JPH022926B2 - - Google Patents
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- JPH022926B2 JPH022926B2 JP15060585A JP15060585A JPH022926B2 JP H022926 B2 JPH022926 B2 JP H022926B2 JP 15060585 A JP15060585 A JP 15060585A JP 15060585 A JP15060585 A JP 15060585A JP H022926 B2 JPH022926 B2 JP H022926B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
(イ) 産業上の利用分野
本発明は、LNGタンク用基礎などに用いる低
温用棒鋼の製造方法に関するものである。 (ロ) 従来の技術 LNGタンク用基礎に用いる鋼棒、特に半地下
式LNGタンクに用いる鋼棒は、タンクのコンク
リートそのものが低温にさらされるため、−100℃
以下の低温域にあり、通常の鋼棒では脆化する。 半地下式LNGタンクは建設コストが地下式に
比べ安価なため、主に海外で用いられるタンクで
ある。そして、上記のような低温域での用途に用
いられる鋼棒としては、高Ni鋼、高マンガン鋼、
低温加熱＋低温圧延（制御圧延）して製造した低
Ｃ―高Mn―Nb又はTi添加鋼がある。 (ハ) 発明が解決しようとする問題点 しかしながらこれら従来の鋼棒には以下のよう
な問題点がある。 即ち、前記高Ni鋼は、低温靭性が極めて優れ
ている反面、Niを９％程度含有し、そしてNiの
コストが極めて高いことからコスト的に不利であ
ること、及びこの高Ni鋼棒は、熱間圧延後770〜
920℃からの空冷を２回繰返す熱処理（２回焼準）
を行つた後550〜620℃で焼戻して製造されるが、
鉄筋用棒鋼にするためには熱処理過程で生じた曲
りを後工程で矯正しなければならないことという
問題点をかかえていた。 次に前記の高Mn鋼としては、13％Mn、15％
Mn、18％Mn、25％Mn鋼等のように多くの鋼種
が開発されてきたが、これらの高Mn鋼は高Ni鋼
と同様にコストが高いことと、溶製の過程でMn
のヒユームが飛散し労働環境上極めて問題となつ
ており、大量に生産する場合には障害となること
が多いという問題があつた。 又、前記の低Ｃ―高Mn―Nb又はTi添加鋼は、
低温加熱＋低温圧延（制御圧延）する工程を含む
製造方法によつて製造されるが、以下のような問
題点を有している。即ち、上記の製造方法は、低
Ｃで溶接性を確保し、Mnを高めることにより
Ar3を低下させ、Nb又はTi等の合金元素を入れ
て再結晶を遅延させるとともに仕上り温度をAr3
の直上で圧延することにより結晶粒制御を行つて
低温靭性を向上させるものであるが、なお低温靭
性の向上が望まれている。 その方法として、上記の制御圧延を行つた後、
直接焼入焼戻を行う方法が特開昭57−114638号に
開示されている。 この方法は仕上温度を750〜850℃程度にすると
ともに急冷して鉄筋棒鋼を製造するというもので
ある。 本発明者等は、このような制御圧延＋直接表面
焼入法の研究を行い、次のような新たな知見を得
た。 即ち、表１に例示する組成の低Ｃ―高Mn―Nb
系の鋼材を表２に示す条件で制御圧延＋直接表面
焼入により棒鋼を製造すると、第４図に示すよう
に低温領域（−120℃）での所望のシヤルピー値
を満足できず、−140〜−170℃領域での靭性の確
保が困難であることを確認した。 そしてこのような現象は、一般に結晶粒を微細
にすると低温領域での鋼の靭性が向上するという
メカニズムが微細結晶＋表面焼入・焼戻法では、
低温において安定しないためであると判断した。 従つて表１に例示した鋼は、熱間圧延ラインで
のインライン熱処理を指向して安価な鋼を供給す
るためには適しているが、−140〜−170℃の低温
