条件を、表２に示す。比較鋼板の
うち、鋼板B04 〜B07 については素材（鋼A ）の化学成
分が発明範囲内ではあるものの、B04 は冷却速度過大、
B05 は冷却速度過小、B06 は二相域圧延なし、B07 は二
相域圧延の圧下率過大である。
【００３０】これらの製造条件で製造された鋼板につい
て、母材および溶接継手部の試験を行った。溶接継手特
性の試験は、SAW （サブマージアーク溶接）: 入熱10ｋ
J/mmの溶接条件で溶接を行い、試験片を調製して行っ
た。表３は、これら鋼板の引張試験、シャルピー衝撃試
験、NRL 試験、溶接継手のシャルピー衝撃試験および最
高硬さ試験の各試験結果を示す。
て、母材および溶接継手部の試験を行った。溶接継手特
性の試験は、SAW （サブマージアーク溶接）: 入熱10ｋ
J/mmの溶接条件で溶接を行い、試験片を調製して行っ
た。表３は、これら鋼板の引張試験、シャルピー衝撃試
験、NRL 試験、溶接継手のシャルピー衝撃試験および最
高硬さ試験の各試験結果を示す。
【００３１】まず、発明鋼板A01 〜A24 の母材特性を見
ると、シャルピー試験の結果では波面遷移温度vTrsが-1
00℃以下、吸収エネルギvE-55 が220J以上の高い値が得
られた。NRL 試験においてはNDTT値が-95 〜-75 ℃であ
り、高いアレスト特性が得られた。
ると、シャルピー試験の結果では波面遷移温度vTrsが-1
00℃以下、吸収エネルギvE-55 が220J以上の高い値が得
られた。NRL 試験においてはNDTT値が-95 〜-75 ℃であ
り、高いアレスト特性が得られた。
【００３２】これに対し、比較例の鋼板B01 〜B25 の母
材特性は、シャルピー試験の結果ではvTrsが-87 ℃以下
で良好であるものの、吸収エネルギvE-55 が200J以下で
発明鋼より劣る結果となった。NRL 試験においては、ND
TT値は-60 〜-35 ℃であり、本発明の目標であるNDTT値
-70 ℃以下を達成するに至らなかった。特に、Si-Mn鋼
の鋼L が素材の鋼板B14 〜B16 ではNDTT値が-45 〜-40
℃、C 不足（0.2 ％）の鋼O を用いた鋼板B23 〜B25 で
はNDTT値が-40 〜-35 ℃であり、NDTTの目標値-70 ℃以
下には全く及ばなかった。
材特性は、シャルピー試験の結果ではvTrsが-87 ℃以下
で良好であるものの、吸収エネルギvE-55 が200J以下で
発明鋼より劣る結果となった。NRL 試験においては、ND
TT値は-60 〜-35 ℃であり、本発明の目標であるNDTT値
-70 ℃以下を達成するに至らなかった。特に、Si-Mn鋼
の鋼L が素材の鋼板B14 〜B16 ではNDTT値が-45 〜-40
℃、C 不足（0.2 ％）の鋼O を用いた鋼板B23 〜B25 で
はNDTT値が-40 〜-35 ℃であり、NDTTの目標値-70 ℃以
下には全く及ばなかった。
【００３３】次に、発明鋼板A01 〜A24 の溶接継手特性
を見ると、シャルピー試験の結果で吸収エネルギvE-55
が160J以上の高い値が得られた。最高硬さはHv190 〜22
0 で実用上何ら問題ない値であり、これより発明鋼板で
は低温割れ感受性が低いことが確認された。
を見ると、シャルピー試験の結果で吸収エネルギvE-55
が160J以上の高い値が得られた。最高硬さはHv190 〜22
0 で実用上何ら問題ない値であり、これより発明鋼板で
は低温割れ感受性が低いことが確認された。
【００３４】これに対し、比較例の鋼板B01 〜B25 の溶
接継手特性は、シャルピー試験の結果で吸収エネルギvE
-55 が150J以下に止まり、発明鋼に比べて低い値となっ
た。特に、Nb過剰の鋼J が素材の鋼板B08 〜B10 では、
vE-55 が80J 前後まで低下した。最高硬さは、大部分は
発明鋼と同様Hv190 〜220 であったが、C の高い鋼Nが
素材の鋼板B20 〜B22 ではHv280 前後にまで硬化してい
た。
接継手特性は、シャルピー試験の結果で吸収エネルギvE
-55 が150J以下に止まり、発明鋼に比べて低い値となっ
た。特に、Nb過剰の鋼J が素材の鋼板B08 〜B10 では、
vE-55 が80J 前後まで低下した。最高硬さは、大部分は
発明鋼と同様Hv190 〜220 であったが、C の高い鋼Nが
素材の鋼板B20 〜B22 ではHv280 前後にまで硬化してい
た。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【発明の効果】二相域圧延におけるフェライトの再結晶
と粒成長による粗大フェライトとの生成とアレスト特性
の関係を見出し、化学成分、圧延条件、冷却条件を適切
に規定することにより、粗大フェライトの生成を抑制す
る方法を確立した。
と粒成長による粗大フェライトとの生成とアレスト特性
の関係を見出し、化学成分、圧延条件、冷却条件を適切
に規定することにより、粗大フェライトの生成を抑制す
る方法を確立した。
【００３９】その結果、アレスト特性の向上が困難であ
ったCeq の低い（0.30％以下）鋼板で、NRL 試験におけ
るNDTT値が-70 ℃以下という優れたアレスト特性の鋼板
