JPS61207512A - 低温靭性が優れた高張力鋼板の製造方法 - 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 この発明は氷海域等の低温環境で使用される海洋構造物
あるいは砕氷船等に用いられる大入熱溶接用高張力鋼、
特に低温靭性の優れたＮｂ添加型の大入熱溶接用高張力
鋼の製造方法に関するものである。

従来の技術 近年、大型溶接構造物の製作にあたっては、溶接工数を
減らしてコスト低減を図るため、片面一層サブマージア
ーク溶接やエレクトロスラグ浴接あるいはエレクトロガ
ス溶接などの如く、溶接入熱の大きい自動溶接を適用す
ることが多くなっている。

ところで上述のような大入熱溶接を考慮した場合、鋼成
分の炭素当址を低Ｆさせること、とりわけ低Ｃ化を図る
ことが、熱影響部の硬化を防止して熱影響部の靭性を良
好にする点から極めて有利であることが知られている。

しかしながら鋼中のＣは強度に者しい影響を与えるもの
であるから、低Ｃ鋼では母材の旨強度が得られないとい
う問題がある。そこで低Ｃ鋼にＮｂを添カｌし、制御圧
延、制御冷却を適用することによって低温靭性によび溶
液性に１麦れた高張力鋼を製造する方法について、既に
特開昭５７−１３４５１４号および％υ旧１Ｈ５７−１
３４５１８号にて提案しており、このようにＮｂを添加
することによって充分な母材強度と大入熱溶接時の継手
強度を得ることが可能である。

しかしながら０．０２０％を越えるＮｂを添加した場合
、大入熱溶接時の溶接部靭はに大きな悪影響を及ぼすと
いう新たな問題が生じている。但し、００２０％以丁の
微量のＮｂ添加であれば、熱間圧延前の加熱時に全ての
Ｎｂを固溶させておくことによって、溶接部の靭性を劣
化させることなく、圧延後加速冷却して得られた鋼板の
強度をＮｂｏ、ｏｔ係当たり５ｋｇｆ／′１ｌ１１４上
昇させ得ることも判明している。

Ｔ方、鋼板の組織の均一微細化によって低温での靭性を
改善する技術として、例えば特公昭５５−３００４７号
において提案されているように、熱間圧延のだめの加熱
温度を８ｏｏ℃以上ｔｏｏ。

℃以丁の比較的低温域としてオーステナイト粒を微細か
つ整粒にした後、熱間圧延する技術が知られている。こ
の技術を前述のようなＮｂ添加鋼に適用した場合、母材
の低温での靭性は優れるが、Ｎｂの析出物は鋼の加熱時
に鋼中に充分に・固溶されず、そのため加熱後熱間圧延
しさらに加速冷却して得られた鋼板の強度はほとんど向
上せず、Ｎｂ無添加鋼と余り変わらないのが実情である
。そこで、添加したＮｂの全量を固溶させるべく、熱間
圧延前の加熱温度を高くすれば、微細なオーステナイト
粒中にその微細粒のｌθ倍程度の大きさの粗大なオース
テナイト粒が混在する混粒組織となってしまい、またこ
の傾向は結晶粒微細化に一般に効果があるとされている
ＴｉをＮｂと併せて添加した場合も同様であり、このよ
うな混粒は再結晶オーステナイト粒で充分な圧延を加え
なければ加速冷却過程で粗大なベイナイトとなり、靭性
を劣化させてしまう。

発明が解決すべき問題点 既に述べたように、Ｎｂ添加鋼において前述の特公昭５
５−３００４７号に記載されている如く熱間圧延のだめ
の加熱温度を比較的低温域としてオーステナイト粒を整
粒とする技術を適用しても、Ｎｂがその加熱時□に充分
に固溶されないことに起因して、Ｎｂ添加による高強度
化の効果を発揮させることができず、一方Ｎｂを完全に
固溶させるべく熱間圧延のだめの加熱温度を高温とすれ
ば、オーステナイト粒が微細な整粒とならず、最終的に
得られる鋼板の靭性を劣化させてしまう。

このように従来一般には、熱間圧延のための加熱時にお
けるＮｂの完全固溶化と、オーステナイト粒の整粒化と
を同時に達成することは困難とされ、したがってＮｂ添
加による強度上昇効果を発揮させると同時に高い靭性を
得ることは困難とされていた。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、オ
ーステナイト粒が整粒となるような比較的低温域で熱間
圧延のだめの加熱を行ない、しかもそのような整粒域で
もＮｂが充分に固溶するようになし、これによって靭性
劣化を招くことなくＮ１〕添加による高強度化を達成し
得る方法を提供することを目的とするものである。

