JP3212343B2 - 低温靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、母材及び溶接熱影響部
（以下ＨＡＺと称す）の低温での靭性がともに優れた鋼
板を、生産性よく製造する方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、海洋構造物、船舶、貯蔵タンク等
の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対
する要望は厳しさを増しており、破壊がもたらす被害の
大きさ及び社会不安の大きさから、鋼材の母材靭性並び
にＨＡＺの靭性改善が要望されている。

【０００３】母材の低温靭性を向上させるためには変態
後のフェライト粒径を微細化することが有効であり、そ
のために変態前のオーステナイト粒を細粒化させること
が有効なことは知られている。その方法としては多数の
提案があり、例えば、特開昭５９−４７３２３号公報記
載のように低温で加熱し、未再結晶域での加工量を大き
くする方法がある。

【０００４】また従来から鋼材の細粒化には特開昭５８
−１９４３１号公報に開示されているようにＮｉやＮｂ
等の合金元素を使用し、これにより母材の靭性をシャル
ピー衝撃試験で−５０℃から−７０℃のｖＴｒｓ値を得
ている。

【０００５】また、特公昭６０−１６９５１６号公報に
溶接部靭性の優れた低温用鋼の製造法がある。この方法
では、１２５０℃〜１３５０℃に６０分以上加熱して放
冷もしくは圧延してＡｒ₃ 変態点以下の温度に冷却し、
再び９００〜１１５０℃に加熱して８００℃以下の圧下
率が３０％以上の圧延を行って３００℃以下までを１０
〜５０℃／秒で冷却し、しかる後４００〜６５０℃に加
熱して焼戻す方法もある。また、これらの方法を改善す
る方法として、特開平０１−１４６６８号公報記載のよ
うに高温加熱処理を省略した方法がある。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、前記し
た提案は何れも実用時に次に述べる様々な問題を内在し
ており、それぞれに改善が待たれている。特開昭５９−
４７３２３号公報の提案のように低温で加熱し、未再結
晶域での加工量を大きくし、かつ制御冷却を必須とし、
圧延後の急冷により微細なフェライト及びマルテンサイ
トとする方法は、他のスラブの加熱温度と対象のスラブ
の加熱温度が異なるため、この前後で加熱操業条件を調
整する時間が必要となる。また、加熱効率の大幅な低下
が避けられず、更には未再結晶域での加工量を大きくす
るため、制御圧延時の温度待ち時間が極めて長くなり、
圧延効率の低下、再加熱、及び制御冷却に伴うコスト上
昇を招き、生産性を著しく低下する。

【０００７】また、特開昭５８−１９４３１号公報に記
載のようにアレスト特性に優れた高張力鋼は、Ｎｉ及び
Ｎｂに加えて、圧延後再加熱して完全にオーステナイト
化することを必須としており、再加熱に伴うコスト上昇
と生産性の低下が避けられない。更に、ＮｉやＮｂは高
価な合金成分であり、その添加は鋼材のコストを著しく
上昇させる。それにもかかわらず母材の靭性を示すシャ
ルピー衝撃試験でのｖＴｒｓは−５０℃から−７０℃レ
ベルでしかない。特にＮｂの多量の添加は後述するよう
にＨＡＺの靭性を著しく低下させるため溶接用鋼材とし
ては好ましくない。

【０００８】特公昭６０−１６９５１６号公報に開示さ
れた方法は、母材とＨＡＺ共に望ましい靭性を確保する
ために高温での加熱処理に加え、再加熱後８００℃以下
での圧下を必須としており、これによる生産性の低下は
著しい。

【０００９】これ等の改善を目的とした特開平０１−１
４６６８号公報の方法は、母材及びＨＡＺの靭性を確保
するために、１２５０℃以上の温度に加熱後、再結晶終
了温度からＡｒ₃ 点温度までに圧下量５０％以上の未再
結晶域での圧延を必須としている。

【００１０】前記した特公昭６０−１６９５１６号、特
開平０１−１４６６８号公報記載のように鋳片を高温に
加熱することは、偏析を拡散し、偏析起因で低値が発生
しやすいＨＡＺ靭性改善に対し有効であるが、加熱時の
オーステナイト粒径が粗大化し、母材靭性が著しく損な
われることになる。更に所定の温度域まで冷却するまで
の温度待ち時間の増大による圧延ton/hrの低下、更に温
度低下による圧延原単位の低下により経済性が大きく失
われる。

