JPH1180832A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH1180832A JPH1180832A JP25939797A JP25939797A JPH1180832A JP H1180832 A JPH1180832 A JP H1180832A JP 25939797 A JP25939797 A JP 25939797A JP 25939797 A JP25939797 A JP 25939797A JP H1180832 A JPH1180832 A JP H1180832A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 主として液体アンモニアとＬＰＧなどの他種
液化ガスを混載する多目的タンク用鋼材としての溶接性
および低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。 【解決手段】 低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基本とする
低Ｐｃｍ鋼を１０００〜１２５０℃に加熱し、オーステ
ナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上と
し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了後、引き続き
Ａｒ3−５０℃以上の温度から５℃／ｓｅｃ．〜５０℃
／ｓｅｃ．の冷却速度による加速冷却を行い、さらに７
５０〜８７０℃に再加熱後焼入れ、Ａｃ1点以下の温度
で焼戻し処理を行う。
液化ガスを混載する多目的タンク用鋼材としての溶接性
および低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。 【解決手段】 低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基本とする
低Ｐｃｍ鋼を１０００〜１２５０℃に加熱し、オーステ
ナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上と
し、８００℃以上の温度で熱間圧延を終了後、引き続き
Ａｒ3−５０℃以上の温度から５℃／ｓｅｃ．〜５０℃
／ｓｅｃ．の冷却速度による加速冷却を行い、さらに７
５０〜８７０℃に再加熱後焼入れ、Ａｃ1点以下の温度
で焼戻し処理を行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主として液体アン
モニア（ＬＡＧ）とＬＰＧなどの他種液化ガスを混載す
る多目的タンク用鋼材として、溶接性および低温靭性に
優れた低降伏比高張力鋼の製造方法に関するものであ
る。
モニア（ＬＡＧ）とＬＰＧなどの他種液化ガスを混載す
る多目的タンク用鋼材として、溶接性および低温靭性に
優れた低降伏比高張力鋼の製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】液化ガス貯槽用タンクに使用される鋼材
は、液化ガスの種類によって異なるが、ガスの液化温度
は一般に常圧では低温（ＬＰＧの場合、−４８℃）であ
るため、母材はもちろん溶接継手部においても優れた低
温靭性が要求される。これに対し、特開昭６３−２９０
２４６号公報には６．５〜１２．０％のＮｉを添加する
方法や、特開昭５８−１５３７３０号公報には特定組成
の鋼を焼入れ焼戻し処理を行って、焼戻しマルテンサイ
トとベイナイトの強靭性を利用する方法が開示されてい
る。
は、液化ガスの種類によって異なるが、ガスの液化温度
は一般に常圧では低温（ＬＰＧの場合、−４８℃）であ
るため、母材はもちろん溶接継手部においても優れた低
温靭性が要求される。これに対し、特開昭６３−２９０
２４６号公報には６．５〜１２．０％のＮｉを添加する
方法や、特開昭５８−１５３７３０号公報には特定組成
の鋼を焼入れ焼戻し処理を行って、焼戻しマルテンサイ
トとベイナイトの強靭性を利用する方法が開示されてい
る。
【０００３】また、液体アンモニアは鋼材の応力腐食割
れ（ＳＣＣ）を引き起こすことが知られ、ＩＧＣ ＣＯ
ＤＥ １７．１３（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏ
ｄｅｆｏｒ ｔｈｅ Ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ ａｎ
ｄ Ｅｑｕｉｐｍｅｎｔｏｆ Ｓｈｉｐｓ Ｃａｒｒｙ
ｉｎｇ Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｇａｓｅｓ ｉｎＢｕｌ
ｋ）では、酸素分圧、温度などの貯槽時の操業条件を規
制するとともに、鋼材のＮｉ含有量を５％以下に制限す
ることや実降伏強さを４４０Ｎ／ｍｍ2以下に抑えるこ
となどを規定している。このため、特開平４−１７６１
３号公報では表層のみ軟化処理した鋼板や、特開昭５７
−１３９４９３号公報では軟鋼クラッド鋼と軟質溶接最
終層によるタンク製造方法などが開示されている。
れ（ＳＣＣ）を引き起こすことが知られ、ＩＧＣ ＣＯ
ＤＥ １７．１３（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏ
ｄｅｆｏｒ ｔｈｅ Ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ ａｎ
ｄ Ｅｑｕｉｐｍｅｎｔｏｆ Ｓｈｉｐｓ Ｃａｒｒｙ
ｉｎｇ Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｇａｓｅｓ ｉｎＢｕｌ
ｋ）では、酸素分圧、温度などの貯槽時の操業条件を規
制するとともに、鋼材のＮｉ含有量を５％以下に制限す
ることや実降伏強さを４４０Ｎ／ｍｍ2以下に抑えるこ
となどを規定している。このため、特開平４−１７６１
３号公報では表層のみ軟化処理した鋼板や、特開昭５７
−１３９４９３号公報では軟鋼クラッド鋼と軟質溶接最
終層によるタンク製造方法などが開示されている。
【０００４】しかし、上記ＬＰＧと液体アンモニアを混
載するタンクでは、当然のことながら両者に要求される
使用を満足する必要がある。一方、タンクの大容量化や
船舶に搭載されることの多いこの種のタンクにおいては
高張力かが求められており、ＬＰＧからの優れた低温靭
性と液体アンモニアからの降伏強さの上限規制に伴う低
降伏比化の同時達成が大きな課題となっていた。
載するタンクでは、当然のことながら両者に要求される