問題点を解決するだめの手段 本発明者等は、オーステナイト粒が整粒となるような温
度域で熱間圧延前の再加熱を行なってしかもＮｂを充分
に固溶させ、加速冷却後の引張強度が高くしかも靭性も
慶れた鋼板を得るために必要な条件を見出すべく種々実
験・検討を重ねだ結果、次のような新規な知見を得た。

すなわち、熱間圧延のだめの加熱よりも前の段階で鋳片
を１２００℃以上に加熱しない場合のＮｌ）添加鋼の鋳
造後の冷却速度、もしくは鋳造後、分塊圧延等のために
１２００℃以上に再加熱してＮｂを完全固溶させた後の
冷却速度を変化させることによって析出Ｎｂ粒子の粒径
を変化させた鋼を用い、それらの鋼についてその後再び
加熱（熱間圧延前の加熱に相当）した時の加熱温度と固
溶Ｎｂ量との関係を調べた結果、同一加熱温度でもその
前の段階における析出Ｎｂ粒子の粒径が小さいほど、固
溶Ｎｂ　′ｊ辻が多くなることが判明した。

さらに、上述の熱間圧延前の加熱に相当する加熱時の温
度、その加熱直後のオーステナイト粒径、および加熱前
の析出Ｎｂ粒子の粒径と、その加熱による固溶Ｎｂ　融
との関係について詳細に調べた結果、添加Ｎｂ量が（１
，０２０％以下であれば、Ｔｉを０、００５〜００１５
％含有する鋼においては加熱前の析出Ｎｂ粒子をＯ１μ
ｍ以下程度の微細な粒子としておけば、オーステナイト
粒が整粒となるような比較的低温の温度域での加熱によ
っても添加Ｎｂをすべて固溶させ得ることが判明した。

また、予め高温で固溶されているＮｂが析出する温度域
は冷却速度によっても異なるが、通常は１０００℃から
６００℃の範囲内であり、Ｎｂが完全に固溶した鋳片も
しくはスラブを１０００℃〜６００℃の温度域を平均冷
却速度でｌＯ°伜以上で冷却すれば析出Ｎｂ粒子の粒径
はそのほとんどが０１μｍ以下となることを見出した。

一方、１０００℃から６００℃の温度域における平均冷
却速度が］１°忰となるように冷却した一片もしくはス
ラブに析出するＮｂ析出物の粒径は１μｍ以上であり、
このようにＮｂ析出物の粒径が１０μｍ以上の鋼におい
てＮｂを完全に固溶させるためには、Ｋ　、　Ｊ　、　
ＩＲＶＩＮＥの提唱（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｔｂｅ　
Ｉｒｏｎ　ａｎｄＳｔｅｅｌ　Ｉｎ５ｔｉｔｕｔｅ、　
２０５（１９６７）、　１６１　）による次の（２）式 を満足する温度Ｔ　’（Ｋ）以上に加熱しなければなら
ず、この場合Ｎｂを完全に固溶させるためにはオーステ
ナイト粒の混粒域となってしまう可能性が強い。これに
対し酌述のようにＮｂ析出物の粒径がＯ１μｍ以Ｆの鋼
については、１μｍ以上の粗大なＮｂ析出物が析出して
いる鋼と比べてＮｂの完全固溶に要する加熱温度はｌＯ
Ｏ℃程度低く、シたがって前記（２）式で規定される温
度Ｔ′よりも低い温度でＮｂを完全固溶させ得ること、
換言すればオーステナイト粒が整粒となるような温度域
での加熱によってＮｂを完全固溶させ得ることが判明し
た。