【００１１】本発明はこれらの問題点を伴わずに、母材
の靭性及びＨＡＺの靭性を改善した鋼材を生産性良く、
経済的に効率よく製造する方法を提供することを課題と
するものである。

【００１２】

【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を達成
するために、以下の構成を要旨とする。 （１） 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ａｌ：
０．００７〜０．１％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｔｉ：０．
００３〜０．０２％、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｎ：
（０．２〜０．５）×Ｔｉ％、Ｐ：≦０．０１５％、
Ｓ：０．００１〜０．００５％を含み、Ｃ＋Ｍｎ／６＋
（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．
４５を満足し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、凝固後１
２００℃以上に加熱した構造用鋼の鋼片を、表面温度で
Ａｒ₃ 点以下の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度にて
冷却し、その後、復熱させ板厚中心部が再結晶終了温度
〜再結晶終了温度＋１５０℃である温度域において圧下
率３０％以上の圧延を行ない、更に板厚中心部が再結晶
終了温度以下である温度域で、スラブ厚ｔ（mm）と平均
冷却速度Ｖ（℃／秒）との間の関係がＶ＞（１８／ｔ）
^0.5 を満足する冷却を行ないながら圧延し、圧延仕上げ
温度をＡｒ₃ 点以上とすることを特徴とする低温靭性の
優れた溶接構造用鋼板の製造法。

【００１３】（２）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８
％、Ａｌ：０．００７〜０．１％、Ｓｉ：≦０．５％、
Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｍｎ：０．４〜１．８
％、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｐ：≦０．０１
５％、Ｎ：≦０．００６％、を基本成分とし、これにＴ
ｉ：０．００３〜０．０２％、Ｔａ：０．００３〜０．
０２％、Ｚｒ：０．００３〜０．０２％の１種又は２種
以上を添加し、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．４５を満足し、残部Ｆｅ
及び不純物からなり、凝固後１２００℃以上に加熱した
構造用鋼の鋼片を、表面温度でＡｒ₃ 点以下の温度域ま
で２℃／秒以上の冷却速度にて冷却し、その後、復熱さ
せ板厚中心部が再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５
０℃である温度域において圧下率３０％以上の圧延を行
ない、更に板厚中心部が再結晶終了温度以下である温度
域で、スラブ厚ｔ（mm）と平均冷却速度Ｖ（℃／秒）と
の間の関係がＶ＞（１８／ｔ）^0.5 を満足する冷却を行
ないながら圧延し、圧延仕上げ温度をＡｒ₃ 点以上とす
ることを特徴とする低温靭性の優れた溶接構造用鋼板の
製造法。（３）重量％で更に、 ＲＥＭ：≦０．００３％、Ｃａ：
≦０．００３％、Ｍｇ：≦０．００３％を単独添加する
か、２種以上を複合添加し、複合添加時は合計量を０．
００５％以下とすることを特徴とする上記(2) に記載の
低温靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造法。 （４）重量％で更に、 Ｎｂ：≦０．０５％、Ｍｏ：≦
０．５％、Ｖ：≦０．１％、Ｃｕ：≦１．０％、Ｃｒ：
≦０．５％、Ｎｉ：≦２．０％の１種又は２種を添加す
ることを特徴とする前記 (1)〜(3) のいずれか１項に記
載の低温靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造法。 （５）圧延終了後に５℃／秒以上の冷却速度で６５０℃
以下の温度に加速冷却を行なうことを特徴とする前記
(1)〜(4) のいずれか１項に記載の低温靭性の優れた溶
接構造用鋼板の製造法。 （６）圧延終了後引き続き焼入れ焼戻し処理を行なうこ
とを特徴とする前記 (1)〜(4) のいずれか１項に記載の
低温靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造法。

【００１４】本発明が対象とする構造用鋼の各成分元素
につきその添加理由と量を以下に示す。Ｃは鋼の強度を
向上させるために有効な成分として添加するものである
が溶接熱影響部の耐溶接割れ性、耐溶接硬化性及び靭性
の劣化防止から上限を０．１８％としている。

