JPH0344417A - 内質の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法 - 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） 本発明は連続鋳造機で製造された連続鋳片を対象として
低圧下比しか取ることのできない厚手鋼板における板厚
ψ６部の内質、特にセンターポロシティを改善する製造
技術を中心として、更に靭性や生産効率をも同特に解決
する溶接構造用厚鋼板の製造方法に関するものである。

（従来の技術） 海洋構造物や船舶用上部甲板部材や橋梁等の溶接構造用
部材として使用される厚鋼板は、要求される外力が増大
化する場合のみならず、使用される環境が厳しくなる場
合にも必要な板厚は増す傾向にある。

一方、鋼材の性質は化学成分や熱処理により決まるので
、最近では低温での圧延を主体とした制御圧延法および
圧延後に引続いて冷却を行う加速冷却法により良好な強
度、靭性を有するＩゾ鋼板の製造が可能となってきた。

こういった技術に特公昭４９−７２９１号公報がある。

しかしこの方法では厚鋼板の厚みが増すに従って、板厚
中心部におよぼす圧延の効果および冷却時の板厚中心部
の冷却速度の効果は小さくなるため、板厚中心部の内質
が良好な、そしてできれば靭性も良好な厚手材を製造す
ることは鋼板厚みがかなり薄い所までしか適用できない
状況にある。

前記従来技術に述べた制御圧延法および加速冷却法は前
記説明の通りその適用板厚に自ずと大きな限界がある。

そこで、その限界厚み以上の厚鋼板を対象にした板厚中
心部の内質、特にセンターポロシティを高いレベルで要
求される注文材は、現在、溶鋼ψの水素量を厳しく処理
した上で、連続鋳造した鋳片を種々の脱水素処理、例え
ば段積み除冷処理やブレークダウン圧延後の除冷処理を
行った後に通常の熱間圧延をして製造している。しかし
、その脱水素処理にもかかわらず内質はバラツキを生じ
ており、靭性は更に大きくバラライでいるのが実状であ
る。

本発明者達の調査によると、厚鋼板の内質、特にセンタ
ーポロシティの減少または消滅に関する研究として実用
的なものに、鉄と鋼第６６年（１９８０）第２号、第２
０　ｓ　ｘｌ〜第２　ｔ　ｏ　ｒｊがあり、圧延後のポ
ロシティの大きさを定量的に表現する試みと共に、圧延
形状比が大きい圧延を繰り返す程、ポロシティは減少し
、消滅しやすくなることを開示している。換言すれば、
最終圧延パス後の残存ポロシティ厚（ｄＫ）が零以下に
なれば、ポロシティは消滅することになる。

所が、実圧延では、圧延形状比は圧延機仕様により大き
く制約されてしまうもので、さほど自由に大きくはでき
ないので、薄鋼板の製造ではポロシティを消滅すること
は可能であるが、厚手鋼板の製造では、ポロシティを消
滅することはほとんど不可能であった。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は、前記した従来法の欠点を改善あるいは排除し
うる技術を前記した高形状比圧延を活かして開発するこ
とを課題とする。

具体的には、次の４つに分けられる。第１課題は、ポロ
シティの大きさを現状よりも大きく改善する厚鋼板の製
造技術を確立することである。第２課題は、ポロシティ
を泪滅できる厚鋼板の製造技術を確立することである。

第３課題は、その第１課題または第２課題と同時に、厚
鋼板の板厚方向中心部での靭性をも改善することである
。第４課題は、第３課題において達成できる内質つまり
ポロシティの減少度合および板厚方向中心部での靭性値
を更に向上させることである。

（課題を解決するための手段） 本発明は、連続鋳造鋳片から厚手鋼板を製造する場合に
発生しがちな板厚方向中心部付近のポロシティの寸法を
大きく改善すると同時にできれば中心部の靭性値をも改
善することを狙いとして、技術的には高形状比圧延を活
かして、その圧延前の鋳片でのポロシティ寸法を減少す
る技術を組み合わせる新しい厚鋼板の製造技術を提供す
ることを目的としている。