結局、Ｎｂ添加量が０．０２０％以下でしかもＴ１を０
．００５〜００１５％含有する鋼については、鋳造後の
冷却速度あるいは１２００℃以上の温度での再加熱後の
冷却を、１０００℃〜６００℃の温度域での平均冷却速
度がｌＯ°忰以上となるように行なって、その間に析出
されるＮｂ析出物の粒径が０１μｍ以下となるように制
御すれば、前記（２）式で規定される温度Ｔ′よりも低
い温度域、したがってオーステナイト粒が微細かつ整粒
となるような温度域における熱間圧延前加熱によっても
Ｎｂ析出物を完全に固溶させることができ、したがって
これを制御圧延および加速冷却すれば第２相がベイナイ
ト捷たはマルテンサイトとなって強度を大幅に向上させ
ることができ、さらに、このようにオーステナイト粒が
微細かつ整粒となるような温度域で熱間圧延前加熱を行
なって制御圧延および加速冷却を施して得られた鋼板は
、微細なフェライト粒と微細な第２相とからなっている
ため、低温での母材靭性に優れ、 なおかつ低Ｃ当喰で強度を確保できるため大入熱溶接部
の低温靭性も優れることと見出し、この発明をなすに至
ったのである。

具体的には、本願の８１発明の方法は、ｃｏ、ｏｔ〜Ｏ
１５％、Ｓｉ　　Ｏ，０２〜０．８０　％、Ｍｎ０．６
０〜２．５％、Ａｌ０．００５〜００６０％、Ｔｉ０．
００５〜００１５％、Ｎｂ０．００５〜００２０チ、Ｎ
Ｏ，００６饅以丁を含有する鋼を鋳造した後の冷却過程
において、鋳片中心部における１０００℃から６００℃
までの平均冷却速度が１０°０−以上となるように冷却
し、次いでその鋳片を９００℃以上でかつ下記（１）式
で規定される温度Ｔ　（℃）以下の温度域に加熱し、続
いて９００℃以下での圧延率が６０チ以上となるようか
つ圧延終了温度が（ｋｒｓ　＋　３０℃）以下、（Ａｒ
３　３Ｑ℃）以上の温度域となるように熱間圧延し、熱
間圧延終了後直ちに６００〜４００℃の温度域での平均
冷却速度が２°Ｑ←以上２０°い以下の範囲内となるよ
うに加速冷却することを特徴とするものである。

また本願の第２発明の方法は、前記同様の成分を含有す
る鋼を１２００℃以上に加熱してスラブとした後の冷却
過程において、そのスラブを中心部における１０００℃
から６００℃までの間の平均冷却速度がｌＯ′い以上と
なるように冷却し、次いで９００℃以上でかつ下記（１
）式で規定される温度Ｔ　（℃）以下の温度域に加熱し
て、＠記同様な条件で熱間圧延および加速冷却を行なう
ことを特徴とするものである。

−２７３・・・・・・（１） 発明の作用および具体的説明 先ずこの発明の方法における鋼成分の限定理由を説明す
る。

Ｃ： Ｃは強度確保のために必要な元素であって、００１％未
満では溶接構造用鋼として必要な強度を得ることができ
ず、一方０．１５％を越えれば大入熱溶接時における割
、れ感受性および溶接部靭性を劣下させるから、０．０
１〜０．１５　ｍの範囲内とした。

Ｓｉ： Ｓｉは通常の製鋼過程において脱酸元素として有効に作
用し、かつ強度向上に寄与する元素であり、そのために
はｏ、　０２％以上を必要とするが、０８０チを越えれ
ば靭性劣Ｆの悪影響が大きくなるから、０．０２〜０．
８０％の範囲内とした。

Ｍｎ： ＭｎはＣと同様に強度向上に寄与する元素であって、０
．．６０％未満では溶接構造用鋼上して必要な強度を確
保することが困難となシ、一方２．５チを越えて添加す
れば大入熱溶接時の割れ感受性−お、よび溶接部の靭性
に対する悪影響が大きくなるから、０．６０〜２５チの
範囲内とした。

Ａｌ： Ａｌは通常の製鋼過程において脱酸のために少なくとも
０．００５％の添加含有が必要であシ、−万Ａｌが０．
０６（ｌを越えれば溶接熱影響部の靭性のみならず溶接
金属の靭性をも著しく劣化させるから、０００５〜０．
０６０％の範囲内とした。