【００１５】Ｓｉは溶鋼の脱酸元素と強度増加元素とし
て添加するが、ＨＡＺに高炭素マルテンサイトを生成し
て靭性が低下するのを防ぐ目的から０．５％を上限とし
ている。

【００１６】Ｍｎは母材強度、靭性の確保と併せ、粒内
フェライト（以下ＩＦＰと称す）生成の核となる複合体
の外殻を形成するＭｎＳを生成するため０．４％を下限
とし、ＨＡＺの靭性、ＨＡＺの耐溶接割れ性の劣化防止
から１．８％を上限としている。

【００１７】Ｐはミクロ偏析によるＨＡＺの靭性と耐割
れ性の劣化を防ぐため０．０１５％を上限としている。
Ａｌは脱酸、母材組織の細粒化、固溶Ｎの固定等のため
に０．００７％以上で使用されるが、鋼中の酸素との結
合により酸化物系の介在物を形成して鋼の清浄度を低下
させることを防止するため０．１％を上限としている。

【００１８】Ｓは通常ＩＦＰ生成の核となる複合体の外
殻を形成するＭｎＳの生成に０．００１％を下限とし、
粗大なＡ系介在物を形成して母材の靭性、異方性（圧延
方向とそれに直角な方向の特性の差）の悪化を防止する
ため０．００５％を上限としている。

【００１９】請求項１でのＴｉ及びＮの添加はＴｉ及び
Ｎは鋼材中でＴｉＮ化合物を形成し、適当に分散したＴ
ｉＮ析出物はオーステナイト結晶粒の粗大化抑制の機能
を有するためで、添加Ｔｉ量が０．００３％未満ではこ
の効果を期待しにくく、また０．０２０％を超越する
と、オーステナイト結晶粒粗大化防止に無効であるのみ
ならず、材質、特に溶接部靭性に有害であるような粗大
なＴｉＮ化合物生成の傾向が顕著になるので、０．０２
０％を上限とした。この場合のＮはＴｉＮを形成するの
に必要かつ十分な量に制御することが必要であるが製鋼
作業におけるバラツキも考慮して添加範囲を（０．２〜
０．５）×Ｔｉ％とした。

【００２０】請求項２のＢは一般に大入熱溶接時のＨＡ
Ｚ靭性に有害な粒界フェライト、フェライトサイドプレ
ートの生成抑制、ＢＮの析出によるＨＡＺの固溶Ｎの固
定等から少なくとも０．０００２％を添加しているが、
多量の添加はＦｅ₂₃（ＣＢ）₆ の析出による靭性低下、
及びフリーＢによるＨＡＺの硬化性の増加を招くので、
これ等を防止するため０．００３％を上限としている。

【００２１】請求項２のＮもＳ，Ｂと同様に複合体の芯
となるＴｉ，Ｚｒ，Ｔａ等の窒化物を析出するため添加
するが、マトリックスの靭性低下、ＨＡＺにおける高炭
素マルテンサイトの生成促進等を防止するため０．００
６％を上限としている。

【００２２】請求項２のＴｉ，Ｚｒ，Ｔａは１種又は２
種以上を選択添加して前記したＩＦＰ生成核となる複合
体の芯となる窒化物を生成し、ＩＦＰの生成核として作
用せしめるため、０．００３％以上の添加量が必要であ
るが、酸化物系の介在物による鋼の清浄度の低下を防止
するため０．０２％を上限としている。

【００２３】以上が当業分野で構造用鋼の基本成分とす
る元素と各添加量及び添加理由である。これに当業分野
では母材の強度の上昇、及び母材、ＨＡＺの各靭性向
上の目的で、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂの１種
又は２種以上、ＨＡＺのオーステナイト結晶粒粗大化
防止と母材の異方性の低減を目的としてＲＥＭ，Ｃａ，
Ｍｇの１種又は２種以上を用い、現実はとのいずれ
か一方又はとの両方を添加している。

【００２４】しかしながら群のＣｕは母材の強度を高
める割りにＨＡＺの硬さ上昇が少ないが、応力除去焼鈍
によりＨＡＺの硬化性が増加するのでこの増大を防止す
るために１．０％を上限としている。

