JPS6145683B2 - - Google Patents
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- JPS6145683B2 JPS6145683B2 JP57022852A JP2285282A JPS6145683B2 JP S6145683 B2 JPS6145683 B2 JP S6145683B2 JP 57022852 A JP57022852 A JP 57022852A JP 2285282 A JP2285282 A JP 2285282A JP S6145683 B2 JPS6145683 B2 JP S6145683B2
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- JP
- Japan
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- steel
- temperature
- less
- low
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、低温用高強度高靭性鋼の製造方法に
係り、詳しくは、例えば、使用温度−104℃のエ
チレン貯蔵タンクまたは、使用温度−60〜−104
℃のエチレン分留塔の如く低温領域に用いられて
溶接部低温靭性のすぐれた低温用高強度高靭性鋼
の製造方法に係る。 従来、エチレン関連用鋼材としては、ASTM
−A203規格の3.5％Ni鋼が用いられてきた。しか
し、この鋼種の引張強度は、45〜63Kgｆ／mm2と低
く、また、溶接時の熱影響部の靭性値も低い。一
方、９％のNiを含むASTM−A553規格の９％Ni
鋼は、強度も高く溶接熱影響部の靭性も優れてい
るが、経済的に高価である。 以上の観点から、本発明者等は70Kgｆ／mm2以上
の引張強度を有し、−60〜−104℃の低温において
母材、溶接熱影響部靭性の優れた安価な低温用鋼
の開発に着手した。その結果、Ｃ量を0.03％以下
に低減し、さらにNbを添加すると、溶接熱影響
部の低温靭性が著しく改善されることが判明し
た。また、Ｃ量を0.03％以下にして、Mn、Niを
1.5％以上添加すると、焼入焼もどし処理でNbに
よる析出強化が顕著に現われ、従つて、Ｃ量を
0.03％以下に低減したにもかかわらず、引張強度
が70Kgｆ／mm2以上の鋼を製造することが可能であ
ることがわかつた。 本発明は、上記知見事実にもとずいて成立した
ものであつて、具体的には、母材、溶接熱影響部
の低温靭性に優れると共に引張強度の高い鋼の製
造方法を提案する。 以下、本発明方法につき鋼の組成から順次に説
明する。 まず、Ｃは0.005〜0.03％であるが、この成分
範囲は、本発明の特徴の一つである。溶接部靭性
は、Ｃ量を0.03％以下に低減すると著しく改善さ
れる。しかし、0.005％以下であると結晶粒が粗
大化し、靭性は損われる。 また、Ni量、Mn量が本発明の範囲でＣ量を
0.03％以下にすると、通常の焼入れ−焼もどし処
理でNbの析出強化が著しく、Ｃ量が0.03％以上
で同様なNbの析出強化を得ようと思うならば、
焼入温度を1100℃以上にする必要があり、結晶粒
が粗大化して実用鋼に供しえない。この理由は
Mn、Ni量を本発明範囲にすると、溶解度積の関
係から800℃の加熱時にNbが固溶され、焼もどし
時に析出し強化するためと考えられる。 次に、Siは鋼精錬時の脱酸上不可欠な元素であ
り、また安価な鋼強化元素である。しかし、0.50
％を超えると鋼の清浄度が劣化し、溶接性や靭性
の低下をもたらす。従つて、Siの添加範囲を0.50
％以下とした。 次に、Mnを1.5％以上2.5％以下に限定した。
この成分範囲は、本発明の特徴の一つである。
Mn量が1.5％以上であると、Ｃ量を0.03％以下に
して通常の焼入れ−焼もどし処理した際にNbの
析出強化が顕著となる。しかし、2.5％以上にな
ると、溶接性および靭性が損なわれるので、添加
範囲を1.5％以上2.5％以下とした。 次に、NiはMnとの相乗作用により、1.5〜4.5
