JPS6334205B2 - - Google Patents
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- JPS6334205B2 JPS6334205B2 JP54167310A JP16731079A JPS6334205B2 JP S6334205 B2 JPS6334205 B2 JP S6334205B2 JP 54167310 A JP54167310 A JP 54167310A JP 16731079 A JP16731079 A JP 16731079A JP S6334205 B2 JPS6334205 B2 JP S6334205B2
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Description
この発明は、靱性と耐水素誘起割れ特性の優れ
た低温用鋼の製造法に関するものである。 最近造船業界ではLNG、LPGなど液化石油ガ
ス類の運搬船および貯蔵槽の建造が活発化してお
り、これらのタンク、二次防壁および内構部材に
用いられる低温用鋼板は、低温における優れた靱
性が要求されている。 また天然ガス用大口径ラインパイプには使用環
境の寒冷地化と高圧操業化のため、厳しい低温靱
性の要請がとくに厚肉材についてもますます強ま
る傾向にある。なかでも不安定延性破壊の伝播停
止特性を向上させるため、シヤルピー衝撃吸収エ
ネルギーの高くかつバツテル、トロツプウエイト
テイアーテスト（Drap Weight Tear Test；以
下BDWTTと略す）の破面遷移温度、（Fracture
Appearance Transition Temperature以下
FATTと略す）特性の優れたパイプ用鋼板が求
められている。 とくに最近、シヤルピー衝撃吸収エネルギー規
格は設計温度でなくして、延性破面が100％を示
す最も低い温度で規定され、その衝撃吸収エネル
ギー（Cv100と略す）が高くなつているが、一般
に広くパイプ用鋼板として用いられている制御圧
延材はセパレーシヨンが発生するため100％延性
破面を示してもその吸収エネルギーは飽和しない
ためCv100の値は小くなり、要求規格を容易に満
たすことができない。 また一方、石油や天然ガスのパイプラインなど
では腐食による材料の脆化が大きな問題になつて
いる。それは原油や天然ガス中には硫化水素を含
む場合が多く、これに起因して板厚方向に連続的
につながつた形態の水素誘起割れが起こりパイプ
の破壊につながるためである。 パイプ用鋼板の製造に際してはコスト低減のた
め大型鋼塊および連鋳スラブを用いるのが今日で
は通常であり、これらの造塊の際中心部で凝固速
度が遅いためMn、Ｐを主体とする偏析が生じて
いるため、圧延後にマルテンサイトおよびベーナ
イトからなるバンド状の粗い組織が現れる。この
バンド状組織は、耐水素誘起割れ特性に悪影響を
与えるばかりか、靱性をも劣化させるのでその対
策に困つていたのも実状である。その解決策の一
つとしてQT熱処理が考えられるが、BDWTT特
性を、セパレーシヨンの出る制御圧延材なみに出
すにはNi等の高価な成分を多く必要とするし、
熱処理工程でも単なる焼入れ焼戻しでは不十分
で、焼入れを２回くり返して焼戻すという複雑な
熱処理を行なわなければならず、経済面で非常に
不利であつた。 この発明は上述したような低温用鋼の使途に適
合すべくCv100と耐水素誘起割れ特性そして
BDWTT特性が同時に優れた鋼板を大型鋼塊も
しくは連鋳スラブでもつて低コストで製造する方
法を見出したものである。 すなわち、 Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：0.5〜2.0wt％、 Al：0.005〜0.1wt％及び Nb：0.01〜0.08wt％を、 Ｓ：0.006wt％以下 にて含有し、残部Fe及び不可避的不純物よりな
る鋼スラブを、900〜1200℃の温度域にて加熱し
て圧延し、 引き続き900℃以下の未再結晶オーステナイト
域、又はオーステナイト−フエライト２相域で、
減面率40％以上の累積圧下を与えてから一たん
Ar変態点以下に冷却し、その後Ac1点〜Ac3点の
温度域に再加熱し、ついで水冷処理を施し、 しかるのちAc1点以下の温度で焼戻し処理を行
う ことを特徴とする、靱性と耐水素誘起割れ特性の
優れた低温用鋼の製造法。（第１発明） Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：0.5〜2.0wt％、 Al：0.005〜0.1wt％及び Nb：0.01〜0.08wt％を、 Ｓ：0.006wt％以下 にて含有し、さらに Ti：0.003〜0.04wt％、 Ni：1.0wt％以下、 Mo：0.3wt％以下、 Cu：0.5wt％以下、 Ｖ：0.1wt％以下、 Cr：0.4wt％以下及び Ｂ：0.003wt％以下 よりなる群の中から選ばれる何れか１種または２
種以上を含有し、残部Fe及び不可避的不純物よ
りなる鋼スラブを、900〜1200℃の温度域にて加
熱して圧延し、 引き続き900℃以下の未再結晶オーステナイト
