JPH0364413A - 脆性破壊伝播停止特性に優れる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） 本発明は脆性破壊伝播停止特性に優れる高張力鋼の製造
方法に関するものである。

（従来の技術） 近年、船体用あるいはＬＰＧ船タンク用部祠およびｒ−
ｐ　ｃ貯槽の内殻などに使用される鋼材は優れた低温靭
性と稼働中の脆性破壊の伝播に対する停止性能の向上が
要求されている。従来、この種の鋼材の製造方法は、脆
性破壊の伝播停止性能を具備させるため、Ｎｉ、　Ｍｏ
等を添加し焼入焼戻し処理を行うか、低温で使用される
ラインパイプ材の製造方法として広く採用されている制
御圧延において、Ａｒ、〜Ａｒｌ変態点で圧延を行う所
謂γ−α−相域圧延法などがある。

（発明が解決しようとする課題） しかし、前者の焼入焼戻し法において、Ｎｉ、　Ｍ。

等の添加は資源的に稀少である上に、鋼材の価格上昇を
きたすとともに溶接性および溶接熱影響部の靭性などを
劣化させる。また、脆性破壊の伝播停止性能はＮｉ、　
Ｍｏの添加量に比例して向上しないため、大量に使用さ
れる鋼材にＮｉ、　Ｍｏを添加することは好ましい方法
ではない。一方、後者のγα二相域圧延法では、強度上
昇および結晶粒の微細化効果は著しく、また、セパレー
ションの密度増加によって、シャルビ衝撃試験、落重引
裂絨験等における破面遷移温度は改善される。しかしな
がら、この方法で製造した′Ａ＋Ａは、シャルビ衝撃試
験における吸収エネルギーおよび落電引裂試験における
衝撃吸収エネルギーが低く、而（脆性破壊発生特性の点
からは好ましいものではないといった問題点があった。

（課題を解決するための手段） そこで、本発明者らは」二記の問題点を解決するために
、脆性破壊伝播停止特性が優れ、かつ、破面遷移温度の
低い調料の製造方法について、鋭意研究を重ねた結果、
第１次圧延の完了温度、その後の鋼片厚さ方向の温度、
箪２次圧延の累積圧下率と完了温度を管理し、さらに、
圧延完了後制御冷却を行うことによって、脆性破壊伝播
停止特性が優れ、かつ、衝撃吸収エネルギーの高い鋼材
の製造が可能であるという知見を得て本発明に至ったも
のである。

その第１発明は、低炭素鋼または低炭素低合金鋼の鋼片
をＡｃ３変態点以上の温度番こ加熱し、（Ａｒ３変態点
＋２００）　℃以下の温度で第１次圧延を完了し、次い
で、該鋼片の表裏面から厚さ方向の３７１６の位置を（
Ａｒ３変態点＋１２０　）　℃〜（Ａｒ３変態点＋２０
）℃の温度範囲に冷却した後、引続いて累積圧下率４０
％以」二で、（Ａｒ３変態点＋８０）”Ｃ〜（Ａｒ３変
態点−２０）℃の温度範囲で第２次圧延を完了させ、製
品表裏面からそれぞれ厚さ方向の１／４の範囲において
単位長さ（ｍｍ）当たりのフェライト結晶粒の粒径比（
粒径の平均短径（ｍｍ）に対する平均長径（ｍｍ）の比
）が１．３倍以上となるフェライト結晶粒を生成さセる
脆性破壊伝播停止特性に優れる高張力鋼の製造方法であ
る。

第２発明は、第２次圧延完了後、３０℃／ｓｅｃ以下の
冷却速度で３００℃以上の温度箱間を制御冷ノ、１１す
ることを特徴とする請求項（１）の製造方法である。

（作用） 以下、本発明の作用について詳述していくことにする。

加熱温度については、第１次圧延で鋼の凝固時に発生し
た内部欠陥を無害化するとともに鋳造組織を破壊し材質
を均一で優れたものにするためには、鋼片を圧延に先立
って十分にオーステナイト化する必要があり、このため
、加熱温度はＡｃ３変態点以上とする。

第１次圧延は、第２次圧延完了後のフェライト結晶粒径
の制御と微細化に必要で、その完了温度はオーステナイ
ト域での結晶粒の粗大化を防止するために（Ａｒ３変態
点＋２００　）　℃以下とする。完了温度の下限につい
ては特に限定しないか、鋼片の冷却が均一となり品質上
支障を生しない温度は（Ａｒ３変態点＋５０）℃以上で
ある。なお、第１次圧延完了後の鋼片の厚さは、第２次
圧延完了後の材質を優れたものにするために、製品厚さ
の３倍以上、１０倍以下が好ましい。

