JPH05271756A - 低温での靭性が優れた溶接用構造用厚鋼板の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は、母材及び溶接熱影響部の低温での
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。 【構成】 所要の成分を有する鋳片を用い、凝固後１２
００℃以上に加熱した構造用鋼の鋳片をＡｒ₃ 点温度以
上で終了する圧延中に、板厚中心部が再結晶終了温度〜
再結晶終了温度＋１５０℃の温度域で３０％以上圧延さ
れるようにスラブ厚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
却を実施しながら圧延し、一旦圧延を中断し、表面温度
をＡｒ₃ 点以下の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度に
て冷却し、復熱後板厚中心部が未再結晶域で圧下率５０
％以上で圧延される。 【効果】 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する。

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）がともに低温靭性の優れた鋼板
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、海容構造物、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
溶接部靭性のすぐ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℃／ｓ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、生産性の向上を追求している現状における問
題が多い。

【０００７】また、特開昭５８−１９４３１号公報にア
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。

【０００８】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。

【０００９】また、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。

【００１０】また、これ等の改善を目的とした特開平０
１−１４６６８号公報の方法は、母材及びＨＡＺの靭性
を確保する偏析拡散のために、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た
め、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、さら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、重量％でＣ：０．０２〜０．１８％、Ａ
ｌ：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、必要に応じ
てＮｂ：≦０．０５％、Ｍｏ：≦０．５％、Ｖ：≦０．
１％、Ｃｕ：≦１．０％、Ｃｒ：≦０．５％、Ｎｉ：≦
２．０％の１種または２種を含み、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃ
ｒ＋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鋳片をＡｒ₃ 点温度以上
で終了する圧延中に、板厚中心部が再結晶終了温度〜再
結晶終了温度＋１５０℃の温度域で３０％以上圧延され
るようにスラブ厚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
実施しながら圧延し、一旦圧延を中断し、表面温度をＡ
ｒ₃ 点以下の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度にて冷
却し、復熱後板厚中心部が未再結晶域で圧下率５０％以
上で圧延されることを第１の手段とする。

【００１３】更に本発明は重量％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種ま
たは２種以上を添加し、更に必要に応じてＮｉ：≦２．
０％、Ｍｏ：≦０．５％、Ｃｕ：≦１．０％、Ｖ：≦
０．１％、Ｎｂ：≦０．０５％、Ｃｒ：≦０．５％を選
択添加し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
とし、Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ
＋Ｃｕ）／１５≦０．４５とを満足し、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
鋼の鋳片をＡｒ₃ 点温度以上で終了する圧延中に、板厚
中心部が再結晶終了温度〜再結晶終了温度＋１５０℃の
温度域で３０％以上圧延されるようにスラブ厚ｔ（mm）
と平均冷却速度Ｖ（℃／秒）との間の関係がＶ＞（１８
／ｔ）^0.5 を満足する冷却を実施しながら圧延し、一旦
圧延を中断し、表面温度をＡｒ₃ 点以下の温度域まで２
℃／秒以上の冷却速度にて冷却し、復熱後板厚中心部が
未再結晶域で圧下率５０％以上で圧延されることを第２
の手段とする。

【００１４】本発明は更に上記手段１の圧延終了後に５
℃／秒以上の冷却速度で６５０℃以下の温度に加速冷却
を行なうことを第３の手段とし、上記手段２の圧延終了
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第４の手段とし、上記手段１の圧
延終了後引き続き焼入れ焼戻し処理を行なうことを第５
の手段とし、上記手段２の圧延終了後引き続き焼入れ焼
戻し処理を行なうことを第６の手段とする。

【００１５】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。

【００１６】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。

【００１７】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。

【００１８】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、母材組織の細粒下、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。

【００１９】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。

【００２０】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。

【００２１】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を固
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。

【００２２】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。

【００２３】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。

【００２４】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，Ｔ
ｉ，Ｚｒ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。

【００２５】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。

【００２６】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。

【００２７】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。

【００２８】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。

【００２９】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。

【００３０】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、即ちＣ：
０．０４〜０．１８％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｓ
ｉ：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：０．０
０５〜０．０５０％、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。

【００３１】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。

【００３２】又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。

【００３３】又、本発明の実施に当たって、鋳片の１２
００℃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。

【００３４】

【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。

【００３５】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。

【００３６】本発明者等は上記構造用鋼鋳片と加熱温度
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。

【００３７】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。

【００３８】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、更に圧延中の冷
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。

【００３９】この時の使用した鋳片は、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、従来の圧延技術では全く活用されていない被
圧延材の厚みに対応して冷却速度の実態が判明した。そ
の実態をそれぞれ、図３に曲線Ａに示す。

【００４０】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。 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、未再結晶圧
延前に冷却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。

【００４１】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。

【００４２】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℃を示した鋼材の
再結晶終了温度までの各厚み別冷却速度を図３に曲線Ｂ
で示す。

【００４３】本発明者らは、板厚中心部の温度に着目
し、再結晶域での圧延温度域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４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５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。

