JPH05271760A - 高強度高靭性構造用厚鋼板の製造法 - Google Patents

高強度高靭性構造用厚鋼板の製造法

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JPH05271760A JP4064438A JP6443892A JPH05271760A JP H05271760 A JPH05271760 A JP H05271760A JP 4064438 A JP4064438 A JP 4064438A JP 6443892 A JP6443892 A JP 6443892A JP H05271760 A JPH05271760 A JP H05271760A
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Abstract

(57)【要約】 【目的】 本発明は、高強度高靭性構造用厚鋼板を生産
性よく製造する方法に関するものである。 【構成】 凝固後Ac3 以上に加熱した構造用鋼の鋳片
をAc3 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】 母材の強度、靭性がともに優れた鋼板を安定
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、高強度高靭性構造用の
厚鋼板を経済的にかつ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、鋼材の母材靭性の改
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、溶接性の改善のために鋼中に添加す
る合金元素添加量を削減し、加速冷却法によって、少な
い成分で強度を上げ、かつ良好な靭性を有する厚鋼板を
製造する技術が提案され、この技術によって製造された
鋼板は造船用あるいは海洋構造物用鋼板等の分野を中心
に、構造物への適用が展開されている。
【0006】例えば、特公昭62−130216号公報
に見られる「Ti添加鋼に低温のオーステナイト未再結
晶域で熱間圧延を施した後、これを直ちに冷却速度1℃
/秒以上で加速冷却することによって高強度・高靭性の
厚鋼板を製造する方法」や、特公昭62−164820
号公報に見られる「鋼片を熱間圧延した後、直ちに炭素
当量をも考慮した所定の水量密度で加速冷却して極厚鋼
板を得る方法」等がある。
【0007】前記「加速冷却法」を適用する場合でも、
少量ではあるが圧延−加速冷却による強化作用を高める
ためにNb,V,Ti等の析出型合金元素が添加される
のが普通であり、これらの元素の強化作用は加熱時に再
固溶した量にほぼ比例するとされていて、溶接性を考慮
した上で目的強度に応じた合金元素の添加量の調整がな
されている。
【0008】この加速冷却法を更に改善する方法とし
て、オーステナイト中で析出する圧延中の析出物を制御
して、加速冷却時の析出制御による厚鋼板の高強度・高
靭化方法が特開平1−275719号公報に見られる。
この方法は粗圧延を終了して仕上げ圧延にかかる間の1
000℃から850℃の間において、その少なくとも7
0℃以上にわたる温度範囲を0.5℃/秒以上の冷却速
度で冷却し、Nb炭窒化物やV炭窒化物等の圧延歪によ
る析出ノーズたる850℃〜1000℃の温度域での析
出制御を行ない、強度で約9kgf/mm2 の上昇効果を提示
している。
【0009】
【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、生産性の低下は著しい。
【0010】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、圧延後再加熱して安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。
【0011】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。
【0012】また、従来行なわれてきた加速冷却法によ
る厚鋼板の製造手段では、鋳片加熱時に再固溶した析出
強化元素であるNbやVが、圧延中にオーステナイト内
に析出し、析出強化時に必要な析出が見られず、添加し
たNbやVが十分寄与せず、材質的にも、コスト的にも
共に加速冷却法適用による利益を十分に享受していな
い。
【0013】上記加速冷却法を更に改善する方法として
特開平1−275719号公報記載の方法では、水冷を
粗圧延と仕上げ圧延間に限定している。このため、実際
には圧延中に導入される歪により誘起された析出物がオ
ーステナイト中に析出してしまい、強度に有効とされて
いる加速冷却時に析出できる析出物が減少し、析出強化
作用が十分に発揮されない。
【0014】本発明はこれらの問題点を伴わずに、つま
り、多量な合金元素の添加、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行なうことなく、
従来技術で得られていたと同等またはそれ以上の高強度
高靭性を有する構造用鋼板を生産性よく、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。
【0015】
【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、凝固後Ac3 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1の
手段とする。
【0016】更に本発明は上記手段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2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3の手段
とする。
【0017】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、通常の溶接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、