域、又はオーステナイト−フエライト２相域で、
減面率40％以上の累積圧下を与えてから一たん
Ar変態点以下に冷却し、その後Ac1点〜Ac3点の
温度域に再加熱し、ついで水冷処理を施し、 しかるのちAc1点以下の温度で焼戻し処理を行
う ことを特徴とする、靱性と耐水素誘起割れ特性の
優れた低温用鋼の製造法。（第２発明） Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：0.5〜2.0wt％、 Al：0.005〜0.1wt％及び Nb：0.01〜0.08wt％を、 Ｓ：0.006wt％以下 にて含有し、さらに Ti：0.003〜0.04wt％、 Ni：1.0wt％以下、 Mo：0.3wt％以下、 Cu：0.5wt％以下、 Ｖ：0.1wt％以下、 Cr：0.4wt％以下及び Ｂ：0.003wt％以下 よりなる群の中から選ばれる何れか１種または２
種以上、並びに Ca：0.001〜0.1wt％、 REM：0.001〜0.1wt％ よりなる群の中の１種又は２種を含有し、残部
Fe及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを、900
〜1200℃の温度域にて加熱して圧延し、 引き続き900℃以下の未再結晶オーステナイト
域、又はオーステナイト−フエライト２相域で、
減面率40％以上の累積圧下を与えてから一たん
Ar変態点以下に冷却し、その後Ac1点〜Ac3点の
温度域に再加熱し、ついで水冷処理を施し、 しかるのちAc1点以下の温度で焼戻し処理を行
う ことを特徴とする、靱性と耐水素誘起割れ特性の
優れた低温用鋼の製造法。（第３発明） 一般に鋼板の組織を細粒にすることは、その衝
撃特性すなわち破面遷移温度および吸収エネルギ
ーを同時に向上させ、なおかつ強度を増加させる
効果があることは公知のことであるが、制御圧延
で900℃以下の圧延量を増して細粒化を計ると、
同時に圧延集合組織の発達を促し、その結果セパ
レーシヨンの発生および異方性の強化が起る。そ
のため圧延に直角な方向の衝撃吸収エネルギーが
極度に低下する。 そこで制御圧延で得られた細粒組織をより微細
化して、シヤルビー衝撃吸収エネルギー、特に圧
延に直角な方向の吸収エネルギーの向上策を考え
たところ、圧延後再びAc1点とAc3点の中間温度
に加熱し、その後水中に投入して急冷し、次いで
Ac1変態点以下で焼戻すと、Cv100吸収エネルギ
ーばかりでなくBDWTT特性および耐水素誘起
割れ特性が同時に向上するとの知見を得た。 この発明の目的に適う低温用鋼を得るには、ま
ずその化学成分に関して次の限定を要する。 Ｃ；0.02〜0.2％ Ｃは0.02％未満では鋼材の強度が低下するこ
と、そして溶接熱影響部（HAZ）の軟化が大き
いことからＣ含有量の下限を0.02％とし一方Ｃが
0.2％を越えると母材の靱性が劣化するとともに
溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が著しいので上限
を0.2％とした。 Si；0.05〜0.50％ Siは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素
であるが0.05％未満になると母材靱性が劣化する
ため下限を0.05％としこれに反してSiが多過ぎる
とその固溶硬化によつて靱性が低下するため上限
を0.50％とした。 Mn；0.5〜2.0％ Mnは0.5％未満では鋼材の強度および靱性が低
下し、またHAZの軟化が大きくなるため下限を
0.5％とし、そしてMnが多過ぎるとHAZの靱性
が劣化するため上限を2.0％とした。 Al；0.005〜0.1％ Alは鋼の脱酸に不可欠であり最低0.005％は必
要であるが0.1％以上ではHAZや溶接金属の靱性
の劣化のみならず表面形状も悪化するので、0.1
％を上限値とした。 Nb；0.01〜0.08％ Nbは0.01％以上ないとNb（CN）析出物が不足
して細粒効果がなく、しかし0.08％超過のNbを
含有すると溶着金属およびHAZの靱性が著しく
劣化し、このため0.01〜0.08％の範囲にした。 Ｓ：0.006％以下 Ｓは鋼中不純物として不可避な元素であるが、
この発明に従う靱性向上並びに耐水素誘起割れ性
を確保するためには0.006％以下としなければな
らない。よつてＳの上限を0.006％とした。 次にこの発明においては、(a)群元素としての、
0.003〜0.04％のTi、1.0％以下のNi、0.3％以下の
Mo、0.5％以下のCu、0.1％以下のＶ、0.4％以下
のCr、および0.003％以下のＢのうち１種または
２種以上の元素は何れも母材の強度、靱性をさら
に向上させて製造可能な板厚の拡大を可能とする
ことで共通の目的に適合し次にのべる含有量の制
限理由の下で同効を呈するので選択成分として有
用である。 TiはTiNとしてＮを固定しオーステナイト粒
の微細化と強度を出すために利用され得るが、こ
の場合最低0.003％は必要であり、一方0.04％を
こえるとTiNのみならずTiCを生成して母材なら
びに溶接部の靱性が劣化する。よつて0.003〜
0.04％の範囲とした。 NiはHAZの硬化性と靱性に悪い影響を与える