Ｎｂ： 鋼中に固溶したＮｂは、制御圧延後の加速冷却途中にお
けるフェライト変態の進行を抑制し、第２相をベイナイ
トもしくはマルテンサイトとして強度を上昇させるに有
効な元素である。第１図は、本発明者等が０．０７％Ｃ
，０，０１係Ｓｉ、１．５０％　Ｍｎ　＝　０，０２５
　％　Ａｌｘ　００１％Ｔｉ、０．００３５％Ｎを含有
する鋼にＮｂを０〜００２１％の範囲内の種々の量添加
し、１２００℃に加熱１〜だ後、熱間圧延を９００℃か
ら７４０℃までの間で圧丁率が７６％となるように施し
、直ちに５００℃まで７℃の冷却速度で冷却し、さらに
空冷する実験を行なって各鋼板について強度を測定し、
その強度と１２００℃における固溶Ｎｂ　＠との関係を
調べた結果を示すものである。なおここで固溶Ｎｂ量は
、１２００℃から焼入れだ時のＮｂ析出量の量を測定し
、その値を添加Ｎｂ量から差し引いて求めた。

但しこの実験では加熱温度が１２００℃と高温であるた
め、添加Ｎｂは実質的にその全量が固溶Ｎｂとなってい
た。

第１図から判るように、鋼板の強度は固溶Ｎｂ量に比例
して、すなわち添加Ｎｂ量に比例して増大することが明
らかである。但しＮｂが０．００５チ未満では強ＩＷ上
昇が少ないから、Ｎｌ）のＦ限は０．００５％とした。

一方０．０２０％を越えるＮｌ）を添加すれば、大入熱
溶接の場合、溶接熱影響部の組織が上部ベイナイト組織
となって靭性を劣化させるから、Ｎｌ）の上限は０．０
２０俤とした。

Ｔｉ： Ｔｉは鋼中に微細分散したＴｉＮによって溶接熱影響部
の靭性を向上させるばかりでなく、スラブ加熱時におけ
るオーステナイト粒を微細かつ整粒として靭性を向上さ
せる作用を有する。Ｔｉが０００５％未満ではこれらの
効果が小さく、−万（１，０１５％を越えれば逆に母材
の靭性を劣化させるから、０００５〜００１５％の範囲
内とした。

Ｎ： 鋼中のＮ含有量が０．００６％を越えれば、大入熱溶接
時における溶接熱影響部の靭性を著しく劣化させるから
、ＮはＯ，ＯＯ６４以上に規制することとした。

上記の各成分の残部はＦｅおよび不可避的不純物とすれ
ば良いが、このほか必要に応じて０５０％以下のＣｕ、
３．０％以ＦのＮ１、【）ｌＯ％０％以下ｌｌＪ、　Ｏ
（１２％以下のＢ、０．（１１０係以下のＲＥＭ　（希
土類元素）、０Ｏ０４％以丁のＣａのうちから選ばれだ
１イ市または２ａｉ以上を添加しても良く、その場合に
もこの発明の特徴が失なわれることなく、次に示すよう
に上記諸元素の添加による一層の高張力化やその池の時
効果を発揮させることができる。

すなわちＮｉは溶接熱影響部の硬化性および靭性に悪い
影８＃を与えることなく、母材の強度および靭性を改善
するに有効であるが、高価であるからＮ１を添加する場
合の上限は３０多とすることが好ましい。

ＣｕはＮｉと同様な効果があるばかりでなく、耐食性を
向上させるに有効であるが、０５０％を越えれば熱間脆
性が生じ易くなって鋼板の表面性状が劣化するから、Ｃ
ｕを添加する場合の一ト限は０５０多以ドとすることが
好捷しい。

■は、強度および靭性の向上と溶接継手強度確保のため
に有効な元素であるが、ｏ、＋ｏｍを越えて添加すれば
母材と熱影響部の靭性を著しく劣化させるから、■を添
加する場合の上限はＯ，Ｉ−Ｏｑ６とすることが好まし
い。

Ｂは炭素当駄を上昇させることなく高張力化を図るに有
効であるが、０００２％を越えてＢを添加すれば、熱影
響部の靭性を劣化させるから、Ｂを添加する場合の上限
は０．００２　％とすることが好ましい。

ＣａおよびＲＥＭは、いずれもＭｎＳ等の硫化物系介在
物の形態制御を通じて圧延直角方向の靭性向上に有効で
あり、いずれか１種または両者の添加によってその効果
を発揮することができるが、０、００４％を越えるＣａ
の添加もしくはｏ、ｏｔｏ％を越えるＲＥＭの添加は鋼
の清浄度を悪化させて内部欠陥の原因となるから、Ｃａ
添加の上限は０００４％、ＲＥＭ添加の上限は００１０
％とすることが好ましい。