これ等を含む鋼を本発明は対象鋼とするものである。
【0018】これ等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、0.20%を超え
る過剰な含有量では、島状マルテンサイトを析出し、H
AZ靭性を著しく劣化させるので0.20%以下に規制
する。
【0019】Siは溶鋼の脱酸元素と強度増加元素とし
て添加するが、0.01%未満では脱酸効果が不十分で
あり、1.0%を超えて添加すると、HAZの靭性が低
下するため、添加量は0.01〜1.0%に規制する。
【0020】Mnも脱酸成分元素として必要であり、
0.3%未満では鋼の清浄度を低下して加工性を害す
る。また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。しかし、Mnは過剰の添加により
溶接性を著しく劣化する。そのため2.0%を上限とす
る。
【0021】AlはAl窒化物により鋼の結晶粒径が微
細化できるので必要である。しかし添加量が少ないとそ
の効果がなく、過剰の場合には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
ため、添加量は0.001〜0.20%に規制する。
【0022】Nは不可避的に含有される元素であるが、
過剰の添加は島状マルテンサイトの生成を促進するた
め、0.020%を上限とする。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。Sは粗大な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方向の物性
の差)の悪化を防止するため、0.005%を上限とし
て規定する。本発明が対象とする構造用鋼の基本成分は
以上である。これを基本に母材強度の上昇或いは、継手
靭性の向上を目的として、要求される性質に応じて合金
元素を添加する場合は、添加し過ぎると、溶接性の確保
が困難になる。そこで合金の添加量としては、Ni,C
r,Mo,Cu,W,Co,V,Nb,Ti,Zr,T
a,Hf,希土類元素,Y,Ca,Mg,Te,Se,
Bの1種類以上を添加できるが合計で4.5%以内に規
制している。
【0023】本発明における鋳片の加熱温度はオーステ
ナイトの粗大化防止のため1200℃を上限とし、下限
温度は圧延の作業を考慮すると900℃以上が望まし
い。またNb元素を含む鋼材は、Nbを完全固溶させる
ために1100℃以上の加熱が必要となる。また、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
温度以上とした。
【0024】
【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,鋼種9を用いて種々実験検討を繰り返した。
【0025】生産性良く、経済的に強度及び母材靭性を
向上する方法を確立するために、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。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
の厚みに対応した冷却速度の実態が判明した。その実態
を図1に曲線Aで示す。
【0026】本発明者等は析出物の高強度効果を享受し
つつ、多量な合金元素の添加、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行なうことな
く、従来技術で得られていたと同等またはそれ以上の高
強度高靭性を有する構造用鋼板の製造方法を確立するた
め、次の3点から実験検討を重ねた。
【0027】圧延中の鋳片を再結晶終了温度域で冷却
しながら圧延することによる鋳片滞留時間の減少、圧延
温度域の低下、析出強化用合金元素の固溶及び板厚中心
部靭性と結晶粒微細化の関係。 圧延中の鋳片を再結晶終了後、未再結晶域圧延前に冷
却することによりフェライト変態前のオーステナイト粒
への歪の蓄積と変態フェライト粒径の関係。
【0028】との組合せと母材の強度及び靭性の
関係。
【0029】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。
【0030】この実験検討で、強度47kgf/mm、母材靭
性としてのシャルピー衝撃試験でのvTrsが−110
℃を示した鋼材の再結晶終了温度までの各厚み別冷却速
度をそれぞれ図1に曲線Bで示す。
【0031】本発明者等は、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2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3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。
【0032】更に、本発明者等は、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
点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4に示す。図4の製造条件は次の通りである。 鋼種 :表1の9 加熱温度:1170℃ 鋳片厚 : 250mm 仕上温度: 770℃ 製品厚 : 19mm t・V2 >18
【0033】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。
【0034】図1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
5,6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5及び図6
の製造条件は次の通りである。
【0035】図5の本発明例は再結晶終了温度〜再結晶
