JPH0527686B2 - - Google Patents
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- JPH0527686B2 JPH0527686B2 JP61249375A JP24937586A JPH0527686B2 JP H0527686 B2 JPH0527686 B2 JP H0527686B2 JP 61249375 A JP61249375 A JP 61249375A JP 24937586 A JP24937586 A JP 24937586A JP H0527686 B2 JPH0527686 B2 JP H0527686B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- less
- rolling
- temperature
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、低温性の優れた厚鋼板の製造法に関
するものである。 〔従来の技術〕 近年、エネルギー開発が寒冷地や極地で行わ
れ、かつ深海化している。そのため、海洋構造物
の巨大化が著しい。これに従い、使用鋼材に従来
にない低温靭性、特に靭性低下の著しい板厚中心
部の靭性及び溶接継手の熱影響部の靭性（HAZ
靭性）が要求されている。また、構造物の大型化
に従い、使用鋼材の厚手化が進んでいる。 以上のように、最近の海洋構造物用鋼材では、
厚手材にかかわらず、板厚中心部靭性及びHAZ
靭性の良好なものが求められている。鋼板の板厚
中心部は厚手化（ここで言う厚手材とは板厚50mm
以上の鋼板を指す。）に従い、靭性が低下する。 そのため、厚手になつても板厚中心部の靭性が
低下しない圧延方法、成分系が検討されている。
例えば、提案されたものとして特開昭59−211529
号公報が公知である。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかるに、これらのものは、鋼板つまり母材に
ついてのみの靭性向上対策である。溶接構造物全
体として見た場合に、その靭性が最も低下してい
る部分の一つはHAZである。それゆえ、構造物
の安全性を高めるためには、母材の板厚中心部の
靭性だけでなく、HAZ靭性も向上させる必要が
ある。 ところがこの両者の特性を同時に向上させるに
は、困難を伴い有効な方法がないのが実状であ
る。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、以上の如き問題を解決するためなさ
れたもので、その要旨とするところは、重量比に
てＣ：0.02〜0.30％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.50
〜2.50％、Nb：0.003〜0.010％、Al：0.005〜0.10
％残部Fe及び不可避不純物とした鋼、又は更に Cr：1.0％以下、Mo1.0％以下、 Ｖ：0.20％以下、Cu：2.0％以下 からなる強度改善元素群のうち１種また２種以上
を含有し、更に Ni：4.5％以下、Ti：0.20％以下、 Ca：0.0005〜0.005％からなる靭世改善元素群
のうち１種または２種以上を含有し、残部Fe及
び不可避不純物とした鋼を、950〜1050℃の温度
に加熱し、Ar3〜850℃の温度において圧下率50
〜70％の圧延を行い、圧延後空冷することを特徴
とする低温靭性の優れた厚鋼板の製造法に関すも
のである。 〔作用〕 すなわち、本発明者らは、多数の実験の結果得
られた知見に基づき、厚手材の板厚中心部靭性と
HAZ靭性の両者を向上させる方法を見出したも
のである。 厚手材の板厚中心部靭性向上に関しては、従来
は公知の特開昭59−211529号公報でも述べられて
いるように、再結晶抑制効果のあるNb添加鋼の
制御圧延及び必要に応じて制御冷却により達成し
ていた。 ただし、後述するように、HAZ靭性向上の面
から添加Nb量を極力低下することが要請される
が、このような微量Nb（重量比で0.010％以下）
においても再結晶抑制効果が存在すること、さら
に、このような微量Nb量では、1050℃以下の加
熱でも充分Nbが固溶し、その後の圧延過程で再
結晶抑制効果があること、さらに、必要なNb量
は従来考えられていたよりもずつと微量（重量比
で0.003％以上）で充分であることを見出した。
これらの点は公知の文献と決定的に異なつてい
る。 HAZ靭性に関しては、最近の厳しい低温靭性
の要求、特に、HAZの局部脆化部に大きく支配
される新しい評価法であるCTOD試験の要求に
伴い、従来よりももつとミクロな脆化域が問題に
なつてきた。 HAZ靭性に有害だと考えられていたNbに関し
ては、従来、単に、溶接熱サイクルにより、Nb
が析出し、脆化が起こると考えられていた。 これらに対し、NbのHAZ靭性に及ぼす影響を
詳細に調べた結果、厚手材で普通行われる多層盛
溶接において、最初の熱サイクルにより、1400℃
以上に加熱され粗粒になつた部分が、後続バスの
熱サイクルでAC1変態点直上に加熱されると、多