以上のような鋼を用い、この発明の方法ではその鋳造直
後の鋳片の冷却過程、あるいは分塊圧延のだめの加熱を
兼ねて（もしくは分塊圧延とは無関係に）１２００℃以
上に再加熱してＮｈを完全固溶させた直後のスラブ冷却
過程において、その鋳片もしくはスラブの肉ｊ享中心に
おけるｌ　Ｏ００″Ｇから６００”Ｃ丑での間の平均冷
却速度がＩ　Ｏ’Ｃ／ｍとなるように制御する。

上述のように鋳造後もしくは１２００℃以りに再加熱し
てＮｂを固溶させた後の冷却過程における１０００℃〜
６００℃の平均冷却速度をｌ　Ｏ’Ｃ／ｍ以上と規定し
たのは、次のような実験に基づく。

すなわち本発明者等は、ＣＯ，０７％、ＳｉＯ，１％、
Ｍｎ１．５％、ＡｌＯ，０２６％、ＴｉＯ，０１％、Ｎ
Ｏ，００３６％、ＮｂＯ，Ｏ１２係を含有する鋼につい
て、鋳造後、もしくは１２００℃以上の再加熱でＮｂを
固溶化した後の１０００℃から６００℃捷での鋳片もし
くはスラブの中心部での平均冷却速度を種々変化させ、
冷却後の鋼中におけるＵ、　１μｍ以ＦのＮｂ析出物の
酸を調べた。そして冷却後の鋼をさらに１０２０℃に加
熱した時の固溶Ｎｂ量も併せて調べた。この実験による
前記の鋳造後もしくはｌ　２００　”Ｃ以上に再加熱後
の１０００〜６００℃での平均冷却速度と、冷却後の鋼
中における０１１μｍ以下のＮｂ析出物量、およびこれ
をさらに１０２０℃に加熱した時の固溶Ｎｂ量との関係
を第２図に示す。なおここで冷却後の鋼中における０１
μｍ以下の析出ＮｂＯ量は、抽出レプリカ法によって観
察したＮｂ析出物の個々の粒径ｒから求めた析出物体積
（−８−πｒ３）、析出物の比重、電解分析から求めた
全析出物量から求めた。また１０２０℃に加熱した時の
Ｎｂ固溶曖は、１０００℃に加熱後、固溶Ｎｂが析出し
ないように急速焼入れして、添加Ｎｂ量から焼入れ後の
析出物Ｎｂ量を差し引いて求めた。

第２図から明らかなように、鋳造後もしくは１２００℃
以上でＮｂを完全固溶させた後の１０００℃から６００
℃までの平均冷却速度がｌ　Ｏ’Ｃ／１ｎｉｎより低い
場合には、０．１μｍ以丁のＮｂ析出物の量が少なく、
このことは０１μｍを越える粗大なＮｂ析出物が多いこ
とを意味する。本実験で用いた鋼は、前記（２）式によ
ればＮｂが完全固溶するために必要な加熱温度は１０２
４℃であるが、上述のように鋳造後もしくは固溶化徒の
ｘｏｏｏ’ｃから６００℃丑での平均冷却速度をｌＯｏ
ｏ−未満として粗大なＮｂ析出物が析出した銅は、（２
）式による１０２４℃の温度より若干低い１０２０℃に
加熱した場合の固溶Ｎｂ量が少なく、添加したＮｂのう
ち相当鑓が固溶されないことが第２図かられかる。

一方、この発明で規定している１０°Ｑ−以上の平均冷
却速度で冷却した場合には、ｔＪ、、１μｍ以丁の微細
なＮｂ析出物が多くなり、そしてその鋼を（２）式によ
り求められる１０２４℃より低い１０２０℃に加熱した
場合、添加したＮｂはそのほとんどが鋼中に固溶するこ
とが第２図から明らかである。

以上のように、鋳造後もしくは３２００℃以上に再加熱
した後の肉厚中心部における１０００〜６００℃の温度
域での平均冷却速度が１０”Ｃ／−以下であれば、その
冷却過程で析出す４Ｎｂ析出物の粒径がほとんど０１μ
ｍ以下となり、その鋼を前記（２）式によって規定され
る温度以Ｆの温度域、したがって後述するように０．０
２０％以丁のＮｂ１ではオーステナイト粒が微細かつ整
粒となるような温度域で加熱しても充分にＮｂが固溶さ
れる。したがってこの発明の方法では前記平均冷却速度
を１０°Ｑ−以上と規定した。なお１２００’ｃ以上で
の再加熱を行ない、その再加熱後の冷却を前述のように
制御した場合と比較して、再加熱を行なわずに鋳造後の
冷却を前述のように制御した場合には、その後の１０２
０℃での加熱時におけるＮｂ固溶量は若干少なくなるが
、その減少量はわずかであり、また冷却速度１０’ｃ／
−を境として固溶Ｎｂ量が大きく変化する傾向も変わら
ず、したがって鋳造後の冷却制御もこの発明の範囲に含
めることとした。

