JPS624821A - 低温用鋼板の製造方法 - 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】 産業上の利用分署 この発明はＬＰＧタンク用銅板、あるいは砕氷商船用鋼
板などの如く、溶接を施して低温環境で使用される鋼板
の製造方法に関し、特に溶接部靭性のみならず、脆性亀
裂伝播停止靭性も優れた低温用鋼板を製造する方法に関
するものである。

従来の技術 ＬＰＧタンク等の如く、安全性、信頼性が要求される用
途の低温用鋼板においては、通常のシャルピー衝撃試験
等によって測定される溶接部靭性が優れていることが必
要であるのはもちろんであるが、そればかりでなく、応
力下で脆性亀裂が可及的に伝播しないような特性を有す
ること、すなわち脆性亀裂伝播停止靭性が優れているこ
とも必要である。これらの特性のうち、溶接部靭性につ
いては、例えば特開昭５６−１５０１５７号あるいは特
開昭５８−１８５７４６号等において開示されているよ
うに、鋼成分のうち特に炭素（Ｃ）および窒素（Ｎ）の
低減を図ること、すなわち極低Ｃ化および低Ｎ化を図る
ことによって溶接部靭性を取善し得ることが従来から知
られている。

発明が解決すべき問題点 しかしながら極低Ｃ化、低Ｎ化は、結晶粒を粗大化する
という欠点があり、そのため前述のような極低Ｃ化およ
び低Ｎ化だけでは脆性亀裂伝播停止靭性を改善すること
は困難であった。したがって従来は溶接部靭性が高いと
同時に脆性亀裂伝播停止靭性の優れたｗ４板を安定して
得るための技術が確立していなかったのが実情である。

また溶接部靭性についても、前述のような極低Ｃ化およ
び低Ｎ化によっである程度は改善できるが、未だ満足で
きる程度には至っていないのが実情である。

この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、溶
接部靭性を充分に向上させると同時に、脆性亀裂伝播停
止靭性をも充分に向上させた低温用鋼板を製造する方法
を目的とするものである。

問題点を解決するための手段 上述の目的を達成するべく本発明者等が鋼成分および鋼
板製造条件について詳細に検゛討した結果、極低Ｃ化お
よび低Ｎ化と併せて、ＮｉおよびＮｂを添加しかつ熱間
圧延前のスラブ加熱温度を比較的低温とし、さらに熱間
圧延の仕上圧を温度と熱間圧延後の冷却速度をＭ　！１
１１することによって、溶接部靭性を充分に高めると同
時に、高い脆性亀裂伝播停止靭性が得られることを見出
し、この発明をなすに至ったのである。すなわち、極低
Ｃ化、低Ｎ化それ自体で溶接部靭性の向上に有効ではあ
るが、極端な低Ｃ化は結晶粒の粗大化を招き、それによ
り逆に溶接部靭性が低下してしまう。このような観点か
ら本発明者等は、極低Ｃ化および低Ｎ化と同時にＮｉ　
、　Ｎｂを添加することによって結晶粒の微）細化を図
ることが溶接部靭性の一層の向上に有効であり、また特
にＮｉを添加することは脆性亀裂伝播停止靭性の向上に
有効であることを見出した。さらに熱間圧延やその前後
の条件も重要であって、特に熱間圧延前のスラブ加熱温
度を１０５０℃以下の比較的低温とすることがγ粒の粗
大化を防止して脆性亀裂伝播停止靭性の向上に有効であ
り、また熱間圧延の仕上圧延温度を８５０℃〜６７０℃
の範囲内とし、かつその後の冷却速度を１℃／５ｌＩＣ
以上とすることが、脆性亀裂伝播停止靭性を含めた靭性
の向上に有効であることを見出し、この発明の完成に至
ったのである。

具体的には、本願の第１発明の方法は、Ｃ０．００５〜
０．０３％、３　ｉ　０．０５〜０．５０％、Ｍｎ０１
４〜１．５％、Ｎｂ０９０１〜０．０４％、Ｎｉ１．５
〜４．０％、Ａβ　０．０Ｏ５〜０．１０％、Ｎ　ｏ、
ｏｏｓｏ％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物よりなる鋼を素材とし、その鋼のスラブを、９００
〜１０５０℃の範囲内の温度に加熱して熱間圧延し、か
つその熱間圧延の仕上げ温度を６７０〜８５０℃の温度
範囲内とし、熱間圧延後、５００℃以下の温度域まで１
℃／露以上の冷却速度で冷却することをを特徴とするも
のである。