数の高炭素の島状マルテンサイトが発生し、非常
に靭性を低下させる。 実際の多層盛溶接では、さらに、後続パスによ
り、この高炭素マルテンサイトも焼戻されて一部
無害化するが、Nbの存在により、この焼戻しに
よる島状マルテンサイトの分解が遅れる。そのた
め、Nbの存在によりHAZ靭性が低下する。 このNbの悪影響の限界値を調べた結果、重量
比でNbが0.010％、望むらくは、0.007％である。
以上のような考え方により、板厚中心部靭性と
HAZ靭性の両者が同時に向上する。本発明は、
このような知見をもとになしたものである。 次に本発明における成分限定理由を述べる。 Ｃは安価に強度を上昇させる元素で強度確保の
ため0.02％以上必要であるが、多量に添加する
と、鋼の靭性及び溶接性を害するので上限を0.30
％とした。 Siは鋼の脱酸のため0.05％以上必要であるが、
多くなると溶接性を害するので、上限を0.6％と
する。 Mnは強度確保のため0.50％以上必要であるが、
多くなると溶接性、靭性の劣化を招くため上限を
2.5％とする。 Alは脱酸のため、0.005％以上必要であるが、
多くなると靭性が著しく低下するため0.1％を上
限とする。 Nbは本発明の主要な元素であるが、第１図に
示すように0.003％以下ではNbによる再結晶抑制
効果がなくなり、母材靭性が低下する。0.010％
以上では、HAZ靭性が低下するため、0.003〜
0.010％に限定する。 第１図の試料の化学成分圧延条件、溶接条件は
次の通りである。 化学成分（wt％） Ｃ Si Mn Ｐ Ｓ Al 0.08 0.21 1.51 0.007 0.003 0.04 Nb Fe ０〜0.03 残 圧延条件 1050℃加熱、850℃以下圧下率60％、板厚50mm 溶接条件 潜弧溶接 入熱40kJ／cm 本発明は上記の基本成分の他に、要求される鋼
の特性に応じて、次の元素を選択的に添加するこ
とができる。 Ｖ、Cu、Cr、Mo これらの元素は鋼の強度を向上させるという均
等的作用をもつので、１種または２種以上を選択
的に添加されるが、多くなると溶接性、靭性を低
下させるため、 Ｖは0.2％以下、Cuは2.0％以下、Crは1.0％以
下、Moは1.0％以下とする。 Ti、Ni、Ca これらの元素は鋼の靭性を向上させるという均
等的作用をもつので、１種または２種以上を選択
的に添加されるが、多くなると溶接性を低下させ
るためTiは0.2％以下、Caは0.01％以下とし、Ni
は高価なため4.5％以下とする。 次に、加熱、圧延、冷却条件について限定理由
を述べる。 加熱温度は、オーステナイト粒の細粒化のため
上限を1050℃としている。板厚の増大に従い、圧
延による細粒化効果が内部に及びにくくなるた
め、加熱によるオーステナイト粒の細粒化が重要
となつてくる。そのため上限を1050℃と低く設定
している。 下限は低いとNbが固溶しなくなるため950℃以
上とする。 熱間圧延は、Ar3以上850℃以下で50％以上圧
下する。これはAr3以下の２相域で圧延すると靭
性が低下し、850℃より高温での圧延及び50％未
満の低い圧下率では、細粒化が充分なされないた
めである。 圧下率の上限は制御圧延の効果が飽和しだす70
％とする。また圧延後の空冷は強度の上りすぎに
よる靭性低下を防ぐためである。 〔実施例〕 供試材の化学成分を第１表に示し、加熱、圧延
条件を第２表に示し、得られた厚鋼板の機械的性
質を併せて第２表に示す。 これらの鋼板は転炉出鋼後、厚さ245mmに連続
鋳造したスラブあるいは造塊一分塊圧延したスラ
ブを用いて製造した。
するものである。 〔従来の技術〕 近年、エネルギー開発が寒冷地や極地で行わ
れ、かつ深海化している。そのため、海洋構造物
の巨大化が著しい。これに従い、使用鋼材に従来
にない低温靭性、特に靭性低下の著しい板厚中心
部の靭性及び溶接継手の熱影響部の靭性（HAZ
靭性）が要求されている。また、構造物の大型化
に従い、使用鋼材の厚手化が進んでいる。 以上のように、最近の海洋構造物用鋼材では、
厚手材にかかわらず、板厚中心部靭性及びHAZ
靭性の良好なものが求められている。鋼板の板厚
中心部は厚手化（ここで言う厚手材とは板厚50mm
以上の鋼板を指す。）に従い、靭性が低下する。 そのため、厚手になつても板厚中心部の靭性が
低下しない圧延方法、成分系が検討されている。
例えば、提案されたものとして特開昭59−211529
号公報が公知である。 〔発明が解決しようとする問題点〕 しかるに、これらのものは、鋼板つまり母材に
ついてのみの靭性向上対策である。溶接構造物全
体として見た場合に、その靭性が最も低下してい
る部分の一つはHAZである。それゆえ、構造物
の安全性を高めるためには、母材の板厚中心部の
靭性だけでなく、HAZ靭性も向上させる必要が
ある。 ところがこの両者の特性を同時に向上させるに
は、困難を伴い有効な方法がないのが実状であ
る。 〔問題点を解決するための手段〕 本発明は、以上の如き問題を解決するためなさ
れたもので、その要旨とするところは、重量比に
てＣ：0.02〜0.30％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.50
