JPH064890B2 - 低温用高降伏点鋼の製造方法 - Google Patents
低温用高降伏点鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH064890B2 JPH064890B2 JP23070985A JP23070985A JPH064890B2 JP H064890 B2 JPH064890 B2 JP H064890B2 JP 23070985 A JP23070985 A JP 23070985A JP 23070985 A JP23070985 A JP 23070985A JP H064890 B2 JPH064890 B2 JP H064890B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- steel
- less
- range
- cooling
- 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 - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は低温用高降伏点鋼の製造方法に関し、詳しく
は、溶接性及びＨＡＺ靱性のすぐれた降伏点４０kgf/mm
2以上、引張強さ５４kgf/mm2の強度を有して、特に、造
船、海洋構造物、ＬＰＧタンク等に用いられる比較的板
厚の厚い鋼板までを含む低温用高降伏点鋼の製造方法に
関する。
は、溶接性及びＨＡＺ靱性のすぐれた降伏点４０kgf/mm
2以上、引張強さ５４kgf/mm2の強度を有して、特に、造
船、海洋構造物、ＬＰＧタンク等に用いられる比較的板
厚の厚い鋼板までを含む低温用高降伏点鋼の製造方法に
関する。
（従来の技術） 近年、加速冷却技術の進歩に伴い、溶接性及びＨＡＺ靱
性のすぐれた低温用高強度鋼が要求されている。ＨＡＺ
靱性のすぐれた低温用鋼を製造するためには、従来、Ce
qで表わされる炭素当量を0.36％以下とする必要がある
とされており、このような低Ceq鋼の強度を高めるため
に、従来は、圧延終了後の冷却速度を増大し、又は冷却
停止温度を低めている。しかし、冷却速度の増大は、厚
板の製造の場合には自ずから限界があり、また、冷却停
止温度の低下は、引張強さを上昇させるには有利である
が、降伏強度を低下させる問題がある。
性のすぐれた低温用高強度鋼が要求されている。ＨＡＺ
靱性のすぐれた低温用鋼を製造するためには、従来、Ce
qで表わされる炭素当量を0.36％以下とする必要がある
とされており、このような低Ceq鋼の強度を高めるため
に、従来は、圧延終了後の冷却速度を増大し、又は冷却
停止温度を低めている。しかし、冷却速度の増大は、厚
板の製造の場合には自ずから限界があり、また、冷却停
止温度の低下は、引張強さを上昇させるには有利である
が、降伏強度を低下させる問題がある。
この問題を解決するために、従来、低温まで加速冷却し
た鋼板を低温にて焼戻しすることが行なわれているが、
この方法によれば、製造費用を高めるので、加速冷却法
の利益を半減させることとなる。
た鋼板を低温にて焼戻しすることが行なわれているが、
この方法によれば、製造費用を高めるので、加速冷却法
の利益を半減させることとなる。
従って、従来の加速冷却法によれば、比較的板厚が厚い
鋼板については、加速冷却ままにて降伏点４０kgf/mm2
以上、引張強さ５４kgf/mm2以上の強度を有し、且つ、
溶接性及びＨＡＺ靱性にすぐれた低温用鋼板を製造する
ことが不可能である。
鋼板については、加速冷却ままにて降伏点４０kgf/mm2
以上、引張強さ５４kgf/mm2以上の強度を有し、且つ、
溶接性及びＨＡＺ靱性にすぐれた低温用鋼板を製造する
ことが不可能である。
（発明の目的） 本発明者らは、従来の加速冷却鋼板の製造における上記
した問題を解決するために鋭意研究した結果、鋼を極低
Ｃ化し、且つCeqを所定の範囲とすると共に、sol.Ｎｂ
及びＴｉを所定の範囲とした鋼を制御圧延後、４００℃
以下まで加速冷却して、島状マルテンサイト体積率を５
％以下とすることによって、降伏強度の低下を有効に防
止することができ、かくして、焼戻しを要せずして、加
速冷却ままにて、溶接性、ＨＡＺ靱性にすぐれた低温用
高降伏点鋼板を製造し得ることを見出して、本発明に至
ったものである。
した問題を解決するために鋭意研究した結果、鋼を極低
Ｃ化し、且つCeqを所定の範囲とすると共に、sol.Ｎｂ
及びＴｉを所定の範囲とした鋼を制御圧延後、４００℃
以下まで加速冷却して、島状マルテンサイト体積率を５
％以下とすることによって、降伏強度の低下を有効に防
止することができ、かくして、焼戻しを要せずして、加
速冷却ままにて、溶接性、ＨＡＺ靱性にすぐれた低温用
高降伏点鋼板を製造し得ることを見出して、本発明に至
ったものである。
従って、本発明は、焼戻しを要せずして、加速冷却まま
にて、溶接性、ＨＡＺ靱性にすぐれた低温用高降伏点鋼