また第２発明の方法、前記各鋼成分のほか、ざらにＭｏ
０．５％以下、ＣＩＪ　１，５％以下、Ｃｒ２．０％以
下、Ｖ　０．１５％以下、Ｔｉ　０．０８％以下のうち
から選ばれた１種または２種以上を含有する鋼を素材と
し、前記同様な条件で処理することを特徴とするもので
ある。

作　　　用 先ずこの発明の方法における素材鋼成分の限定理由につ
いて説明する。。

Ｃ０，００５〜０．０３％： Ｃ含有量範囲は、この発明の特徴の一つであり、Ｃ０．
０３％以下とすることによって溶接部靭性が向上し、特
にその効果は０．００１５％以下で顕著である。しかし
ながらｏ、ｏｏｓ％未満では結晶粒の粗大化を招いて、
溶接部靭性はむしろ低下してしまう。またＣが０．００
５〜０．０３％の範囲内では、脆性亀裂伝播停止靭性も
著しく向上する。したがってＣＩｌは０．００５〜０，
０３％の範囲内とした。

Ｓｉ　　　０．０５〜０．５０％： Ｓｉは鋼の精錬過程において脱酸のために必要な元素で
あり、また安価な強化元素として有用である。Ｓｉが０
．０５％未満ではこれらの効果が充分ではなく、一方０
．５０％を越える多量の８１の含有は鋼の清浄度を害し
て、溶接性や靭性の低下をもたらすから、０．０５〜０
．５０％の範囲内に限定した。

Ｍｎ　　　０．４〜１．５％： Ｍｎは靭性を低下させることなく強度を高めるに有効な
元素であり、そのためには０．４％以上の添加が必要で
ある。しかしながらＭｎが１．５％を越えれば溶接性が
損われるから、０．４〜１．５％の範囲内とした。

Ｎｉ　　　１．５〜４．０％： Ｎｉの添加はこの発明における重要な特徴の一つであり
、その添加理由は、先ず第１には溶接部靭性の向上にあ
り、また第２には脆性亀裂伝播停止靭性の向上にある。

すなわち、極低Ｃ化で向上した溶接部靭性をさらに向上
させるためにはＮ１の添加が有効であり、そのためには
１．５％以上が必要であるが、４％を越えれば島状マル
テンサイトの生成によってむしろ靭性を損ってしまう。

また靭性亀裂伝播停止靭性を向上させるためにもＮ１の
添加が有効であり、Ｎｉ１．５％以上の添加でその効果
が認められる。このＮｉｌ！の添加による脆性亀裂伝播
停止靭性の向上は、従来のプロセスと比較してこの発明
のプロセスでより一層顕著となる。なおＮ１が４％を越
えれば経済性の点で不利となってしまう。したがってＮ
ｉの添加量は１．５〜４．０％の範囲内とした。

Ｎｂ　　０６０１〜０．０４％： Ｃ含有量が０．００５〜０．０３％の範囲内においてＮ
ｂを添加することにより結晶粒の微細化を図ることがで
き１．シたがって極低Ｃ化による溶接部靭性の改善効果
が、Ｎｂ添加による結晶粒微細化による効果と相俟って
一層向上する。但しＮｂが０．０１％未満ではその効果
が得られず、逆にＮｂが０．０４％を越えればかえって
溶接部靭性を劣化させてしまうから、Ｎｂは０．０１〜
０．０４％の範囲内とした。

Ａ　１ｏ、ｏｏｓ〜０．１０％： Ａｌは鋼の精錬過程のために有効な元素であり、また鋼
中のＮを固定して細粒化を図るに有効な元素である。こ
れらの効果を得るためにはｏ、ｏｏｓ％以上のＡｌが必
要であるが、０．１％を越えれば溶接部靭性を低下させ
てしまうから、ｏ、ｏｏｓ〜０．１０％の範囲内とした
。