〜2.50％、Nb：0.003〜0.010％、Al：0.005〜0.10
％残部Fe及び不可避不純物とした鋼、又は更に Cr：1.0％以下、Mo1.0％以下、 Ｖ：0.20％以下、Cu：2.0％以下 からなる強度改善元素群のうち１種また２種以上
を含有し、更に Ni：4.5％以下、Ti：0.20％以下、 Ca：0.0005〜0.005％からなる靭世改善元素群
のうち１種または２種以上を含有し、残部Fe及
び不可避不純物とした鋼を、950〜1050℃の温度
に加熱し、Ar3〜850℃の温度において圧下率50
〜70％の圧延を行い、圧延後空冷することを特徴
とする低温靭性の優れた厚鋼板の製造法に関すも
のである。 〔作用〕 すなわち、本発明者らは、多数の実験の結果得
られた知見に基づき、厚手材の板厚中心部靭性と
HAZ靭性の両者を向上させる方法を見出したも
のである。 厚手材の板厚中心部靭性向上に関しては、従来
は公知の特開昭59−211529号公報でも述べられて
いるように、再結晶抑制効果のあるNb添加鋼の
制御圧延及び必要に応じて制御冷却により達成し
ていた。 ただし、後述するように、HAZ靭性向上の面
から添加Nb量を極力低下することが要請される
が、このような微量Nb（重量比で0.010％以下）
においても再結晶抑制効果が存在すること、さら
に、このような微量Nb量では、1050℃以下の加
熱でも充分Nbが固溶し、その後の圧延過程で再
結晶抑制効果があること、さらに、必要なNb量
は従来考えられていたよりもずつと微量（重量比
で0.003％以上）で充分であることを見出した。
これらの点は公知の文献と決定的に異なつてい
る。 HAZ靭性に関しては、最近の厳しい低温靭性
の要求、特に、HAZの局部脆化部に大きく支配
される新しい評価法であるCTOD試験の要求に
伴い、従来よりももつとミクロな脆化域が問題に
なつてきた。 HAZ靭性に有害だと考えられていたNbに関し
ては、従来、単に、溶接熱サイクルにより、Nb
が析出し、脆化が起こると考えられていた。 これらに対し、NbのHAZ靭性に及ぼす影響を
詳細に調べた結果、厚手材で普通行われる多層盛
溶接において、最初の熱サイクルにより、1400℃
以上に加熱され粗粒になつた部分が、後続バスの
熱サイクルでAC1変態点直上に加熱されると、多
数の高炭素の島状マルテンサイトが発生し、非常
に靭性を低下させる。 実際の多層盛溶接では、さらに、後続パスによ
り、この高炭素マルテンサイトも焼戻されて一部
無害化するが、Nbの存在により、この焼戻しに
よる島状マルテンサイトの分解が遅れる。そのた
め、Nbの存在によりHAZ靭性が低下する。 このNbの悪影響の限界値を調べた結果、重量
比でNbが0.010％、望むらくは、0.007％である。
以上のような考え方により、板厚中心部靭性と
HAZ靭性の両者が同時に向上する。本発明は、
このような知見をもとになしたものである。 次に本発明における成分限定理由を述べる。 Ｃは安価に強度を上昇させる元素で強度確保の
ため0.02％以上必要であるが、多量に添加する
と、鋼の靭性及び溶接性を害するので上限を0.30
％とした。 Siは鋼の脱酸のため0.05％以上必要であるが、
多くなると溶接性を害するので、上限を0.6％と
する。 Mnは強度確保のため0.50％以上必要であるが、
多くなると溶接性、靭性の劣化を招くため上限を
2.5％とする。 Alは脱酸のため、0.005％以上必要であるが、
多くなると靭性が著しく低下するため0.1％を上
限とする。 Nbは本発明の主要な元素であるが、第１図に
示すように0.003％以下ではNbによる再結晶抑制
効果がなくなり、母材靭性が低下する。0.010％
以上では、HAZ靭性が低下するため、0.003〜
0.010％に限定する。 第１図の試料の化学成分圧延条件、溶接条件は
次の通りである。 化学成分（wt％） Ｃ Si Mn Ｐ Ｓ Al 0.08 0.21 1.51 0.007 0.003 0.04 Nb Fe ０〜0.03 残 圧延条件 1050℃加熱、850℃以下圧下率60％、板厚50mm 溶接条件 潜弧溶接 入熱40kJ／cm 本発明は上記の基本成分の他に、要求される鋼
の特性に応じて、次の元素を選択的に添加するこ
とができる。 Ｖ、Cu、Cr、Mo これらの元素は鋼の強度を向上させるという均
等的作用をもつので、１種または２種以上を選択
的に添加されるが、多くなると溶接性、靭性を低
下させるため、 Ｖは0.2％以下、Cuは2.0％以下、Crは1.0％以
下、Moは1.0％以下とする。 Ti、Ni、Ca これらの元素は鋼の靭性を向上させるという均
等的作用をもつので、１種または２種以上を選択
的に添加されるが、多くなると溶接性を低下させ
るためTiは0.2％以下、Caは0.01％以下とし、Ni
は高価なため4.5％以下とする。 次に、加熱、圧延、冷却条件について限定理由
を述べる。 加熱温度は、オーステナイト粒の細粒化のため
上限を1050℃としている。板厚の増大に従い、圧
延による細粒化効果が内部に及びにくくなるた
め、加熱によるオーステナイト粒の細粒化が重要
となつてくる。そのため上限を1050℃と低く設定