領域での靭性確保が難しく、低温用棒鋼としては
更に改良が必要であることが判つた。 本発明はこのような状況に鑑みてなされたもの
である。
温用棒鋼の製造方法に関するものである。 (ロ) 従来の技術 LNGタンク用基礎に用いる鋼棒、特に半地下
式LNGタンクに用いる鋼棒は、タンクのコンク
リートそのものが低温にさらされるため、−100℃
以下の低温域にあり、通常の鋼棒では脆化する。 半地下式LNGタンクは建設コストが地下式に
比べ安価なため、主に海外で用いられるタンクで
ある。そして、上記のような低温域での用途に用
いられる鋼棒としては、高Ni鋼、高マンガン鋼、
低温加熱＋低温圧延（制御圧延）して製造した低
Ｃ―高Mn―Nb又はTi添加鋼がある。 (ハ) 発明が解決しようとする問題点 しかしながらこれら従来の鋼棒には以下のよう
な問題点がある。 即ち、前記高Ni鋼は、低温靭性が極めて優れ
ている反面、Niを９％程度含有し、そしてNiの
コストが極めて高いことからコスト的に不利であ
ること、及びこの高Ni鋼棒は、熱間圧延後770〜
920℃からの空冷を２回繰返す熱処理（２回焼準）
を行つた後550〜620℃で焼戻して製造されるが、
鉄筋用棒鋼にするためには熱処理過程で生じた曲
りを後工程で矯正しなければならないことという
問題点をかかえていた。 次に前記の高Mn鋼としては、13％Mn、15％
Mn、18％Mn、25％Mn鋼等のように多くの鋼種
が開発されてきたが、これらの高Mn鋼は高Ni鋼
と同様にコストが高いことと、溶製の過程でMn
のヒユームが飛散し労働環境上極めて問題となつ
ており、大量に生産する場合には障害となること
が多いという問題があつた。 又、前記の低Ｃ―高Mn―Nb又はTi添加鋼は、
低温加熱＋低温圧延（制御圧延）する工程を含む
製造方法によつて製造されるが、以下のような問
題点を有している。即ち、上記の製造方法は、低
Ｃで溶接性を確保し、Mnを高めることにより
Ar3を低下させ、Nb又はTi等の合金元素を入れ
て再結晶を遅延させるとともに仕上り温度をAr3
の直上で圧延することにより結晶粒制御を行つて
低温靭性を向上させるものであるが、なお低温靭
性の向上が望まれている。 その方法として、上記の制御圧延を行つた後、
直接焼入焼戻を行う方法が特開昭57−114638号に
開示されている。 この方法は仕上温度を750〜850℃程度にすると
ともに急冷して鉄筋棒鋼を製造するというもので
ある。 本発明者等は、このような制御圧延＋直接表面
焼入法の研究を行い、次のような新たな知見を得
た。 即ち、表１に例示する組成の低Ｃ―高Mn―Nb
系の鋼材を表２に示す条件で制御圧延＋直接表面
焼入により棒鋼を製造すると、第４図に示すよう
に低温領域（−120℃）での所望のシヤルピー値
を満足できず、−140〜−170℃領域での靭性の確
保が困難であることを確認した。 そしてこのような現象は、一般に結晶粒を微細
にすると低温領域での鋼の靭性が向上するという
メカニズムが微細結晶＋表面焼入・焼戻法では、
低温において安定しないためであると判断した。 従つて表１に例示した鋼は、熱間圧延ラインで
のインライン熱処理を指向して安価な鋼を供給す
るためには適しているが、−140〜−170℃の低温
領域での靭性確保が難しく、低温用棒鋼としては
更に改良が必要であることが判つた。 本発明はこのような状況に鑑みてなされたもの
である。
【表】
【表】
(ニ) 問題点を解決するための手段
即ち、本発明は、
Ｃ：0.05〜0.30wt％、Si：0.40wt％、Mn：
0.5〜3.0wt％、Ni：0.5〜2.0wt％、SolAl：0.01
〜0.09wt％、及びNb0.1wt％とTi0.1wt％の
うち１種又は２種を含み、残部Feと不可避的不
純物から成る鋼を、1100℃以下の温度に加熱して
仕上温度700〜850℃を確保するように熱間圧延し
た後、直ちに急冷を行つて表面温度300℃以下に
し、その後表面温度が400〜550℃になるように復
熱させることを特徴とする低温用棒鋼の製造方法
