JPH04180521A - 高降伏強度高靭性厚肉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） 本発明は、船舶、海洋構造物等に使用される降伏強度４
０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高降伏強度高靭性厚肉高張力鋼
板の製造方法に関するものである。

（従来の技術） 近年、船舶、特にコンテナ船等においては積載量の増加
に伴い、建造に高強度厚肉高張力鋼板を使用して、軽量
化か図られるようになってきた。

しかし、高強度厚肉鋼材の製造は、高強度および靭性の
確保に加えて安価であることか要求されるため、その製
造方法には難しい点か多い。

従来、高強度厚肉鋼板の製造においては、一般に焼入れ
焼きもとし法か採用されてきた。例えは、特開昭６０−
１６９５１７号公報記載の方法のように２回焼入れ等に
より所定の特性を確保する方法かある。また、特開昭５
９−８０７１８号公報記載の方法のような加熱−圧延を
繰り返したのち、焼入れ焼きもとし処理を行う方法も提
案されている。

（発明か解決しようとする課題） しかし、前記の特開昭６０−１６９５１７号および特開
昭５９−８０７１８号公報て提案されている１回または
２回焼入れ焼きもとし処理方法および加熱−圧延を繰り
返したのち焼入れ焼きもとし処理を行う方法では、板厚
５０ｍｍを超える厚肉鋼板に所定の強度を付与すること
は困難であるとともに、熱処理費用か嵩み製造原価の上
昇は避けることかできないという問題かある。

本発明は、このような問題を解決するためになされたも
ので、化学成分を調整するとともに、鋼板の板厚中心部
の圧延完了温度と冷却速度を制例し、その後、熱処理を
行うことによる高降伏強度高靭性厚肉高張力鋼板の製造
方法を提供することを目的とする。

（課題を解決するための手段９ そこで、本発明者らは上記の問題点を解決するために、
降伏強度および引張強さか高く、靭性か優れた板厚５０
ｍｍ超え１２０ｍｍ以下の厚肉高張力鋼の製造方法につ
いて鋭意研究を重ねた結果、鋼に微量のＮｂを添加し、
圧延時の未再結晶域を拡大させ、圧延中において、再結
晶域下部から未再結晶域の累積圧下率を３０％以上とし
て、制ｉ１１圧延を行い、結晶粒を細粒化させて圧延を
完了し、直ちに、加速冷却を行い微細なオーステナイト
結晶粒から微細ベイナイト＋微細フェライトの組織を生
成させ、制御圧延および加速冷却によるそれぞれの強度
上昇および靭性向上効果を厚肉鋼板に付与することを見
出して、本発明に至ったものである。

第１発明は、Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ　：０．
１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．７０〜２．０％、Ｓ：０
．０２５％以下、Ａｌ　：０．０１０〜ｏ、　ｏｓｏ％
、Ｎｂ：０．００５〜０．０３５％、Ｔｉ　：０．００
５〜０、０３０％、Ｎ：０．００１５〜０．００８０％
を含有し、かつ、下記式で規定されるＣｅｑか０１４５
％以下で、残部Ｆｅおよび不可避不純物から成る鋼片を
、Ａｃ３変態点以上の温度に加熱し、（Ａｃ３変懸点＋
５０℃）以下の累積圧下率を３０％以上として、圧延完
了厚さか５０ｍｍ超え１２０ｍｍ以下の熱間圧延を行い
、かつ、この鋼板の板厚中心部の温度が（Ａｒ３変態点
＋１３０℃）〜Ａｒ３変態点の範囲内で圧延を完了し、
直ちに、鋼板の板厚中心部の冷却速度か０．４℃／ｓｅ
ｃ以上て表面温度か６００〜３５０℃の温度範囲まで加
速冷却を行い、しかる後、（Ａｃ　＋変態点−１０℃）
〜５００℃の温度範囲に加熱して、焼きもとし処理を行
う高降伏強度高靭性厚肉高張力鋼板の製造方法であるＣ
ｅｑ（％戸Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ十Ｖ）１５＋（
Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５第５発明は、Ｃｕ：０．８０％以下
、Ｎｉ　：　１．５０％以下、Ｃｒ：０．７０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、Ｖ：０．０８０％以下、Ｃａ：
０．０Ｏ０５〜０．００３０％の内から選んだ１種また
は２種以上を含有する請求項（１）の高降伏強度高靭性
厚肉高張力鋼板の製造方法である。