している。 下限は低いとNbが固溶しなくなるため950℃以
上とする。 熱間圧延は、Ar3以上850℃以下で50％以上圧
下する。これはAr3以下の２相域で圧延すると靭
性が低下し、850℃より高温での圧延及び50％未
満の低い圧下率では、細粒化が充分なされないた
めである。 圧下率の上限は制御圧延の効果が飽和しだす70
％とする。また圧延後の空冷は強度の上りすぎに
よる靭性低下を防ぐためである。 〔実施例〕 供試材の化学成分を第１表に示し、加熱、圧延
条件を第２表に示し、得られた厚鋼板の機械的性
質を併せて第２表に示す。 これらの鋼板は転炉出鋼後、厚さ245mmに連続
鋳造したスラブあるいは造塊一分塊圧延したスラ
ブを用いて製造した。
【表】
【表】
以上の如く本発明は、従来難点であつた板厚50
mm以上の厚鋼板の板厚中心部の靭性を大巾に向上
させるとともに、溶接継手部の靭性向上を同時に
達成したものであり、低温靭性を要求される海洋
構造物などの鋼板を提供でき、産業上効果の大き
い発明である。
mm以上の厚鋼板の板厚中心部の靭性を大巾に向上
させるとともに、溶接継手部の靭性向上を同時に
達成したものであり、低温靭性を要求される海洋
構造物などの鋼板を提供でき、産業上効果の大き
い発明である。
第１図はNb含有量と母材および継手靭性の関
係を示す説明図である。
係を示す説明図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比にて Ｃ：0.02〜0.30％ Mn：0.50〜2.50％ Al：0.005〜0.10％ Si：0.05〜1.0％ Nb：0.003〜0.010％ 残部Fe及び不可避不純物とした鋼を950〜1050
℃の温度に加熱し、Ar3〜850℃の温度において
圧下率50〜70％の圧延を行い圧延後空冷すること
を特徴とする低温靭性の優れた厚鋼板の製造法。 ２ 重量比にて Ｃ：0.02〜0.30％ Mn：0.50〜2.50％ Al：0.005〜0.10％ Si：0.05〜1.0％ Nb：0.003〜0.010％ を基本成分とし、更に Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Ｖ：0.20％以
下、Cu：2.0％以下 からなる強度改善元素群のうち１種または２種以
上を含有し、更に Ni：4.5％以下、Ti：0.20％以下、Ca：0.0005
〜0.005％ からなる靭性改善元素群のうち１種または２種以
上を含有し、残部Fe及び不可避不純物とした鋼
を950〜1050℃の温度に加熱し、Ar3〜850℃の温
度において圧下率50〜70％の圧延を行い、圧延後
空冷することを特徴とする低温靭性の優れた厚鋼
板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24937586A JPS63103020A (ja) | 1986-10-20 | 1986-10-20 | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24937586A JPS63103020A (ja) | 1986-10-20 | 1986-10-20 | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63103020A JPS63103020A (ja) | 1988-05-07 |
| JPH0527686B2 true JPH0527686B2 (ja) | 1993-04-22 |
Family
ID=17192084
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24937586A Granted JPS63103020A (ja) | 1986-10-20 | 1986-10-20 | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63103020A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5318691B2 (ja) | 2009-07-27 | 2013-10-16 | 株式会社神戸製鋼所 | 多層盛溶接継手の低温靭性に優れた高強度格納容器用厚鋼板 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06929B2 (ja) * | 1984-06-06 | 1994-01-05 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性，低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-10-20 JP JP24937586A patent/JPS63103020A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63103020A (ja) | 1988-05-07 |
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