使用を満足する必要がある。一方、タンクの大容量化や
船舶に搭載されることの多いこの種のタンクにおいては
高張力かが求められており、ＬＰＧからの優れた低温靭
性と液体アンモニアからの降伏強さの上限規制に伴う低
降伏比化の同時達成が大きな課題となっていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記課題を
解決するもので、主として液体アンモニア（ＬＡＧ）と
ＬＰＧなどの他種液化ガスを混載する多目的タンク用鋼
材の製造方法として、優れた溶接性、低温靭性と同時に
高強度で低降伏比の性質を同時に兼ね備えた鋼材の製造
方法を提供することにある。
解決するもので、主として液体アンモニア（ＬＡＧ）と
ＬＰＧなどの他種液化ガスを混載する多目的タンク用鋼
材の製造方法として、優れた溶接性、低温靭性と同時に
高強度で低降伏比の性質を同時に兼ね備えた鋼材の製造
方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本願発明は、優れた溶接
性、低温靭性と同時に高強度で低降伏比を図るために、
鋼成分と熱処理条件を限定することにより組織制御を十
分に行うことを特徴とする。
性、低温靭性と同時に高強度で低降伏比を図るために、
鋼成分と熱処理条件を限定することにより組織制御を十
分に行うことを特徴とする。
【０００７】本願発明によれば、液体アンモニアとＬＰ
Ｇなどとの混載タンク用として溶接性の優れた鋼材を大
量かつ安価に供給でき、特に高強度化も可能としたた
め、該タンクの船舶への搭載も容易となった。
Ｇなどとの混載タンク用として溶接性の優れた鋼材を大
量かつ安価に供給でき、特に高強度化も可能としたた
め、該タンクの船舶への搭載も容易となった。
【０００８】本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００９】（１） 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：１．０〜２．０％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０１％以下 Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｎｂ：０．００５〜０．０２％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ａｌ：０．０６％以下 Ｎ：０．００１〜０．００５％ かつＰｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０
＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５
Ｂが０．２５％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１０００〜
１２５０℃に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域で
の累積圧下量を３０％以上とし、８００℃以上の温度で
熱間圧延を終了後、引き続いてＡｒ3−５０℃以上の温
度から５℃／ｓｅｃ．〜５０℃／ｓｅｃ．の冷却速度に
よる加速冷却を行い、さらに７５０〜８７０℃に再加熱
後焼入れ、引続きＡｃ1点以下の温度に加熱して焼戻し
処理をすることを特徴とする溶接性および低温靭性に優
れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５
Ｂが０．２５％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１０００〜
１２５０℃に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域で
の累積圧下量を３０％以上とし、８００℃以上の温度で
熱間圧延を終了後、引き続いてＡｒ3−５０℃以上の温
度から５℃／ｓｅｃ．〜５０℃／ｓｅｃ．の冷却速度に
よる加速冷却を行い、さらに７５０〜８７０℃に再加熱
後焼入れ、引続きＡｃ1点以下の温度に加熱して焼戻し
処理をすることを特徴とする溶接性および低温靭性に優
れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
【００１０】（２） 上記に記載の鋼がさらに、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｒ：０．０５〜０．５％ Ｍｏ：０．０５〜０．５％ Ｖ：０．０１〜０．０５％ の内の一種以上を含有し、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下 を満足することを特徴とする前記（１）記載の溶接性お
よび低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下 を満足することを特徴とする前記（１）記載の溶接性お
よび低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明が、請求項の通りに鋼組
成、製造方法としての熱処理条件を限定した理由につい
て説明する。
成、製造方法としての熱処理条件を限定した理由につい
て説明する。
【００１２】Ｃは焼入性に最も顕著に効くもので、下限
０．０５％は後述するように焼入れ時の組織制御を可能
にする最小量である。しかし、Ｃ量が多すぎると焼入性
が必要以上に上がり、鋼材が本来有すべき強度、靭性の
バランス、溶接性などに悪影響を及ぼすため、上限を
０．１５％とした。
０．０５％は後述するように焼入れ時の組織制御を可能
にする最小量である。しかし、Ｃ量が多すぎると焼入性
が必要以上に上がり、鋼材が本来有すべき強度、靭性の
バランス、溶接性などに悪影響を及ぼすため、上限を
０．１５％とした。
【００１３】Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、
多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上
限を０．４％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみで
も十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から
低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上