を製造することが可能となる。また、二相域圧延を行う
際、一定の温度域での圧下を控え鋼板の温度が低下する
まで待機する必要がないので、圧延能率の低下が防止で
きる。
ったCeq の低い（0.30％以下）鋼板で、NRL 試験におけ
るNDTT値が-70 ℃以下という優れたアレスト特性の鋼板
を製造することが可能となる。また、二相域圧延を行う
際、一定の温度域での圧下を控え鋼板の温度が低下する
まで待機する必要がないので、圧延能率の低下が防止で
きる。
【図１】粗大フェライトの体積率f とNDTT値の関係を示
す図。
す図。
【図２】二相域における加工温度T と粗大フェライトの
体積率f の関係を示す図。
体積率f の関係を示す図。
【図３】二相域における圧下率R とNRL 試験におけるND
TTとの関係を示す図。
TTとの関係を示す図。
【図４】圧延直後の冷却速度V と粗大フェライトの体積
率f の関係を示す図。
率f の関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−9651（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−156424（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−129318（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/02
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で、C:0.04〜0.06％、Si:0.4％以
下、Mn:0.8〜1.4 ％、Al:0.07 ％以下、Nb:0.005〜0.01
5 ％、Ti:0.010〜0.020 ％を含有し、かつ、C、Mnおよ
び任意添加元素であるCu、Ni、Cr、Mo、Vについて、Ceq
＝C ＋Mn/6＋（Cu＋Ni）/15 ＋（Cr＋Mo＋V ）/5で表さ
れる炭素等量Ceq が0.30％以下である鋼を、オーステナ
イト域に加熱し、次いでAr3以上の温度域でオーステナ
イトの未再結晶温度域での圧下率が30％以上となるよう
に圧延を行い、更に二相域で圧下率が10〜60％、仕上温
度が750℃以上の圧延を行い、その後、冷却速度1〜10℃
/secで冷却することを特徴とする鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5301659A JP3003483B2 (ja) | 1993-12-01 | 1993-12-01 | 鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5301659A JP3003483B2 (ja) | 1993-12-01 | 1993-12-01 | 鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07150240A JPH07150240A (ja) | 1995-06-13 |
| JP3003483B2 true JP3003483B2 (ja) | 2000-01-31 |
Family
ID=17899599
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5301659A Expired - Fee Related JP3003483B2 (ja) | 1993-12-01 | 1993-12-01 | 鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3003483B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5060246B2 (ja) * | 2007-11-02 | 2012-10-31 | 住友金属工業株式会社 | 鋼板のアレスト特性評価方法およびアレスト特性評価用鋼板 |
| JP5157386B2 (ja) * | 2007-11-21 | 2013-03-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 |
| CN107385324B (zh) * | 2017-06-08 | 2019-02-12 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种大厚度q500gjcd高强度建筑结构用钢板及其制造方法 |
| CN111961967B (zh) * | 2020-07-31 | 2021-09-21 | 天津钢铁集团有限公司 | 小压缩比厚规格控轧型q345gje建筑结构用钢板及其生产方法 |
-
1993
- 1993-12-01 JP JP5301659A patent/JP3003483B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH07150240A (ja) | 1995-06-13 |
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