その目的を達成する為に、本発明は、重量％で、Ｃ：　
０．０３〜０．２５％、ｓ　ｉ：　ｏ、ｏｔ　〜０．５
％、Ｍｎ：０．６〜ｌ、８％、Ａｌ　　：　０．００５
〜０．１％、Ｎ：０゜００１〜０．０１％を基本成分と
し、その基本成分のみかまたはそれに必要に応じてＣｕ
≦１．５％、Ｎｉ５１，５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｃｒ≦
１．０％、■≦０．０５％、Ｂ≦０．００２％の内の１
種以上の選択添加と、ＮｂＳ２，０５％、Ｔｉ≦０．０
５％の内の１種以上の選択添加を少なくとも片方を行な
い、残部Ｆｃおよび不ｎＪ避的不純物よりなる鋼を、凝
固温度＋５℃以上の温度で連続鋳造装置の鋳型に注入し
て鋳造凝固を開始し、該凝ｈ！１ｌｌＬ４Ｊの鋳片の未
凝固末端部を実質的に面を構成する部材を用いて、鋳片
の凝固収縮量に応じて該凝固中の鋳片の厚み方向に圧下
しつつ凝固させて得た鋳片に、必要に応じて該鋳片を加
熱すると共に、必要に応じて圧延をした後、鋼巾の水素
ユを所定値以下の熱鋳片に１バス当りの平均圧延真歪が
０．２％以下の高形状比熱間圧延でかつ、圧下率が３０
％以上の熱間圧延を行なうことを第１の基本手段とする
。

そして、その高形状比熱間圧延を、その圧延の最終バス
後の基７ｊポロシティ係数が零以下の値となる圧延スケ
ジュールで熱間圧延することを第２の基本手段とする。

第１または第２の基本手段における熱間圧延を、その熱
鋳片の表面温度かＡ　ｒ　ａ〜Ａ　ｒ　ａ　＋１００℃
の温度域まで空冷した後に行うこと、つまり制御圧延と
することを第３の手段とする。

そして、その熱間圧延を、第３の手段の制御圧延に替え
て水冷圧延として、その熱鋳片の平均温度がＡｒ　　点
〜Ａ　ｒ　ａ点＋５０℃の温度範囲まて２”Ｃ／　Ｓｅ
ｅ〜３０℃／ｓｅｅの冷却速度で冷却し、引続いて空冷
により板厚中心部の温度がＡ　ｒ　３点〜Ａ　ｒ　ａ点
＋５０℃の温度範囲まで冷却した後に行うことを第４の
手段とする。

第５の手段は、その熱間圧延終了後に、加速冷却するこ
とである。

第６の手段は、その熱間圧延終了後に、焼入れ、焼戻し
処理することである。

（作　　用） まず、本発明鋼材の成分限定理由について説明する。

Ｃは鋼材を強化するために不可欠の元素であって、０．
０３％未満では所要の高強度が得られにくく、また０、
２５％を超えると溶接部の靭性が損なわれるため０．０
３％以上０．２５％以下に限定した。

Ｓｌは、脱酸を促進しかつ強度をあげることで効果的な
元素であるので０．０１％以上添加するが、添加しすぎ
ると溶接性を劣化させるため、０６５％以下にとどめる
。

Ｍｎは低温靭性を向上させる元素として有効であるので
０．８％以上添加するが、１．８％超添加すると溶接割
れを促進させるおそれがあるので、１．８％以下にとど
める。

ＡＤは脱酸剤として有効であるので０．００５％以上添
加するが過量のＡｆｉは材質にとってＨ害な介（１：、
物を生成するため上限を０．１％とした。

ＮはＡＩと共に窒化物を生成し結晶粒の微細化にＨ効で
あるが、過量のＮは溶接部の靭性を損なうためｏ、ｏｏ
ｔ％以上０．０１０％以下に限定した。

Ｎｂ、ＴＩはいずれも微量の添加で結晶粒の微細化に有
効であるので、溶接部靭性を劣化させない程度の量を添
加しても良い。そのため添加量の上限はＮｂ、ＴＩとも
０．０５％とする。