限を０．４％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａｌのみで
も十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの観点から
低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はない。
【００１４】Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な
元素であり、その下限は１．０％である。しかし、Ｍｎ
量が多すぎると焼入性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を
劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助
長するので上限を２．０％とした。
元素であり、その下限は１．０％である。しかし、Ｍｎ
量が多すぎると焼入性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を
劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助
長するので上限を２．０％とした。
【００１５】Ｐは本発明鋼においては不純物であり、Ｐ
量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向が
あるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、
溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％と
した。
量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向が
あるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、
溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２％と
した。
【００１６】ＳはＰと同様本発明鋼においては不純物で
あり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好まし
い。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させ
るため上限を０．０１％とした。
あり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好まし
い。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させ
るため上限を０．０１％とした。
【００１７】Ｎｉは過剰に添加しなければ、溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を
向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なく
とも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な
添加は高価なだけでなく、溶接姓に好ましくない。ま
た、Ｎｉを多く添加すると液体アンモニア中で応力腐食
割れ（ＳＣＣ）を誘起する可能性が指摘されている。発
明者らの実験によれば、１％までの添加は溶接性や液体
アンモニア中でのＳＣＣを大きく劣化させず、強度靭性
向上効果の方が大きいため、上限を１．０％とした。
ＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を
向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なく
とも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な
添加は高価なだけでなく、溶接姓に好ましくない。ま
た、Ｎｉを多く添加すると液体アンモニア中で応力腐食
割れ（ＳＣＣ）を誘起する可能性が指摘されている。発
明者らの実験によれば、１％までの添加は溶接性や液体
アンモニア中でのＳＣＣを大きく劣化させず、強度靭性
向上効果の方が大きいため、上限を１．０％とした。
【００１８】Ｎｂはオーステナイトの未再結晶温度を上
昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮す
る上で必須元素で、最低０．００５％の添加が必要であ
る。また、焼入れの際の加熱オーステナイトの細粒化に
も寄与する。しかし、過剰な添加は、溶接部の靭性劣化
を招くため上限を０．０２％とした。
昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮す
る上で必須元素で、最低０．００５％の添加が必要であ
る。また、焼入れの際の加熱オーステナイトの細粒化に
も寄与する。しかし、過剰な添加は、溶接部の靭性劣化
を招くため上限を０．０２％とした。
【００１９】Ｔｉは母材およびＨＡＺ靭性向上のために
必須である。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき
（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を
主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の
核となりＨＡＺ靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結
合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ
粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また
鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時にＨＡＺ組織を
細粒化するためである。これらの効果を得るためには、
Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多すぎると
ＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、
その上限は０．０２５％である。