（作用） 以下、本発明について詳述する。

まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。

Ｃは、鋼の強度を確保するために必要かつ有用な元素で
あり、このためには０．０４９ｔｉ以上の添加か必要で
ある。しかし、添加量か０．１８％を超えると鋼の靭性
か著しく劣化し、溶接性も劣化する。したかって、Ｃの
添加量は０．０４〜０．１８％の範囲とする。

Ｓｉは、鋼の脱酸と強化に有用な元素であり、少なくと
も０，１０％以上の添加か必要であるか、０．５０％を
超えて添加すると靭性か劣化する。このため、Ｓｌの添
加量は０．１０〜０．５０％の範囲とする。

Ｍｎは、鋼の強度と靭性の確保とともに、溶接熱影響部
（ＨＡＺ）の軟化防止のために必要な元素であり、この
ためには０．７０％以上の添加か必要である。しかし、
添加量か２．０％を超えると溶接性およびＨＡＺの靭性
か低下する。したかつて、Ｍｎの添加量は０．７０〜２
．０％の範囲とする。

Ｓは、Ａ系介在物を形成し、母材およびＨＡＺの靭性を
劣化させるので好ましい元素ではない。

このためＳの上限は０．０：’５９つとする。

ＡＩは、鋼の脱戯および結晶粒の微細化に必要な元素で
あり、このためには、０．０１０％以上の添加か必要で
ある。しかし、過多の添加はＡｌ酸化物系非金属介在物
を生成し靭性を劣化させるため、その添加量の上限を０
．０８０％とする。したかって、ＡＩの添加量は０゜０
１０〜０．０８０％の範囲とする。

Ｎｂは、本発明の製造工程において、加熱時のオーステ
ナイト粒の粗大化防止、圧延時の細粒化、焼きもとし処
理時の析出強化に加えて、特に、未再結晶域の拡大効果
は厚肉材の製造に欠くことのてきない重要な元素てあり
、これらの効果を有効に発揮させるためには、０．００
５％以上の添加か必要である。しかし、０．０３５％を
超える添加はＨＡＺの靭性を損なうので、その上限を０
．０３５％とする。したかって、Ｎｂの添加量は０．０
０５〜０．０３５％の範囲とする。

Ｔｉは、強い窒化物形成元素であり、微量の添加て、Ｔ
ｉＮの微細析出による結晶粒の微細化およびＨＡＺの靭
性向上に効果かある。この効果を得るには、０．００５
％以上の添加か必要であるつス多量に添すロするとＨＡ
　Ｚの靭性を劣化させるため、上限を０．０３０９つと
する。したかって、Ｔ１の添加量は０、００５〜０．０
３０％の範囲とする。

Ｎは、Ｔ１と反応してＴｉＮを形成し、ＨＡＺの靭性向
上に有効な元素である。このためには、０．００１５％
以上の添加か必要である。しかし、ｏ、　ｏｏｓｏ％を
超えて添加すると鋼片製造中に割れか発生することかあ
る。したかって、Ｎの添加量は０．００１５〜ｏ、　ｏ
ｏｓｏ％の範囲とする。

以上の各成分のほか、本発明においては、必要に応じて
以下に示す元素Ｃｕ、　Ｎｉ、　Ｃｒ、　Ｍｏ、■、Ｃ
ａの内から選んだ１種または２種以上を添加することか
できる。

Ｃｕは、固溶強化および析出強化に有効な元素であるか
、過多に添加すると熱間加工性を劣化させるのて、Ｃｕ
の添加量は０．８０％以下とする。

Ｎｉは、靭性の向上効果が著しく、板厚か厚くなるにし
たかって焼入れ性向上への寄与とともに、板厚中心部の
靭性向上への寄与か大きい元素であるか、多量に添加す
るときは経済性の点て好ましにない。したかって、Ｎｉ
の添加量は１．５０℃以下とする。

Ｃｒは、焼入れ性を高める元素で、厚肉材の強度向上に
有効であるか、過多に添加すると溶接性の劣化を招く。

したかって、Ｃｒの添加量は０．７０％以下とする。

Ｍｏは、焼入れ性を増し、焼きもとし軟化抵抗を高める
のて、強度上昇効果か著しい元素であるか、本発明の鋼
種に対しては、経済性の点て０．５０％を超える添加は
好ましくない。したかって、Ｍｏの添加量は０．５０％
以下とする。