Ｃｕ、Ｎｉ　、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂはいずれも焼入れ性
を向上させる元素として知られており、本発明鋼に添加
した場合鋼の強度を上昼させることができる。しかし過
度の添加は溶接性を損なうことになるため、Ｃｕは１．
５％以下、Ｎｉは１．５％以下、Ｃｒは１．０％以下、
Ｍｏは０．５％以下に限定した。

■は析出効果により強度の上昇に有効であるが、過度の
添加は靭性を損なうことになるため、上限を０．０５％
とした。

Ｂは焼入れ性を向上させる元素として知られており、本
発明鋼に添加した場合鋼の強度を上昇させることができ
るが、過度の添加はＢの析出物を増加させて靭性を損な
うことになるため、上限を０．００２％とした。

そして、（Ｎｂ　、　Ｔｌ）からの選択添加と（Ｃｕ。

Ｎｌ　、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ）からの選択添加全同時に
行っても、それぞれの選択添加の狙いを加え合わせた効
果を生じることが確認されている。

次に本発明の技術思想について述べる。

本発明者らは前記の技術課題を打破することを可能にす
る新しい事実を発見し、それをもとに内質の優れた厚手
−鋼板の製造方法である本発明を完成したのである。

一般に、連続鋳造法は、歩留を向上させる反面、ｊ１°
鋼板の品質を劣化させる板厚中心部の煽析及びセンター
ポロシティの存在という大きな問題をかかえている。

まず、鋼板の内部清浄性に対して、その支配要因を分析
していくと、１つは鋼板内部に在住する水素量及び未圧
着のセンターポロシティであり、この両者間には密接な
関係があり、その際鋼巾の水素量を所定値以下にする必
要があることが明らかになった。

種々の実験を繰り返した結果その水素量は、鋼種等で若
干ばらつきはあるものの板厚中心部で約０．８ｐｐｍ以
下であることが確認できた。

次に、圧延中のポロシティの圧着については、鉄と調節
６６年（１９１ｉ０）第２号Ｐ２Ｏ１〜Ｐ２１０に記載
のように、圧延形状比が大きい圧延を繰り返した実験を
行い第１図に示すようにその効果を確認し、その際、最
終圧延パス後の残存ポロシティ係数（ｄＫＦ）が零以下
になるとポロシティが消滅でき、第２図に示すように、
耐ラメライティア性、ＲＡＺの値が７０％以上にできる
ことを実験により確認した。

ここで、残存ポロシティ係数ｄＫＦを次のように定義す
る。

ｄＫｌ、−ｄＫｌｄ。

次に、板厚中心部の靭性を改善するためには１つは従来
から行われている第３図に示すようなオーステナイトの
低温域で圧延を行う制御圧延性があり、またさらに向上
させるためには、第４図に示すように、本発明者らがす
でに出願した特願昭６３−３０９８５２号に記載されて
いる熱間圧延工程における冷却−復熱現象を利用した圧
延法が極めて有効であり、これらの圧延技術と前記の高
形状比圧延技術を組み合せれば、内質及び板厚中心部の
靭性を向上させることを見い出だした。

またこれらの圧延技術を前提として本発明者達がその実
現性を種々な角度より検討した結果、前記残された技術
課題に明記された被圧延鋼材の板厚中心部におけるセン
ターポロシティの圧着問題という短所を偏析対策および
連続鋳造工程に軽圧下手段を導入することによって克服
できることを見い出した。

連続鋳造工程に軽圧下手段を設けた技術は特開昭５９−
２０２１４５号公報等にすでに開示されている。

該公報によると、連続鋳造された鋳片を未凝固末端部に
おいて、面部材を用いて適切な条件で軽圧下すると、セ
ンターポロシティの圧着、板厚中心部の偏析を改善する
と共に、靭性にも有効であることを知ることができる。