Ｎ　　０．００５０％以下： Ｎは０．００５０％を越えれば溶接部靭性劣化の原因と
なるから、０．００５０％以下に規制する必要がある。

以上の各成分のほかは、本願第１発明の場合は１”ｅお
よび不可避的不純物とすれば良いが、第２発明の場合に
は上記各成分のほか、さらにＭＯｌＣｕ　、Ｃｒ　、Ｖ
、Ｔ１のうちの１種または２種以上を含有するものとす
る。これらの限定理由につい次に説明する。

ＭＯ０，５％以下、　　Ｃｕ　　１．５％以下、Ｑｒ　
　２．０％以下： これらの元素はいずれも鋼焼入性を高めることによる強
さの向上に役立つが、Ｍｏ０．５％、ＣＩＪｌ、５％、
Ｃｒ２．０％をそれぞれ越えれば靭性の著しい劣化を招
くから、上限をそれぞれ０．５％、１．５％、２．０％
に定めた。なお前述の効果を充分に発揮させるためには
、Ｍｏ　０．０５％以上、ＣＬＩｏ、１％以上、Ｃ「０
．１％以上とすることが望ましい。

Ｖ　　０．１５％以下： ■は析出物の形成によって強度を上昇させる役割を果た
すが、０．１５％を越えれば靭性を著しく損うから、■
の添加量は０．１５％を上限とした。

なお■を添加する場合、上述の効果を発揮するためには
０．０１％以上とすることが好ましい。

Ｔｌ　　　０．０８％以下： Ｔ１は母材の強度を上昇させるとともに溶接部の結晶粒
を微細化してその靭性を向上させる効果があり、要求さ
れる溶接部靭性レベルに応じて添加することができるが
、０．０８％を越えればかえって靭性を損うから、Ｔｉ
を添加する場合の上限は０．０８％とした。なおＴｔを
添加する場合、上記の効果を発揮させるためには０．０
０２％以上とすることが好ましい。

次にこの発明の方法におけるプロセス条件、すなわち熱
間圧延前のスラブ加熱温度、熱間圧延の仕上げ温度、お
よび熱間圧延後の冷却速度の限定理由について説明する
。

この発明で使用する鋼は、基本的には極低Ｃ化したもの
であり、極低Ｃ化によってマトリックスの靭性は著しく
改善される。しかしながら極低Ｃ化の欠点は既に述べた
ように結晶粒が粗大化し易いことにある。そのため通常
の鋼板の製造工程、例えば焼入れ焼もどし処理、焼なら
し処理なとでは結晶粒の粗大化によって靭性が低下して
しまい、極低Ｃ化による靭性向上効果を充分に活用でき
ない。そこでこの発明では、結晶粒の粗大化を可及的に
抑制しつつ、極低Ｃ化による靭性向上効果を最大限発揮
する工程条件を見出すべく検討を行なった結果、次のよ
うな条件が最適であることを見出したのである。

すなわち先ず前述のような成分の鋼のスラブを熱間圧延
するにあたって、その熱間圧延前のスラブ加熱温度を９
００〜１０５０℃の範囲内とする必要がある。スラブ加
熱温度が１０５０℃を越えれば、その時点でγ粒が粗大
化し、脆性亀裂伝播停止靭性を損う。一方スラブ加熱温
度を９００℃未満の低温とすることは、熱闇圧延割れを
招いたり、圧延負荷の増大を招いたりして圧延工程上不
利となる。したがってスラブ加熱温度は９００〜１０５
０℃の範囲内とした。

このように加熱したスラブに対する熱間圧延は、その仕
上げ温度が６７０〜８５０℃の範囲内となるように行な
う。圧延仕上げ温度が８５０℃を越える高温となれば、
圧延過程で充分な細粒化が達成できず、そのため結晶粒
が粗大化する傾向を示して靭性が低下する。一方圧延仕
上げ温度が６７０℃未満とすれば、かえって脆性亀裂伝
播停止靭性をも含めた靭性が劣化する。したがって熱間
圧延の仕上げ温度は６７０〜８５０℃の範囲内とする必
要がある。