である。 (ホ) 作用 Ｃはオーステナイト組織の形成に効果が大き
く、しかも安価な元素であり、許容できる範囲で
多くすることが望ましいが、Ｃの量を多くすると
溶接性が悪くなり、溶接部の強度、靭性に悪影響
が及ぶので、Ｃ量の最大値を0.30％とした。下限
値を0.05％としたのはこれ未満であると反対に強
度ができないなどの問題が生ずるためである。 Mnはオーステナイト組織を安定化させるため
のＣと並ぶ元素であり、しかもAr3変態点を低下
させることにより比較的低い温度で制御圧延、即
ちオーステナイト領域での結晶粒の微細化を計る
ことが可能である。鉄筋の鋼棒は一般に溶接して
結合して用いられることが多いために、Ｃ量を低
く抑えるのでこの分Ar3変態点が上昇するが、
Mnを0.5％以上添加することによりAr3変態点を
低下せしめて比較的低い温度での結晶粒微細化の
ための制御圧延を容易ならしめる効果がある。反
面Mnを3.0％超含有させると靭性及び溶接性が劣
化するようになることからその含有量を0.5〜3.0
％とした。 さらにAlにはすぐれた細粒化作用があるが、
その含有量がSolAlで0.01％未満では所望の細粒
化をはかることができず。一方同じくSolAlで
0.09％を越えて含有させると非金属介在物の量が
急激に増加して鋼の靭性が劣化するようになるこ
とからその含有量を0.01〜0.09％と定めた。 Siには脱酸及び強化作用があり、多量に入れる
場合はフエライト相強化型元素ののために、靭性
低下が著しくなる。それ故に0.40％以下とした。 又Nb，Tiについては、オーステナイト相で熱
間圧延後再結晶挙動を遅延させる働きが有り、低
温靭性向上のためにはフエライト及びパーライト
結晶粒度の細かいものほど良好な性質を付与する
ので極めて重要な元素であり、Nb及びTiの１種
又は２種をそれぞれ0.10％以下含有させるのが良
い。Nb又はTiの合金元素はコストが高く、0.10
％超の添加を行う場合には非常なコスト高となり
低廉価な低温用棒鋼でなくなる。 Niはオーステナイト組織を安定化させる鋼で
低温靭性も改善する働きがあり、0.5％以上入れ
るだけで低温靭性を著しく改善する効果がある。
しかしながら、Niも又高価な元素であり2.0％を
超えて多量に入れるとコスト高となるのでその量
を0.5〜2.0％とした。 次に本発明製造方法を説明する。 (A) 加熱方法 結晶粒の細粒化のためには、加熱温度は低い程
望ましいが、合金元素であるNbあるいはTiが十
分固溶されて熱間圧延後に析出して細粒化に十分
寄与できる温度として、1100℃あれば十分である
ので上限を1100℃とした。 (B) 圧延条件 圧延条件は微細なフエライト パーライト粒を
得るよめには、熱間圧延後のいわゆる仕上り温度
が低い程望ましい。一方仕上り温度が低すぎると
反対に温間加工となつて鋼の組織に歪を与えるた
めに低温靭性が急激に劣化する。これを第２図に
示すが、700℃〜800℃付近での仕上り温度が最も
良好な靭性を与えることが判る。表３は第２図の
データーを得たときに用いた鋼の組成、表４は製
造方法を示す。 一般にAr3変態点近傍での圧延温度を制御しつ
つ圧延を行うことを制御圧延と呼称しており、熱
間圧延での結晶粒制御が重要である。 (C) 冷却条件 冷却条件は第１図に例示するように熱間圧延直
後の棒鋼１１の表面をクーリングトラフ９で表面
を急冷し、表面をマルテンサイト組織にしてクー
リングトラフ通過後棒鋼中心部の熱により焼戻し
を行うことである。 第１図中、５は加熱炉、６は圧延機、７，８，
１０は温度計を示す。 一般に焼入焼戻し組織は低温靭性を著しく改良
することができるが、焼入を過度に行い焼戻しが
不十分であると低温靭性は悪くなり、又焼入が不
十分であつても低温靭性は最良とはならない。こ
のために、復熱温度を最適とすることが重要であ
り、適切な量の注水冷却を行い復熱温度を管理す
ることが必要である。本発明者らは、そこで復熱
温度と低温靭性の関係を調査した。この結果を第