【００２５】又Ｎｉは母材の強度と靭性及びＨＡＺ靭性
を同時に高めるために添加するが、焼入れ性の増加によ
りＨＡＺにおけるＩＦＰの形成が抑制されることがある
のでそれを防止するため２．０％の添加量を上限として
いる。

【００２６】更にＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂは焼入れ性の向
上と析出硬化とにより母材強度を高め、母材の低温靭性
を向上するため添加しているが、ＨＡＺ靭性及び硬化性
への悪影響を防止するため、それぞれの影響度に応じて
０．５％，０．５％及び０．１％，０．０５％を各々の
上限としている。

【００２７】又の元素は前記の通りＨＡＺのオーステ
ナイト結晶粒粗大化防止のため、酸化物、硫化物もしく
は酸硫化物生成元素である原子番号５７〜７１のランタ
ノイド系元素及びＹの１種又は２種以上から選ばれた希
土類元素（ＲＥＭ）とＣａ及びＭｇの三者の中１種又は
２種以上を添加している。

【００２８】これらの元素は酸化物、硫化物もしくは酸
硫化物を形成し、ＨＡＺの結晶粒粗大化、母材の異方性
の軽減を目的に添加されるが、ＩＦＰの生成核となるＭ
ｎＳの形成が困難になる。これを防止するため、これ等
の元素を２種以上を混合添加する場合は合計の０．００
５％を上限とし、各々単独に添加する場合は０．００３
％を上限としている。

【００２９】本発明が対象とする構造用鋼は上記した各
元素を上記した理由の基に上記した範囲で同様に使用す
ることができる。又、特開昭５８−１９４３１号公報が
ラインパイプ用鋼として開示している成分Ｃ：０．０４
〜０．１８％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｓｉ：０．
０１〜０．９０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：
０．３〜２．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：
０．００８〜０．０６％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、
Ｓ：０．０１２〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０５０％、Ｎｉ：０．２０〜２．００％の各々の成分を
有する各鋼も前記構造用鋼と同様に、本発明に使用する
ことができる。

【００３０】これらは本発明が開示している構成・作用
・効果によるものではないが、各成分を各々に記載の範
囲から生ずる効果を利用しつつ本発明の所定の効果が得
られるので、これ等の各鋼も本発明がいう構造用鋼に含
まれる。

【００３１】また上記した構造用の鋳片を圧延するに
は、先ず鋳片が凝固完了後に中心部迄１２００℃に加熱
して偏析を拡散する。圧延の終了温度をＡｒ₃ 点温度未
満にするとオーステナイトから変態したフェライトが加
工されて表層部の靭性が劣化するので、本発明における
圧延終了温度はＡｒ₃ 点温度以上とした。

【００３２】また、本発明の実施に当たって、鋳片の１
２００℃以上への加熱の上限は、圧延電力原単位と加熱
燃料原単位のバランスと鋳片のハンドリング条件から決
定すればよく、通常１３５０℃以下とするのが望まし
い。

【００３３】

【作用】本発明者等は、前記従来技術が有する問題を解
決すると共に、本発明の課題を達成するため、一般的な
構造用鋼を代表する供試鋼として、実施例の表１に示す
鋼種２を用いて種々実験検討を繰り返した。

【００３４】連続鋳造方法では製造した鋳片から得た構
造用鋼板にあっては、板厚中心部のＣやＭｎ濃度の偏析
は加熱温度に応じて拡散し、ＨＡＺ靭性を向上させるこ
とが理論的かつ実験的に確かめられている。

【００３５】本発明者等は上記構造用鋼鋳片の加熱温度
を種々変えて、上記構造用鋼における加熱温度とＨＡＺ
靭性の関係を調査した結果、図１に示す通り、鋳片の中
心温度が１２００℃以上の領域になると、ＨＡＺ１mmの
靭性の良好な値が得られることを知得した。

【００３６】一方、この構造用鋼板のオーステナイト粒
径は、加熱温度により変化することが知られている。本
発明者等は上記構造用鋼鋳片の加熱温度を種々変えて、
上記構造用鋼における加熱温度と結晶粒径の関係を調査
した結果、図２に示すように鋳片の中心温度が１１００
℃を超えると結晶粒は粗大化し、上記ＨＡＺ靭性の向上
とは逆に母材靭性の劣化が避けられないことを確認し
た。

