JPH0417614A - 溶接性が良好で破壊伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造方法 - 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、厚鋼板の製造方法に係り、特に強度・靭性
・溶接性及び破壊伝播停止特性が共に優れた厚鋼板を安
定且つ低コストで提供できるようにぜんとするものであ
る。

〔従来の技術〕

これまで圧力容器、船舶、橋梁等に使用される厚鋼板は
熱処理によって強度・靭性等の付与がなされておりごそ
れらを付与する前提として多量の合金元素の添加が普通
であった。しかし、これらの厚鋼板はどうしても炭素当
量が高くなりがちであり、溶接性・破壊伝播停止特性が
劣化するため溶接施工の点で問題があった。

一方溶接性改善の観点より１合金元素添加量を極力抑え
、所謂「制御圧延」によって高強度を確保する厚鋼板製
造技術が開発され、船舶鋼板等を中心に普及されつつあ
る。この技術は、熱間圧延の際に比較的低い温度域で鋼
に強加工を与えて圧延を終了させた後、必要に応じて大
きい冷却速度にて冷却を行ない、鋼材組織を細粒化する
方法であり、低い炭素当量の鋼の高張力化を可能にする
ものである。

〔発明が解決しようとする問題点〕

ところでこの様に合金元素の添加量を少なくした制御圧
延ではあっても、実際に適用される場合にあっては、圧
延・加速冷却の効果を高めるためにＮｂ、　Ｌ　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
元素の強化作用は加熱時に再固溶した量に略比例すると
されている。そのため溶接性を考慮した上でその目的に
応じてこれらの合金元素の添加量が調整されることにな
る。

しかし、これまでに提案された合金元素の添加量の調整
や圧延及び加速冷却条件の調整等の手段では、溶接性を
向上せしめることができるとはいっても、破壊伝播停止
特性にも優れるものはほとんど存在していない。この破
壊伝播停止特性については、特にＬＰＧ船低温用鋼板（
４０キロ級）スペックでＮＲＬ落重特性（ＮＤＴＴ）≦
−５５℃と規定されるものがあり、この要求特性を満足
しながら、通常の溶接性にも優れた厚鋼板の製造方法の
開発が望まれていた。

本発明は従来技術の以上の様な問題に鑑み創案されたも
ので、高強度・高靭性を有すると共に、溶接性が良好で
且つ破壊伝播停止特性の優れた厚鋼板を安定且つ低コス
トで製造することができる方法を提供せんとするもので
ある。

〔問題点を解決するための手段〕

そこで溶接性が良好で且つ破壊伝播停止特性の優れた厚
鋼板を製造する条件として１次に示す（ａ）（ｂ）の条
件が必要不可欠であると考え、それに基づいて本発明は
創案された。

（ａ）低い炭素当量であると共に、Ｎｂ、　Ｖ、　Ｔｉ
等の合金元素添加量も極力少量とする。

（ｂ）鋼組織の細粒化のため、圧延前における加熱温度
の低温化、制御圧延の適用、微量元素の添加等を実施す
る。

この様な条件を満たすものとして２本発明の厚鋼板の製
造方法は、５１−Ｍｎ系及びＳｉ　−Ｍｎ　−Ｎｂ系の
鋼を低温加熱・制御圧延するものであり、その具体的内
容は、Ｃ：　０．０２〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ　：　０
．００１〜０　、５ｗｔ％、Ｍｎ　：　０．８０〜２．
０ｗｔ％、Ｓｏｎ　Ａｎ　：　０．００１〜０．０８ｗ
ｔ％、Ｔ、Ｎ　：　０．００６０ｗｔ％以下、Ｔｉ　：
　０．００１〜０．０５ｖｔ％を含み、残部が実質的に
Ｆｅからなる鋼片を８６０〜１０００℃の温度に加熱し
、８５０〜７２０℃の温度域内で制御圧延を施した後、
圧延仕上温度を６５０〜７５０℃の範囲に制御すること
を特徴としている。

この様に合金元素添加量が少なく且つ炭素当量も低いの
で溶接性が良好であり、それと同時に鋼の組織が細粒と
なっているため所望の破壊伝播停止特性が得られること
になる。

以下本発明における鋼成分及び製造条件の限定理由につ
き詳細に述べる。

◇成分組成 Ｃ：　０．０２〜０．１０ｖｔ％ Ｃは鋼板の強度を上昇させるが、その含有量が０．０２
ｗｔ％未満では所望の強度を確保することができない。

−労合有量が０，１０ｗｔ％を超えると溶接性が劣化す
ることになることから、Ｃ含有量は０．０２〜０．１０
％＋１％とした。

Ｓｉ　：　０．００１〜０．５瞥ｔ％ Ｓｉは鋼溶製時の脱酸剤として使用される元素であるこ
とから０．００１ｗｔ％以上の含有は最低限必要である
。又含有量が０．５ｗｔ％を超えると溶接性が劣化する
ことから、Ｓｉ含有量を０．００１〜０．５ｗｔ％の範
囲とした。