■は、析出効果による強度上昇に有効な元素であるか、
過多に添加すると溶接性および靭性を劣化させる。した
がって、■の添加量は０．０８０％以下とする。

Ｃａは、ＭｎＳを球状化させ衝撃吸収エネルギを向上さ
せるとともに、間接的に水素による鋼材の欠陥を軽減す
る。本発明のような厚肉材については、かかる効果か著
しく、この効果を発揮させるためには、０．０００５〜
０．００３０”っの添１］［＋か必要である。

したかって、Ｃａの添加量は０．０００５〜０．００３
０９ｖの範囲とする。

Ｃｅｑ　　（炭素当量）は、鋼の溶接性を評価するため
の尺度であり、Ｃｅｑの増加か溶接性を劣化させるので
、Ｃｅｑはできるたけ低いことが望ましい。

したかって、高降伏強度を確保し、かつ、溶接性を損な
わない範囲を勘案して、Ｃｅｑは０．４５％以下とする
。

つぎに、熱間圧延条件の限定理由について述へる。

本発明は、常法で溶製した鋼片をＡｃ３変態点以上の温
度に加熱する。鋼片の加熱温度は、鋼片を均一にオース
テナイト化するとともに、オーステナイト粒の粗大化防
止、圧延時の細粒化、特に未再結晶域の拡大効果に欠く
ことのてきないＮｂの固溶を十分に行うために必要な温
度であり、Ａｃ２変態点未満ては、オーステナイト化前
の残存した凝固時の粗大結晶粒を圧延て細粒化すること
かできず、所定の強度、靭性を確保することかできない
。このため、鋼片のりＤ熱温度はＡｃＪ変帖屯以上に限
定する。

累ＩＥ下条件を（ＡｃＪ変態カ＋５０℃）以下で３０９
６以上とした理由は以下の通りである。

（Ａｃ、変態点＋５０℃）を超える温度て圧下を加えて
も再結晶によってオーステナイト粒（γ粒）の著しい粗
大化は阻止することかできず、圧延による高強度および
高靭性か得られない。また、累積圧下率３０％以上はγ
粒の微細化を行うために必要な圧下率であり、圧下率３
０％未満の場合には、γ粒の微細化か不足し、所定の強
度および靭性を確保することができない。したかって、
累積圧下率は、（Ａｃ３変態点＋５０℃）以下の温度で
３０％以上加えることか必要である。

圧延完了厚さを５０ｍｍ超え１２０ｍｍ以下と限定した
理由は、厚さか５０ｍｍ以下の場合には、本発明法を適
用しなくても多用されている従来の製造法で高降伏強度
鋼の製造か可能であり、一方、　１２０ｍｍを超える板
厚においては、中心部まで圧下かおよびにくいために、
γ粒の微細化か十分にてきないこと、また、冷却時にお
いて、中心部は所定の冷却速度の確保か困難であること
から、変ＢｊＶのフェライト結晶粒か粗大化することと
なり所定の強度および靭性を得ることかできないからで
ある。

圧延完了温度を板厚の中心部で（Ａｒ３変態点＋１３０
℃）〜Ａｒｓ変態点の範囲に限定した理由は、圧延完了
温度か（Ａｒ３変態点＋＋３０℃）を超える場合には、
γ粒の微細化か不足し、所定の強度および靭性を得るこ
とかできず、一方、圧延完了温度かＡｒ３変態点未満の
場合には、所定の強度は得ることはできても、変態後に
圧延された伸長したフェライト粒の混在によって、シャ
ルビ衝撃吸収エネルギか著しく低下するからである。

つぎに、加速冷却条件の限定理由について説明する。

本発明において重要な点は、上記の限定温度域での制圓
圧延とそれに引き続く加速冷却によって、微細なヘイナ
イト士フェライト組織を得ることであり、これによって
、高降伏強度ならびに高靭性を得ることにある。