【００３７】本発明者等は、上記Ｃ及びＭｎ偏析を改善
してＨＡＺ靭性を向上しつつ、生産性良く、経済的に母
材靭性を向上する方法を確立するために、圧延温度が下
がりにくい板厚中心部の温度と時間の関係、さらに圧延
中の冷却速度が０．４〜０．５℃／秒と認識されている
通常の圧延における鋳片厚みと冷却速度の関係を調査し
た。

【００３８】この時に使用した鋳片は、凝固完了後１２
００℃以上に加熱した中心偏析を拡散した鋳片である。
その結果、低温加熱材と同等の温度まで低下させて圧延
するには、きわめて長時間の温度待ちをする必要がある
ことが判明した。また、従来の圧延技術ではこ全く活用
されていない被圧延材の厚みに対応した冷却速度の実態
が判明した。その実態をそれぞれ、図３，図４に曲線Ａ
に示す。本発明者等は、この実態を活用し、従来技術に
共通する生産性の低下と、経済性の悪化の要因となって
いる鋳片の極端な低温加熱、及び従来行なわれている圧
延温度調整のための滞留、待機、更には低温域での再加
熱圧延等を用いることなく、従来技術で得られていたも
のと、同等又はそれ以上の母材靭性及びＨＡＺ靭性を有
する鋼板の製造方法を確立するため、次の３点に着眼
し、実験検討を重ねた。

【００３９】圧延中の鋳片を再結晶終了温度近傍まで
に早期に低下させ、再結晶終了温度域での圧延及び鋼板
の結晶粒の微細化の関係。 鋳片を再結晶終了後から圧延終了迄の間、冷却しなが
ら圧延することによる変態前のオーステナイトへの歪み
の蓄積と変態フェライト粒径の関係。 との組み合わせと、母材靭性の関係。

【００４０】よく知られているように被加工鋼材の温度
履歴と加工量が変化すれば再結晶が終了する温度は変化
する。従って図示した再結晶終了温度及びこれに対応す
る圧延材の板厚は一例である。この実験において、母材
靭性としてのシャルピー衝撃試験でのｖＴｒｓが−１０
０℃を示した鋼材の再結晶終了温度までの板厚中心部の
温度履歴、再結晶終了から圧延終了までの各厚み別冷却
速度をそれぞれ図３，図４にそれぞれ曲線Ｂで示す。

【００４１】本発明者らは、板厚中心部の温度に着目
し、再結晶域での圧下温度と再結晶完了後のオーステナ
イト粒径の関係を調査した。その結果を図５に示す。同
図より再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃の範
囲が、再結晶後のオーステナイト粒径の細粒化に有効で
あることがわかった。上記温度範囲での圧下率の影響を
調査した結果を図６に示す。同図より圧下率は３０％以
上必要であることが判明した。

【００４２】さらに、本発明者らは板厚中心部の温度を
制御することを目的に種々の検討を実施した結果、圧延
前もしくは圧延途中で、表面温度をＡｒ₃ 点以下まで冷
却し、板厚中心部が前記した温度域で圧延されるよう
に、所定の復熱待ちをすることが有効であるとの知見を
得た。オーステナイト粒の細粒化の観点から、板厚中心
部の温度を上記最適温度域まで早期に到達させるための
表面の冷却条件として、Ａｒ₃ 点以下に２℃／秒以上の
冷却速度で冷却することが有効であることが、板厚方向
の熱伝導解析結果から明らかとなった。

【００４３】図４の曲線は鋳片の厚みをｔとすると、
（１８／ｔ）^0.5 で近似できることが判明した。これに
より圧延中に被圧延材が圧延により厚みが変化しても、
冷却速度Ｖ（℃／秒）が（１８／ｔ）^0.5 以上を満足す
ると、本発明の効果が達成できることが判明した。図７
に冷却条件ｔ×Ｖ² 〔mm・（℃／秒）² 〕と圧延後の鋼
板のｔ／２母材靭性の関係を示す。図７の製造条件は次
の通りである。 加熱温度：１２２０℃ 仕上温度： ７７０℃ 鋳片厚 ： １５０mm 製品厚 ： ２５mm 鋼 種：表１の２ 再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃での圧下量
＝３５％