必須である。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき
（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を
主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の
核となりＨＡＺ靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結
合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ
粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また
鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時にＨＡＺ組織を
細粒化するためである。これらの効果を得るためには、
Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多すぎると
ＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、
その上限は０．０２５％である。
【００２０】Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素で
あるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本
発明鋼においては、その下限は限定しない。しかし、Ａ
ｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶
接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
あるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本
発明鋼においては、その下限は限定しない。しかし、Ａ
ｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶
接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
【００２１】Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれ
るものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強
度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼
の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１
％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭
性、溶接性にきわめて有害であり、本発明鋼においては
その上限は０．００５％である。
るものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強
度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼
の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１
％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭
性、溶接性にきわめて有害であり、本発明鋼においては
その上限は０．００５％である。
【００２２】次に必要に応じて含有することができるＣ
ｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加理由について説明する。
ｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加理由について説明する。
【００２３】基本となる成分に、さらにこれらの元素を
添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためであ
る。したがってその添加量は自ずと制限されるべき性質
のものである。
添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためであ
る。したがってその添加量は自ずと制限されるべき性質
のものである。
【００２４】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果、現象を示
し、上限の０．５％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は
熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるた
め規制される。下限は実質的な効果が得られるための最
小量とすべきで０．０５％である。これは次のＣｒ、Ｍ
ｏについても同様である。
し、上限の０．５％は溶接性劣化に加え、過剰な添加は
熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となるた
め規制される。下限は実質的な効果が得られるための最
小量とすべきで０．０５％である。これは次のＣｒ、Ｍ
ｏについても同様である。
【００２５】Ｃｒ、Ｍｏは、母材の強度、靭性をともに
向上させる。しかし添加量が多すぎると母材、溶接部の
靭性および溶接性の劣化を招き、また後述する組織制御
が困難となって好ましくないため上限を０．５％とし
た。
向上させる。しかし添加量が多すぎると母材、溶接部の
靭性および溶接性の劣化を招き、また後述する組織制御
が困難となって好ましくないため上限を０．５％とし
た。
【００２６】ＶはＮｂとほぼ同様の作用を有するもので
あるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼
入れ性にも影響を及ぼし、上記元素と同様組織制御の観
点から添加するものである。Ｎｂと同様の効果は０．０
１％未満では効果が少なく、上限は０．０５％まで許容
できる。
あるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼
入れ性にも影響を及ぼし、上記元素と同様組織制御の観
点から添加するものである。Ｎｂと同様の効果は０．０
１％未満では効果が少なく、上限は０．０５％まで許容
できる。