ことなく、母材の強度、靱性を向上させるが、こ
の発明の主題に対しては1.0％を起えて添加する
必要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招く
のみ故上限を1.0％とした。 Moは圧延時のγ粒を整粒となし、さらに焼入
時には微細なベイトライトを生成するので、強
度、靱性の向上に有用であるが、0.3％を超えて
添加する必要はなく、それ以上は製造コストの上
昇を招くのみ故上限を0.3％とした。 またCuはNiとほぼ同様の効果があるだけでな
く耐食性も向上させるが、0.50％を越えると熱間
圧延中にクラツクが発生しやすくなり鋼板の表面
形状が劣化するので上限を0.50％とした。 Cr、Ｖはそれぞれ0.40％、0.1％を超えると鋼
材の靱性ばかりか、また溶接部の靱性も害するの
でそれぞれの値に上限を限定すべきである。 そしてＢについては焼入性を高めることのほか
に母材の靱性を高める効果をもたらす0.003％以
下の添加が有利である。 上記(a)群選択成分のほかにこの発明では必要に
応じて(b)群元素のCaまたはREM（希土類元素）
のうち少くとも一種を、0.001〜0.1％の範囲（二
種の場合は合計量）で含有させることにより鋼板
の圧延直角方向の靱性を向上させることができ
る。この範囲の限定理由は0.001％に満たないと
Ca、REMによつて、圧延中に伸延して有害作用
を及ぼすMnSの減少効果が充分でないことから
不利であり、また0.1％を超えると酸化物生成が
過大となつて鋼の内部性状をそこなうためであ
る。 上記のようにして、 (i) (a)群元素は母材の強度、靱性の向上のため、
また板厚の拡大のため、 (ii) (b)群元素は鋼板の圧延直角方向の靱性を向上
させるためにそれぞれ同一の効果をもたらす。 つぎに以上のように化学成分の特定の下でこの
発明に従う処理を加えて目的に適合するような諸
特性の向上がもたらされるのは以下の技術的意義
に由来する。 この発明の最枢要点は、900〜1200℃以上の温
度にスラブを加熱して圧延し引続き900℃以下の
未再結晶オーステナイト域またはオーステナイト
−フエライト（以下γ＋αと略す）２組域で減面
率40％以上の累積圧下を与えてからAr変態点以
下に冷却し、その後Ac1点〜Ac3点の温度域に再
加熱を行つてから水冷処理を施すところにあるが
このように（γ＋α）、２相域に再加熱すると、
圧延組織中のフエライト粒界の一部がオーステナ
イト粒になり、この再加熱後に水中投入を行う
と、それがマルテンサイト化するため、フエライ
トとマルテンサイトの微細な混合二相組織にな
る。すなわちマルテンサイトはもとのフエライト
粒を分割する形で生成されるので、混合組織の平
均粒径は圧延のまゝのフエライト粒径より細かく
なる。またこの（γ＋α）２相域での再加熱によ
つてセパレーシヨン数は減少するがAr3点以上の
再加熱と違つて零にはならない。 すなわち（γ＋α）２相温度域での再加熱によ
つて、適度なセパレーシヨン効果と混合二相組織
の微細化効果が組み合わされるためBDWTT特
性は著しく向上すると考えられる。この水冷処理
および焼戻し熱処理によつてセパレーシヨンの緩
和と焼戻し効果のためシヤルピー衝撃吸収エネル
ギーは向上するし、また、伸展したMnS等の介
在物近傍およびマルテンサイトやベーナイト組織
の歪解消作用のため耐水素誘起割れ特性も良好に
なると考えられる。 この発明では、上にのべたように化学成分を限
定した制御圧延鋼板を特定温度に再加熱してから
施す水冷および焼戻し処理によつて、セパレーシ
ヨン数を調整し衝撃吸収エネルギーを向上させ、
なおかつBDWTT特性の向上に積極的に利用し
たものであるともいえる。 つぎにこの発明の構成要件についての限定理由
を述べる。 まずスラブ加熱温度を900〜1200℃の範囲とす
る理由は、スラブ加熱温度を900℃未満にすると
（γ＋α）２相域加熱となり、900℃以下の未再結
晶γ域での圧延が困難となるため、900℃以上と
する。またスラブ加熱温度を1200℃越とすると加
熱時のγ粒径が著しく粗大化するため、この後実
施する900℃以下での未再結晶γ域での圧延を行
つても結晶粒の微細化が困難となりBDWTT特
性が劣化する。よつてスラブ加熱温度として900
〜1200℃の範囲とする。 次に900℃以下の未再結晶γ域および（γ＋α）
２相域での累積圧下を与えるのであるが、その圧
下量は多いほど好ましく、BDWTTの85％
SATTが−30℃（板厚20mm）以下を示すところ
の40％累積圧下率をもつて下限値とした。 圧延後Ar1変態点以下に一たん冷却するのは、
Ar1以下に冷却しないと細粒効果が十分に得られ
ないためである。 この発明の大きな特徴は圧延冷却後（γ＋α）
２相域に加熱して水冷処理をしその後通常の温度
域で焼戻しを行うことにあるがその理由について
は前述した通りである。 次に本発明の実施例を説明する。 大型スラブおよび連鋳スラブから製造された鋼
Ａ、B1、B2の化学成分を表１−１に、またこれ
らの鋼につき、圧延条件や熱処理条件を変えて製
造したときの圧延方向に直角な方向の諸特性の調
