JPH04304312A - 細粒構造用鋼板の製造方法 - 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】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、−１６４℃以下の極低
温環境においても脆性破壊しない緻密な集合組織と平均
粒径２μｍ以下の超細粒組織を有し、ｖＴｒｓ値が−１
６０℃以下を示す低温靱性を有する構造用鋼板の製造方
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、該大型構造物の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厳しさをましており、鋼材
自身に優れた耐脆性破壊特性が求められ、これに応じて
鋼板の脆性延性遷移温度の低温化が進められている。

【０００３】この脆性延性遷移温度を低温化する技術に
は、Ｎｉ元素を添加して高靱性を図る方法、フェライト
粒径を微細化して組織を細粒化する方法、加工熱処理に
より超細粒組織を得る方法等がある。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】しかし、　　Ｎｉ元素
の添加による高靭化技術は、特開昭６１−１２７８１３
号公報に記載のように優れた低温靭性を有する鋼板の製
造が可能となるが、９％ものＮｉの添加は不可避的に鋼
板の製造コストを増加する。

【０００５】また、ＮｉやＮｂの添加は結晶粒細粒化の
効果はあるが、不可避的にコスト上昇を招き、溶接熱影
響部の靭性を悪化する。

【０００６】また、フェライト粒径の微細化技術として
は特開昭５９−４７３２３号公報の提案がある。しかし
この方法は低温で加熱し、未再結晶域で大きな加工を加
えるため、初期の鋳片厚みを大きくする必要があり、そ
の結果鋳片の冷却速度が低下して生産性が悪化する。そ
れにもかかわらず得られる母材の低温靭性は、たかだか
ｖＴｒｓ値が−１００℃前後である。

【０００７】また、これらの方法を改善する方法として
「材料とプロセス」，６（１９９０）．Ｐ・１７９６に
記載のように加工熱処理を駆使してフェライト粒径を３
μｍ程度にする方法が提案されている。しかしながら、
得られるｖＴｒｓ値は、−１２０℃程度でしかない。こ
のように現状においては、Ｎｉ元素等の合金元素の添加
なくして、母材の低温靱性としてのｖＴｒｓ値が−１６
０℃以下を示す鋼板を製造する方法は存在しない。

【０００８】一方、製造プロセスの面からは、工程省略
の立場から圧延工程の省力化が進められており、これに
伴い比較的軽圧下での細粒化技術が求められている。

【０００９】本発明は、ＮｉやＮｂ等の高価な合金成分
を添加する事なく前記従来技術の問題点を解消し、９％
Ｎｉ鋼板と同等の低温靭性、−１６０℃以下のｖＴｒｓ
値を有する鋼板を生産性良く経済的に安定して製造する
方法を提供する事を課題とするものである。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するため、温度がＡｒ３　点以下の鋳片もしくは鋼板
を外部熱または加工熱、或いはその両者で加熱してＡｃ
３　点温度以下から圧延を開始し、該圧延をＡｃ３点温
度−５０℃〜Ａｃ３　点温度の範囲で終了する事を特徴
とする細粒構造用鋼板の製造方法を第１の手段とし、

【
００１１】温度がＡｒ３　点以下で厚さが厚くても最終
板厚の２倍程度の鋳片もしくは鋼板を外部熱または加工
熱、或いはその両者で加熱してＡｃ３　点温度以下から
圧延を開始し、該圧延をＡｃ３　点温度−５０℃〜Ａｃ
３　点温度の範囲で終了する事を特徴とする細粒構造用
鋼板の製造方法を第２の手段とする。

【００１２】本発明が対象とする構造用鋼は、例えば前
記した特公昭５８−１４８４９号公報に記載され、次記
するように、通常の構造用鋼が所要の材質を得るために
、従来から当業分野での活用で確認されている作用・効
果の関係を基に定めている添加元素の種類と量を同様に
使用して同等の作用と効果が得られる。従ってこれ等の
元素を含む鋼を本発明は対象鋼とするものである。これ
等の各成分元素についてその添加理由と量を以下に説明
する。

【００１３】Ｃは鋼の強度を向上する有効な成分として
０．０２％以上添加するものであるが、０．２０％を超
える過剰な含有量では、２相域圧延時の変形抵抗を増し
て圧延を困難にするばかりか、溶接部に島状マルテンサ
イトを析出し、鋼の靭性を著しく劣化させるので、０．
０２％〜０．２０％に規制する。

【００１４】Ｓｉは溶鋼の脱酸元素として必要であり、
強度増加元素として有用であるが、１．０％を超えると
鋼の加工性が低下し、溶接部の靭性が劣化し、０．０１
％未満では脱酸効果が不十分なため、添加量を０．０１
〜１．０％に規制する。

【００１５】Ｍｎは鋼材の強度を向上する成分として０
．３％以上の添加が必要であるが、Ｍｎの添加は変態温
度を下げるので、過剰の添加は２相域圧延温度を下げ過
ぎ変形抵抗が上昇するので２．０％を上限とする。