第１次圧延完了後の鋼片において表裏面から厚さ方向の
３／１６の位置を（＾ｒ３変態点＋１２０　）　℃〜（
Ａｒ３変態点＋２０）℃の温度範囲に冷却する理由は、
第１次圧延完了後の再結晶オーステナイトの結晶粒の粗
大化を防止し、第２次圧延完了後のフェライト結晶粒の
制御および所定の材質を得るためのものであるが、さら
には、圧延工程の能率を向」ニさせるためのものでもあ
る。また、鋼片の表裏面からの厚さ方向の位置を３／１
６に限定した理由は以下のとおりである。

脆性破壊の伝播は鋼材表層部の塑性変形によって伝播エ
ネルギーが吸収され停止にいたることから、鋼材の表裏
面から厚さ方向の１７４までの範囲のフェライト結晶粒
を制御すれば、脆性破壊の伝播停止には十分な効果があ
る。したがって、製品の表裏面から厚さ方向の１７４ま
での範囲を所定のフェライト結晶粒にするためには、圧
延中の冷却を考慮して、第１次圧延完了後の鋼片の表裏
面から厚さ方向の３／１６の位置を限定するのが最も有
効であろからである。

つぎに、この位置の冷却温度範囲の限定理由について説
明する。

冷却温度範囲が、（Ａｒ、変態点＋１２０　）　℃を超
えるとオーステナイト結晶粒の才■大化が著しく、方、
（Ａｒ３変態点＋２０）℃未満では第２次圧延でγ−α
二相域の圧延が過多になり、強度上昇と靭性劣化をもた
らす。したがって、冷却温度範囲は（Ａｒｚ変態点＋　
１２０　）　℃〜（Ａｒａ変態点＋２０）　℃に限定す
る。

第２次圧延の累積圧下率の限定理由は、製品でのフェラ
イト結晶粒の形状制御ならびに微細化を十分に行うため
である。このためには、微細なオーステナイトの再結晶
域あるいは未再結晶域での累積圧下率は４０％以上が必
要である。

第２次圧延の完了温度が、（Ａｒ３変態点＋８０）℃を
超えるとフェライト結晶粒の細粒化を阻害し、靭性も損
なう上に所定の引張強度を得ることができず、また、完
了温度が（Ａｒ３変熊点−３０）℃未満になるとＴ−α
二相域の圧延が過多になり、必要以上に引張強度が上昇
し、衝撃吸収エネルギーを低下させる。したがって、第
２次圧延の完了温度は（ＡｒＪ変態点＋８０）　℃〜（
Ａｒ３変態点−３０）℃の温度箱間に限定する。なお、
品質面からは、第２次圧延の完了温度は（Ａｒ、変態点
＋５０）℃〜（Ａｒ３変態点）の温度箱間が望ましい。

第２次圧延完了後は常温まで放冷してもよいが、さらに
付加価値の高い製品に仕上げるためには、強度、靭性を
調整する目的で制御冷却を行う。

冷却速度が３０°（：　／ｓｅｃを超えると強度が上昇
しすぎ、また、製品の形状調整が因難になる。冷却温度
範囲が３００℃未満になるとマルテンサイトが生し靭性
が劣化する。このため、冷却速度は３０℃／ｓｅｃ以下
とし、冷却温度範囲は３００℃以上とする。

上記で説明した本発明に係わる製造方法によって製造さ
れた製品は中心部まで微細なフェライト結晶粒を有し、
かつ、表裏面から厚さ方向にそれぞれ１／４の範囲にお
いて、圧延方向に長く、厚さ方向に短い径を持つ微細な
フェライト結晶粒が均一に分布する。この長径と短径を
有する微細なフェライト結晶粒が、製品に脆性破壊伝播
停止特性を（＝Ｊ与するのである。この特性を効果的に
得るためには、粒径比は１．３以上が好ましく、１．３
未満では靭性が良好であっても、脆性破壊伝播停止特性
は低下する。

（実施例） 本発明の構成は上記の通りであるが、以下に実施例につ
いて説明する。

供試鋼板は第１表に示す化学成分を含有する低炭素鋼お
よび低炭素低合金鋼を常法により溶製、鋳造し、得られ
た鋼片を第２表に示す製造条件にしたがって厚さ２０〜
３５ｍｍの鋼板に圧延した。これらの鋼板から試験片を
採取し各種の試験を行った。その結果を第３表に示す。

　第１表には化学成分を、第２表には製造条件を、第３
表には試験結果をそれぞれ示す。

（以下余白） １２ 第３表の実験Ｎｏ３、３．５．７．９．１１．１３．１
５は本発明法で、実験Ｎｏ、２．４．６．８．１０．１
２．１４、〕６は比較法である。以下に実施例を実験Ｎ
。

、順に説明していくことにする。

実験Ｎｏ、ｌ、２は網種へで本発明法のＮｏ、　１に対
して、比較法のｔ４ｏ、２は第２次圧延完了温度が８６
５℃と高めに外れているため、シャルビ衝撃破面遷移温
度ｖＴｒｓ　（以下ｖＴｒｓと言う）は高く、シャルビ
衝γ吸収エネルギーｖＥ（以下ＶＥと言う）は低い、ま
た、脆性破壊伝播停止特性を示す二重引張試験における
破壊靭性値Ｋｃａ　　（以下Ｋｃａと言う）も劣ってい
る。