％の添加範囲でＣ量を0.03％以下にして通常の焼
入れ−焼もどし処理した際にNbの析出強化を顕
著にならしめる。同時にNiは鋼の強度と低温靭
性を向上させる。しかし、4.5％以上の添加は経
済的に不利である。 次にMoは、鋼の強度を向上させると共に、焼
もどし脆化を防止する。そのためには、0.05％以
上の添加が必要であるが、0.5％以上になると低
温靭性を劣化させる。従つて、Moの添加範囲は
0.05％以上0.5％以下とした。 次に、NbはＣ量0.03％以下、Mn量を1.5％以
上、Ni量を1.5％以上とした時に、通常の焼入れ
−焼もどし処理でNbの析出強化を得るために添
加するものである。この析出強化によつてＣ量の
低減による強度低下を十分に補える。この効果を
得るためには、0.01％以上のNbが必要であり、
0.05％以上になると、溶接部靭性を損う。しか
し、0.05％以下であると、溶接部靭性はむしろ
Nb添加により向上する。従つて、Nb量は0.01％
以上0.05％以下とした。 次に、Ｎは0.01％を超えて添加すると、溶接部
靭性の劣化の原因となるので、添加量は0.01％以
下とした。 次に、Alは溶鋼の脱酸および結晶粒の微細化
に不可欠な元素であり、そのためには0.005％以
上必要である。しかし、0.10％以上になると靭
性、延性を損うので添加量は0.005％以上0.10％
以下とした。 また、以上の通りに各成分を含有させるほか、
これに加えて、Ｖ、Cr、Cuのうち、１種または
２種以上を含有させることができる。 すなわち、Cu、Crは、焼入性を高めることに
より、強度を向上させる。そのためには、Cuは
0.1％以上、Crは0.1％以上の添加が必要である。
しかし、Cuは1.5％以上、Crは2.0％以上添加す
ると、靭性は急激に劣化する。従つて、Cuは0.1
％以上1.5％以下、Cr0.1％以上2.0以下が添加範
囲である。 また、Ｖは析出物の形成により、強度を上昇さ
せる。そのためには、0.02％以上の添加が必要
で、0.15％以上になると、靭性が急激に劣化す
る。従つて、Ｖの添加範囲は0.02％以上0.15％以
下である。 そこで、以上の通りの組成の鋼材について、熱
間圧延後、800℃〜930℃の温度範囲に加熱して焼
入れし、更に、550℃〜Ac1の温度範囲に加熱し
て焼もどす。 すなわち、熱間圧延後、焼入れする際に、その
焼入れ温度が800℃以下であるとこの温度でNbが
充分に固溶せず、したがつて、焼もどし時のNb
析出物による析出強化をねらうことができない。 一方、焼入れ温度が930℃以上であると、結晶
粒の粗大化が生じる等の問題が生じ好ましくな
い。また、焼入れ後、更に焼もどす際の焼もどし
温度は、550℃〜Ac1点以下にするが、その温度
が550℃以下であると母材靭性は劣化する。ま
た、Ac1点以上となつても母材靭性は劣化し、こ
の点から550℃〜Ac1点で焼もどして母材の靭性
を向上させる。 なお、上記鋼材組成において残余は実質的に
Feから成つて、そのほかに不可避的に不純物が
混入することは許容される。 次に、実施例について説明する。 まず、表１に示す化学成分のＡ〜Ｐの16種の鋼
材を通常法によつて熱間圧延してから、820℃×
60minの条件で焼入れ、610℃×60minの条件で焼
もどし処理したところ、表１に示す機械的性質が
得られた。 なお、表１において、Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｈ、Ｊは何
れも、本発明の範囲内に属し、これらの鋼は、Ｃ
量を0.03％以下、Mn量を1.5〜2.5％、Ni量を1.5
〜4.5％とし、Nbを添加したものである。焼入れ
−焼もどし処理でNbによる強化が著しく、Ｃ量
が0.03％以下と低いにもかかわらず、強度を70Kg
ｆ／mm2確保できることがわかる。 また、上記の鋼を用いて溶接部靭性を調べた実
験方法は、高周波誘導加熱再現熱サイクル装置を
用いて30KJ／cmボンド部相当の熱履歴を与えて
シヤルピ−衝撃試験によりvTrs（℃）を求める
ものであつて、この結果を示すと、第１図に示す
通りであつた。第１図からＣ量を0.03％以下にし
