JPH0527687B2 - - Google Patents
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- JPH0527687B2 JPH0527687B2 JP61249376A JP24937686A JPH0527687B2 JP H0527687 B2 JPH0527687 B2 JP H0527687B2 JP 61249376 A JP61249376 A JP 61249376A JP 24937686 A JP24937686 A JP 24937686A JP H0527687 B2 JPH0527687 B2 JP H0527687B2
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- Japan
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- toughness
- less
- rolling
- steel
- temperature
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、低温靭性の優れた鋼板の製造方法に
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
ない低温靭性が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、そ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情であ
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：
0.050〜2.50％、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、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1000〜1050℃に加熱し、
Ar3〜850℃の温度において圧下率50〜70％の圧
延を行い、圧延後水冷したのち焼戻し処理するこ
とを特徴とする低温靭性の優れた鋼板の製造法で
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
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、後続パスの
熱サイクル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、靭性の劣下を招くため
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 0.07 0.21 1.1 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、
720℃水冷開始、80℃水冷停止、550℃30min焼戻
し 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
に特性に応じて、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
等作用をもつので１種または２種以上を選択的に
添加さるが、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微粒化のため
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。下限は低すぎるとNbが固溶しなくな
るので、1000℃以上とする。 熱間圧延はAr3〜850℃で50％以上の圧下を施
こす。これはAr3未満の２相域で圧延すると靭性
が低下し、850℃超の高温で圧延及び50％未満の
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。 次に熱間圧延後の冷却は、高温の状態から冷却
水を噴射して、250℃以下の温度まで急冷するも
ので、これによつて強度上昇を得るものである。 この冷却はオンライン上で冷却することが最も
能率的であるが、オフラインで冷却しても良いこ
とは云うまでもない。 次に焼戻しは、水冷により強度の上昇が達成さ
れるが、靭性の低下があるため靭性の回復向上を
目的として行うもので、350〜650℃の範囲に加熱
して行うものである。 これによつて高強度と高靭性を同時に達成する
ことができる。 〔実施例〕 供試材の化学成分を第１表に示し、加熱、圧
延、冷却、焼戻し条件を第２表に示し、得られた
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で溶製後、厚さ245mmに連
続鋳造したスラブ及び造塊後分塊圧延して厚さ
245mmとしたスラブを用いて厚板圧延した。
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
ない低温靭性が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、そ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情であ
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：
0.050〜2.50％、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、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1000〜1050℃に加熱し、
Ar3〜850℃の温度において圧下率50〜70％の圧
延を行い、圧延後水冷したのち焼戻し処理するこ
とを特徴とする低温靭性の優れた鋼板の製造法で
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
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、後続パスの
熱サイクル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、靭性の劣下を招くため
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 0.07 0.21 1.1 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、
720℃水冷開始、80℃水冷停止、550℃30min焼戻
し 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
に特性に応じて、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
等作用をもつので１種または２種以上を選択的に
添加さるが、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微粒化のため
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。下限は低すぎるとNbが固溶しなくな
るので、1000℃以上とする。 熱間圧延はAr3〜850℃で50％以上の圧下を施
こす。これはAr3未満の２相域で圧延すると靭性
が低下し、850℃超の高温で圧延及び50％未満の
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。 次に熱間圧延後の冷却は、高温の状態から冷却
水を噴射して、250℃以下の温度まで急冷するも
ので、これによつて強度上昇を得るものである。 この冷却はオンライン上で冷却することが最も
能率的であるが、オフラインで冷却しても良いこ
とは云うまでもない。 次に焼戻しは、水冷により強度の上昇が達成さ
れるが、靭性の低下があるため靭性の回復向上を
目的として行うもので、350〜650℃の範囲に加熱
して行うものである。 これによつて高強度と高靭性を同時に達成する
ことができる。 〔実施例〕 供試材の化学成分を第１表に示し、加熱、圧
延、冷却、焼戻し条件を第２表に示し、得られた
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で溶製後、厚さ245mmに連
続鋳造したスラブ及び造塊後分塊圧延して厚さ
245mmとしたスラブを用いて厚板圧延した。
【表】
【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含有量と母材及び継手靭性の関係
を示す説明図である。
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1000〜
1050℃に加熱し、Ar3〜850℃の温度において圧
下率50〜70％の圧延を行い、圧延後水冷したのち
焼戻し処理することを特徴とする低温靭性の優れ
た鋼板の製造法。 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1000〜1050℃に加熱し、Ar3〜850℃の温度に
おいて圧下率50〜70％の圧延を行い、圧延後水冷
したのち焼戻し処理することを特徴とする低温靭
性の優れた鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24937686A JPS63103021A (ja) | 1986-10-20 | 1986-10-20 | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24937686A JPS63103021A (ja) | 1986-10-20 | 1986-10-20 | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63103021A JPS63103021A (ja) | 1988-05-07 |
| JPH0527687B2 true JPH0527687B2 (ja) | 1993-04-22 |
Family
ID=17192097
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24937686A Granted JPS63103021A (ja) | 1986-10-20 | 1986-10-20 | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63103021A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06930B2 (ja) * | 1989-12-01 | 1994-01-05 | 株式会社新潟鐵工所 | 耐硫化水素応力腐食割れ特性と低温靭性に優れた極厚肉低溶接硬化性高張力鋼の製造方法 |
| WO2010038470A1 (ja) * | 2008-10-01 | 2010-04-08 | 新日本製鐵株式会社 | 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5913022A (ja) * | 1982-07-13 | 1984-01-23 | Nippon Steel Corp | 耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法 |
| JPS59159932A (ja) * | 1983-03-02 | 1984-09-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS60174820A (ja) * | 1984-02-17 | 1985-09-09 | Kawasaki Steel Corp | 低温じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法 |
| 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 |
| JPH0674455B2 (ja) * | 1986-08-19 | 1994-09-21 | 新日本製鐵株式会社 | 靭性、溶接性に優れた厚手高張力鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-10-20 JP JP24937686A patent/JPS63103021A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63103021A (ja) | 1988-05-07 |
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