実験Ｎｏ、３．４ば鋼種Ｂで本発明法のＮｏ、　３に対
して、比較法のＮｏ、４は第１次圧延完了後の冷却温度
範囲が７５５℃と低めに外れているため、νＴｒｓ、　
ｖＥ、Ｋｃａとも劣っている。

実験Ｎｏ、５．６は鋼種Ｃで第２次圧延完了後制御冷却
を行ったものであるが、本発明法のＮｏ、５に対して、
比較法のＮｏ、６は第１次圧延完了後直ちに第２次圧延
を実施し、かつ、圧延完了温度が７４５℃と低めに外れ
ているため、ｖＴｒｓ、　ｖＥ、　Ｋｃａとも劣ってい
る。

実験Ｎ０１７．８は鋼種１）で第２次圧延完了後制ｆａ
ｌｌ冷却を行ったものであるが、本発明法のＮｏ、　７
に対して、比較法のＮｏ、８は第２次圧延完了温度が７
１０℃と低めに外れているため、ｖＴｒｓ、　ＶＥ、　
Ｋｃａとも劣っている。

実験Ｎｏ、９．１０は鋼種Ｅで本発明法のＮｏ、９に対
して、比較法のＮｏ、１０は比較法のＮｏ、６と同様に
、第１次圧延完了後直ちに第２次圧延を実施し、かつ、
圧延完了温度が７２０　℃と低めに外れているため、ｖ
ＴｒｓＸｖＥＸＫｃａとも劣っている。

実験Ｎｏ、１１．１２は鋼種Ｆで本発明法のＮｏ、１１
に対して、比較法のＮｏ、１２は第２次圧延完了温度が
７１５℃と低めに外れているため、ｖＴｒｓ、　ｖＥ、
　Ｋｃａとも劣っている。

実験Ｎｏ、１３．１４は鋼種Ｇで本発明法のＮｏ、］３
に対して、比較法のＮｏ、　１４は第２次圧延完了温度
が８６０℃と高めに外れているため、ｖＴｒｓ、　Ｋｃ
ａとも劣っている。

実験Ｎｏ、１５．１６は鋼種１（で第２次圧延完了後制
御冷却を行ったものであるが、本発明法のＮｏ、１５に
対して、比較法のＮｏ、　１６は制御冷却を常温まで行
っているため、組織かへイナイトの混在したものとなり
、ｖＴｒｓ、　Ｋｃａとも劣化している。

さらに、実験Ｎｏ、５．６．９．１０．１３．１４につ
いて二重引張試験とは異なる脆性破壊伝播停止特性の評
価試験であるＮＲＬ落重試験を実施した。その結果、本
発明法のＮ００５．９．１３に対して、比較法のＮｏ、
６．１０．１４は上記の製造条件の理由からＮＤＴ温度
ば３０〜３５℃劣っている。

なお、フェライト結晶粒の粒径比は、本発明法では１．
４以上を示し、上記の実施例の結果と合わセて、本発明
法によって製造される鋼材は破面ＩＺ５移温度が低く、
優れた脆性破壊伝播停止特性を有することが明らかであ
る。

（発明の効果） 以上説明したように本発明に係わる脆性破壊伝播停止特
性に優れる高張力鋼の製造方法は、上記の構成であるか
ら吸収エネルギーは高く、破面遷移温度は低く、かつ、
良好な脆性破壊伝播停止特性を有する高張ノｊ鋼を熱処
理することなく効率よく製造できるという優れた効果を
イ１−するものである。

特許出廟人　株式会社　神戸製鋼所 代　理　人　弁理士　　金丸　章−・

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）低炭素鋼または低炭素低合金鋼の鋼片をＡｃ＿３
   変態点以上の温度に加熱し、（Ａｒ＿３変態点＋２００
   ）℃以下の温度で第１次圧延を完了し、次いで、該鋼片
   の表裏面から厚さ方向の３／１６の位置を（Ａｒ＿３変
   態点＋１２０）℃〜（Ａｒ＿３変態点＋２０）℃の温度
   範囲に冷却した後、引続いて累積圧下率４０％以上で、
   （Ａｒ＿３変態点＋８０）℃〜（Ａｒ＿３変態点−２０
   ）℃の温度範囲で第２次圧延を完了させ、製品表裏面か
   らそれぞれ厚さ方向の１／４の範囲において単位長さ（
   ｍｍ）当たりのフェライト結晶粒の粒径比（粒径の平均
   短径（ｍｍ）に対する平均長径（ｍｍ）の比）が１．３
   倍以上となるフェライト結晶粒を生成させることを特徴
   とする脆性破壊伝播停止特性に優れる高張力鋼の製造方
   法。
2. （２）第２次圧延完了後、３０℃／ｓｅｃ以下の冷却速
   度で３００℃以上の温度範囲を制御冷却することを特徴
   とする請求項（１）の製造方法。