JP3003483B2 - 鋼板の製造方法 - Google Patents
鋼板の製造方法Info
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Description
(0.3 %以下)であるにもかかわらず、優れたアレスト
特性を有する鋼板の製造方法に関する。
使用される低温用鋼板には、脆性破壊に対する高い伝播
停止性能(アレスト特性)が要求されている。これは、
過去に低温脆性による事故が発生しており、破壊発生時
の被害が大きかったことによる。仮に低温域で割れが発
生しても亀裂の伝播が阻止され、大惨事に至らないよう
にするため高い伝播停止性能が要求されるのである。例
えば、ノルウェーの船級では、-46 ℃の液化ガスを運搬
するLPG 船の貯蔵タンクや外装用鋼板のアレスト特性が
規定されており、NRL 落重試験(以後NRL試験)にお
いて NDTT (無延性遷移温度)が-60 ℃以下であること
を満足することが求められている。
率化のため、大入熱での溶接や予熱なしでの溶接が指向
されている。それに伴い、大入熱溶接の場合にはHAZ 靱
性の劣化、予熱なしでの溶接の場合には低温割れの発生
が懸念される。これら両者への対策として、鋼板の炭素
等量(以下 Ceq)の低下あるいは溶接割れ感受性組成値
(Pcm 値)の低下が必要とされている。
微細化させることや、フェライト+オーステナイト二相
域での圧延( Ar3変態点と Ar1変態点の間で行う圧延、
以下同じ)により集合組織を発達させることが、有効で
あると言われている。このような二相域圧延によるアレ
スト特性の良好な鋼板及びその製造方法としては、例え
ば特開昭55-148746 号公報記載の技術がある。
/40 +Cr/5+Cu/13 で定義したCeqが0.25〜0.35%とな
る成分範囲の鋼を950 〜1200℃に加熱した後、 Ar3変態
点以上100 ℃以内の温度域で圧下率30〜60%の圧延を行
い、次いで Ar3変態点と Ar1変態点の間で圧下率30〜60
%の圧延を行うというものである。この方法により、組
織を微細なフェライト+パーライト組織とし、また、セ
パレーション導入により、脆性破壊発生抵抗特性と脆性
亀裂停止特性に優れた低温用鋼が得られるとしている。
l.4(1991),p.1955)には、二相域圧延を行う際、800 ℃
前後の温度域での圧下を控えることで、フェライトの再
結晶を抑制しアレスト特性を向上させる方法が報告され
ている。この報告によると、圧下を控える温度域は、0.
03C-.025Si-0.96Mn 鋼では820 〜740 ℃、更にNbを添加
した鋼では820 〜780 ℃とされている。
延を行うという技術では、Ceq の低い(0.30%以下)領
域で、二相域圧延の際、フェライトの再結晶と粒成長が
起こる。その結果、アレスト特性が劣化する場合があ
り、高いアレスト特性を安定して得ることができない。
下を控える方法は、圧延の途中で鋼板の温度が低下する
まで待機するので、圧延能率が低下する。この温度域で
は、変態点直下のため変態熱が発生し鋼板の温度降下速
度が小さくなるため、この待機時間も長時間となる。こ
のように、この方法では圧延能率の低下ひいては製造コ
ストの増大を招くことが避けられないというのが事実で
あった。
以下)鋼板のアレスト特性はNDTT値で -60℃程度であ
り、低温でのアレスト特性の仕様即ちNDTTが-60 ℃以下
であることを満たす鋼板の製造方法としては、不十分な
ものであった。鋼板の材料特性のばらつきを考慮する
と、NDTT値が-60 ℃以下という要請を安定して満足する
ためには、NDTT値の目標値を-70 ℃以下とする必要があ
る。
Ceq の鋼におけるフェライトの再結晶挙動・集合組織の
発達に及ぼす二相域圧延条件の影響について、詳細に検
討し解決方法を見出した。本発明はこれらの知見に基づ
き、優れたアレスト特性を有する低Ceq 鋼板の製造方法
を提供するものである。
C:0.04〜0.06%、Si:0.4%以下、M
n:0.8〜1.4%、Al:0.07%以下、Nb:
0.005〜0.015%、Ti:0.010〜0.0