【００１６】Ａｌ及びＮはＡｌ窒化物による鋼の微細化
の他、圧延過程での固溶、析出による鋼の結晶方位の整
合及び再結晶のために添加するが、添加量が少ない時は
効果がなく、過剰の添加は鋼の靭性を劣化させるので、
Ａｌは０．００１〜０．２０％に、Ｎは０．０２０％以
下とする。

【００１７】以上が、本発明が対象とする鋼の基本成分
であるが、母材強度の上昇或いは、継手靭性の向上の目
的のため、要求される性質に応じて、合金元素を添加す
る場合は、変態温度を下げ過ぎると２相域での変形抵抗
が増し、圧延が困難になるので、添加する合金としては
Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｗ，Ｐ，Ｃｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔ
ｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、希土類元素、Ｙ、Ｃａ、Ｍｇ、
Ｔｅ、Ｓｅ、Ｂの１種類以上が使用できるが、その添加
量は合計で４．５％以下に規制する。

【００１８】また、本発明において材質を造り込む圧延
材は、鋳片その儘または鋳片を形状調整の予備的圧延を
経て薄くした鋼板の何れれでも良い。重要なのは製品板
厚に対して材質を得るための所要加工率を確保出来る厚
みを有しつつ、その厚みが昇温に必要なエネルギーと装
置の費用を最小にする薄さにある事で、本発明者等は、
その厚みの最低が最終板厚の１．９倍以上、２倍程度に
ある事を知見した。

【００１９】

【作用】本発明者等は、本発明の課題を達成するための
ポイントが、脆性破壊に対する抵抗を鋼板に如何に持た
せ、鋼板の靭性を如何に向上させるかにあるとの認識の
下に、既に知られているように脆性破壊が鋼板の亀裂、
或いは切欠先端における局部応力が鋼板の組織によって
決定される限界微視的破壊応力以上になると発生するこ
とを考慮し、■鋼板の持つ限界微視的破壊応力を向上さ
せる方法と、■亀裂あるいは切欠先端の応力をなんらか
の手段で低下させる方法を確立すると、本発明の課題が
達成出来る予測を立て、下記に示すような化学成分を有
する一般的な構造用鋼を用いて種々の実験検討を重ねた
。

【００２０】Ｃ：０．０２〜０．１５％　　　　Ｓｉ：
０．１５〜０．２５％ Ｍｎ：０．８〜１．６％　　　　　　Ａｌ：０．０１〜
０．０５％ Ｎ：０．００２０〜０．００５０％

【００２１】その結果を図１と図２に示す。図１は、板
厚５０ｍｍの鋼板を用いてＡｒ３　点温度未満からＡｒ
３　点温度近傍まで加熱した後、昇温を続けながら圧下
率５０％の圧延を実施し、圧延終了温度を変化させた時
の圧延終了温度と、ｖＴｒｓ値と鋼板厚み方向の平均粒
径及び集合組織の指標である〔１１０〕面強度比の関係
を示す。この図から、圧延終了温度がＡｃ１　点温度か
らＡｃ３　点温度の範囲の鋼板は２μｍ以下の平均粒径
の超細粒組織、３以上の〔１１０〕面強度比、−１６０
℃以下のｖＴｒｓ値を示す低温靱性の各々が得られる事
を知見した。

【００２２】本発明者等は、ここに示された上記の各事
実が、昇温過程中のフェライトに所要量の加工を加え、
且つオーステナイト化への逆変態を防止した事により、
今まで知られていなかった作用が生じ、これによってフ
ェライトが超細粒化され、限界微視的破壊応力が向上し
、加工フェライトの存在が極力抑えられた集合組織が発
達した超細粒組織が形成され、限界微視的破壊応力が高
まり脆性破壊抵抗が向上した結果である事を知見した。

【００２３】図２は、−１９６℃で試験した切欠付き４
点曲げ試験の荷重変位曲線を示す。図中、荷重変位曲線
に囲まれた部分が破壊時に要したエネルギーである。鋼
Ｂは圧延終了温度がＡｃ３　点温度を超えたもの、鋼Ｃ
は通常の降温中圧延を行ったもので、最高荷重点で脆性
破壊が生じ不安定破壊を呈した。しかし、圧延終了温度
がＡｃ１　点温度からＡｃ３　点温度の中間点温度の鋼
Ａは、平均粒径で決定される微視的破壊応力値に達する
前に、セパレーションが発生し、局部応力を低減させた
ため脆性破壊が生じなかった。

【００２４】鋼Ａは、集合組織が発達し、鋼板の板厚方
向と平行な方向にセパレーション、つまり縦割れが生じ
、結果的に亀裂あるいは切欠先端の拘束を解放し、応力
を低下させる現象が発生し、限界微視的破壊応力に局所
応力が達する以前に、必ずセパレーションが発生し、常
に鋼板の限界破壊応力がセパレーション発生応力に比べ
高い鋼板のため、破壊エネルギーを吸収しつつ最終破断
に到る、つまりセパレーションの発生と延性破壊のため
、鋼Ｂ、鋼Ｃに比べ飛躍的に高い破壊抵抗を示す事を知
見した。これに対し、鋼Ｃのようにフェライトオーステ
ナイト２相域で圧延された従来の鋼板は、変形能の低い
加工フェライトが存在するので、塑性変形の支配的な温
度では、破壊に先立ちセパレーションを発生し、塑性変
形が生じにくい低温域では、完全に脆性破壊となる事が
判明した。