【００２７】鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体
が適切でないと優れた特性は得られない。このため、Ｐ
ｃｍの値を０．２５％以下に限定する。Ｐｃｍは溶接性
を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。本発明鋼
においては、Ｐｃｍが０．２５％以下であれば、優れた
溶接性の確保が可能である。
が適切でないと優れた特性は得られない。このため、Ｐ
ｃｍの値を０．２５％以下に限定する。Ｐｃｍは溶接性
を表す指標で、低いほど溶接性は良好である。本発明鋼
においては、Ｐｃｍが０．２５％以下であれば、優れた
溶接性の確保が可能である。
【００２８】上記のように鋼成分を限定した上で、さら
に製造条件を本願発明の通り限定する理由について説明
する。
に製造条件を本願発明の通り限定する理由について説明
する。
【００２９】圧延に先立つ加熱温度を１０００〜１２５
０℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小
さく保ち、圧延組織の微細化を図るためである。１２５
０℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上
限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイ
ト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するための
鋼の靭性が著しく劣化する。一方、加熱温度が低すぎる
と、後述する圧延終了温度（Ａｒ3点以上）の確保が困
難となる。また、Ｎｂ、Ｖなどの析出硬化元素添加時に
は、これらが十分に固溶せず強度、靭性バランスが劣化
する。このため下限を１０００℃に限定した。
０℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小
さく保ち、圧延組織の微細化を図るためである。１２５
０℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上
限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイ
ト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するための
鋼の靭性が著しく劣化する。一方、加熱温度が低すぎる
と、後述する圧延終了温度（Ａｒ3点以上）の確保が困
難となる。また、Ｎｂ、Ｖなどの析出硬化元素添加時に
は、これらが十分に固溶せず強度、靭性バランスが劣化
する。このため下限を１０００℃に限定した。
【００３０】上述のような条件で加熱した鋼片を、オー
ステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上
とし、８００℃以上で熱間圧延を終了後、引き続いてＡ
ｒ3−５０℃以上の温度から５℃／ｓｅｃ．〜５０℃／
ｓｅｃ．の冷却速度による加速冷却を行う。オーステナ
イト未再結晶温度域での圧延を行うことによって、オー
ステナイト粒を顕著に細粒化するため、少なくとも３０
％以上の累積圧下量が必要である。８００℃以上で熱間
圧延を終了後、引き続いてＡｒ3−５０℃以上の温度か
ら５℃／ｓｅｃ．〜５０℃／ｓｅｃ．の冷却速度による
加熱冷却を行う理由を以下に述べる。Ａｒ3点以下から
の加速冷却によって鋼板に初析フェライトを生成させる
ことにより、鋼板の低降伏比を図ることが可能である
が、Ａｒ3−５０℃以下では、粗大な初析フェライトが
析出し低温靭性を劣化させる。このため下限をＡｒ3−
５０℃と限定した。冷却速度については、板厚１０〜８
０ｍｍの鋼板をベイナイト主体の組織とする冷却速度に
相当する。
ステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３０％以上
とし、８００℃以上で熱間圧延を終了後、引き続いてＡ
ｒ3−５０℃以上の温度から５℃／ｓｅｃ．〜５０℃／
ｓｅｃ．の冷却速度による加速冷却を行う。オーステナ
イト未再結晶温度域での圧延を行うことによって、オー
ステナイト粒を顕著に細粒化するため、少なくとも３０
％以上の累積圧下量が必要である。８００℃以上で熱間
圧延を終了後、引き続いてＡｒ3−５０℃以上の温度か
ら５℃／ｓｅｃ．〜５０℃／ｓｅｃ．の冷却速度による
加熱冷却を行う理由を以下に述べる。Ａｒ3点以下から
の加速冷却によって鋼板に初析フェライトを生成させる
ことにより、鋼板の低降伏比を図ることが可能である
が、Ａｒ3−５０℃以下では、粗大な初析フェライトが
析出し低温靭性を劣化させる。このため下限をＡｒ3−
５０℃と限定した。冷却速度については、板厚１０〜８
０ｍｍの鋼板をベイナイト主体の組織とする冷却速度に
相当する。
【００３１】このような８００℃以上で熱間圧延を終了
後、引き続いてＡｒ3−５０℃の温度から５℃／ｓｅ
ｃ．〜５０℃／ｓｅｃ．の冷却速度による加速冷却を行
う熱加工制御法は、再加熱焼入れと同等以上の冶金的効
果を有し、省エネルギーの観点からもきわめて有効であ
る。
後、引き続いてＡｒ3−５０℃の温度から５℃／ｓｅ
ｃ．〜５０℃／ｓｅｃ．の冷却速度による加速冷却を行
う熱加工制御法は、再加熱焼入れと同等以上の冶金的効
果を有し、省エネルギーの観点からもきわめて有効であ
る。
【００３２】加速冷却後、さらに７５０〜８７０℃に再
加熱後焼入れし、引続きＡｃ1点以下の温度に加熱して
焼戻し処理する必要がある。
加熱後焼入れし、引続きＡｃ1点以下の温度に加熱して
焼戻し処理する必要がある。
【００３３】７５０〜８７０℃に再加熱、焼入れする理
由は、降伏比の低減のためである。一般に、Ｎｂ添加鋼
は圧延ままでは降伏比が高く、Ｎｂが炭窒化物として析
出し、析出硬化する場合にはさらに降伏比は高くなる。
由は、降伏比の低減のためである。一般に、Ｎｂ添加鋼
は圧延ままでは降伏比が高く、Ｎｂが炭窒化物として析
出し、析出硬化する場合にはさらに降伏比は高くなる。
【００３４】そこで、７５０〜８７０℃のγ＋α二相域
に再加熱、焼入れを行う。部分的にγ変態させることに
よって組織の実質的な微細化が進行し靭性が向上すると
ともに、未変態の領域は軟化、γ変態領域は硬化してミ
クロ組織が二相化（軟らかい相と硬い相）し、降伏比の
低減が可能となる。再加熱温度が７５０℃未満では、γ
に変態する領域が小さいために前述の効果が得られな
い。一方、８７０℃を超えるとγへの変態領域が多くな