そこで前記の圧延技術と鋳造技術をつなぎ合わせた実験
をした結果、第１図に示すようにポロシティの圧着につ
いては、後者の軽圧下だけでは十分に圧着していなかっ
たものも、前記の高形状比圧延や冷却−復熱過程と組み
合わせると完全に正着できる事実、及び偏析対策として
満足できることを確認できた。

よって、本発明者達は、連続鋳造工程における軽圧下と
熱間圧延工程における高形状比圧延や冷却復熱過程の組
み合わせが、センターポロシティに関する相乗効果を生
じて、前記技術課題に対する最適解であると信じるに到
った。

以下に、本発明の製造方法の限定理由を詳細に説明する
。

本発明においては、凝固中心部に形成される中心マクロ
偏析の量を効果的に低減し、靭性に有害な組織を少なく
シ、センターポロシティを小さくするために、溶鋼を凝
固点温度＋５℃以上の温度で鋳型に注入して冷却凝固を
開始し、更に該凝固完了時に未凝固末端部を実質的に面
を構成する部材、例えば特公昭４４−２４４１号公報に
記載されている無端ベルト、大型プレスおよび特開昭５
９−１６３０６４号公報、特開昭５９−２０２１４５号
公報、特開昭８１−４９７６１号公報に記載され、例え
ば第５図０）、＠に示す如く、外１Ｏ−１、内１０−２
の２組のウーオーキングバー・をそれぞれ上下対に設け
、鋳片３を挟持、搬送する装置等の面部材を用いて、前
記鋳片の凝固に基づく凝固収縮量に応じて軽圧下し、前
記凝固を完了した鋳片を冷片にすることなく直送圧延し
ても良いし、また冷片としたものを再加熱して用いても
良い。

加熱温度はＡＣ３点または（Ａ　ｒ　ａ点＋５０℃）以
上とし、特に上限を定める必要はない。

また板厚中心部靭性の向上をはかるための圧延として、
仕上げ圧延時の圧下率は３０％以上必要であるが、この
場合粗ｊｆ延を行わなくても差支えない。

空冷により温度を下げる方法においては、圧延開始時の
表面温度をＡ　ｒ　ａ点＋５０℃以上で、かつＡｒ　　
点以上としたのは、Ａ　ｒｓ　＋　１（１０℃以上では
板Ｊ’？中心部の温度が未再結晶温度域にまで下がらな
いためであり、Ａ　ｒ　３点以下であることと表面の仕
上り温度をＡ　ｒ　ａ点以上とすることは、板表面の温
度が低すぎて、引続いて行なわれる圧延により多量の加
圧フェライトを生じて、靭性に悪影響を５．えるためで
ある。

また冷却−復熱過程をとる方法においては、特願昭８３
−３０９１＋５２号に記載のように、冷却により到達す
る温度域を鋼材の（１４均温度でＡ　ｒ　ｓ点＋５０℃
以上で、かつＡｒ　点以上としたのは、Ａｒ３点＋５０
℃以上では、板ノーψ心部の温度が復熱過程で未再結品
温度域にまで下がらないためであり、またＡ　ｒ　ａ意
思下では復熱後の板表面温度が低すぎて、引続いて行な
われる圧延により多量の加圧フェライトを生じて、靭性
に悪影響を与えるためである。

また板厚表層部は冷却により一度オーステナイトからフ
ェライトに変態させた後、再びオーステナイトへ変態さ
せる必要があるが、冷却により到達する温度域を、平均
温度でＡｒ３点以上と制限する必要があるため、冷却時
の冷却速度が小さすぎると板厚表層部で変態をする部分
の割合が小さくなりすぎて、板厚中心部を強圧下できな
くなるため、冷却速度の下限は２℃／ｓとした。

また冷却速度が大きすぎると板厚表層部の復熱に時間が
かかりすぎるため、冷却速度の上限を３０’Ｃ／ｓとし
た。

冷却終了後板厚中心部の温度がＡ　ｒ　ａ点＋５０℃以
下の温度域に低下するまで放置する理由は、板厚中心部
の温度を、オーステナイトの未再結晶温度域に低下させ
た後江延するためである。