３図に示す。この図から明らかなように、400℃
〜550℃付近の復熱温度のところで低温靭性が良
好となるので温度範囲を400〜550℃とした。 表５及び表６は上記第３図のデーターを得たと
きに用いた鋼の組成と製造条件を示す。
0.5〜3.0wt％、Ni：0.5〜2.0wt％、SolAl：0.01
〜0.09wt％、及びNb0.1wt％とTi0.1wt％の
うち１種又は２種を含み、残部Feと不可避的不
純物から成る鋼を、1100℃以下の温度に加熱して
仕上温度700〜850℃を確保するように熱間圧延し
た後、直ちに急冷を行つて表面温度300℃以下に
し、その後表面温度が400〜550℃になるように復
熱させることを特徴とする低温用棒鋼の製造方法
である。 (ホ) 作用 Ｃはオーステナイト組織の形成に効果が大き
く、しかも安価な元素であり、許容できる範囲で
多くすることが望ましいが、Ｃの量を多くすると
溶接性が悪くなり、溶接部の強度、靭性に悪影響
が及ぶので、Ｃ量の最大値を0.30％とした。下限
値を0.05％としたのはこれ未満であると反対に強
度ができないなどの問題が生ずるためである。 Mnはオーステナイト組織を安定化させるため
のＣと並ぶ元素であり、しかもAr3変態点を低下
させることにより比較的低い温度で制御圧延、即
ちオーステナイト領域での結晶粒の微細化を計る
ことが可能である。鉄筋の鋼棒は一般に溶接して
結合して用いられることが多いために、Ｃ量を低
く抑えるのでこの分Ar3変態点が上昇するが、
Mnを0.5％以上添加することによりAr3変態点を
低下せしめて比較的低い温度での結晶粒微細化の
ための制御圧延を容易ならしめる効果がある。反
面Mnを3.0％超含有させると靭性及び溶接性が劣
化するようになることからその含有量を0.5〜3.0
％とした。 さらにAlにはすぐれた細粒化作用があるが、
その含有量がSolAlで0.01％未満では所望の細粒
化をはかることができず。一方同じくSolAlで
0.09％を越えて含有させると非金属介在物の量が
急激に増加して鋼の靭性が劣化するようになるこ
とからその含有量を0.01〜0.09％と定めた。 Siには脱酸及び強化作用があり、多量に入れる
場合はフエライト相強化型元素ののために、靭性
低下が著しくなる。それ故に0.40％以下とした。 又Nb，Tiについては、オーステナイト相で熱
間圧延後再結晶挙動を遅延させる働きが有り、低
温靭性向上のためにはフエライト及びパーライト
結晶粒度の細かいものほど良好な性質を付与する
ので極めて重要な元素であり、Nb及びTiの１種
又は２種をそれぞれ0.10％以下含有させるのが良
い。Nb又はTiの合金元素はコストが高く、0.10
％超の添加を行う場合には非常なコスト高となり
低廉価な低温用棒鋼でなくなる。 Niはオーステナイト組織を安定化させる鋼で
低温靭性も改善する働きがあり、0.5％以上入れ
るだけで低温靭性を著しく改善する効果がある。
しかしながら、Niも又高価な元素であり2.0％を
超えて多量に入れるとコスト高となるのでその量
を0.5〜2.0％とした。 次に本発明製造方法を説明する。 (A) 加熱方法 結晶粒の細粒化のためには、加熱温度は低い程
望ましいが、合金元素であるNbあるいはTiが十
分固溶されて熱間圧延後に析出して細粒化に十分
寄与できる温度として、1100℃あれば十分である
ので上限を1100℃とした。 (B) 圧延条件 圧延条件は微細なフエライト パーライト粒を
得るよめには、熱間圧延後のいわゆる仕上り温度
が低い程望ましい。一方仕上り温度が低すぎると
反対に温間加工となつて鋼の組織に歪を与えるた
めに低温靭性が急激に劣化する。これを第２図に
示すが、700℃〜800℃付近での仕上り温度が最も
良好な靭性を与えることが判る。表３は第２図の
データーを得たときに用いた鋼の組成、表４は製
造方法を示す。 一般にAr3変態点近傍での圧延温度を制御しつ
つ圧延を行うことを制御圧延と呼称しており、熱
間圧延での結晶粒制御が重要である。 (C) 冷却条件 冷却条件は第１図に例示するように熱間圧延直