【００４４】以上により得た構造用鋼板の強度を加速冷
却により向上するには、圧延終了後に水、水蒸気、気水
混合体等の何れかの冷却剤を使用して、冷却速度５℃／
秒以上、冷却停止温度６５０℃以下の加速冷却を行なえ
ば良く、また、以上により得た本発明の構造用鋼板を上
記圧延後、焼入れ焼戻しを行なうと本発明の効果を損な
うことなく強度、靭性を向上できることが判明した。本
発明は以上の知見を基になされたものである。

【００４５】

【実施例】本発明の供試鋼の成分は、前記した一般的な
構造用鋼の元素と添加量であれば何れの組合せでも良い
が、強度レベルが異なる代表的な構造用鋼として、本実
施例に用いた鋼の化学成分を比較例とともに表１に、製
造条件を表２に、その時使用した圧延パススケジュール
と圧延中の冷却条件を表３に、得られた材質を表４に比
較例を併記して示す。

【００４６】

【表１】

【００４７】

【表２】

【００４８】

【表３】

【００４９】

【表４】

【００５０】

【表５】

【００５１】

【表６】

【００５２】

【表７】

【００５３】

【表８】

【００５４】

【表９】

【００５５】

【表１０】

【００５６】

【表１１】

【００５７】尚、表４に示すＦＬは固液境界線を示し、
ＨＡＺ１mmは該ＦＬから１mm離れた位置、以下ＨＡＺ３
mm，ＨＡＺ５mmはそれぞれ３mm，５mm離れた位置を示
す。

【００５８】表１に示す供試鋼の本発明例の鋼種１〜３
は４０キロ級鋼、鋼種４〜７は５０キロ級鋼、鋼種８〜
１０は６０キロ級鋼である。それぞれには必要に応じ合
金元素を添加している。表２に示す通り、鋼種１〜１０
を使用した本発明例のNo．Ａ１〜Ａ１０は所要の強度を
有し、母材靭性は−９５℃〜−１２０℃のｖＴｒｓが得
られた。また、ＨＡＺの靭性も−６０℃でのＦＬとＨＡ
Ｚ１mmの靭性は吸収エネルギーで１１．８〜２２．５kg
ｆ・ｍと良好な値を示した。

【００５９】これに対し、No．Ｂ１〜Ｂ２０の比較例は
何れも本発明に示す製造条件を満足しておらずそれぞれ
に問題がある。すなわち加熱温度が１２００℃未満のN
o．Ｂ３，５，６，８，１０の比較例は、−６０℃での
ＦＬとＨＡＺ１mmの靭性は吸収エネルギーで２．１〜
７．８kgｆ・ｍと低かった。

【００６０】再結晶下限温度〜再結晶下限温度＋１５０
℃での圧下率が３０％に満たない比較例のNo．Ｂ４，Ｂ
７，Ｂ８，Ｂ９は、それぞれ同じ供試鋼を用いて製造し
た本発明例のＡ４，Ａ７，Ａ８，Ａ９に比べ母材靭性が
劣化していた。未再結晶域での圧延中の冷却が実施され
ていない比較例No．Ｂ１，Ｂ２，Ｂ５，Ｂ６，Ｂ７，Ｂ
８，Ｂ９は、それぞれ同じ供試鋼を用いて製造した本発
明例のＡ１，Ａ２，Ａ５，Ａ６，Ａ７，Ａ８，Ａ９に比
べ、母材靭性が劣化していた。また、比較例No．Ｂ１１
〜Ｂ２０は所定の成分を満足せず、−６０℃でのＦＬと
ＨＡＺ１mmの靭性は吸収エネルギーで０．２〜２．５kg
ｆ・ｍと低かった。

【００６１】

【発明の効果】本発明は以上の説明から明らかな通り、
前記の手段により発生する前記の作用を活用することに
より、母材及びＨＡＺの低温靭性がともに安定して経済
的に製造する技術を確立したもので、本発明の利用分野
への波及効果はきわめて大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋳片加熱温度と板厚中心部のＨＡＺ１mmの吸収
エネルギーの関係を示す図表である。