板を製造する方法を提供することを目的とする。
にて、溶接性、ＨＡＺ靱性にすぐれた低温用高降伏点鋼
板を製造する方法を提供することを目的とする。
（発明の構成） 本発明による低温用高降伏点鋼の製造方法は、重量％で Ｃ 0.05％以下、 Ｓｉ 0.05〜0.50％、 Ｍｎ 0.8〜2.0％、 Ａｌ 0.01〜0.10％、 Ｎｂ 0.02〜0.10％、 Ｔｉ 0.005〜0.020％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、 で表わされる炭素当量が0.28〜0.36％の範囲にある鋼を
sol.Nbが0.02％以上となる温度に加熱し、未再結晶域に
おける累積圧下率が５０％以上になるように熱間圧延
し、（Ａｒ３−４０）℃乃至（Ａｒ３＋４０）℃の範囲
の温度で圧延を終了した後、２℃／秒以上の冷却速度に
て４００℃以下の温度まで加速冷却して、島状マルテン
サイト体積率を５％以下とすることを特徴とする。
sol.Nbが0.02％以上となる温度に加熱し、未再結晶域に
おける累積圧下率が５０％以上になるように熱間圧延
し、（Ａｒ３−４０）℃乃至（Ａｒ３＋４０）℃の範囲
の温度で圧延を終了した後、２℃／秒以上の冷却速度に
て４００℃以下の温度まで加速冷却して、島状マルテン
サイト体積率を５％以下とすることを特徴とする。
先ず、本発明の方法において、鋼の化学成分を限定する
理由について説明する。
理由について説明する。
第１図に本発明鋼及び従来鋼についての熱間圧延後の加
速冷却における冷却停止温度の低下に伴う機械的性質の
変化を示すように、Ｃ量0.07％の従来鋼は、冷却停止温
度が４００℃以下に至るとき、降伏強度が急激に低下す
ると共に、靱性が劣化する。かかる降伏強度の低下及び
靱性の劣化は、フェライトを主体とする組織中に島状マ
ルテンサイトが生成することに起因する。
速冷却における冷却停止温度の低下に伴う機械的性質の
変化を示すように、Ｃ量0.07％の従来鋼は、冷却停止温
度が４００℃以下に至るとき、降伏強度が急激に低下す
ると共に、靱性が劣化する。かかる降伏強度の低下及び
靱性の劣化は、フェライトを主体とする組織中に島状マ
ルテンサイトが生成することに起因する。
第２図は、降伏強度の低下量（△ＹＳ）と島状マルテン
サイト体積率との関係を示し、ここに△ＹＳ＝（４００
℃で冷却停止時のＹＳ）−（２００℃で冷却停止時のＹ
Ｓ）を意味し、また、島状マルテンサイト体積率は冷却
停止温度が２００℃のときの値である。即ち、降伏強度
の低下量は、島状マルテンサイト体積率の増大と共に増
大するので、本発明に従って、島状マルテンサイト体積
率を５％以下とすることによって、降伏強度の低下を極
めて小さく抑えることができる。この島状マルテンサイ
トは、オーステナイト・フェライト変態時にオーステナ
イトのＣが濃化されることによって生じ、その生成量
は、第３図に示すように、Ｃ量の増大につれて急激に増
大する。
サイト体積率との関係を示し、ここに△ＹＳ＝（４００
℃で冷却停止時のＹＳ）−（２００℃で冷却停止時のＹ
Ｓ）を意味し、また、島状マルテンサイト体積率は冷却
停止温度が２００℃のときの値である。即ち、降伏強度
の低下量は、島状マルテンサイト体積率の増大と共に増
大するので、本発明に従って、島状マルテンサイト体積
率を５％以下とすることによって、降伏強度の低下を極
めて小さく抑えることができる。この島状マルテンサイ
トは、オーステナイト・フェライト変態時にオーステナ
イトのＣが濃化されることによって生じ、その生成量
は、第３図に示すように、Ｃ量の増大につれて急激に増
大する。
従って、本発明においては、Ｃ量を0.05％以下とするこ
とによって、島状マルテンサイト体積率を５％以下に抑
え、これによって降伏強度の低下を５kgf/mm2以下に抑
えるのである。尚、通常、Ｃ量の下限値は0.01％であ
る。
とによって、島状マルテンサイト体積率を５％以下に抑
え、これによって降伏強度の低下を５kgf/mm2以下に抑
えるのである。尚、通常、Ｃ量の下限値は0.01％であ
る。
Ｎｂは、加速冷却による強度上昇効果が大きく、本発明
においてＣと共に必須の重要な元素である。上記したよ
うに、Ｃ量の低下は降伏強度の低下を軽減するために有
効であるが、反面、引張強さを低下させる。Ｎｂはこの
強度低下を補うために不可欠であり、Ｎｂの析出強化作
用を利用して、強度上昇効果を十分に発揮させるために
は、圧延加熱温度をＮｂが十分に固溶する温度にする必
要がある。
においてＣと共に必須の重要な元素である。上記したよ
うに、Ｃ量の低下は降伏強度の低下を軽減するために有
効であるが、反面、引張強さを低下させる。Ｎｂはこの
強度低下を補うために不可欠であり、Ｎｂの析出強化作
用を利用して、強度上昇効果を十分に発揮させるために
は、圧延加熱温度をＮｂが十分に固溶する温度にする必
要がある。
第４図は、圧延加熱時のＮｂ固溶量と降伏強度及び引張
強さとの関係を示すが、本発明に従って、sol.Ｎｂを0.