ただし放置しすぎると、板厚中心部においても変態が開
始してしまい靭性に悪影響をおよぼすため、放置後の板
厚中心部の温度の下限はＡ　ｒ　ａ点とした。

平均の１パスあたりの圧延真正を０，２以下に制限した
理由は、圧延真正が０．２以上となると、板厚中心部と
板厚表層部間の金属組織に基づく変形抵抗の大きさが逆
転してしまうためであり、これについては第６図に示し
た通りである。

本発明は、板厚中心部の靭性におよぼす圧延の効果をよ
り有効とするものであるため、圧延終了後に加速冷却を
しても焼入れ焼戻し処理をすれば更なる強度、靭性に優
れた鋼材を得ることが可能である。

（丈　施　例） 第１表の１及び２に示す成分の鋼を用いて、第２表に示
した製造条件を適用した場合、第３表に示した強度、靭
性、ＲＡ、ｌとなり、明らかに本発明鋼は優れた特性を
示した。

鋳逍条件は次の通りであった。

■注入温度； 凝固点温度子〇〜３０℃−（溶鋼過熱度）（本発明例＋
比較例） ■凝固鋼ハ寸法；厚み２５０　／３００　ｍｍＸ幅１８
００ｍｍ■冷却速度；１．０〜２．０℃／　ｍ　ｉ　ｎ
■凝固末端部の面圧下装置； （第７図に示す装置） 形　式　ウオーキングバ一方式 構　成　内バー（２）３本 外バー（１）４本 シフトｆｆｉ　　　　１００ｍｍ 江ド部鋳ハ長　　　　　２５００　ｍｍｍ圧下大入側鋳
片み　　２８４＋ｎ１１圧下部出側鋳片厚み　２８１．
５ｍｍ 圧下勾配　　　１．００ｍｍ／ｍ （発明の効果） 本発明は前記したように、従来から長い間存住していた
技術課題を解決し、以下のような効果をＨするものであ
る。

■　高形状比圧延と連続鋳造工程における軽圧下を組み
合わせたことにより板厚中心部のポロシティの大きさを
現状より大きく改善する効果が得られる。

■　残存ポロシティ係数が零以下となる高形状比圧延と
連続鋳造工程における軽圧下を組み合わせたことにより
、センターポロシティを消滅できる効果が得られる。

■　制御圧延技術と上記■、■の鋳造圧延組み合わせ技
術を組み合わせたことにより、ポロシティの改善、消滅
に加えて、板厚ψ６部の靭性をも改善できる効果が得ら
れる。