【００２５】以上の知見の活用が、集合組織を発達させ
、且つ加工フェライトのような破壊抵抗の低い組織をな
くす事を可能にし、−１９６℃の極低温環境においても
脆性破壊することなく、破壊抵抗を有し、破壊防止或い
は破壊の進展を抑制する特性を有する鋼板の製造を可能
にし、本発明の課題の達成を可能にしたのである。

【００２６】

【実施例】実施例における供試鋼の成分を表１に、製造
条件を表２に、得られた材質を表３に比較例と共に示す
。

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】

【表３】

【００３０】予備圧延は、表２に示す通り、本発明例の
鋼番１〜５、９〜１２及び比較例の１３〜１９、２３〜
２６は、厚１５０ｍｍ〜２５０ｍｍの鋳片を用い、最も
薄いもので最終製品板厚の２倍程度の厚み迄行ったが、
本発明例の鋼番６〜８及び比較例の２０〜２２は鋳造し
た鋳片をその儘予備圧延なしで使用した。

【００３１】また、昇温は表２に示す通り、本発明例の
鋼番１〜４と比較例の１５〜１８は前述した予備圧延後
室温迄十分に冷却し、本発明例の鋼番８及び比較例の２
１、２２は鋳造後に共に室温迄十分に冷却した鋼板と鋳
片で、各々は昇温圧延に必要な開始温度を満足する迄加
熱炉で加熱した。また、本発明例の鋼番５〜７、９〜１
２及び比較例の１３、１４、１９〜２０と２３〜２６は
、予備圧延或いは鋳造後の冷却過程から昇温圧延過程に
移行した。

【００３２】これ等の中、比較例の鋼番１３、１４、２
３、２４は昇温中に行った圧延の圧下率が十分ではなか
った。従って、鋼番１３、１４は昇温圧延の温度範囲を
十分に満足しているにもかかわらず、平均粒径は５μｍ
以上で本発明が目標とする平均粒径３μｍ未満の超細粒
組織は得られなかった。

【００３３】また、鋼番１９〜２４は初期温度がＡｒ３
　点以下になっておらず、鋼番２０〜２２、２４、２６
は降温圧延となって昇温圧延が形成されておらず、鋼番
１６、１７、２５は昇温圧延の終了温度が高く、鋼番１
５は昇温圧延終了温度がＡｃ３点温度−５０℃以下にあ
り、それぞれ本発明の必要条件を満足してはいない。

【００３４】これ等の比較例の鋼番１３〜２６の材質は
、表３に示す通り、組織の超細粒化と集合組織発達の両
立が達成されず、ｖＴｒｓは−１２９℃以上であり、Ｋ
ｃａ値＞４００ｋｇ／ｍｍ１．５　を示す温度もー１０
４℃以上となり、本発明の目標材質を満たさなかった。

【００３５】これに対し、本発明例の鋼番１〜１２の材
質は、表３に示す通り所定の強度と伸びを満たし、本発
明の狙いである靭性は−１６６℃以下を達成し、更に、
伝播中の長い脆性破壊亀裂を停止させるのに必要なアレ
スト性能Ｋｃａ値＞４００ｋｇ／ｍｍ１．５　を示す温
度は−１２４℃以下の良好な値を示した。

【００３６】

【発明の効果】本発明は上記した手段を用いて上記した
作用を利用したので、−１６４℃以下の極低温環境にお
いても脆性破壊する事なく、破壊抵抗を有し、破壊防止
、或いは破壊の進展を抑制する特性を有しｖＴｒｓ値で
−１６０以下の母材靱性を示す鋼板を製造する事を可能
とし、当業分野は勿論の事、関連分野にもたらす効果も
大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】昇温中圧延の終了温度と鋼板の平均粒径、〔１
１０〕面強度比、および靭性の関係を示す。

【図２】本発明鋼および比較鋼の曲げ試験における荷重
変位曲線を示す。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　温度がＡｒ３　点以下の鋳片もしくは
   鋼板を外部熱または加工熱、或いは両者で加熱してＡｃ
   ３　点温度以下から圧延を開始し、該圧延をＡｃ３　点
   温度−５０℃〜Ａｃ３　点温度の範囲で終了する事を特
   徴とする細粒構造用鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】　　温度がＡｒ３　点以下で厚さが厚くて
   も最終板厚の２倍程度の鋳片もしくは鋼板を外部熱また
   は加工熱、或いはその両者で加熱してＡｃ３　点温度以
   下から圧延を開始し、該圧延をＡｃ３　点温度−５０℃
   〜Ａｃ３　点温度の範囲で終了する事を特徴とする細粒
   構造用鋼板の製造方法。