てNbを添加すると、溶接部靭性が著しく改善さ
れることがわかる。なお、第１図において点線は
Nb非添加鋼、実線はNb添加鋼を示し、符号イは
本発明の領域と示す。
係り、詳しくは、例えば、使用温度−104℃のエ
チレン貯蔵タンクまたは、使用温度−60〜−104
℃のエチレン分留塔の如く低温領域に用いられて
溶接部低温靭性のすぐれた低温用高強度高靭性鋼
の製造方法に係る。 従来、エチレン関連用鋼材としては、ASTM
−A203規格の3.5％Ni鋼が用いられてきた。しか
し、この鋼種の引張強度は、45〜63Kgｆ／mm2と低
く、また、溶接時の熱影響部の靭性値も低い。一
方、９％のNiを含むASTM−A553規格の９％Ni
鋼は、強度も高く溶接熱影響部の靭性も優れてい
るが、経済的に高価である。 以上の観点から、本発明者等は70Kgｆ／mm2以上
の引張強度を有し、−60〜−104℃の低温において
母材、溶接熱影響部靭性の優れた安価な低温用鋼
の開発に着手した。その結果、Ｃ量を0.03％以下
に低減し、さらにNbを添加すると、溶接熱影響
部の低温靭性が著しく改善されることが判明し
た。また、Ｃ量を0.03％以下にして、Mn、Niを
1.5％以上添加すると、焼入焼もどし処理でNbに
よる析出強化が顕著に現われ、従つて、Ｃ量を
0.03％以下に低減したにもかかわらず、引張強度
が70Kgｆ／mm2以上の鋼を製造することが可能であ
ることがわかつた。 本発明は、上記知見事実にもとずいて成立した
ものであつて、具体的には、母材、溶接熱影響部
の低温靭性に優れると共に引張強度の高い鋼の製
造方法を提案する。 以下、本発明方法につき鋼の組成から順次に説
明する。 まず、Ｃは0.005〜0.03％であるが、この成分
範囲は、本発明の特徴の一つである。溶接部靭性
は、Ｃ量を0.03％以下に低減すると著しく改善さ
れる。しかし、0.005％以下であると結晶粒が粗
大化し、靭性は損われる。 また、Ni量、Mn量が本発明の範囲でＣ量を
0.03％以下にすると、通常の焼入れ−焼もどし処
理でNbの析出強化が著しく、Ｃ量が0.03％以上
で同様なNbの析出強化を得ようと思うならば、
焼入温度を1100℃以上にする必要があり、結晶粒
が粗大化して実用鋼に供しえない。この理由は
Mn、Ni量を本発明範囲にすると、溶解度積の関
係から800℃の加熱時にNbが固溶され、焼もどし
時に析出し強化するためと考えられる。 次に、Siは鋼精錬時の脱酸上不可欠な元素であ
り、また安価な鋼強化元素である。しかし、0.50
％を超えると鋼の清浄度が劣化し、溶接性や靭性
の低下をもたらす。従つて、Siの添加範囲を0.50
％以下とした。 次に、Mnを1.5％以上2.5％以下に限定した。
この成分範囲は、本発明の特徴の一つである。
Mn量が1.5％以上であると、Ｃ量を0.03％以下に
して通常の焼入れ−焼もどし処理した際にNbの
析出強化が顕著となる。しかし、2.5％以上にな
ると、溶接性および靭性が損なわれるので、添加
範囲を1.5％以上2.5％以下とした。 次に、NiはMnとの相乗作用により、1.5〜4.5
％の添加範囲でＣ量を0.03％以下にして通常の焼
入れ−焼もどし処理した際にNbの析出強化を顕
著にならしめる。同時にNiは鋼の強度と低温靭
性を向上させる。しかし、4.5％以上の添加は経
済的に不利である。 次にMoは、鋼の強度を向上させると共に、焼
もどし脆化を防止する。そのためには、0.05％以
上の添加が必要であるが、0.5％以上になると低
温靭性を劣化させる。従つて、Moの添加範囲は
0.05％以上0.5％以下とした。 次に、NbはＣ量0.03％以下、Mn量を1.5％以
上、Ni量を1.5％以上とした時に、通常の焼入れ
−焼もどし処理でNbの析出強化を得るために添
加するものである。この析出強化によつてＣ量の
低減による強度低下を十分に補える。この効果を
得るためには、0.01％以上のNbが必要であり、
0.05％以上になると、溶接部靭性を損う。しか
し、0.05％以下であると、溶接部靭性はむしろ
Nb添加により向上する。従つて、Nb量は0.01％
以上0.05％以下とした。 次に、Ｎは0.01％を超えて添加すると、溶接部