02％以上とすることによって、極低Ｃ化した鋼の降伏強
度及び引張強さを十分に確保することができる。即ち、
従来鋼では、Ｎｂは溶接性及びＨＡＺ靱性に有害である
ので、ＨＡＺ靱性を重視する鋼においては、一般にＮｂ
を添加しても、0.02％より少なく抑えられているが、し
かし、Ｃ量が0.05％以下の本発明における極低Ｃ鋼にお
いては、Ｎｂを0.02％以上の量にて添加しても、ＨＡＺ
靱性は良好であり、同一CeqにおいてＣ濃度の高い従来
鋼と比較しても、むしろすぐれている。しかし、Ｎｂが
0.10％を越えるときは溶接性を阻害する。従って、本発
明においては、Ｎｂの添加量は0.02〜0.10％の範囲とす
る。
強さとの関係を示すが、本発明に従って、sol.Ｎｂを0.
02％以上とすることによって、極低Ｃ化した鋼の降伏強
度及び引張強さを十分に確保することができる。即ち、
従来鋼では、Ｎｂは溶接性及びＨＡＺ靱性に有害である
ので、ＨＡＺ靱性を重視する鋼においては、一般にＮｂ
を添加しても、0.02％より少なく抑えられているが、し
かし、Ｃ量が0.05％以下の本発明における極低Ｃ鋼にお
いては、Ｎｂを0.02％以上の量にて添加しても、ＨＡＺ
靱性は良好であり、同一CeqにおいてＣ濃度の高い従来
鋼と比較しても、むしろすぐれている。しかし、Ｎｂが
0.10％を越えるときは溶接性を阻害する。従って、本発
明においては、Ｎｂの添加量は0.02〜0.10％の範囲とす
る。
sol.Ｎｂ量を0.02％以上とするための鋼の加熱温度は、
既に知られているＮｂ炭化物の溶解度積の式から求める
ことができる。本発明においては、「鉄と鋼」第５８年
（１９７２）第１３号第１７５９〜１７７４頁に記載さ
れているように、 （式中、〔Ｎｂ〕はsol.Ｎｂ量（％）を表わし、〔Ｃ〕
はＣ含有量（％）を表わし、Ｔは加熱温度を表わす。） から、sol.Ｎｂ量が0.02％となる温度を求め、鋼をその
温度以上に加熱することによって、sol.Ｎｂ量を0.02％
以上とすることができる。
既に知られているＮｂ炭化物の溶解度積の式から求める
ことができる。本発明においては、「鉄と鋼」第５８年
（１９７２）第１３号第１７５９〜１７７４頁に記載さ
れているように、 （式中、〔Ｎｂ〕はsol.Ｎｂ量（％）を表わし、〔Ｃ〕
はＣ含有量（％）を表わし、Ｔは加熱温度を表わす。） から、sol.Ｎｂ量が0.02％となる温度を求め、鋼をその
温度以上に加熱することによって、sol.Ｎｂ量を0.02％
以上とすることができる。
Ｔｉは、低温用鋼としての母材靱性及びＨＡＺ靱性を確
保するために、本発明において必須の元素である。本発
明においては、前述したように、圧延加熱時にＮｂを0.
02％以上固溶させる必要があるので、加熱温度を比較的
高温にすることが必要であるが、Ｔｉを添加することに
よって、オーステナイト粒の粗大化を防ぐことができ、
かくして、フェライト結晶粒が細かくなり、母材靱性が
改善される。また、溶接時にはTiNが加熱時のオーステ
ナイト粒粗大化を防止し、且つ、フェライト変態の核と
して有効に作用するので、粗大なベイナイトの出現が防
止される結果、ＨＡＺ靱性が改善される。これらの効果
を有効に発現させるために、本発明においては、Ｔｉ添
加量を0.005〜0.020％の範囲とする。
保するために、本発明において必須の元素である。本発
明においては、前述したように、圧延加熱時にＮｂを0.