査結果を表１−２に示す。 表１ 実施例 １
た低温用鋼の製造法に関するものである。 最近造船業界ではLNG、LPGなど液化石油ガ
ス類の運搬船および貯蔵槽の建造が活発化してお
り、これらのタンク、二次防壁および内構部材に
用いられる低温用鋼板は、低温における優れた靱
性が要求されている。 また天然ガス用大口径ラインパイプには使用環
境の寒冷地化と高圧操業化のため、厳しい低温靱
性の要請がとくに厚肉材についてもますます強ま
る傾向にある。なかでも不安定延性破壊の伝播停
止特性を向上させるため、シヤルピー衝撃吸収エ
ネルギーの高くかつバツテル、トロツプウエイト
テイアーテスト（Drap Weight Tear Test；以
下BDWTTと略す）の破面遷移温度、（Fracture
Appearance Transition Temperature以下
FATTと略す）特性の優れたパイプ用鋼板が求
められている。 とくに最近、シヤルピー衝撃吸収エネルギー規
格は設計温度でなくして、延性破面が100％を示
す最も低い温度で規定され、その衝撃吸収エネル
ギー（Cv100と略す）が高くなつているが、一般
に広くパイプ用鋼板として用いられている制御圧
延材はセパレーシヨンが発生するため100％延性
破面を示してもその吸収エネルギーは飽和しない
ためCv100の値は小くなり、要求規格を容易に満
たすことができない。 また一方、石油や天然ガスのパイプラインなど
では腐食による材料の脆化が大きな問題になつて
いる。それは原油や天然ガス中には硫化水素を含
む場合が多く、これに起因して板厚方向に連続的
につながつた形態の水素誘起割れが起こりパイプ
の破壊につながるためである。 パイプ用鋼板の製造に際してはコスト低減のた
め大型鋼塊および連鋳スラブを用いるのが今日で
は通常であり、これらの造塊の際中心部で凝固速
度が遅いためMn、Ｐを主体とする偏析が生じて
いるため、圧延後にマルテンサイトおよびベーナ
イトからなるバンド状の粗い組織が現れる。この
バンド状組織は、耐水素誘起割れ特性に悪影響を
与えるばかりか、靱性をも劣化させるのでその対
策に困つていたのも実状である。その解決策の一
つとしてQT熱処理が考えられるが、BDWTT特
性を、セパレーシヨンの出る制御圧延材なみに出
すにはNi等の高価な成分を多く必要とするし、
熱処理工程でも単なる焼入れ焼戻しでは不十分
で、焼入れを２回くり返して焼戻すという複雑な
熱処理を行なわなければならず、経済面で非常に
不利であつた。 この発明は上述したような低温用鋼の使途に適
合すべくCv100と耐水素誘起割れ特性そして
BDWTT特性が同時に優れた鋼板を大型鋼塊も
しくは連鋳スラブでもつて低コストで製造する方
法を見出したものである。 すなわち、 Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：0.5〜2.0wt％、 Al：0.005〜0.1wt％及び Nb：0.01〜0.08wt％を、 Ｓ：0.006wt％以下 にて含有し、残部Fe及び不可避的不純物よりな
る鋼スラブを、900〜1200℃の温度域にて加熱し
て圧延し、 引き続き900℃以下の未再結晶オーステナイト
域、又はオーステナイト−フエライト２相域で、
減面率40％以上の累積圧下を与えてから一たん
Ar変態点以下に冷却し、その後Ac1点〜Ac3点の
温度域に再加熱し、ついで水冷処理を施し、 しかるのちAc1点以下の温度で焼戻し処理を行
う ことを特徴とする、靱性と耐水素誘起割れ特性の
優れた低温用鋼の製造法。（第１発明） Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：0.5〜2.0wt％、 Al：0.005〜0.1wt％及び Nb：0.01〜0.08wt％を、 Ｓ：0.006wt％以下 にて含有し、さらに Ti：0.003〜0.04wt％、 Ni：1.0wt％以下、 Mo：0.3wt％以下、 Cu：0.5wt％以下、 Ｖ：0.1wt％以下、 Cr：0.4wt％以下及び Ｂ：0.003wt％以下 よりなる群の中から選ばれる何れか１種または２
種以上を含有し、残部Fe及び不可避的不純物よ
りなる鋼スラブを、900〜1200℃の温度域にて加
熱して圧延し、 引き続き900℃以下の未再結晶オーステナイト
域、又はオーステナイト−フエライト２相域で、
減面率40％以上の累積圧下を与えてから一たん
Ar変態点以下に冷却し、その後Ac1点〜Ac3点の
温度域に再加熱し、ついで水冷処理を施し、 しかるのちAc1点以下の温度で焼戻し処理を行
う ことを特徴とする、靱性と耐水素誘起割れ特性の
優れた低温用鋼の製造法。（第２発明） Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：0.5〜2.0wt％、 Al：0.005〜0.1wt％及び Nb：0.01〜0.08wt％を、 Ｓ：0.006wt％以下 にて含有し、さらに Ti：0.003〜0.04wt％、 Ni：1.0wt％以下、 Mo：0.3wt％以下、 Cu：0.5wt％以下、 Ｖ：0.1wt％以下、 Cr：0.4wt％以下及び Ｂ：0.003wt％以下 よりなる群の中から選ばれる何れか１種または２