靭性の劣化の原因となるので、添加量は0.01％以
下とした。 次に、Alは溶鋼の脱酸および結晶粒の微細化
に不可欠な元素であり、そのためには0.005％以
上必要である。しかし、0.10％以上になると靭
性、延性を損うので添加量は0.005％以上0.10％
以下とした。 また、以上の通りに各成分を含有させるほか、
これに加えて、Ｖ、Cr、Cuのうち、１種または
２種以上を含有させることができる。 すなわち、Cu、Crは、焼入性を高めることに
より、強度を向上させる。そのためには、Cuは
0.1％以上、Crは0.1％以上の添加が必要である。
しかし、Cuは1.5％以上、Crは2.0％以上添加す
ると、靭性は急激に劣化する。従つて、Cuは0.1
％以上1.5％以下、Cr0.1％以上2.0以下が添加範
囲である。 また、Ｖは析出物の形成により、強度を上昇さ
せる。そのためには、0.02％以上の添加が必要
で、0.15％以上になると、靭性が急激に劣化す
る。従つて、Ｖの添加範囲は0.02％以上0.15％以
下である。 そこで、以上の通りの組成の鋼材について、熱
間圧延後、800℃〜930℃の温度範囲に加熱して焼
入れし、更に、550℃〜Ac1の温度範囲に加熱し
て焼もどす。 すなわち、熱間圧延後、焼入れする際に、その
焼入れ温度が800℃以下であるとこの温度でNbが
充分に固溶せず、したがつて、焼もどし時のNb
析出物による析出強化をねらうことができない。 一方、焼入れ温度が930℃以上であると、結晶
粒の粗大化が生じる等の問題が生じ好ましくな
い。また、焼入れ後、更に焼もどす際の焼もどし
温度は、550℃〜Ac1点以下にするが、その温度
が550℃以下であると母材靭性は劣化する。ま
た、Ac1点以上となつても母材靭性は劣化し、こ
の点から550℃〜Ac1点で焼もどして母材の靭性
を向上させる。 なお、上記鋼材組成において残余は実質的に
Feから成つて、そのほかに不可避的に不純物が
混入することは許容される。 次に、実施例について説明する。 まず、表１に示す化学成分のＡ〜Ｐの16種の鋼
材を通常法によつて熱間圧延してから、820℃×
60minの条件で焼入れ、610℃×60minの条件で焼
もどし処理したところ、表１に示す機械的性質が
得られた。 なお、表１において、Ｂ、Ｄ、Ｆ、Ｈ、Ｊは何
れも、本発明の範囲内に属し、これらの鋼は、Ｃ
量を0.03％以下、Mn量を1.5〜2.5％、Ni量を1.5
〜4.5％とし、Nbを添加したものである。焼入れ
−焼もどし処理でNbによる強化が著しく、Ｃ量
が0.03％以下と低いにもかかわらず、強度を70Kg
ｆ／mm2確保できることがわかる。 また、上記の鋼を用いて溶接部靭性を調べた実
験方法は、高周波誘導加熱再現熱サイクル装置を
用いて30KJ／cmボンド部相当の熱履歴を与えて
シヤルピ−衝撃試験によりvTrs（℃）を求める
ものであつて、この結果を示すと、第１図に示す
通りであつた。第１図からＣ量を0.03％以下にし
てNbを添加すると、溶接部靭性が著しく改善さ
れることがわかる。なお、第１図において点線は
Nb非添加鋼、実線はNb添加鋼を示し、符号イは
本発明の領域と示す。
【表】
なお、表１でΔTSNbとはNb添加による強度上
昇分を示す。 以上詳しく説明した通り、本発明方法は、低温
用アルミキルド鋼において、Ｃ量を0.03％以下に
低減しNbを添加し、熱間圧延後に800℃〜930℃
の温度範囲で焼入れてから550℃〜Ac1の温度範
囲に加熱焼もどして溶接部低温靭性が著しく改善
された鋼材を製造するものであつて、本発明によ
ると、Niを高めずに3.5％Ni程度であつても高強
度高靭性な鋼材を製造できる。 従つて、本発明方法によると、パイプ材等のす
ぐれた溶接部低温靭性と高強度な母材を必要とす
る用途に用いられる鋼材が安価に製造できる。
昇分を示す。 以上詳しく説明した通り、本発明方法は、低温
用アルミキルド鋼において、Ｃ量を0.03％以下に
低減しNbを添加し、熱間圧延後に800℃〜930℃
の温度範囲で焼入れてから550℃〜Ac1の温度範
囲に加熱焼もどして溶接部低温靭性が著しく改善
された鋼材を製造するものであつて、本発明によ