このようにして熱間圧延を仕上げた鋼板は、直ちに１℃
／ＳｅＣ以上の冷却速度で５００℃以下まで冷却する必
要がある。このような圧延後の冷却速度の刺部も靭性の
確保には必須の要件であり、１℃／気未満の冷却速度で
は充分な靭性が得られなない。なお５００℃より低温の
領域での冷却速度は靭性に余り影響せず、したがって５
００℃以下の任意の温度まで１℃／５ＩＩＣ以上で冷却
したならば、その後は放冷しても差しつかえない。

なおスラブ加熱工程より前のスラブ製造工程は、常法に
従えば良く、例えば転炉等で溶製し、真空脱ガス処理や
成分調整を行なって連続鋳造あるいは造塊−分塊圧延に
よってスラブとすれば良い。

実施例 ［実験１コ 第１表に示す種々の成分の鋼のうち、Ｃ含有旦が０．０
５％付近の鋼Ｎｌｌ−磁５およびＣ含有暑が０．０１％
付近の鋼岡６〜Ｎａ１０について、溶接部靭性を調べた
結果を、各鋼のＮ１量およびＣｍに対応して第１図に示
す。ここで、溶接部靭性は入熱量３０ｋｊ／ｃｓ＋に相
当する溶接再現熱サイクルを付与し、その時のＶノツチ
シャルピー衝撃試験における破面遷移温度（ｗＴｒｓ）
で評価した。なお試験に供した鋼材は、スラブ加熱温度
を９６０℃、圧延仕上げ温度を７２０℃、圧延後の冷却
速度を５℃／ｅｘとしたものである。

第１図から明らかなように、極低Ｃ化と、１．５〜４．
０％の範囲内でのＮ＋添加が溶接部靭性の改善に有効で
あることが判る。

［実験２］ 第１表に示す種々の成分のＩＮＩＬ１〜Ｎ１１２２につ
いて、９６０℃でスラブ加熱を施して直ちに熱間圧延し
、圧延仕上温度７２０℃として熱間圧延を終了させ、熱
間圧延後、直ちに５℃／Ｓ■の冷却速度で５００℃以下
まで冷却し、その後放冷した。

なお板厚は２５ａｍである。各１１１１母材についてＶ
ノッチシャルビー衝撃試験による破面遷移温度（ＶＴｒ
ｓ）を調べるとともに、脆性亀裂伝播停止靭性の代表的
な試論方法であるＥＳＳＯ試験を行ない、そのＡ種温度
を調べた。それらの結果を、名調の降伏点（ＹＰ）およ
び引張り強さくＴＳ＞とともに第２表に示す。なおここ
でＥＳＳＯ試験におけるＡ種温度は低い方が脆性亀裂伝
播停止靭性が優れていることを示す。

第２表から明らかなように、この発明のｔＳ＜階８〜Ｎ
ｏ、　２２　）がいずれも優れた脆性亀裂伝播停止靭性
を有することが判る。

［実験３］ 第１表のＮα９ｔＡについて、スラブ加熱−熱間圧延を
行なうに当り、スラブ加熱温度、熱間圧延仕上げ温度、
圧延後の冷却速度を種々変化させ、各条件で得られた鋼
板についてＥＳＳＯ試験を行なってそのＡＩ温度を調べ
た。その結果を第２図、第３図、第４図に示す。なお第
２図は、圧延仕上げ温度は７２０℃、冷却速度は５℃／
ｓｅｃとそれぞれ固定し、スラブ加熱温度を９５０〜１
１５０℃に変化させた場合のスラブ加熱温度とＡＭ湿温
度の関係を示す。また第３図は、スラブ加熱温度を９６
０℃、冷却速度を５℃／ｓｅｃとそれぞれ固定し、圧延
仕上げ温度を６００〜９００℃に変化させた場合の圧延
仕上げ温度とＡｌ１１度との関係を示す。

さらに第４図は、スラブ加熱温度を９６０℃、圧延仕上
げ温度を７２０℃とそれぞれ固定し、冷却速度を約０．
２〜ｂ 速度とＡ種温度との関係を示す。

第２図〜第４図から、スラブ加熱温度、圧延仕上げ温度
および冷却速度はいずれもＥＳＳＯ試論におけるＡ種温
度に影響を与えること、すなわち脆性亀裂伝播停止靭性
に影響を与え、スラブ加熱温度が９００〜１０５０℃、
圧延仕上げ温度が６７０〜８５０℃、冷却速度が１℃／
ｓ′ｅＣ以上の条件下で優れた脆性亀裂伝播停止靭性を
示すことが明らかである。