種以上、並びに Ca：0.001〜0.1wt％、 REM：0.001〜0.1wt％ よりなる群の中の１種又は２種を含有し、残部
Fe及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを、900
〜1200℃の温度域にて加熱して圧延し、 引き続き900℃以下の未再結晶オーステナイト
域、又はオーステナイト−フエライト２相域で、
減面率40％以上の累積圧下を与えてから一たん
Ar変態点以下に冷却し、その後Ac1点〜Ac3点の
温度域に再加熱し、ついで水冷処理を施し、 しかるのちAc1点以下の温度で焼戻し処理を行
う ことを特徴とする、靱性と耐水素誘起割れ特性の
優れた低温用鋼の製造法。（第３発明） 一般に鋼板の組織を細粒にすることは、その衝
撃特性すなわち破面遷移温度および吸収エネルギ
ーを同時に向上させ、なおかつ強度を増加させる
効果があることは公知のことであるが、制御圧延
で900℃以下の圧延量を増して細粒化を計ると、
同時に圧延集合組織の発達を促し、その結果セパ
レーシヨンの発生および異方性の強化が起る。そ
のため圧延に直角な方向の衝撃吸収エネルギーが
極度に低下する。 そこで制御圧延で得られた細粒組織をより微細
化して、シヤルビー衝撃吸収エネルギー、特に圧
延に直角な方向の吸収エネルギーの向上策を考え
たところ、圧延後再びAc1点とAc3点の中間温度
に加熱し、その後水中に投入して急冷し、次いで
Ac1変態点以下で焼戻すと、Cv100吸収エネルギ
ーばかりでなくBDWTT特性および耐水素誘起
割れ特性が同時に向上するとの知見を得た。 この発明の目的に適う低温用鋼を得るには、ま
ずその化学成分に関して次の限定を要する。 Ｃ；0.02〜0.2％ Ｃは0.02％未満では鋼材の強度が低下するこ
と、そして溶接熱影響部（HAZ）の軟化が大き
いことからＣ含有量の下限を0.02％とし一方Ｃが
0.2％を越えると母材の靱性が劣化するとともに
溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が著しいので上限
を0.2％とした。 Si；0.05〜0.50％ Siは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素
であるが0.05％未満になると母材靱性が劣化する
ため下限を0.05％としこれに反してSiが多過ぎる
とその固溶硬化によつて靱性が低下するため上限
を0.50％とした。 Mn；0.5〜2.0％ Mnは0.5％未満では鋼材の強度および靱性が低
下し、またHAZの軟化が大きくなるため下限を
0.5％とし、そしてMnが多過ぎるとHAZの靱性
が劣化するため上限を2.0％とした。 Al；0.005〜0.1％ Alは鋼の脱酸に不可欠であり最低0.005％は必
要であるが0.1％以上ではHAZや溶接金属の靱性
の劣化のみならず表面形状も悪化するので、0.1
％を上限値とした。 Nb；0.01〜0.08％ Nbは0.01％以上ないとNb（CN）析出物が不足
して細粒効果がなく、しかし0.08％超過のNbを
含有すると溶着金属およびHAZの靱性が著しく
劣化し、このため0.01〜0.08％の範囲にした。 Ｓ：0.006％以下 Ｓは鋼中不純物として不可避な元素であるが、
この発明に従う靱性向上並びに耐水素誘起割れ性
を確保するためには0.006％以下としなければな
らない。よつてＳの上限を0.006％とした。 次にこの発明においては、(a)群元素としての、
0.003〜0.04％のTi、1.0％以下のNi、0.3％以下の
Mo、0.5％以下のCu、0.1％以下のＶ、0.4％以下
のCr、および0.003％以下のＢのうち１種または
２種以上の元素は何れも母材の強度、靱性をさら
に向上させて製造可能な板厚の拡大を可能とする
ことで共通の目的に適合し次にのべる含有量の制
限理由の下で同効を呈するので選択成分として有
用である。 TiはTiNとしてＮを固定しオーステナイト粒
の微細化と強度を出すために利用され得るが、こ
の場合最低0.003％は必要であり、一方0.04％を
こえるとTiNのみならずTiCを生成して母材なら
びに溶接部の靱性が劣化する。よつて0.003〜
0.04％の範囲とした。 NiはHAZの硬化性と靱性に悪い影響を与える
ことなく、母材の強度、靱性を向上させるが、こ
の発明の主題に対しては1.0％を起えて添加する
必要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招く
のみ故上限を1.0％とした。 Moは圧延時のγ粒を整粒となし、さらに焼入
時には微細なベイトライトを生成するので、強
度、靱性の向上に有用であるが、0.3％を超えて
添加する必要はなく、それ以上は製造コストの上
昇を招くのみ故上限を0.3％とした。 またCuはNiとほぼ同様の効果があるだけでな
く耐食性も向上させるが、0.50％を越えると熱間
圧延中にクラツクが発生しやすくなり鋼板の表面
形状が劣化するので上限を0.50％とした。 Cr、Ｖはそれぞれ0.40％、0.1％を超えると鋼
材の靱性ばかりか、また溶接部の靱性も害するの