【００４４】更に本発明者らは、未再結晶域で、板厚中
心部にいかに歪を蓄積するかを検討した結果、一旦圧延
を中断し、２℃／秒以上の冷却速度で表面温度Ａｒ₃ 以
下まで冷却を実施し、表面部と中心部に変形抵抗差をつ
けて靭性に及ぼす影響を実施検討した。その結果を図６
に示す。

【００４５】図６の製造条件は次の通りである。

【００４６】鋼種 ：表１の２ 加熱温度：１２２０℃ 鋳片厚 ：２５０mm 仕上温度：７７０℃ 製品厚 ：１９mm ｔ・Ｖ² ＞１８

【００４７】オーステナイト粒の粒成長防止の観点から
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。

【００４８】未再結晶域圧延前に冷却を実施したもの
は、冷却を実施しないものに比べ、靭性が良好になって
いた。又、未再結晶域での圧下量の影響についても検討
した結果、５０％以上の圧下量を加えると、母材の靭性
が顕著に良好になることがわかった。その理由は、未再
結晶域での変形抵抗差に起因した累積歪蓄積効果が助長
されたものと推察される。

【００４９】図３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
ると本発明の課題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。

【００５０】図７の製造条件は次の通りである。

【００５１】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Ｈ５０℃での圧下率＝４０
％ 未再結晶温度域での圧下率＝７０％

【００５２】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えば
良く、又、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。

【００５３】

【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。

【００５４】

【表１】

【００５５】

【表２】

【００５６】

【表３】

【００５７】

【表４】

【００５８】

【表５】

【００５９】

【表６】

【００６０】

【表７】

【００６１】

【表８】

【００６２】

【表９】

【００６３】

【表１０】

【００６４】

【表１１】

【００６５】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。

【００６６】表１に示す供試鋼の鋼種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。
又、ＨＡＺの靭性も−６０℃でのＦＬとＨＡＺ１mmの靭
性は吸収エネルギーで１１．８〜２１．５kgｆ・ｍと良
好な値を示した。

【００６７】これに対し、No．Ｂ１〜Ｂ２０は比較例は
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。再結晶終了温度〜再結晶終
了温度＋１５０℃での圧下率が３０％に満たない比較例
のNo．Ｂ１，Ｂ２，Ｂ８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，Ａ８に比べ母材靭性
が劣化していた。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，Ｂ７，Ｂ８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，
Ａ７，Ａ８に比べ、母材靭性が劣化していた。未再結晶
域圧延前の冷却が実施されていない比較例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。又、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０．２〜２．６kgｆ・ｍと低かっ
た。

【００６８】

【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】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４】再結晶域での圧延温度域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５】再結晶適正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６】未再結晶域での圧下率と靭性の関係を示す図表
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

Claims (6)

【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、必要に応じて Ｎｂ：≦０．０５％ Ｍｏ：≦０．５％ Ｖ ：≦０．１％ Ｃｕ：≦１．０％ Ｃｒ：≦０．５％ Ｎｉ：≦２．０％ の１種または２種を含み 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１２０
   ０℃以上に加熱した構造用鋼の鋳片をＡｒ₃ 点温度以上
   で終了する圧延中に、板厚中心部が再結晶終了温度〜再
   結晶終了温度＋１５０℃の温度域で３０％以上圧延され
   るようにスラブ厚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
   実施しながら圧延し、一旦圧延を中断し、表面温度をＡ
   ｒ₃ 点以下の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度にて冷
   却し、復熱後板厚中心部が未再結晶域で圧下率５０％以
   上で圧延されることを特徴とする低温での靭性が優れた
   溶接用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種または２種以上を添加し、更に必要に応じて Ｎｉ：≦２．０％ Ｍｏ：≦０．５％ Ｃｕ：≦１．０％ Ｖ ：≦０．１％ Ｎｂ：≦０．０５％ Ｃｒ：≦０．５％ を選択添加し 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％以下とし、 Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５≦０．４５ とを満足し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、凝固後１２
   ００℃以上に加熱した構造用鋼の鋳片をＡｒ₃ 点温度以
   上で終了する圧延中に、板厚中心部が再結晶終了温度〜
   再結晶終了温度＋１５０℃の温度域で３０％以上圧延さ
   れるようにスラブ厚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
   却を実施しながら圧延し、一旦圧延を中断し、表面温度
   をＡｒ₃ 点以下の温度域まで２℃／秒以上の冷却速度に
   て冷却し、復熱後板厚中心部が未再結晶域で圧下率５０
   ％以上で圧延されることを特徴とする低温での靭性が優
   れた溶接用構造用鋼板の製造法。
3. 【請求項３】 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に記載の低温での靭性が優れた溶接用構造用
   鋼板の製造法。
4. 【請求項４】 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２に記載の低温での靭性が優れた溶接用構造用
   鋼板の製造法。
5. 【請求項５】 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に記載の低温での靭性
   が優れた溶接用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２に記載の低温での靭性
   が優れた溶接用構造用鋼板の製造法。