終了温度+150℃での圧下率:35%、未再結晶域で
の圧下率:65%とした。
【0036】加熱温度:1050℃ 仕上温度: 770℃ 鋳片厚 : 150mm 製品厚 : 25mm 鋼種 :表1の2
【0037】図6の本発明例は再結晶終了温度〜再結晶
終了温度+150℃での圧下率:40%、未再結晶域で
の圧下率:68%とした。
【0038】加熱温度:1180℃ 仕上温度: 756℃ 鋳片厚 : 260mm 製品厚 : 17mm 鋼種 :表1の9
【0039】図4により、強度47kgf/mm2 、靭性(v
Trs値)−85℃を示す従来の圧延方法で得られた鋼
種2の構造用鋼板が、本発明の方法により大幅に改善さ
れ、強度73kgf/mm2 、靭性(vTrs値)は−110
℃に向上することが判明した。
【0040】図5により、強度66kgf/mm2 、靭性(v
Trs値)−95℃を示す従来の圧延方法で得られた鋼
種9の構造用鋼板が、本発明の方法により大幅に改善さ
れ、同一強度で靭性(vTrs値)は−123℃に向上
することが判明した。
【0041】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
混合体等の何れかを冷却剤を使用して、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。
【0042】
【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に従来例を併記して示
す。
【0043】
【表1】
【0044】
【表2】
【0045】
【表3】
【0046】
【表4】
【0047】
【表5】
【0048】
【表6】
【0049】
【表7】
【0050】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、所要の強度を示し、靭
性もvTrsで−107〜−133℃と良好な値であっ
た。また指定パス冷却とゾーン冷却の何れも優れた強
度、靭性を有する鋼板を生産性、経済性良く製造するこ
とができた。
【0051】これに対し、No.B1〜B10の従来例は
何れも本発明に示す条件を満足しておらずそれぞれに問
題がある。すなわち再結晶終了温度〜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.B
5,B6は、それぞれ同じ供試鋼を用いて製造した本発
明例のA5,A6に比べ母材靭性が劣化していた。
【0052】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.B5,B6,B7,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A5,A
6,A7,A8,A9に比べ、母材靭性が劣化してい
た。
【0053】未再結晶域での圧延の前に冷却が実施され
ていない比較例No.B1,B2,B3,B4,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,A3,A4,A7,A8,A9に比
べ、母材靭性が劣化していた。また、Nb添加鋼で加熱
温度が985℃と低い比較例No.B10は靭性は優れて
いるものの強度が所要の強度に達しなかった。
【0054】実施例に示すように、Nb等の析出元素を
含まないSi−Mn系鋼では、本発明に開示する方法に
より強度は変わらないものの、靭性は大幅に改善され
る。また、Nb等の析出元素を含む鋼材は、本発明の方
法により、強度靭性とも大幅に改善されている。
【0055】
【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、母材の強度、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
効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図1】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2】再結晶域での圧延温度と再結晶完了後の平均γ
粒径の関係を示す。
【図3】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4】未再結晶域での圧下率と靭性の関係を示す。
【図5】冷却条件とt/2部の母材靭性を示す。
【図6】冷却条件とt/2部の母材靭性を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉川 宏 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 (3)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】 凝固後Ac3 以上に加熱した構造用鋼の
    鋳片をAc3 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
    する高強度高靭性構造用厚鋼板の製造法。
  2. 【請求項2】 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に記載の高強度高靭性構造用厚鋼板の製造
    法。
  3. 【請求項3】 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に記載の高強度高靭性
    構造用厚鋼板の製造法。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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KR100916090B1 (ko) * 2002-12-06 2009-09-08 주식회사 포스코 조선용 강판의 제조방법

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