でそれぞれの値に上限を限定すべきである。 そしてＢについては焼入性を高めることのほか
に母材の靱性を高める効果をもたらす0.003％以
下の添加が有利である。 上記(a)群選択成分のほかにこの発明では必要に
応じて(b)群元素のCaまたはREM（希土類元素）
のうち少くとも一種を、0.001〜0.1％の範囲（二
種の場合は合計量）で含有させることにより鋼板
の圧延直角方向の靱性を向上させることができ
る。この範囲の限定理由は0.001％に満たないと
Ca、REMによつて、圧延中に伸延して有害作用
を及ぼすMnSの減少効果が充分でないことから
不利であり、また0.1％を超えると酸化物生成が
過大となつて鋼の内部性状をそこなうためであ
る。 上記のようにして、 (i) (a)群元素は母材の強度、靱性の向上のため、
また板厚の拡大のため、 (ii) (b)群元素は鋼板の圧延直角方向の靱性を向上
させるためにそれぞれ同一の効果をもたらす。 つぎに以上のように化学成分の特定の下でこの
発明に従う処理を加えて目的に適合するような諸
特性の向上がもたらされるのは以下の技術的意義
に由来する。 この発明の最枢要点は、900〜1200℃以上の温
度にスラブを加熱して圧延し引続き900℃以下の
未再結晶オーステナイト域またはオーステナイト
−フエライト（以下γ＋αと略す）２組域で減面
率40％以上の累積圧下を与えてからAr変態点以
下に冷却し、その後Ac1点〜Ac3点の温度域に再
加熱を行つてから水冷処理を施すところにあるが
このように（γ＋α）、２相域に再加熱すると、
圧延組織中のフエライト粒界の一部がオーステナ
イト粒になり、この再加熱後に水中投入を行う
と、それがマルテンサイト化するため、フエライ
トとマルテンサイトの微細な混合二相組織にな
る。すなわちマルテンサイトはもとのフエライト
粒を分割する形で生成されるので、混合組織の平
均粒径は圧延のまゝのフエライト粒径より細かく
なる。またこの（γ＋α）２相域での再加熱によ
つてセパレーシヨン数は減少するがAr3点以上の
再加熱と違つて零にはならない。 すなわち（γ＋α）２相温度域での再加熱によ
つて、適度なセパレーシヨン効果と混合二相組織
の微細化効果が組み合わされるためBDWTT特
性は著しく向上すると考えられる。この水冷処理
および焼戻し熱処理によつてセパレーシヨンの緩
和と焼戻し効果のためシヤルピー衝撃吸収エネル
ギーは向上するし、また、伸展したMnS等の介
在物近傍およびマルテンサイトやベーナイト組織
の歪解消作用のため耐水素誘起割れ特性も良好に
なると考えられる。 この発明では、上にのべたように化学成分を限
定した制御圧延鋼板を特定温度に再加熱してから
施す水冷および焼戻し処理によつて、セパレーシ
ヨン数を調整し衝撃吸収エネルギーを向上させ、
なおかつBDWTT特性の向上に積極的に利用し
たものであるともいえる。 つぎにこの発明の構成要件についての限定理由
を述べる。 まずスラブ加熱温度を900〜1200℃の範囲とす
る理由は、スラブ加熱温度を900℃未満にすると
（γ＋α）２相域加熱となり、900℃以下の未再結
晶γ域での圧延が困難となるため、900℃以上と
する。またスラブ加熱温度を1200℃越とすると加
熱時のγ粒径が著しく粗大化するため、この後実
施する900℃以下での未再結晶γ域での圧延を行
つても結晶粒の微細化が困難となりBDWTT特
性が劣化する。よつてスラブ加熱温度として900
〜1200℃の範囲とする。 次に900℃以下の未再結晶γ域および（γ＋α）
２相域での累積圧下を与えるのであるが、その圧
下量は多いほど好ましく、BDWTTの85％
SATTが−30℃（板厚20mm）以下を示すところ
の40％累積圧下率をもつて下限値とした。 圧延後Ar1変態点以下に一たん冷却するのは、
Ar1以下に冷却しないと細粒効果が十分に得られ
ないためである。 この発明の大きな特徴は圧延冷却後（γ＋α）
２相域に加熱して水冷処理をしその後通常の温度
域で焼戻しを行うことにあるがその理由について
は前述した通りである。 次に本発明の実施例を説明する。 大型スラブおよび連鋳スラブから製造された鋼
Ａ、B1、B2の化学成分を表１−１に、またこれ
らの鋼につき、圧延条件や熱処理条件を変えて製
造したときの圧延方向に直角な方向の諸特性の調
査結果を表１−２に示す。 表１ 実施例 １
【表】
【表】
＊＊ 割れの評価 ○：割れなし、△：割れ小、×
：割れ大
＊＊＊ セパレーシヨンの有無 ○：有、×：無
Nbの含有していない比較鋼Ａはもちろんのこ
と、Nbを含有しその他この発明の成分範囲を充
足する供試鋼B1、B2も、通常のAC3点以上の温
度における焼入れ処理を行つた場合には
BDWTT試験の85％SATTを−30℃未満にする
ことができないし、一方圧延のままでは衝撃吸収
エネルギーが極端に低く、また耐水素誘起割れ特
性が悪い。 表１−２においてこれらの諸特性を同時に満た
しているのは発明鋼B1、B2に900℃以下での累
積圧下率を40％以上与えてから一たんAr変態点
以下に冷却し、その後Ac1点〜Ac3点の温度に再
加熱し水冷処理をしたものだけである。 次に表２−１には、成分を変えた鋼の実施例を