前述のように鋳造後もしくは１２００’Ｃ以上に再加熱
後の冷却速度を制御した後、熱間圧延のために再び加熱
する。この熱間圧延前の加熱温度は９００℃以上でかつ
前記（２）式で規定される温度Ｔ’（Ｋ）以下すなわち
（１）式で規定される温度Ｔ　（’Ｃ）以下とする必要
がある。この条件は、Ｎｂが固溶する温度とオーステナ
イト粒径との関係から求めたものである。

すなわちＴｉを０．０９５〜０．０１５チ添加した鋼の
場合、１１００℃程度に加熱されれば、オーステナイト
粒が混粒または粗大粒となり、著しく靭性を劣化させる
。第３図に、ＣＯ，０７％、Ｓｉ　Ｏ，１チ、Ｍｎ　ｉ
、　５　％、Ａｌ０．０２５％、Ｔｉ０．０１％、ＮＯ
，００３５チを含有する鋼にＮｂを０〜０．０２１ｔＩ
６の範囲内の種々の量添加し、その鋼塊をｔｇｏ、。

℃に加熱してＮｂを固溶させた後、肉厚中心の１０００
〜６００℃の温度域での平均冷却速度が１２、５　Ｑ／
ｍとなるように冷却して、０１μｍ以下の微細なＮｂ析
出物を析出させ、その後そのＮ、ｂ析出物をほぼ完全に
固溶させ得る加熱温度を調べ、その温度を添加Ｎｂ量に
対応して○印で示し、併せて比較のためにｔｏｏｏ〜６
００℃の間の冷却速度を１゜ｔ　’ｃ／ｍとして１．　
Ｏｔｔｍ以上の粗大なＮｂ析出物を析出させた場合のＮ
ｂ析出物の完全固溶に要する加熱温度を０印で示したも
のである。第３図から明らかなように１．０μｍ以上の
粗大なＮｂ析出物が析出した比較鋼では、Ｎｂを完全固
溶させようとすれば１０５０℃程度よりも高いオーステ
ナイト村が混粒となる温度域で加熱せざるを得ない。こ
れに対し１０００℃から６００℃を１０°い以上で冷却
して０１μｎ１以丁の微細なＮｌ）析出物を析出させた
鋼は、前記（１）式で規定される温度’ｒ　（−ｃ）以
下でＮｂ析出物が完全に固溶する。そしてこの（１）式
で規定される温度Ｔ以下の温度域は、Ｎｂ　％ｔが０．
０２０％以下であればほぼオーステナイト粒が整゛位と
なる領域であり、したがって（１）で規定される温度Ｔ
　（’Ｃ）以下の温度域で加熱することによって、Ｎｂ
析出物の完全固溶とオーステナイト粒の整粒化とを同時
に達成できるのである。一方、加熱温度の下限を９００
℃と定めたのは、９００℃未満の加熱温度ではＮｂ量が
０．００５％以上の鋼においてＮｌ）固浴鼠が著しく少
なくなって鋼板の強度が著しく低ドするからである。

上述のように９００℃以上でかつ（１）式で規定される
温朋以Ｆに加熱した後、続いて９００℃以Ｆにおける圧
下率が６０％以上となるように、かつ圧延終了温度がＡ
ｒ１点＋３０°〜Ａｒ３点−８０℃の範囲内となるよう
に圧延する。この制御圧延の条件は、オーステナイトに
予備の変形帯を導入してこれをフェライト粒生成の核と
し、圧延後のフェライト粒を微細化させ、鋼板の強度お
よび靭性を確保するだめに規定されたものである。