Ｍｎ　：　０．８０〜２．Ｏｗｔ％ Ｍｎは鋼板の強度を上昇させると同時に、圧延を通じて
鋼板の靭性を改善させることができる。しかし０．８０
ｗｔ％未満では所定の効果が得られず、一方２　、０ｗ
ｔ％を超えると溶接熱影響部が硬化し溶接性を劣化させ
るため、その含有量を０．８０〜２．０ｗｔ％の範囲と
した。

ＳｏＱ　ＡＱ　：　０．００１〜０，０８ｗｔ％ＳｏＱ
　ＡＱはＳｉと同様鋼溶製時に脱酸剤として使用される
もので、０，００１ｗｔ％以上の含有は最低限必要であ
る。一方その含有量が０　、０８ｗｔ％を超えるとＡＱ
Ｎを形成し、　ＮｂＣＮ等の生成量を少なくして所要の
強度及び靭性を阻害するようになることから、０．００
１〜０．０８ｔｇｔ％をその範囲とした。

Ｔ、Ｎ　：　０．００６０讐ｔ％以下 鋼中のＴ、Ｎ含有量が０．００６０ｗｔ％を超えた場合
、時効硬化や固溶Ｎ自身の悪影響によって靭性低下を招
くことから、Ｔ、Ｎは０．００６０ｗｔ％以下とした。

Ｔｉ　：　０．００１〜０．０５ｗｔ％Ｔｉは溶接部の
靭性を改善するためにＴｉの窒化物によるオーステナイ
ト粒の細粒化、フェライトの核サイトとして用いられる
が、その量が０．００１ｗｔ％未満では効果がなく、又
０，０５ｗｔ％を超えることになると靭性に対する悪影
響を及ぼすこともあるので、　その範囲は０．００１〜
０，０５ｗｔ％とした。

◇加熱及び圧延条件 一定以上の強度を有した上で靭性及び破壊伝播停止特性
を向上させるには鋼組織の微細化が不可欠となる。鋼組
織微細化の手段として鋼材の成分、鋼片の加熱温度及び
圧延条件等を規定することが考えられるが、ここでは鋼
片の加熱温度及び圧延条件について特に検討がなされた
ので、これらについて述べる。

まず鋼片の加熱温度とγ粒径の間には正の相関があるこ
とは良く知られているが、所望の靭性・破壊伝播停止特
性を確保するには低温加熱が必要である。本発明の制御
圧延時の加熱はこの様な趣旨から全体としては低温加熱
を実施するものであるが、その下限値を８６０℃とした
のは、圧延時における変形抵抗を配慮すると共に、加熱
設備の安定操業についても配慮したからである。一方、
１０００℃を超えた場合、靭性や破壊伝播停止特性等の
所望の特性値を得ることが難しくなることから、その範
囲を８６０〜１０００℃とした。

又圧延段階で鋼組織を微細化するには未再結晶域又はγ
＋α二相共存域で圧延を行なえば効果があることと上述
の鋼成分を考慮して圧延温度域を７２０〜８５０℃とし
た。

更に圧延仕上温度は、前述した圧延温度域を７２０〜８
５０℃としたことを考慮すると共に、所望の靭性及び破
壊伝播停止特性を確保するために６５０〜７５０℃をそ
の範囲とした。

〔実施例〕

以下本発明法の具体的実施例につき説明する。

通常溶解法により下表に示す成分組成の鋳塊１〜８（い
ずれも断面寸法２２０ａｎ　Ｘ　１９４５ｅｗｎ　）を
製造し、次いでこれらの鋳塊を同表に示す条件にて加熱
・制御圧延を行ない熱延厚鋼板を製造した。更に該熱延
鋼板より試験片を切り出し、母材特性及び溶接継手性能
の評価試験を行ない、同表に示す結果を得た。

上記衣から明らかな様に、本発明法の実施により得られ
た試験片１乃至５は適当な強度と高靭性を有すると共に
、溶接性が良好な上にいずれもＮＤＴＴ≦−５５℃とな
っていて破壊伝播停止特性にも優れている。

ところが比較例とされた本発明法の規定から外れた方法
により製造された熱延厚鋼板の試験片６乃至８は破壊伝
播停止特性がＮＤＴＴ≧−４０℃と劣化しており、且つ
靭性についても劣っていることがわかる。

〔発明の効果〕

以上説明した如くこの発明によれば、合金元素の添加量
が少く溶接性が良好で破壊伝播停止特性に優れた熱延厚
鋼板を安定に且つ低コストで製造することができること
から、船舶、海洋構造物、橋梁、圧力容器等に係る広い
分野の厳しい要求にも十分応える鋼材の供給が可能とな
るなど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 　Ｃ：０．０２〜０．１０ｗｔ％、Ｓｉ：０．００１〜
   ０．５ｗｔ％、Ｍｎ：０．８０〜２．０ｗｔ％、Ｓｏｌ
   Ａｌ：０．００１〜０．０８ｗｔ％、Ｔ、Ｎ：０．００
   ６０ｗｔ％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０５ｗｔ％を
   含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼片を８６０〜１０
   ００℃の温度に加熱し、８５０〜７２０℃の温度域内で
   制御圧延を施した後、圧延仕上温度を６５０〜７５０℃
   の範囲に制御することを特徴とする溶接性が良好で破壊
   伝播停止特性の優れた厚鋼板の製造方法。