示し、これらについてこの発明に従う熱処理を行
なつた種々の成績を表２−２に掲げた。
：割れ大
＊＊＊ セパレーシヨンの有無 ○：有、×：無
Nbの含有していない比較鋼Ａはもちろんのこ
と、Nbを含有しその他この発明の成分範囲を充
足する供試鋼B1、B2も、通常のAC3点以上の温
度における焼入れ処理を行つた場合には
BDWTT試験の85％SATTを−30℃未満にする
ことができないし、一方圧延のままでは衝撃吸収
エネルギーが極端に低く、また耐水素誘起割れ特
性が悪い。 表１−２においてこれらの諸特性を同時に満た
しているのは発明鋼B1、B2に900℃以下での累
積圧下率を40％以上与えてから一たんAr変態点
以下に冷却し、その後Ac1点〜Ac3点の温度に再
加熱し水冷処理をしたものだけである。 次に表２−１には、成分を変えた鋼の実施例を
示し、これらについてこの発明に従う熱処理を行
なつた種々の成績を表２−２に掲げた。
【表】
【表】
【表】
＊＊ 割れの評価 ○：割れなし
＊＊＊ セパレーシヨンの有無 ○：有り、×：無
なお表１−２、２−２における耐水素誘起割れ
試験は75×75mm形状の試片を、H2Sを飽和させた
人工海水中に96時間浸積した後、割れの大きさを
判定した。 以上のべたようにしてこの発明によれば、低温
用鋼の使途におけるか酷な要請を、従来の一般的
なQT処理では2.5％Niを必要とし、またさらに
は繰返し焼入れすなわちQQ′T処理を要していた
のを、単純なQ′T処理によつて1.0％以下に低減
したNi低率含有の下で、有利に充足することが
でき、またいわゆる制御圧延ではBDWTT特性
が良好であつても吸収エネルギおよび耐水素誘起
割れ特性に不満があり、これにQT処理を加えて
吸収エネルギの改善を図ると結晶粒粗大化のため
にBDWTTの劣化を伴つた欠点を有利に回避し
て、低温用鋼の靱性と耐水素誘起割れ特性の顕著
な改善を遂げることができる。
＊＊＊ セパレーシヨンの有無 ○：有り、×：無
なお表１−２、２−２における耐水素誘起割れ
試験は75×75mm形状の試片を、H2Sを飽和させた
人工海水中に96時間浸積した後、割れの大きさを
判定した。 以上のべたようにしてこの発明によれば、低温
用鋼の使途におけるか酷な要請を、従来の一般的
なQT処理では2.5％Niを必要とし、またさらに
は繰返し焼入れすなわちQQ′T処理を要していた
のを、単純なQ′T処理によつて1.0％以下に低減
したNi低率含有の下で、有利に充足することが
でき、またいわゆる制御圧延ではBDWTT特性
が良好であつても吸収エネルギおよび耐水素誘起
割れ特性に不満があり、これにQT処理を加えて
吸収エネルギの改善を図ると結晶粒粗大化のため
にBDWTTの劣化を伴つた欠点を有利に回避し
て、低温用鋼の靱性と耐水素誘起割れ特性の顕著
な改善を遂げることができる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：0.5〜2.0wt％、 Al：0.005〜0.1wt％及び Nb：0.01〜0.08wt％を、 Ｓ：0.006wt％以下 にて含有し、残部Fe及び不可避的不純物よりな
る鋼スラブを、900〜1200℃の温度域にて加熱し
て圧延し、 引き続き900℃以下の未再結晶オーステナイト
域、又はオーステナイト−フエライト２相域で、
減面率40％以上の累積圧下を与えてから一たん
Ar変態点以下に冷却し、 その後Ac1点〜Ac3点の温度域に再加熱し、つ
いで水冷処理を施し、 しかるのちAc1点以下の温度で焼戻し処理を行
う ことを特徴とする、靱性と耐水素誘起割れ特性の
優れた低温用鋼の製造法。 ２ Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：0.5〜2.0wt％、 Al：0.005〜0.1wt％及び Nb：0.01〜0.08wt％を、 Ｓ：0.006wt％以下 にて含有し、さらに Ti：0.003〜0.04wt％、 Ni：1.0wt％以下、 Mo：0.3wt％以下、 Cu：0.5wt％以下、 Ｖ：0.1wt％以下、 Cr：0.4wt％以下及び Ｂ：0.003wt％以下 よりなる群の中から選ばれる何れか１種または２
種以上を含有し、残部Fe及び不可避的不純物よ
りなる鋼スラブを、900〜1200℃の温度域にて加
熱して圧延し、 引き続き900℃以下の未再結晶オーステナイト
域、又はオーステナイト−フエライト２相域で、
減面率40％以上の累積圧下を与えてから一たん
Ar変態点以下に冷却し、 その後Ac1点〜Ac3点の温度域に再加熱し、つ
いで水冷処理を施し、 しかるのちAc1点以下の温度で焼戻し処理を行
う ことを特徴とする、靱性と耐水素誘起割れ特性の
優れた低温用鋼の製造法。 ３ Ｃ：0.02〜0.2wt％、 Si：0.05〜0.50wt％、 Mn：0.5〜2.0wt％、 Al：0.005〜0.1wt％及び Nb：0.01〜0.08wt％を、 Ｓ：0.006wt％以下 にて含有し、さらに Ti：0.003〜0.04wt％、 Ni：1.0wt％以下、 Mo：0.3wt％以下、 Cu：0.5wt％以下、 Ｖ：0.1wt％以下、 Cr：0.4wt％以下及び Ｂ：0.003wt％以下 よりなる群の中から選ばれる何れか１種または２