り過ぎ、目的とする二相組織が得られず低降伏比や優れ
た靭性が達成できない。
に再加熱、焼入れを行う。部分的にγ変態させることに
よって組織の実質的な微細化が進行し靭性が向上すると
ともに、未変態の領域は軟化、γ変態領域は硬化してミ
クロ組織が二相化（軟らかい相と硬い相）し、降伏比の
低減が可能となる。再加熱温度が７５０℃未満では、γ
に変態する領域が小さいために前述の効果が得られな
い。一方、８７０℃を超えるとγへの変態領域が多くな
り過ぎ、目的とする二相組織が得られず低降伏比や優れ
た靭性が達成できない。
【００３５】焼戻し処理は、鋼の靭性改善と溶接、応力
除去処理などによる軟化を防止するために必須である。
しかし、その温度がＡｃ1点を超えると強度が著しく低
下するので、Ａｃ1点以下としなければならない（望ま
しい焼戻し温度は４００〜６５０℃である）。
除去処理などによる軟化を防止するために必須である。
しかし、その温度がＡｃ1点を超えると強度が著しく低
下するので、Ａｃ1点以下としなければならない（望ま
しい焼戻し温度は４００〜６５０℃である）。
【００３６】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の
鋼板（厚さ１５〜５０ｍｍ）を製造し、その強度、降伏
比（ＹＲ）、靭性および溶接性（斜めｙ形溶接割れ試
験）を調査した。
鋼板（厚さ１５〜５０ｍｍ）を製造し、その強度、降伏
比（ＹＲ）、靭性および溶接性（斜めｙ形溶接割れ試
験）を調査した。
【００３７】表１に比較鋼とともに本願発明鋼の鋼成分
を、表２に鋼板の諸特性を示す。
を、表２に鋼板の諸特性を示す。
【００３８】本願発明法にしたがって製造した鋼板（本
発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、
本願発明によらない比較鋼は、いずれかの特性が劣る。
発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、
本願発明によらない比較鋼は、いずれかの特性が劣る。
【００３９】比較鋼７は、Ｃ量が低いため溶接性は良好
であるが強度が低めである。また熱処理中、焼入れ（二
相域加熱焼入れ）を行っていないため、ＹＲも高い。比
較鋼８は、圧延終了温度が低いため、同一のＰｃｍであ
る本願発明鋼１より強度が低く、またＮｉ量が低いた
め、低温靭性に劣る。比較鋼９は、Ｐｃｍが高いため溶
接性に劣る。また、焼入れ温度が高いためＹＲが高く、
さらにＮｂ添加量が低いため組織の細粒化が十分でなく
低温靭性に劣る。比較鋼１０は、Ｔｉがなく、また、焼
戻し処理を行っていないため、低温靭性に劣る。比較鋼
１１は、Ｃ量が高く、Ｐｃｍも高いため溶接性に劣る。
さらに、本発明鋼３の鋼成分を有する比較鋼３−１およ
び３−２は、熱処理条件が適切でないためＹＲが高い。
すなわち、比較鋼３−１は熱処理がなく、比較鋼３−２
は焼入れ処理（二相域加熱焼入）を行っていないため、
いずれもＹＲが高い。また比較鋼３−３では冷却開始温
度がＡｒ3−５０℃を下回っているため低温靭性に劣
る。比較鋼３−４では冷却速度が下限を下回っており再
加熱前の組織がフェライト＋パーライト組織となり、こ
のため二相域熱処理後も、低温靭性に劣る。比較鋼３−
５では冷却速度が上限を上回っており、このため再加熱
による熱処理後もＹＲが高い。
であるが強度が低めである。また熱処理中、焼入れ（二
相域加熱焼入れ）を行っていないため、ＹＲも高い。比
較鋼８は、圧延終了温度が低いため、同一のＰｃｍであ
る本願発明鋼１より強度が低く、またＮｉ量が低いた
め、低温靭性に劣る。比較鋼９は、Ｐｃｍが高いため溶
接性に劣る。また、焼入れ温度が高いためＹＲが高く、
さらにＮｂ添加量が低いため組織の細粒化が十分でなく
低温靭性に劣る。比較鋼１０は、Ｔｉがなく、また、焼
戻し処理を行っていないため、低温靭性に劣る。比較鋼
１１は、Ｃ量が高く、Ｐｃｍも高いため溶接性に劣る。
さらに、本発明鋼３の鋼成分を有する比較鋼３−１およ
び３−２は、熱処理条件が適切でないためＹＲが高い。
すなわち、比較鋼３−１は熱処理がなく、比較鋼３−２
は焼入れ処理（二相域加熱焼入）を行っていないため、
いずれもＹＲが高い。また比較鋼３−３では冷却開始温
度がＡｒ3−５０℃を下回っているため低温靭性に劣
る。比較鋼３−４では冷却速度が下限を下回っており再
加熱前の組織がフェライト＋パーライト組織となり、こ
のため二相域熱処理後も、低温靭性に劣る。比較鋼３−
５では冷却速度が上限を上回っており、このため再加熱
による熱処理後もＹＲが高い。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【発明の効果】本発明により、溶接性、低温靭性に優れ
た低降伏比高張力鋼の製造が可能となった。その結果、
液体アンモニアとＬＰＧなどとの混載タンク用として溶
接性の優れた鋼材を大量かつ安価に供給でき、特に高強
度化も可能としたため、該タンクの船舶への搭載も容易
となった。
た低降伏比高張力鋼の製造が可能となった。その結果、
液体アンモニアとＬＰＧなどとの混載タンク用として溶
接性の優れた鋼材を大量かつ安価に供給でき、特に高強
度化も可能としたため、該タンクの船舶への搭載も容易
となった。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 中村 剛 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：１．０〜２．０％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０１％以下 Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｎｂ：０．００５〜０．０２％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ａｌ：０．０６％以下 Ｎ：０．００１〜０．００５％ かつＰｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０
＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５
Ｂが０．２５％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を１０００〜
１２５０℃に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域で
の累積圧下量を３０％以上とし、８００℃以上の温度で