20%を含有し、かつ、C、Mnおよび任意添加元素で
あるCu、Ni、Cr、Mo、Vについて、Ceq=C
+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+
V)/5で表される炭素等量Ceqが0.30%以下で
ある鋼を、オーステナイト域に加熱し、次いでAr3以
上の温度域でオーステナイトの未再結晶温度域での圧下
率が30%以上となるように圧延を行い、更に二相域で
圧下率が10〜60%、仕上温度が750℃以上の圧延
を行い、その後、冷却速度1〜10℃/secで冷却す
ることを特徴とする鋼板の製造方法である。なおここで
上記Ceqの式の中の元素記号は、それぞれの元素の含
有量の重量%を示す。また、任意添加元素であるCu、
Ni、Cr、Mo、Vは、必要に応じて添加するもので
あり、無添加でも添加でもよい。
%Mn)およびこれらSi-Mn 鋼にNbとTiを添加した鋼(そ
れぞれ0.03%以下と0.02%以下)を素材として、種々の
条件で製造した鋼板について、粗大フェライトの体積率
f とNDTT値を測定した結果を示す図である。
察により通常の体積率測定方法により行った。ここで、
粗大フェライトは、他の正常なフェライト粒に比べて明
らかに粗大化しておりその判別は容易であるが、定量的
に判定したい場合は全圧下量をオーステナイト域のみで
与えた場合の平均的粒径の所定倍以上(例えば3 倍以
上)とすればよい。
少するに伴いNDTT値が徐々に低下(アレスト特性が向
上)しており、体積率f が10%以下になるとNDTT値が急
激に低下(向上)していることがわかる。NDTT値を目標
値の-70 ℃以下とするためには、粗大フェライトの体積
率f を7 〜8 %以下に抑える必要がある。更に安定して
優れたアレスト特性を満足するためには、体積率f を5
%以下とするのが望ましい。
みに利用して、以下に述べる製造方法が決定された。ま
ず、成分元素の限定理由を説明する。C は、鋼の強度を
確保する元素であるが、0.02%程度の少量の場合は、強
度の確保のみならず、再結晶フェライト粒の粗大化を抑
えることも困難となる。C が多量の場合は、一般に鋼の
靱性や斜めy 割れ等の溶接性を低下させるが、0.08%以
上で溶接部の硬度が上昇し低温割れ感受性を高くする。
以上より、C 量は0.04〜0.06%とする。
加するが、溶接性の観点から0.4 %を上限とする。Mn
は、FeS の生成抑制ならびに鋼板の強度・靱性向上のた
めに、0.8 %以上添加する。しかし、多量の添加は鋼の
焼入性の増加をもたらし溶接硬化層の出現により割れ感
受性が高くなることから、Mnの上限を1.4 %とする。
するとアルミナクラスタが形成され易くなるので、上限
を0.07%とする。Nbはオーステナイト域および二相域で
の再結晶を抑制するために添加するが、多量の添加は島
状マルテンサイトの生成を促し溶接性を著しく劣化させ
るので、0.005 〜0.015 %の範囲とする。
は、Si-Mn 鋼、Nb添加鋼、Nb- 微量Ti添加鋼、Nb-Ti 添
加鋼について、横軸に熱間加工における加工温度T 、縦
軸に加工後の再結晶により生成した粗大フェライトの体
積率f を示した図である。供試材は、0.04%C-0.24%Si
-1.12 %MnのSi-Mn 鋼を基本成分とし、Nbを0.010 %添
加したNb添加鋼、Nb添加鋼に更にTiを0.006 %添加した
Nb- 微量Ti添加鋼、同様にNb添加鋼に更にTiを0.012 %
添加したNb- Ti添加鋼である。
イト域で60%の圧下を加えた後、種々の加工温度で30%
の圧下を加え、その後 1℃/secの冷却速度で冷却し、体
積率測定用の試料とした。その結果、Nb添加鋼とNb- 微
量Ti添加鋼は、Si-Mn 鋼に比べ粗大フェライトの抑制に
効果があるが、まだ800 ℃付近に粗大フェライト生成の
ピークが残っている。これに対し、Nb- Ti添加鋼では、
このピーク温度でも粗大フェライトの体積率f は5 %程
度に抑えられていることがわかる。
フェライトの生成を抑制するために必要不可欠な元素で
あることがわかる。Tiの添加量は、下限は少量では不足