圧延後、直ちに加速冷却を行う理由は、微細化されたγ
粒をｒＥ延直後に冷却することによって、より微細なヘ
イナイト士フェライト組織を得ることかできるのであり
、時間の経過は冷却後の結晶粒か太き（なるので好まし
くないからである。さらに、圧延直後の鋼板表面温度か
、中心部より低い復熱しない状態で加速冷却を行うこと
によって、鋼板表面の焼入れ硬さを低くすることかでき
、鋼板の表層部と中心部との強度差を小さくすることか
できる。また、板厚中心部の冷却速度か０．４”Ｃ／ｓ
ｅｃ未満ては微細なヘイナイト士フェライト組織か得ら
れず、板厚中心部の強度および靭性を確保することかで
きない。したかって、板厚中心部の冷却速度は０．４℃
／ｓｅｅ以上とする。

加速冷却は、鋼板表面温度か６００℃を超える温度域で
停止すると、冷却不足となり強度を確保できず、一方、
３５０℃未満の温度域で停止すると、冷却後の焼きもと
し処理においても、表層部と中心部との強度差は小さく
ならず、板厚方向に均一性を欠くことになる。したかっ
て、冷却停止温度は、６００〜３５０℃の範囲に限定す
る。

このように加速冷却された鋼板は、所定の強度および靭
性を具備させるとともに、板厚方向に対しても均一性を
付与するために焼きもとし処理を実施する。焼きもとし
温度は（Ａｃ、変態点＝ｌＯ℃）以上の温度では強度か
低下して所定の強度を確保することかできず、一方、５
００℃未満の温度では焼きもどしの効果か不十分て強度
か高くなるとともに靭性の劣化か著しい。したかって、
焼きもとし温度は（Ａｃ　＋変態点−１Ｏ℃）〜５００
℃の範囲に限定する。

本発明法によれは、焼きもとし処理を行うことによって
、最も好ましい強度および靭性を得ることができるか、
板厚と冷却条件を組み合わせることによって、加速冷却
まま材においても十分な特性を得ることかできる場合も
ある。また、焼きもどし処理後、直ちに水冷等によって
強制的に鋼板を冷却することによって焼きもとし脆化を
防止し、靭性を向上させることかできる。

なお、Ａｃ３変態点、Ａｃ、変態点、Ａｒｓ変態点の温
度は次式で定められる。

Ａｃ５（’Ｃ＋□９０８−２２３．７Ｃ＋４３’ａ、５
Ｐ＋３０．５５ｉ　＋３７．９Ｖ−３４，４八Ｉｎ−２
３，０Ｎｉ Ａｃ、じＣ’）・７２３＋２２．０３ｉ−１４，０ＮＩ
ｎ−１４，４Ｎｉ＋２３．３ＣｒＡｒ３じＣ）＝９１０
−３　ｌ０Ｃ−８０ｋＩｎ−２０Ｃｕ−１５ｃｒ−５５
Ｎｉ−８ＯＮｌ。

たたし、各合金元素は含有量（９６）で表す。

（実施例） 以下に、本発明の実施例について説明する。

供試鋼板は第１表に示す化学成分を含有する低炭素低合
金鋼を常法により溶製、鋳造し、得られた鋼片を第２表
に示す製造条件にしたかって、厚さ５５〜１０８　ｍ（
１）の鋼板に仕上げたものである。

これらの鋼板から試験片を採取し、引張試験およびツヤ
ルビ衝撃試験を行った。その結果を第２表に併記する。

第１表に化学成分を、第２表に変態点、製造条件および
機械的性質をそれぞれ示す。

（以下余白） 第２表のＮｏ、　！、３．５．７．９，１１．１３．１
５．１７は本発明法で、Ｎｏ、　２．４．６．　ｓ、１
０．１２．１４．１６．１８は比較法である。以下、Ｎ
ｏ、順に実施例について説明する。

Ｎｏ、　１．２は鋼種Ａで、本発明法のＮｏ、　ｌに対
して、比較法のＮｏ、　２は、加速冷却の冷却速度か遅
いため、引張特性およびシャルビ衝撃特性か劣っている
。

Ｎｏ、　３．４は鋼種Ｂて、本発明法のＮ０１３に対し
て、比較法のＮｏ、　４は、加熱温度か低いため、引張
特性およびシャルビ衝撃特性か劣っている。

Ｎｏ、　５．６は鋼種Ｃて、本発明法のＮｏ、　５に対
して、比較法のＮｏ、　６は、圧延完了温度か低く、ま
た、加速冷却の冷却速度か遅いため、シャルビ衝撃特性
か劣っている。