さらにその制御圧延終了後、直ちに６００〜４００℃の
範囲内の温度まで２°い以−上２０°Ｑ←以上の冷却速
度で加速冷却する。この加速冷却は、硬質な第２相すな
わちマルテンサイトおよび／まだはベイナイトを生成さ
せ、強度を向上さ１するだめのものであるが、６００℃
を越える温度で加速冷却を停止すれば強度の向上が少な
くなり、一方４００℃より低い温度まで加速冷却すれば
、強度−歪曲線に降伏現象が消失して降伏応力が小さく
なってしまう。まだ２°い未満の冷却速度では加速冷却
の効果が得られず、一方２０℃廊を越える冷却速度では
第２相の占める割合が過剰となって靭性が低Ｆする。し
たがって加速冷却の条件は上述のように定めた。なお６
００〜４００℃の温度域塘での加速冷却の後は、放冷も
しくは徐冷すれば良い。

以上のような工程を経ることによって、強度および靭性
に１ψれ、かつ大入熱溶接の場合の溶接部靭性も良い鋼
板を得ることができる。

なお以上の各工程のうち、鋳造後もしくは１２００℃以
上に再加熱後の鋳片もしくはスラブの肉厚中心部の平均
冷却速度を１０°い以上にすることは、従来の通常の連
続鋳造あるいは造塊、造塊−分塊圧延では達成できない
ことも多い。そこで例えば連続鋳造の場合には冷却帯を
連続鋳片進行方向に延長して、鋳片中心温度が６００℃
以−Ｆとなるまで水冷する方法を適用すれば良く、まだ
造塊の場合には、中心部が未凝固のうちに鋳塊をインゴ
ットケースから引出してこれを水冷するか、あるいは分
塊圧延後水冷する方法を適用すれば良い。

実　　　施　　　例 第ｔ４に示す組成の鋼Ａ−Ｇについて、第２表の１−１
６で示す各条件によって、３２〜５０咽厚の鋼板とした
。ここで鋼Ａ−Ｆはこの発明で対象とする鋼であり、ま
た＠ＧはＮｂ含有量がこの発明で規定する範囲の上限を
越える比較鋼である。

一方第２表に示される各製造条件のうち、板番ｌ〜６お
よび１３〜１５のものは連続鋳造鋳片を用いたもの、ま
だ板番７〜１２および１６は造塊法によって得られた鋳
塊を用いたものであって、そのうち板番９〜１２．１６
はそれぞれ造塊後、分塊圧延によってスラブとしたもの
、すなわち１２００℃以上での再加熱を行なったもので
ある。

なお板番１−１６の各製造条件のうち、板番ｌ。

２．９．１３〜１６はこの発明の条件範囲内の条件（本
発明法）であり、板番３〜８．ｔｏ−１２はこの発明の
条件範囲外の条件（比較法）である。

これらの各鋼板１−１６に対して引張試験および２　ｔ
ｒａｎ　Ｖノツチフルサイズシャルピー衝撃試験を行な
って強度および靭性を調べた結果と、代表的な鋼板１，
４，９，１２〜１６についてサブマージアーク溶接を行
ない、フィニッシ／グサイドの入熱をｌ　ＯＯｋＪ／ｃ
ｍから１５０　ｋＪ７ｍの大入熱とした場合のボンド部
の１／２厚さの部分の靭性を調べた結果を第３表に併せ
て示す。

第３表に示すように、この発明で対象とする成分の鋼に
ついてこの発明のプロセス条件範囲内の工程を適用して
得られた板番１，２，９．１３〜１５の鋼板はいずれも
強度および低温靭性が充分に１憂れていることが明らか
であり、また大入熱溶接時のボンド部靭性にも優れてい
る。これに対し、板番３，６，８，１０．１２の鋼板は
、圧延のだめの加熱温度がこの発明で規定する温度より
も高く、そのためオーステナイト粒が混粒もしくは粗大
粒となり、低温での靭性が劣化している。また板番４，
５，７．１１は、鋳造後あるいは１２００℃以上でＮｂ
を固溶させた後の１ｏｏｏ’ｃから６００℃までの平均
冷却速度がｔｏ’（ｚ−未満であるため、圧延のための
加熱時にＮｂが充分に固溶せず、そのため充分な強度が
得られなかった。なお板番１３゜１４．１５はこの発明
で対象とされる鋼の必要に応じて添加される成分である
Ｃｕ　、　Ｎｉ　、　Ｖ　、　Ｂ　。

ＲＥＭ　、　Ｃａの一種以上を添加した鋼を用いたもの
であるが、Ｃｕ　、　Ｎｉ　、　Ｖ　、　Ｂは靭性を劣
化させずに強度を向上させ、またＲＥＶ　、　Ｃａは強
度を低下させずに鋼板の靭性を改善することが判る。一
方板番１６の鋼は、Ｎｂ添加量が０．０２０％を越える
鋼を用いたものであり、この場合鋼板の強度、靭性は優
れているものの、大入熱溶接時のボンド部靭性が劣化し
た。