種以上、並びに Ca：0.001〜0.1wt％、 REM：0.001〜0.1wt％ よりなる群の中の１種又は２種を含有し、残部
Fe及び不可避的不純物よりなる鋼スラブを、900
〜1200℃の温度域にて加熱して圧延し、 引き続き900℃以下の未再結晶オーステナイト
域、又はオーステナイト−フエライト２相域で、
減面率40％以上の累積圧下を与えてから一たん
Ar変態点以下に冷却し、 その後Ac1点〜Ac3点の温度域に再加熱し、つ
いで水冷処理を施し、 しかるのちAc1点以下の温度で焼戻し処理を行
う ことを特徴とする、靱性と耐水素誘起割れ特性の
優れた低温用鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16731079A JPS5690921A (en) | 1979-12-22 | 1979-12-22 | Production of low temperature steel having superior toughness and hydrogen induced crack resistance characteristic |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16731079A JPS5690921A (en) | 1979-12-22 | 1979-12-22 | Production of low temperature steel having superior toughness and hydrogen induced crack resistance characteristic |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5690921A JPS5690921A (en) | 1981-07-23 |
| JPS6334205B2 true JPS6334205B2 (ja) | 1988-07-08 |
Family
ID=15847368
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16731079A Granted JPS5690921A (en) | 1979-12-22 | 1979-12-22 | Production of low temperature steel having superior toughness and hydrogen induced crack resistance characteristic |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5690921A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57117803U (ja) * | 1981-01-14 | 1982-07-21 | ||
| JPS6217127A (ja) * | 1985-07-17 | 1987-01-26 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた異形管の製造法 |
| KR100815717B1 (ko) | 2006-11-02 | 2008-03-20 | 주식회사 포스코 | 수소유기균열 저항성과 저온인성이 우수한 고강도 대구경라인파이프 강재 및 그 제조방법 |
| 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 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5114815A (en) * | 1974-07-27 | 1976-02-05 | Nippon Steel Corp | Koenseio jusuru kojinseichoshitsukono seizoho |
| JPS5457418A (en) * | 1977-10-18 | 1979-05-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of high toughness, refined steel |
| JPS5597425A (en) * | 1979-01-19 | 1980-07-24 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Preparation of high-tensile steel with low yield ratio, low carbon and low alloy |
-
1979
- 1979-12-22 JP JP16731079A patent/JPS5690921A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5690921A (en) | 1981-07-23 |
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