Ｎｏ、　７．８は鋼種りて、本発明法のＮ００７に対し
て、比較法のＮ０１８は、加速冷却の停止温度が低いた
め、シャルビ衝撃特性か劣っている。

Ｎｏ、　９．１０は鋼種Ｅて、本発明法のＮＯ１９に対
してψ紡出の〜ｎ　Ｉｎ　Ｈ里壇匣下率か少なく−また
、加速冷却の停止温度か低いため、引張特性およびンヤ
ルピ衝繋特性か劣っている。

Ｎｏ、１１　、１２は鋼種Ｆて、本発明法のＮｏ、１１
に対して、比較法のＮｏ、　１２は、圧延完了温度およ
び加速冷却の停止温度か低いため、シャルビ衝撃特性か
劣っている。

Ｎｏ、　１３　／　１４は鋼種Ｇて、本発明法のＮｏ、
１３に対して、比較法のＮｏ、１４は、圧延完了温度か
高く、また、加速冷却の停止温度も高いため、引張特性
およびシャルビ衝撃特性か劣っている。

Ｎｏ、１５．１６は鋼種Ｈて、本発明法のＮｏ、１５に
対して、比較法のＮｏ、１６は、累積圧下率か少ないた
め引張特性か劣り、また、焼きもとし温度か低いためシ
ャルビ衝撃特性か劣っている。

Ｎｏ、１７．１８は鋼種Ｉて、本発明法のＮｏ、１７に
対して、比較法のＮｏ、　１８は、累積圧下率か少なく
、また、圧延完了温度も高く、さらに焼きもとし処理後
に水冷されていないため、引張特性およびシャルビ衝撃
特性か劣っている。

（発明の効果） 以上、説明したように本発明に１系わる高降伏強度高靭
性厚肉高張力鋼板の製造方法は、微量のＮｂを添加して
制御圧延を行い、その後、直ちに加速冷却を行うことに
より、微細なベイナイトを生成させるとともに、結晶粒
の粗大化を防止し、さらに、微細なフェライトを生成さ
せる二とによって、高降伏強度高靭性厚肉高張力鋼板を
提供するものである。

したかって、本発明は降伏強度か４０ｋｇｆ／ｍｍ２以
上で高靭性の厚肉高張力鋼板を容易に製造できるという
優れた効果を有するものである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．０４〜０．１８％、Ｓｉ：０．１０〜０
   ．５０％、Ｍｎ：０．７０〜２．０％、Ｓ：０．０２５
   ％以下、Ａｌ：０．０１０〜０．０８０％、Ｎｂ：０．
   ００５〜０．０３５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０
   ％、Ｎ：０．００１５〜０．００８０％を含有し、かつ
   、下記式で規定されるＣｅｑが０．４５％以下で、残部
   Ｆｅおよび不可避不純物から成る鋼片を、Ａｃ＿３変態
   点以上の温度に加熱し、（Ａｃ＿３変態点＋５０℃）以
   下の累積圧下率を３０％以上として、圧延完了厚さが５
   ０ｍｍ超え１２０ｍｍ以下の熱間圧延を行い、かつ、こ
   の鋼板の板厚中心部の温度が（Ａｒ＿３変態点＋１３０
   ℃）〜Ａｒ＿３変態点の範囲内で圧延を完了し、直ちに
   、鋼板の板厚中心部の冷却速度が０．４℃／ｓｅｃ以上
   で表面温度が６００〜３５０℃の温度範囲まで加速冷却
   を行い、しかる後、（Ａｃ＿１変態点−１０℃）〜５０
   ０℃の温度範囲に加熱して、焼きもどし処理を行うこと
   を特徴とする高降伏強度高靭性厚肉高張力鋼板の製造方
   法。 Ｃｅｑ（％）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
   ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５（２）Ｃｕ：０．８０％以下、
   Ｎｉ：１．５０％以下、Ｃｒ：０．７０％以下、Ｍｏ：
   ０．５０％以下、Ｖ：０．０８０％以下、Ｃａ：０．０
   ００５〜０．００３０％の内から選んだ１種または２種
   以上を含有することを特徴とする請求項（１）の高降伏
   強度高靭性厚肉高張力鋼板の製造方法。