であり、0.010 %とする。しかし、大量の添加はTiC の
過剰な生成による鋼板の靱性の劣化や、大入熱溶接時の
HAZ 靱性の劣化を招くので、上限を0.020 %とする。な
お、この範囲のTi添加は、連続鋳造スラブの表面疵の抑
制や、溶接加熱時のTiN 析出によるオーステナイト粒の
粗大化防止にも効果があり大入熱溶接時のHAZ靱性の向
上をもたらす。
では、低Ceq 鋼で従来鋼と同等以上のアレスト特性を持
たせるため、上記成分範囲のNb-Ti 鋼を用いると同時
に、製造条件を細かく規定している。まず、スラブ加熱
については加熱温度を規定する。スラブの加熱温度は、
組織のオーステナイト化が図れる温度であればよいが、
オーステナイト粒の細粒化のため通常より低温加熱と
し、 900℃〜1050℃とすることが望ましい。
区分されている。まず、第 1のプロセスは、Ar3 以上の
温度域での圧延である。この圧延の際、オーステナイト
の未再結晶温度域で所定の圧下率を確保する。その目的
は、オーステナイト粒を伸長させ粒界面積を増加させる
とともに粒内に変形帯を導入することにより、変態によ
り生成するフェライト粒を微細化することにある。これ
は、脆性破壊における破面のファセットサイズを細かく
し、アレスト特性を向上させる作用がある。
圧下率については、30%未満では効果が小さいので30%
以上とするが、この圧延の効果を確実にするためには更
に50%以上とすることが望ましい。なお、オーステナイ
トの未再結晶温度域での圧下率としては、実用上の観点
から、一定温度(通常900 ℃)以下での圧下率を用いれ
ばよい。
オーステナイト二相域における圧延である。その目的
は、圧延集合組織を発達させることにある。図3は、二
相域における圧延の圧下率R とNRL 試験のNDTTとの関係
を示す図である。供試材は、0.04%C-0.24%Si-1.12 %
Mn-0.010%Nb-0.012%TiのNb- Ti添加鋼である。この鋼
のスラブを加熱・圧延した後、900 ℃以下のオーステナ
イトの未再結晶温度域で60%の圧下を加え、800 〜780
℃の二相域で種々の圧下率で二相域圧延を行い、その後
2.3℃/secの冷却速度で冷却して、試験用の鋼板を得
た。
り低い場合、NDTTが上昇(アレスト特性が劣化)し
ているが、これは圧延集合組織がまだ発達していないた
めである。圧下率が60%より高い場合もNDTTが上
昇(アレスト特性が劣化)しているが、これは加工硬化
により靭性が低下したためである。以上より、二相域に
おける圧延の圧下率を10〜60%とする。二相域圧延
の圧延温度については、従来技術のように800℃前後
の温度域での圧下を控える必要はないので、圧延能率の
低下を回避できる。この発明では、二相域圧延が800
℃前後の比較的高い温度で行われるので、終了温度をあ
まり低くすると却って圧延能率の低下を招く。そこで、
二相域圧延の終了温度、即ち仕上温度を、750℃以
上、好ましくは後述の実施例(表2)に示すように、7
70℃以上とする。
速冷却である。図4は、圧延直後の冷却速度V と粗大フ
ェライトの体積率f の関係を示す図である。これは、図
2と同じ鋼(Si-Mn 鋼、Nb添加鋼、Nb- 微量Ti添加鋼、
Nb-Ti 添加鋼)を、900 ℃で加熱しオーステナイト域で
60%の圧下(第 1の加工)を加えた後、粗大フェライト
の体積率f がピークを示した800 ℃で30%の圧下(第 2
の加工)を加え、その後種々の冷却速度で冷却し、体積
率測定を行って得た結果である。
%以下に抑制するのに必要な冷却速度を求めた。Si-Mn
鋼では30℃/sec以上であり実用的でなく、Nb添加鋼とNb
- 微量Ti添加鋼でも、Si-Mn 鋼に比べれば効果があるも
のの、やはり10℃/sec以上の大きな冷却速度が必要であ
る。これに対し、Nb- Ti添加鋼では1 ℃/secの冷却速度
でも粗大フェライトの生成を5 %以下に抑制できる。従
って、本発明ではNb-Ti添加鋼を用いて、圧延直後の加
速冷却を1 ℃/sec以上の冷却速度で行う。冷却速度の上
限については、冷却速度が過大であると低Ceq 鋼であっ