■　冷却−復熱過程を導入した圧延技術と、■。

■の鋳造圧延組み合わせ技術を組み合わせたことにより
内質つまりポロシティの減少・消滅および板厚中心部で
の靭性を更に向上できる効果が得られた。

更に、連続鋳造材をベースにした厚鋼板の製造が可能と
なり、土産能率が格段に向上すると共にコストダウンに
多大の貢献をした。

また冷却−復熱過程を導入すると、圧延間の温度待ち冷
却時間が減少することにより生産能力が向上した。

以上の西でも特に板厚中心部における靭性の優れた鋼板
の製造可能範囲を格段に広げた効果は、工業的にみると
絶大なものと言えるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は、本発明のポロシティの圧着への効果の程度を
示す模式図、第２図は、本発明の鋼板内部の水素量と残
存ポロシティ係数の関係を示す図表、第３図は、制御圧
延法における鋼材の温度履歴の図表、第４図は、本発明
の圧延工程における鋼材の冷却−復熱過程を含めた鋼材
の温度履歴の図表、第５図は、本発明の連続鋳造工程に
おける鋳片の未凝固末端部を軽圧−ドする手段を表わす
１つの実施例の図であり、（イ）は正面図、（ロ）は側
面図、第６図は、本発明の圧延工程における鋼材の冷却
−復熱過程を経た後の圧延時における鋼材の板厚表層部
と中心部における金属組織による変形抵抗値の差を表わ
す図表、第７図は本発明の実施例で採用した軽圧下装置
の面部材の断面図である。 １：鋳　型　　　　　　　２：サポートロール３：鋳　
片　　　　　　　４：未凝固部１０：而部材　　　　　
　　１０−１：外バー化　理　人　　弁理士　　茶野木
　立　失策１図 ィ土上１ｆ′三延碕の／ぐス回数 第２ 図 稠板永系−ｉ　（ｐｐｍ） 第３図 第４図 第６図 ん延箕歪 １０−２　：　　Ｒノぐ− ４：禾凝扁群

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ：０．０３〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％
   、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ａｌ：０．００５〜０．１
   ％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、 残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を、凝固点
   温度＋５℃以上の温度で連続鋳造装置の鋳型に注入して
   鋳造凝固を開始し、該凝固中の鋳片の未凝固末端部を実
   質的に面を構成する部材を用いて、鋳片の凝固収縮量に
   応じて該凝固中の鋳片の厚み方向に圧下しつつ凝固させ
   て得た鋳片に、必要に応じて該鋳片を加熱すると共に、
   必要に応じて圧延をした後、鋼巾の水素量を所定値以下
   の熱鋳片に１パス当りの平均圧延真歪が０．２％以下の
   高形状比熱間圧延で、かつ圧下率が３０％以上の熱間圧
   延を行なうことを特徴とする内質の優れた溶接構造用厚
   鋼板の製造方法。 ２、重量％で Ｃｕ≦１．５％、Ｎｉ≦１．５％、 Ｍｏ≦０．５％、Ｃｒ≦１．０％、 Ｖ≦０．０５％、Ｂ≦０．００２％、 の内の１種または２種以上を含む請求項１記載の内質の
   優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。 ３、重量％で Ｎｂ≦０．０５％、Ｔｉ≦０．０５％、 の内の１種または２種以上を含む請求項１記載の内質の
   優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。 ４、重量％で Ｃｕ≦１．５％、Ｎｉ≦１．５％、 Ｍｏ≦０．５％、Ｃｒ≦１．０％、 Ｖ≦０．０５％、Ｂ≦０．００２％、 の内の１種または２種以上を含み、更に Ｎｂ≦０．０５％、Ｔｉ≦０．０５％、 の内の１種または２種以上を含む請求項１記載の内質の
   優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。 ５、前記高形状比熱間圧延を、その圧延の最終パス後の
   残存ポロシティ係数が零以下の値となる圧延スケジュー
   ルで熱間圧延することを特徴とする請求項１ないし４の
   いずれかに記載の内質の優れた溶接構造用厚鋼板の製造
   方法。 ６、前記熱間圧延を、前記熱鋳片の表面温度がＡｒ＿３
   〜Ａｒ＿３＋１００℃の温度域まで空冷した後に行なう
   ことを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の
   内質の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。 ７、前記熱間圧延を、前記熱鋳片の平均温度がＡｒ＿３
   点〜（Ａｒ＿３点＋５０℃）の温度範囲まで２℃／ｓ〜
   ３０℃／ｓの冷却速度で冷却し、引続いて空冷により板
   厚中心部の温度がＡｒ＿３点〜（Ａｒ＿３点＋５０℃）
   の温度範囲まで冷却した後に行なうことを特徴とする請
   求項１ないし５のいずれかに記載の内質の優れた溶接構
   造用厚鋼板の製造方法。 ８、前記熱間圧延終了後に、加速冷却することを特徴と
   する請求項１ないし７のいずれかに記載の内質の優れた
   溶接構造用厚鋼板の製造方法。 ９、前記熱間圧延終了後に、焼入れ処理および焼戻し処
   理をすることを特徴とする請求項１ないし７のいずれか
   に記載の内質の優れた溶接構造用厚鋼板の製造方法。