後の棒鋼１１の表面をクーリングトラフ９で表面
を急冷し、表面をマルテンサイト組織にしてクー
リングトラフ通過後棒鋼中心部の熱により焼戻し
を行うことである。 第１図中、５は加熱炉、６は圧延機、７，８，
１０は温度計を示す。 一般に焼入焼戻し組織は低温靭性を著しく改良
することができるが、焼入を過度に行い焼戻しが
不十分であると低温靭性は悪くなり、又焼入が不
十分であつても低温靭性は最良とはならない。こ
のために、復熱温度を最適とすることが重要であ
り、適切な量の注水冷却を行い復熱温度を管理す
ることが必要である。本発明者らは、そこで復熱
温度と低温靭性の関係を調査した。この結果を第
３図に示す。この図から明らかなように、400℃
〜550℃付近の復熱温度のところで低温靭性が良
好となるので温度範囲を400〜550℃とした。 表５及び表６は上記第３図のデーターを得たと
きに用いた鋼の組成と製造条件を示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
ここで更に重要なことは、第１図に示すよう
に、圧延後ただちにクーリングトラフ９によつて
急冷を行うが、クーリング出側の温度計10の指示
値が鋼材のマルテンサイトを形成する温度即ち
300℃以下になるように急冷することが必要であ
る。これらの急冷を行なわないと棒鋼表層部にマ
ルテンサイト組織が得られず、表層部に低温靭性
の優れた焼戻しマルテンサイト組織が得られな
い。 又温度計８はクーリングトラフ９より十分離れ
た位置に設置されており、鋼材の復熱を管理する
もので、同一ライン上に１つ又は複数個設置しク
ーリングトラフ９で冷却された棒鋼の表面温度が
最大値になる様にしておくことが肝要である。 (ヘ) 実施例 本発明法の成分について更に、種々の成分で低
温靭性を調査した。その結果を表９に示す。なお
表７及び８は鋼の組成及び製造条件である。
に、圧延後ただちにクーリングトラフ９によつて
急冷を行うが、クーリング出側の温度計10の指示
値が鋼材のマルテンサイトを形成する温度即ち
300℃以下になるように急冷することが必要であ
る。これらの急冷を行なわないと棒鋼表層部にマ
ルテンサイト組織が得られず、表層部に低温靭性
の優れた焼戻しマルテンサイト組織が得られな
い。 又温度計８はクーリングトラフ９より十分離れ
た位置に設置されており、鋼材の復熱を管理する
もので、同一ライン上に１つ又は複数個設置しク
ーリングトラフ９で冷却された棒鋼の表面温度が
最大値になる様にしておくことが肝要である。 (ヘ) 実施例 本発明法の成分について更に、種々の成分で低
温靭性を調査した。その結果を表９に示す。なお
表７及び８は鋼の組成及び製造条件である。
【表】
【表】
【表】
表９に示すNo.１の従来の3.5％Ni鋼は、低温靭
性は良好であるが、Ni量が多いので高価である。 又No.２，３の鋼はNiを含有しない従来鋼であ
るが、低温靭性（vE−120）が、平均値で10Kg−
ｍ未満で良くない。これに対して、本発明に係る
No.４〜８の鋼は、従来鋼にNiを少量添加したも
のであるが、本発明に係る圧延及び熱処理によつ
て低温靭性が極めて良い。 (ト) 発明の効果 以上述べたように本発明法によれば、低温下で
使用される構造用鋼棒として低温靭性に優れしか
も従来の高Ni鋼よりもNi量が極めて少なく、安
価な鋼棒が得られる。又製造工程中に鋼棒の曲り
を矯正する工程を含まず、工程が簡単であり、さ
らにヒユーム飛散を生じないという効果がある。
依つて本発明方法は産業上極めて有益な方法であ
る。
性は良好であるが、Ni量が多いので高価である。 又No.２，３の鋼はNiを含有しない従来鋼であ
るが、低温靭性（vE−120）が、平均値で10Kg−
ｍ未満で良くない。これに対して、本発明に係る
No.４〜８の鋼は、従来鋼にNiを少量添加したも
のであるが、本発明に係る圧延及び熱処理によつ
て低温靭性が極めて良い。 (ト) 発明の効果 以上述べたように本発明法によれば、低温下で