発明の効果 以上の説明で明らかなようにこの発明の方法によれば、
Ｎｂ添加鋼において熱間圧延のだめの加熱をオーステナ
イト粒が整粒かつ微細粒となるような比較的低温域で行
なうことによって充分な低温靭性を確保し、同時にその
ような比較的低温域での熱間圧延前加熱でもＮｂを充分
に固溶させることによって微量のＮｂ添加による高強度
化を充分に達成することができ、さらには微量のＮｂ添
加による高強度化が図れるためにＣ当量低減により大入
熱溶接時の継手部靭性も確保することができる。したが
ってこの発明によれば優れた低温靭性と高強度を兼ね備
え、しかも大入熱溶接時の継手部靭性も優れる鋼板を得
ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は熱間圧延のだめの加熱時における同浴Ｎｂ叶と
熱間圧延後の鋼板の強度との関係を示す相関図、第２図
は鋳造後もしくは１２００’Ｃに再加熱してＮｂ　ｉ固
溶させた後の冷却過程における１０００℃から６００℃
ｔでの平均冷却速度と、その冷却後の粒径０１μｍ以丁
のＮｂ析出物の量およびその後さらに１０２０℃に加熱
した時の固溶Ｎｂ＠′との関係を示す相関図、第３図は
添加Ｎｌ）　袖と千〇Ｎｌ）が完全固溶する温１ｆとの
関係を示す相関図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ０．０１〜０．１５％（重量％、以下同じ）、
   Ｓｉ０．０２〜０．８０％、Ｍｎ０．６０〜２．５％、
   Ａｌ０．００５〜０．０６０％、Ｔｉ０．００５〜０．
   ０１５％、Ｎｂ０．００５〜０．０２０％、Ｎ０．００
   ６％以下を含有する鋼を鋳造した後の冷却過程において
   、その鋳片を中心部における１０００℃から６００℃ま
   での間の平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以上となるよう
   に冷却し、次いでその鋳片を、９００℃以上でかつ下記
   （１）式で規定される温度Ｔ（℃）以下の温度域に加熱
   し、９００℃以下の圧下率が６０％以上となるように熱
   間圧延して、その熱間圧延をＡｒ＿３＋３０℃以下Ａｒ
   ＿３−８０℃以上の温度域で終了させ、直ちに６００〜
   ４００℃の温度域までの平均冷却速度が２℃／ｓｅｃ以
   上２００℃／ｓｅｃ以下となるように加速冷却すること
   を特徴とする低温靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。 Ｔ（℃）＝６７７０／〔−ｌｏｇ＿１＿０（Ｎｂ％）｛
   （Ｃ％）＋１２／１４（Ｎ％）｝＋２．２６〕−２７３
   ・・・・・・（１）
2. （２）Ｃ０．０１〜０．１５％、Ｓｉ０．０２〜０．８
   ０％、Ｍｎ０．６０〜２５％、Ａｌ０．００５〜００６
   ０％、Ｔｉ０．００５〜００１５％、Ｎｂ０００５〜０
   ０２０％、Ｎ０．００６％以下を含有する鋼を１２００
   ℃以上に加熱して得られたスラブを、そのスラブ中心部
   における１０００℃から６００℃までの間の平均冷却速
   度が１０℃／ｍｉｎ以上となるように冷却し、次いでそ
   のスラブを９００℃以上でかつ下記（１）式で規定され
   る温度Ｔ（℃）以下の温度域に加熱し、９００℃以下で
   の圧下率が６０％以上となるように熱間圧延して、その
   熱間圧延をＡｒ＿３＋３０℃以下Ａｒ＿３−８０℃以上
   の温度域で終了させ、直ちに６００〜４００℃の温度域
   までの平均冷却速度が２℃／ｓｅｃ以上２０℃／ｓｅｃ
   以下となるように加速冷却することを特徴とする低温靭
   性に優れた高張力鋼板の製造方法。 Ｔ（℃）＝６７７０／〔−ｌｏｇ＿１＿０（Ｎｂ％）｛
   （Ｃ％）＋１２／１４（Ｎ％）〕＋２．２６〕−２７３
   ・・・・・（１）