熱間圧延を終了後、引き続いてＡｒ3−５０℃以上の温
度から５℃／ｓｅｃ．〜５０℃／ｓｅｃ．の冷却速度に
よる加速冷却を行い、さらに７５０〜８７０℃に再加熱
後焼入れ、引続きＡｃ1点以下の温度に加熱して焼戻し
処理をすることを特徴とする溶接性および低温靭性に優
れた低降伏比高張力鋼の製造方法。 - 【請求項２】 上記に記載の鋼がさらに、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｒ：０．０５〜０．５％ Ｍｏ：０．０５〜０．５％ Ｖ：０．０１〜０．０５％ の内の一種以上を含有し、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下 を満足することを特徴とする請求項１記載の溶接性およ
び低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25939797A JPH1180832A (ja) | 1997-09-09 | 1997-09-09 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25939797A JPH1180832A (ja) | 1997-09-09 | 1997-09-09 | 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 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1180832A true JPH1180832A (ja) | 1999-03-26 |
Family
ID=17333574
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25939797A Pending JPH1180832A (ja) | 1997-09-09 | 1997-09-09 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1180832A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008025014A (ja) * | 2006-07-25 | 2008-02-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ｌｐｇ・アンモニア運搬船用タンクに用いられる鋼材 |
| CN100463978C (zh) * | 2007-05-25 | 2009-02-25 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种提高低温钢板韧性的方法 |
| EP2762594A4 (en) * | 2011-09-26 | 2015-08-12 | Baoshan Iron & Steel | HIGH-STRENGTH AND HIGH-SPEED STEEL PLATE WITH A MEASURING LIMIT OF 700 MPA AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| US9683275B2 (en) | 2011-09-26 | 2017-06-20 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Steel plate with low yield-tensile ratio and high toughness and method of manufacturing the same |
| CN110358973A (zh) * | 2019-07-25 | 2019-10-22 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低成本s420nl低温韧性钢板及制造方法 |
-
1997
- 1997-09-09 JP JP25939797A patent/JPH1180832A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008025014A (ja) * | 2006-07-25 | 2008-02-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ｌｐｇ・アンモニア運搬船用タンクに用いられる鋼材 |
| CN100463978C (zh) * | 2007-05-25 | 2009-02-25 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种提高低温钢板韧性的方法 |
| EP2762594A4 (en) * | 2011-09-26 | 2015-08-12 | Baoshan Iron & Steel | HIGH-STRENGTH AND HIGH-SPEED STEEL PLATE WITH A MEASURING LIMIT OF 700 MPA AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| US9683275B2 (en) | 2011-09-26 | 2017-06-20 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Steel plate with low yield-tensile ratio and high toughness and method of manufacturing the same |
| US9771639B2 (en) | 2011-09-26 | 2017-09-26 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | High-strength and high-toughness steel plate with yield strength of 700 MPa and method of manufacturing the same |
| CN110358973A (zh) * | 2019-07-25 | 2019-10-22 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低成本s420nl低温韧性钢板及制造方法 |
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