【図２】構造用鋼鋳片の加熱温度とオーステナイト粒径
の関係を示す図表である。

【図３】加熱抽出からの時間と板厚方向平均温度の関係
を示す図表である。

【図４】圧延中の鋳片厚みと該厚み板厚方向の平均冷却
速度の関係を示す図表である。

【図５】再結晶域での圧下温度と再結晶完了後の平均γ
粒径の関係を示す図表である。

【図６】再結晶最適温度域での圧下率と再結晶完了後の
平均γ粒径の関係を示す図表である。

【図７】冷却条件とｔ／２部の母材靭性を示す図表であ
る。

フロントページの続き (72)発明者 船津 裕二 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株 式会社 大分製鐵所内 (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．１８％、 Ａｌ：０．００７〜０．１％、 Ｓｉ：≦０．５％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 Ｎ ：（０．２〜０．５）×Ｔｉ％、 Ｐ ：≦０．０１５％、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％ を含み、 Ｃｕ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．４５ を満足し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、凝固後１２０
   ０℃以上に加熱した構造用鋼の鋼片を、表面温度でＡｒ
   ₃ 点以下の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度にて冷却
   し、その後、復熱させ板厚中心部が再結晶終了温度〜再
   結晶終了温度＋１５０℃である温度域において圧下率３
   ０％以上の圧延を行ない、更に板厚中心部が再結晶終了
   温度以下である温度域で、スラブ厚ｔ（mm）と平均冷却
   速度Ｖ（℃／秒）との間の関係がＶ＞（１８／ｔ）^0.5
   を満足する冷却を行ないながら圧延し、圧延仕上げ温度
   をＡｒ₃ 点以上とすることを特徴とする低温靭性の優れ
   た溶接構造用鋼板の製造法。
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．１８％、 Ａｌ：０．００７〜０．１％、 Ｓｉ：≦０．５％、 Ｓ ：０．００１〜０．００５％、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 Ｂ ：０．０００２〜０．００３％、 Ｐ ：≦０．０１５％、 Ｎ ：≦０．００６％、 を基本成分とし、これに Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、Ｔａ：０．００３〜０．０２％、 Ｚｒ：０．００３〜０．０２％ の１種又は２種以上を添加し、 Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．４５ を満足し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、凝固後１２０
   ０℃以上に加熱した構造用鋼の鋼片を、表面温度でＡｒ
   ₃ 点以下の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度にて冷却
   し、その後、復熱させ板厚中心部が再結晶終了温度〜再
   結晶終了温度＋１５０℃である温度域において圧下率３
   ０％以上の圧延を行ない、更に板厚中心部が再結晶終了
   温度以下である温度域で、スラブ厚ｔ（mm）と平均冷却
   速度Ｖ（℃／秒）との間の関係がＶ＞（１８／ｔ）^0.5
   を満足する冷却を行ないながら圧延し、圧延仕上げ温度
   をＡｒ₃ 点以上とすることを特徴とする低温靭性の優れ
   た溶接構造用鋼板の製造法。
3. 【請求項３】 重量％でさらに、 ＲＥＭ：≦０．００３％、 Ｃａ：≦０．００３％、 Ｍｇ ：≦０．００３％ を単独添加するか、２種以上を複合添加し、複合添加時
   は合計量を０．００５％以下とすることを特徴とする請
   求項２に記載の低温靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造
   法。
4. 【請求項４】 重量％でさらに、 Ｎｂ：≦０．０５％、 Ｍｏ：≦０．５％、 Ｖ ：≦０．１％、 Ｃｕ：≦１．０％、 Ｃｒ：≦０．５％、 Ｎｉ：≦２．０％ の１種又は２種以上を添加することを特徴とする請求項
   １〜３のいずれか１項に記載の低温靭性の優れた溶接構
   造用鋼板の製造法。
5. 【請求項５】 圧延終了後に５℃／秒以上の冷却速度で
   ６５０℃以下の温度に加速冷却を行なうことを特徴とす
   る請求項１〜４のいずれか１項に記載の低温靭性の優れ
   た溶接構造用鋼板の製造法。
6. 【請求項６】 圧延終了後引き続き焼入れ焼戻し処理を
   行なうことを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に
   記載の低温靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造法。