ても硬化組織の生成につながりアレスト特性が劣化する
ので、10℃/sec以下とする。
のプロセスの組み合わせにより、組織を微細なフェライ
ト+パーライト組織にし、更にアレスト特性にとって好
ましい集合組織を導入している。
うち、鋼I はNb無添加、鋼J はNb過剰、鋼K はTi不足、
鋼L はSi-Mn 鋼、鋼M はTi無添加、鋼N はC 過剰、鋼O
はC 不足である。製造条件を、表2に示す。比較鋼板の
うち、鋼板B04 〜B07 については素材(鋼A )の化学成
分が発明範囲内ではあるものの、B04 は冷却速度過大、
B05 は冷却速度過小、B06 は二相域圧延なし、B07 は二
相域圧延の圧下率過大である。
て、母材および溶接継手部の試験を行った。溶接継手特
性の試験は、SAW (サブマージアーク溶接): 入熱10k
J/mmの溶接条件で溶接を行い、試験片を調製して行っ
た。表3は、これら鋼板の引張試験、シャルピー衝撃試
験、NRL 試験、溶接継手のシャルピー衝撃試験および最
高硬さ試験の各試験結果を示す。
ると、シャルピー試験の結果では波面遷移温度vTrsが-1
00℃以下、吸収エネルギvE-55 が220J以上の高い値が得
られた。NRL 試験においてはNDTT値が-95 〜-75 ℃であ
り、高いアレスト特性が得られた。
材特性は、シャルピー試験の結果ではvTrsが-87 ℃以下
で良好であるものの、吸収エネルギvE-55 が200J以下で
発明鋼より劣る結果となった。NRL 試験においては、ND
TT値は-60 〜-35 ℃であり、本発明の目標であるNDTT値
-70 ℃以下を達成するに至らなかった。特に、Si-Mn鋼
の鋼L が素材の鋼板B14 〜B16 ではNDTT値が-45 〜-40
℃、C 不足(0.2 %)の鋼O を用いた鋼板B23 〜B25 で
はNDTT値が-40 〜-35 ℃であり、NDTTの目標値-70 ℃以
下には全く及ばなかった。
を見ると、シャルピー試験の結果で吸収エネルギvE-55
が160J以上の高い値が得られた。最高硬さはHv190 〜22
0 で実用上何ら問題ない値であり、これより発明鋼板で
は低温割れ感受性が低いことが確認された。
接継手特性は、シャルピー試験の結果で吸収エネルギvE
-55 が150J以下に止まり、発明鋼に比べて低い値となっ
た。特に、Nb過剰の鋼J が素材の鋼板B08 〜B10 では、
vE-55 が80J 前後まで低下した。最高硬さは、大部分は
発明鋼と同様Hv190 〜220 であったが、C の高い鋼Nが
素材の鋼板B20 〜B22 ではHv280 前後にまで硬化してい
た。
と粒成長による粗大フェライトとの生成とアレスト特性
の関係を見出し、化学成分、圧延条件、冷却条件を適切
に規定することにより、粗大フェライトの生成を抑制す
る方法を確立した。
ったCeq の低い(0.30%以下)鋼板で、NRL 試験におけ
るNDTT値が-70 ℃以下という優れたアレスト特性の鋼板
を製造することが可能となる。また、二相域圧延を行う
際、一定の温度域での圧下を控え鋼板の温度が低下する
まで待機する必要がないので、圧延能率の低下が防止で
きる。
す図。
体積率f の関係を示す図。
TTとの関係を示す図。
率f の関係を示す図。
Claims (1)
- 【請求項1】 重量%で、C:0.04〜0.06%、Si:0.4%以
下、Mn:0.8〜1.4 %、Al:0.07 %以下、Nb:0.005〜0.01
5 %、Ti:0.010〜0.020 %を含有し、かつ、C、Mnおよ
び任意添加元素であるCu、Ni、Cr、Mo、Vについて、Ceq
=C +Mn/6+(Cu+Ni)/15 +(Cr+Mo+V )/5で表さ
れる炭素等量Ceq が0.30%以下である鋼を、オーステナ
イト域に加熱し、次いでAr3以上の温度域でオーステナ
イトの未再結晶温度域での圧下率が30%以上となるよう
に圧延を行い、更に二相域で圧下率が10〜60%、仕上温
度が750℃以上の圧延を行い、その後、冷却速度1〜10℃
/secで冷却することを特徴とする鋼板の製造方法。
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