ると、Niを高めずに3.5％Ni程度であつても高強
度高靭性な鋼材を製造できる。 従つて、本発明方法によると、パイプ材等のす
ぐれた溶接部低温靭性と高強度な母材を必要とす
る用途に用いられる鋼材が安価に製造できる。
第１図はＣ量と溶接部靭性との関係を示すグラ
フである。
フである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.005〜0.03％、Si：0.05〜0.50％、
Mn：1.5〜2.5％、Ni：1.5〜4.5％、Mo：0.05〜
0.5％、Nb：0.01〜0.05％、Ｎ：0.01％以下なら
びにAl：0.005〜0.10％を含んで、残部鉄および
不可避的不純物からなる鋼材を熱間圧延後、800
℃〜930℃の温度範囲に加熱して焼入れし、さら
に550℃〜Ac1の温度範囲に加熱して焼もどすこ
とを特徴とする引張強度70Kgｆ／mm２以上を有
し、溶接部低温靭性のすぐれた低温高強度高靭性
鋼の製造方法。 ２ Ｃ：0.005〜0.03％、Si：0.05〜0.50％、
Mn：1.5〜2.5％、Ni：1.5〜4.5％、Mo：0.05〜
0.5％、Nb：0.01〜0.05％、Ｎ：0.01％以下なら
びにAl：0.005〜0.10％を含むとともに、Ｖ、
Cr、Cuの１種または２種以上をＶ：0.02〜0.15
％、Cr：0.1〜2.0％、Cu：0.1〜1.5％の量で含有
し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼材を
熱間圧延後、800℃〜930℃の温度範囲に加熱して
焼入れし、さらに550℃〜Ac1の温度範囲に加熱
して焼もどすことを特徴とする引張強度70Kgｆ／
mm２以上を有し、溶接部低温靭性のすぐれた低温
用高強度高靭性鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57022852A JPS58141326A (ja) | 1982-02-17 | 1982-02-17 | 低温用高強度高靭性鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57022852A JPS58141326A (ja) | 1982-02-17 | 1982-02-17 | 低温用高強度高靭性鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58141326A JPS58141326A (ja) | 1983-08-22 |
| JPS6145683B2 true JPS6145683B2 (ja) | 1986-10-09 |
Family
ID=12094240
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57022852A Granted JPS58141326A (ja) | 1982-02-17 | 1982-02-17 | 低温用高強度高靭性鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58141326A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103614528A (zh) * | 2013-12-12 | 2014-03-05 | 攀枝花钢城集团瑞矿工业有限公司 | 采用Φ110mm圆钢生产Φ150mm-180mm钢球的锻制方法 |
| CN109280848A (zh) * | 2018-10-17 | 2019-01-29 | 东北大学 | 一种低镍型液化天然气储罐用钢板及其制备方法 |
-
1982
- 1982-02-17 JP JP57022852A patent/JPS58141326A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58141326A (ja) | 1983-08-22 |
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