02％以上固溶させる必要があるので、加熱温度を比較的
高温にすることが必要であるが、Ｔｉを添加することに
よって、オーステナイト粒の粗大化を防ぐことができ、
かくして、フェライト結晶粒が細かくなり、母材靱性が
改善される。また、溶接時にはTiNが加熱時のオーステ
ナイト粒粗大化を防止し、且つ、フェライト変態の核と
して有効に作用するので、粗大なベイナイトの出現が防
止される結果、ＨＡＺ靱性が改善される。これらの効果
を有効に発現させるために、本発明においては、Ｔｉ添
加量を0.005〜0.020％の範囲とする。
Ｓｉは、脱酸及び強度上昇のために添加される。この効
果を有効に得るためには少なくとも0.05％を添加するこ
とが必要であるが、しかし、0.50％を越えるときは溶接
性が劣化するので、Ｓｉの添加量は0.05〜0.50％の範囲
とする。
果を有効に得るためには少なくとも0.05％を添加するこ
とが必要であるが、しかし、0.50％を越えるときは溶接
性が劣化するので、Ｓｉの添加量は0.05〜0.50％の範囲
とする。
Ｍｎは、強度上昇の効果を有するが、0.8％よりも少な
いときは、かかる強度上昇の効果が十分ではなく、一
方、2.0％を越えて過多に添加するときは、溶接性を阻
害するので、添加量は0.8〜2.0％の範囲とする。
いときは、かかる強度上昇の効果が十分ではなく、一
方、2.0％を越えて過多に添加するときは、溶接性を阻
害するので、添加量は0.8〜2.0％の範囲とする。
Ａｌは、脱酸及びAlNとして結晶粒の微細化に効果を有
し、この効果を有効に得るためには、0.01％以上を添加
することが必要である。しかし、過多に添加するとき
は、靱性を阻害するので、添加量の上限を0.1％とす
る。
し、この効果を有効に得るためには、0.01％以上を添加
することが必要である。しかし、過多に添加するとき
は、靱性を阻害するので、添加量の上限を0.1％とす
る。
本発明においては、鋼は、上記した元素（以下、基本元
素ということがある。）に加えて、 Ｃｕ 0.50％以下、 Ｎｉ 1.00％以下、 Ｖ 0.01〜0.10％、及び Ｂ 0.0003〜0.0030％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素（以下、
任意元素ということがある）。を含有することができ
る。
素ということがある。）に加えて、 Ｃｕ 0.50％以下、 Ｎｉ 1.00％以下、 Ｖ 0.01〜0.10％、及び Ｂ 0.0003〜0.0030％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素（以下、
任意元素ということがある）。を含有することができ
る。
また、本発明においては、鋼は、前記した基本元素に加
えて、上記した任意元素と共に、又は上記した元素とは
別に、 Ｃａ 0.0005〜0.0030％、及び ＲＥＭ 0.005〜0.030％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
ることができる。
えて、上記した任意元素と共に、又は上記した元素とは
別に、 Ｃａ 0.0005〜0.0030％、及び ＲＥＭ 0.005〜0.030％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
ることができる。
尚、鋼が上記任意元素を含有するときは、炭素当量は、
次式で表わされる。
次式で表わされる。
Ｃｕは、ＨＡＺ靱性を劣化させることなく、強度を上昇
させることができるが、0.5％を越えて添加するとき
は、熱間割れが生じやすくなるので、0.5％以下の範囲
で添加される。
させることができるが、0.5％を越えて添加するとき
は、熱間割れが生じやすくなるので、0.5％以下の範囲
で添加される。
Ｎｉは、ＨＡＺ靱性を劣化させることなく、強度及び靱
性を上昇させることができるが、他方、高価な元素であ
るので、1.0％を越えて過多に添加することは、本来、
非調質とする意味がなくなるので、1.0％以下の範囲で
添加される。
性を上昇させることができるが、他方、高価な元素であ
るので、1.0％を越えて過多に添加することは、本来、
非調質とする意味がなくなるので、1.0％以下の範囲で
添加される。
Ｖは、強度上昇に有効な元素であるが、0.01％よりも少
ないときは、上記効果に乏しく、0.10％を越える量は溶
接性を阻害するので、添加量は0.01〜0.10％の範囲とす
る。
ないときは、上記効果に乏しく、0.10％を越える量は溶
接性を阻害するので、添加量は0.01〜0.10％の範囲とす
る。
Ｂは、微量の添加にて加速冷却による強度上昇に効果を
有する。しかし、0.0003％よりも少ないときは、この効
果が十分ではなく、他方、0.0030％を越えて過多に添加
するときは、溶接性を阻害するので、添加量は0.0003〜
0.0030％の範囲とする。
有する。しかし、0.0003％よりも少ないときは、この効
果が十分ではなく、他方、0.0030％を越えて過多に添加
するときは、溶接性を阻害するので、添加量は0.0003〜
0.0030％の範囲とする。
Ｃａは、異方性の改善、耐ラメラテイア特性の向上及び
母材靱性の向上に有効である。しかし、0.0005％よりも
少ないときは、上記効果に乏しく、一方、0.0030％を越
えて過多に添加しても効果が飽和するので、添加量は0.