［実験４］ 第１表の魔９の鋼について、従来の一般的な製造方法に
従って熱間圧延（スラブ加熱温度１２０Ｏ℃、圧延仕上
温度８５０℃、圧延後放冷）した鋼板につき、従来の焼
ならし処理（９３０℃×６０分加熱後放冷）した場合、
および従来の焼入れ・焼もどし処理（９３０℃×６０分
加熱侵焼入れ、焼もどし処理６１０℃×７０分加熱後放
冷）した場合について、母材のｖ４減的性質を前記実談
２にならって調べた。その結果を、前記実験２において
慝９鋼についてこの発明の条件範囲内で得られた鋼板の
慨械的性質と比較して第３表に示す。

第３表から、従来法に従って熱間圧延し、かつ従来法に
より焼ならし処理もしくは焼入れ・焼もどし処理を行な
った場合と比較して、この発明の方法により熱間圧延し
て得られた鋼板は脆性亀裂伝播停止靭性が格段に優れ、
かつ溶接部靭性も漬れていることが判る。

発明の効果 以上の実施例から明らかなように、この発明の方法によ
れば、特定の範囲内の成分の泪を素材として特定の条件
下で製造することにより、溶接部靭性が充分に優れると
同時に、脆性亀裂伝播停止靭性も著しく優れた低温用鋼
板を得ることができ、したがってこの発明の方法により
得られたＩｓｑをＬＰＧタンク用鋼板あるいは砕氷商船
用鋼板などとして使用すれば、従来と比較して格段にそ
の安全性、信頼性を高めることができる。

第２表：機械的性質 第３表

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼中のＮｉ量、Ｃ量が溶接部靭性（Ｖ７ｒｓ）
に及ぼす影響を示すグラフ、第２図はスラブ加熱温度が
ＥＳＳＯ試験におけるＡ種温度に及ぼす影響を示すグラ
フ、第３図は熱間圧延の仕上げ温度がＥＳＳＯ試埃にお
けるＡ種温度に及ぼす影響を示すグラフ、第４図は熱間
圧延後の冷却速度がＥＳＳＯ試験におけるＡ種温度に及
ぼす影響を示すグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ０．００５〜０．０３％（重量％、以下同じ）
   、Ｓｉ０．０５〜０．５０％、Ｍｎ０．４〜１．５％、
   Ｎｂ０．０１〜０．０４％、Ｎｉ１．５〜４．０％、Ａ
   ｌ０．００５〜０．１０％、Ｎ０．００５０％以下を含
   有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を素
   材とし、その鋼のスラブを、９００〜１０５０℃の範囲
   内の温度に加熱して熱間圧延し、かつその熱間圧延の仕
   上げ温度を６７０〜８５０℃の温度範囲内とし、熱間圧
   延後、５００℃以下の温度域まで１℃／ｓｅｃ以上の冷
   却速度で冷却することを特徴とする、高溶接部靭性およ
   び高脆性亀裂伝播停止靭性を有する低温用鋼板の製造方
   法。
2. （２）Ｃ０．００５〜０．０３％、Ｓｉ０．０５〜０．
   ５０％、Ｍｎ０．４〜１．５％、Ｎｂ０．０１〜０．０
   ４％、Ｎｉ１．５〜４．０％、Ａｌ０．００５〜０．１
   ０％、Ｎ０．００５０％以下を含有し、かつＭｏ０．５
   ％以下、Ｃｕ１．５％以下、Ｃｒ２．０％以下、Ｖ０．
   １５％以下、Ｔｉ０．０８％以下のうちから選ばれた１
   種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的
   不純物よりなる鋼を素材とし、その鋼のスラブを９００
   〜１０５０℃の範囲内の温度に加熱して熱間圧延し、か
   つその熱間圧延の仕上げ温度を６７０〜８５０℃の温度
   範囲内とし、熱間圧延後、５００℃以下の温度域まで１
   ℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却することを特徴とする
   、高溶接部靭性および高脆性亀裂伝播停止靭性を有する
   低温用鋼板の製造方法。