使用される構造用鋼棒として低温靭性に優れしか
も従来の高Ni鋼よりもNi量が極めて少なく、安
価な鋼棒が得られる。又製造工程中に鋼棒の曲り
を矯正する工程を含まず、工程が簡単であり、さ
らにヒユーム飛散を生じないという効果がある。
依つて本発明方法は産業上極めて有益な方法であ
る。
第１図は本発明に係る圧延ラインを例示する
図、第２図は本発明に係る鉄筋棒鋼の仕上り温度
とシヤルピー衝撃値との関係を示す図、第３図は
本発明に係る鉄筋棒鋼の復熱温度と衝撃値との関
係を示す図、第４図は従来鋼の仕上り温度と衝撃
値との関係を示す図である。
図、第２図は本発明に係る鉄筋棒鋼の仕上り温度
とシヤルピー衝撃値との関係を示す図、第３図は
本発明に係る鉄筋棒鋼の復熱温度と衝撃値との関
係を示す図、第４図は従来鋼の仕上り温度と衝撃
値との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.05〜0.30wt％，Si：0.40wt％、 Mn：0.5〜3.0wt％，Ni：0.5〜2.0wt％、 Sol.Al：0.01〜0.09wt％、及びNb0.1wt％と
Ti0.1wt％のうち１種又は２種を含み、 残部Feと不可避的不純物から成る鋼を、1100
℃以下の温度に加熱して仕上温度700〜850℃を確
保するように熱間圧延した後、直ちに急冷を行つ
て表面温度300℃以下にし、その後表面温度が400
〜550℃になるように復熱させることを特徴とす
る低温用棒鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15060585A JPS6213523A (ja) | 1985-07-09 | 1985-07-09 | 低温用棒鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15060585A JPS6213523A (ja) | 1985-07-09 | 1985-07-09 | 低温用棒鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6213523A JPS6213523A (ja) | 1987-01-22 |
| JPH022926B2 true JPH022926B2 (ja) | 1990-01-19 |
Family
ID=15500537
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15060585A Granted JPS6213523A (ja) | 1985-07-09 | 1985-07-09 | 低温用棒鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6213523A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0544569Y2 (ja) * | 1987-06-26 | 1993-11-12 | ||
| JP2756533B2 (ja) * | 1989-02-14 | 1998-05-25 | トーア・スチール株式会社 | 高強度、高靭性棒鋼の製造方法 |
| JP4435954B2 (ja) | 1999-12-24 | 2010-03-24 | 新日本製鐵株式会社 | 冷間鍛造用棒線材とその製造方法 |
| WO2015076242A1 (ja) | 2013-11-19 | 2015-05-28 | 新日鐵住金株式会社 | 棒鋼 |
-
1985
- 1985-07-09 JP JP15060585A patent/JPS6213523A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6213523A (ja) | 1987-01-22 |
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