0005〜0.0030％の範囲とする。
母材靱性の向上に有効である。しかし、0.0005％よりも
少ないときは、上記効果に乏しく、一方、0.0030％を越
えて過多に添加しても効果が飽和するので、添加量は0.
0005〜0.0030％の範囲とする。
ＲＥＭもＣａと同様に材質の向上に効果を有する。しか
し、0.005％よりも少ない添加によっては、上記効果が
十分ではなく、他方、0.030％を越えて過多に添加する
ときは、大型の非金属介在物が生成し、鋼の内部清浄度
を劣化させるので、添加量は0.005〜0.030％の範囲とす
る。
し、0.005％よりも少ない添加によっては、上記効果が
十分ではなく、他方、0.030％を越えて過多に添加する
ときは、大型の非金属介在物が生成し、鋼の内部清浄度
を劣化させるので、添加量は0.005〜0.030％の範囲とす
る。
本発明においては、鋼が含有する元素に応じて定まる前
記式(1)又は(2)から求められる炭素当量（Ceq）が0.28
〜0.36％の範囲にあることを必要とする。Ceqが0.28％
よりも少ないときは、降伏強度が４０kgf/mm2以上で、
且つ、引張強さ５４kgf/mm2以上の強度を有せしめるこ
とができず、他方、0.36％よりも多いときは、溶接性及
びＨＡＺ靱性が良好でなく、高能率溶接時の低温靱性を
確保することができないからである。
記式(1)又は(2)から求められる炭素当量（Ceq）が0.28
〜0.36％の範囲にあることを必要とする。Ceqが0.28％
よりも少ないときは、降伏強度が４０kgf/mm2以上で、
且つ、引張強さ５４kgf/mm2以上の強度を有せしめるこ
とができず、他方、0.36％よりも多いときは、溶接性及
びＨＡＺ靱性が良好でなく、高能率溶接時の低温靱性を
確保することができないからである。
本発明による低温用高降伏点鋼の製造方法においては、
上記した化学組成を有すると共に、上記した所定の範囲
のCeqを有する鋼を熱間圧延するに際して、先ず、鋼をs
ol.Ｎｂ量が0.02％以上となる温度に加熱することが必
要である。この条件が必要とされる理由は既に説明した
とおりである。
上記した化学組成を有すると共に、上記した所定の範囲
のCeqを有する鋼を熱間圧延するに際して、先ず、鋼をs
ol.Ｎｂ量が0.02％以上となる温度に加熱することが必
要である。この条件が必要とされる理由は既に説明した
とおりである。
次いで、未再結晶域における累積圧下率を５０％以上と
し、圧延仕上温度を（Ａｒ３−４０）℃乃至（Ａｒ３＋
４０）℃の範囲の温度とする。未再結晶域でオーステナ
イト粒内に変形帯を多く導入し、フェライト変態の核と
して、最終的にフェライト結晶粒を微細化し、靱性を良
好にするために、累積圧下率を５０％以上とし、且つ、
（Ａｒ３＋４０）℃以下の温度にて圧延を終了する必要
がある。しかし、圧延仕上温度が（Ａｒ３−４０）℃よ
りも低い場合は、加工フェライトが増加し、靱性を劣化
させると共に、加速冷却による強度上昇効果が十分でな
い。
し、圧延仕上温度を（Ａｒ３−４０）℃乃至（Ａｒ３＋
４０）℃の範囲の温度とする。未再結晶域でオーステナ
イト粒内に変形帯を多く導入し、フェライト変態の核と
して、最終的にフェライト結晶粒を微細化し、靱性を良
好にするために、累積圧下率を５０％以上とし、且つ、
（Ａｒ３＋４０）℃以下の温度にて圧延を終了する必要
がある。しかし、圧延仕上温度が（Ａｒ３−４０）℃よ
りも低い場合は、加工フェライトが増加し、靱性を劣化
させると共に、加速冷却による強度上昇効果が十分でな
い。
次に、本発明においては、加速冷却による強度上昇効果
を有効に作用させるためと共に、島状マルテンサイトの
生成を可能な限りに抑えるためには、圧延後、放冷する
ことなく、できる限り速やかに加速冷却を開始すること
が必要である。更に、加速冷却における冷却速度は２℃
／秒以上であることを要する。冷却速度が２℃／秒より
も遅い場合は、強度上昇効果が小さいからである。
を有効に作用させるためと共に、島状マルテンサイトの
生成を可能な限りに抑えるためには、圧延後、放冷する
ことなく、できる限り速やかに加速冷却を開始すること
が必要である。更に、加速冷却における冷却速度は２℃
／秒以上であることを要する。冷却速度が２℃／秒より
も遅い場合は、強度上昇効果が小さいからである。
冷却停止温度は４００℃以下の温度である。既に説明し
たように、溶接性及び靱性を確保するために、Ceqを0.3
6％以下とする必要があるが、このCeqにおいて、冷却停
止温度が４００℃を越えるときは、前記所要の引張強さ
を得ることができないからである。
たように、溶接性及び靱性を確保するために、Ceqを0.3
6％以下とする必要があるが、このCeqにおいて、冷却停
止温度が４００℃を越えるときは、前記所要の引張強さ
を得ることができないからである。
（発明の効果） 以上のように、本発明の方法によれば、Ceq0.28〜0.36
％の極低Ｃ高Ｎｂ−Ｔｉ系鋼の加速冷却において低温に
て冷却停止し、島状マルテンサイト体積率を５％以下と
することによって、焼戻しを必要とせずして、加速冷却
ままにて溶接性及びＨＡＺ靱性にすぐれ、母材降伏強度
４０kgf/mm2以上、引張強さ５４kgf/mm2以上、母材vTrs
が−６０℃以下であり、且つ、入熱１５０KJ/cm相当の
ＨＡＺの再現熱サイクル試験（８００〜５００℃の冷却
時間Ｔｃ＝９０秒）でのvTrsが−２０℃以下である比較
的板厚の厚い低温用高強度鋼板を得ることができる。こ
の鋼板は、構造物の製造時の溶接作業を高能率化し得る
と共に、鋼板は強度が高いために、構造物の軽量化を可
能とし、例えば、低温にて使用される船舶、海洋構造
物、低温タンク等の溶接構造用鋼として最適である。
％の極低Ｃ高Ｎｂ−Ｔｉ系鋼の加速冷却において低温に
て冷却停止し、島状マルテンサイト体積率を５％以下と
することによって、焼戻しを必要とせずして、加速冷却
ままにて溶接性及びＨＡＺ靱性にすぐれ、母材降伏強度
４０kgf/mm2以上、引張強さ５４kgf/mm2以上、母材vTrs
が−６０℃以下であり、且つ、入熱１５０KJ/cm相当の
ＨＡＺの再現熱サイクル試験（８００〜５００℃の冷却
時間Ｔｃ＝９０秒）でのvTrsが−２０℃以下である比較
的板厚の厚い低温用高強度鋼板を得ることができる。こ
の鋼板は、構造物の製造時の溶接作業を高能率化し得る
と共に、鋼板は強度が高いために、構造物の軽量化を可
能とし、例えば、低温にて使用される船舶、海洋構造
物、低温タンク等の溶接構造用鋼として最適である。
（実施例） 以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例によって何ら制限されるものではない。
れら実施例によって何ら制限されるものではない。
実施例 第１表に本実施例において用いる鋼の化学組成を示す。
鋼Ａ、Ｃ、Ｅ及びＧは本発明で規定する化学成分を有す
るが、比較鋼Ｂ及びＤはＣ量が多く、Ｎｂ量の少ない従
来鋼であり、比較鋼ＦはＮｂ量が少なく、鋼ＨはＴｉ無
添加鋼である。
鋼Ａ、Ｃ、Ｅ及びＧは本発明で規定する化学成分を有す
るが、比較鋼Ｂ及びＤはＣ量が多く、Ｎｂ量の少ない従
来鋼であり、比較鋼ＦはＮｂ量が少なく、鋼ＨはＴｉ無
添加鋼である。
溶接入熱１５０KJ/cm相当の再現熱サイクル試験結果
（８００〜５００℃冷却時間Ｔｃ＝９０秒）も第１表に
示す。本発明で規定する化学成分を有する鋼はvTrsが−
２０℃以下であるが、Ｃ量の高いものとＴｉ無添加鋼
は、ＨＡＺ靱性が悪い。
（８００〜５００℃冷却時間Ｔｃ＝９０秒）も第１表に
示す。本発明で規定する化学成分を有する鋼はvTrsが−
２０℃以下であるが、Ｃ量の高いものとＴｉ無添加鋼
は、ＨＡＺ靱性が悪い。
第２表は、第１表に示す各鋼を異なる圧延条件 にて圧延して得た鋼板の機械的性質を示す。本発明の方
法による鋼板は番号１、２、９、１４、１５及び１７で
あって、降伏強度４０kgf/mm2以上、引張強さ５４kgf/m
m2以上の強度を有していると共に、母材のvTrsが−６０
℃以下、Ｔｃ＝９０秒での再現熱サイクル試験でのvTrs
が−２０℃以下の靱性を有している。
法による鋼板は番号１、２、９、１４、１５及び１７で
あって、降伏強度４０kgf/mm2以上、引張強さ５４kgf/m
m2以上の強度を有していると共に、母材のvTrsが−６０
℃以下、Ｔｃ＝９０秒での再現熱サイクル試験でのvTrs
が−２０℃以下の靱性を有している。
鋼番号８及び１２は、Ｃ量が0.05％を越えているため、
マルテンサイト体積率が５％を越える結果、降伏強度が
低い。鋼番号４、１０及び１６は、加熱時のＮｂ固溶量
が0.02％よりも少ないので、降伏強度が不足している。
鋼番号１８は、Ｔｉ無添加鋼であるため、母材靱性、Ｈ
ＡＺ靱性が良好でない。鋼番号５は、未再結晶域での圧
下率が５０％よりも小さく、また、鋼番号６は、圧延仕
上温度が高いので、母材靱性が良好でない。更に、鋼番
号３、７、１１及び１３の鋼板は、冷却停止温度が４０
０℃を越える温度であるので、引張強さが低い。
マルテンサイト体積率が５％を越える結果、降伏強度が
低い。鋼番号４、１０及び１６は、加熱時のＮｂ固溶量
が0.02％よりも少ないので、降伏強度が不足している。
鋼番号１８は、Ｔｉ無添加鋼であるため、母材靱性、Ｈ
ＡＺ靱性が良好でない。鋼番号５は、未再結晶域での圧
下率が５０％よりも小さく、また、鋼番号６は、圧延仕
上温度が高いので、母材靱性が良好でない。更に、鋼番
号３、７、１１及び１３の鋼板は、冷却停止温度が４０
０℃を越える温度であるので、引張強さが低い。
第１図は本発明鋼及び従来鋼についての加速冷却におけ
る冷却停止温度と得られる加速冷却鋼板の機械的性質と
の関係を示すグラフ、第２図は島状マルテンサイト体積
率と△ＹＳとの関係を示すグラフであり、ここに、△Ｙ
Ｓ＝（４００℃で冷却停止時の降伏強度）−（４００℃
で冷却停止時の降伏強度）を意味する。 第３図はＣ量と島状マルテンサイト体積率との関係を示
すグラフ、第４図は圧延加熱時のsol.Ｎｂ量（冷却停止
温度２００℃）と降伏強度及び引張強さとの関係を示す
グラフである。
る冷却停止温度と得られる加速冷却鋼板の機械的性質と
の関係を示すグラフ、第２図は島状マルテンサイト体積
率と△ＹＳとの関係を示すグラフであり、ここに、△Ｙ
Ｓ＝（４００℃で冷却停止時の降伏強度）−（４００℃
で冷却停止時の降伏強度）を意味する。 第３図はＣ量と島状マルテンサイト体積率との関係を示
すグラフ、第４図は圧延加熱時のsol.Ｎｂ量（冷却停止
温度２００℃）と降伏強度及び引張強さとの関係を示す
グラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で Ｃ 0.05％以下、 Ｓｉ 0.05〜0.50％、 Ｍｎ 0.8〜2.0％、 Ａｌ 0.01〜0.10％、 Ｎｂ 0.02〜0.10％、 Ｔｉ 0.005〜0.020％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、 で表わされる炭素当量が0.28〜0.36％の範囲にある鋼を
sol.Nbが0.02％以上となる温度に加熱し、未再結晶域に
おける累積圧下率が５０％以上になるように熱間圧延
し、（Ａｒ３−４０）℃乃至（Ａｒ３＋４０）℃の範囲
の温度で圧延を終了した後、２℃／秒以上の冷却速度に
て４００℃以下の温度まで加速冷却して、島状マルテン
サイト体積率を５％以下とすることを特徴とする低温用
高降伏点鋼の製造方法。 - 【請求項２】重量％で、 Ｃ 0.05％以下、 Ｓｉ 0.05〜0.50％、 Ｍｎ 0.8〜2.0％、 Ａｌ 0.01〜0.10％、 Ｎｂ 0.02〜0.10％、 Ｔｉ 0.005〜0.020％を含有し、更に(b)Ｃｕ 0.50％
以下、 Ｎｉ 1.00％以下、 Ｖ 0.01〜0.10％、及び Ｂ 0.0003〜0.0030％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、 で表わされる炭素当量が0.28〜0.36％の範囲にある鋼を
sol.Nbが0.02％以上となる温度に加熱し、未再結晶域に
おける累積圧下率が５０％以上になるように熱間圧延
し、（Ａｒ３−４０）℃乃至（Ａｒ３＋４０）℃の範囲
の温度で圧延を終了した後、２℃／秒以上の冷却速度に
て４００℃以下の温度まで加速冷却して、島状マルテン
サイト体積率を５％以下とすることを特徴とする低温用
高降伏点鋼の製造方法。 - 【請求項３】重量％で Ｃ 0.05％以下、 Ｓｉ 0.05〜0.50％、 Ｍｎ 0.8〜2.0％、 Ａｌ 0.01〜0.10％、 Ｎｂ 0.02〜0.10％、 Ｔｉ 0.005〜0.020％を含有し、更に(b)Ｃａ 0.000
5〜0.0030％、及び ＲＥＭ 0.005〜0.030％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有
し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、 Ceq＝Ｃ＋Mn/6 で表わされる炭素当量が0.28〜0.36％の範囲にある鋼を
sol.Nbが0.02％以上となる温度に加熱し、未再結晶域に
おける累積圧下率が５０％以上になるように熱間圧延
し、（Ａｒ３−４０）℃乃至（Ａｒ３＋４０）℃の範囲
の温度で圧延を終了した後、２℃／秒以上の冷却速度に
て４００℃以下の温度まで加速冷却して、島状マルテン
サイト体積率を５％以下とすることを特徴とする低温用
高降伏点鋼の製造方法。 - 【請求項４】重量％で (a)Ｃ 0.05％以下、 Ｓｉ 0.05〜0.50％、 Ｍｎ 0.8〜2.0％、 Ａｌ 0.01〜0.10％、 Ｎｂ 0.02〜0.10％、 Ｔｉ 0.005〜0.020％を含有し、更に(b)Ｃｕ 0.50％
以下、 Ｎｉ 1.00％以下、 Ｖ 0.01〜0.10％、及び Ｂ 0.0003〜0.0030％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 (c)Ｃａ 0.0005〜0.0030％、及び ＲＥＭ 0.005〜0.030％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、 で表わされる炭素当量が0.28〜0.36％の範囲にある鋼を
sol.Nbが0.02％以上となる温度に加熱し、未再結晶域に
おける累積圧下率が５０％以上になるように熱間圧延
し、（Ａｒ３−４０）℃乃至（Ａｒ３＋４０）℃の範囲
の温度で圧延を終了した後、２℃／秒以上の冷却速度に
て４００℃以下の温度まで加速冷却して、島状マルテン
サイト体積率を５％以下とすることを特徴とする低温用
高降伏点鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23070985A JPH064890B2 (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 低温用高降伏点鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23070985A JPH064890B2 (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 低温用高降伏点鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6289815A JPS6289815A (ja) | 1987-04-24 |
| JPH064890B2 true JPH064890B2 (ja) | 1994-01-19 |
Family
ID=16912078
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23070985A Expired - Fee Related JPH064890B2 (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 低温用高降伏点鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH064890B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62139816A (ja) * | 1985-12-16 | 1987-06-23 | Kawasaki Steel Corp | 高張力高じん性鋼厚板の製造方法 |
| JPS62256916A (ja) * | 1986-04-28 | 1987-11-09 | Kobe Steel Ltd | 板厚方向の均質性が優れた低温用極厚鋼板の製造方法 |
| JPS6425916A (en) * | 1987-07-21 | 1989-01-27 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high-strength steel for electric resistance welded tube excellent in toughness at low temperature |
| JPH0757884B2 (ja) * | 1988-06-13 | 1995-06-21 | 住友金属工業株式会社 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
| CN115558864B (zh) * | 2022-10-19 | 2023-10-24 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 一种高强钢板及其制备方法 |
-
1985
- 1985-10-15 JP JP23070985A patent/JPH064890B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6289815A (ja) | 1987-04-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101940880B1 (ko) | 저온인성 및 후열처리 특성이 우수한 내sour 후판 강재 및 그 제조방법 | |
| JPH0127128B2 (ja) | ||
| JPS6155572B2 (ja) | ||
| JP3817887B2 (ja) | 高靭性高張力鋼およびその製造方法 | |
| JPH07278656A (ja) | 低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JPS63286517A (ja) | 低降状比高張力鋼の製造方法 | |
| JP3383148B2 (ja) | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH0860292A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼 | |
| JPS58100625A (ja) | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH064890B2 (ja) | 低温用高降伏点鋼の製造方法 | |
| JPS62174324A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法 | |
| JP3009569B2 (ja) | 低温靭性の優れた耐ｃｏ２腐食性耐サワー鋼板の製造法 | |
| JP3274013B2 (ja) | 優れた低温靭性を有する耐サワー高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3848415B2 (ja) | 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP2001020035A (ja) | 耐食性と耐腐食疲労特性に優れた構造用鋼とその製造方法 | |
| JPH0118967B2 (ja) | ||
| JP2001342538A (ja) | 溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JPS583012B2 (ja) | 高靭性高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH083636A (ja) | 低降伏比高靱性鋼の製造方法 | |
| JP2652538B2 (ja) | 溶接性及び低温靭性にすぐれる高強度鋼の製造方法 | |
| JPH0717947B2 (ja) | 低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS62149812A (ja) | 降伏点４０ｋｇｆ／ｍｍ↑２級低温用鋼板の製造方法 | |
| JPH11310852A (ja) | 極めて疲労特性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH11264017A (ja) | 材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法 | |
| JPH08225883A (ja) | 強度・靭性に優れた高張力鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |