JPH064890B2 - Manufacturing method of high yield point steel for low temperature - Google Patents
Manufacturing method of high yield point steel for low temperatureInfo
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- 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
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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。Description: TECHNICAL FIELD The present invention relates to a method for producing a high yield point steel for low temperature, and more specifically, a yield point of 40 kgf / mm excellent in weldability and HAZ toughness.
A method for producing a low yielding high yield point steel having a tensile strength of 2 or more and a tensile strength of 54 kgf / mm 2 , and particularly including a relatively thick steel sheet used for shipbuilding, offshore structures, LPG tanks, etc. Regarding
（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。(Prior Art) With recent advances in accelerated cooling technology, low-temperature high-strength steel with excellent weldability and HAZ toughness is required. HAZ
In order to manufacture low temperature steel with excellent toughness, it has been necessary to use Ce in the past.
It is said that the carbon equivalent represented by q should be 0.36% or less, and in order to increase the strength of such low Ceq steel, conventionally, the cooling rate after rolling is increased or the cooling stop temperature is increased. Is low. However, the increase of the cooling rate is naturally limited in the case of manufacturing a thick plate, and the decrease of the cooling stop temperature is advantageous for increasing the tensile strength, but there is a problem of decreasing the yield strength. is there.
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。In order to solve this problem, conventionally, a steel sheet acceleratedly cooled to a low temperature is tempered at a low temperature,
According to this method, since the manufacturing cost is increased, the benefit of the accelerated cooling method is halved.
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。Therefore, according to the conventional accelerated cooling method, the yield point of 40 kgf / mm 2 is maintained for the steel plate having a relatively thick plate thickness while being accelerated cooled.
As described above, it has a tensile strength of 54 kgf / mm 2 or more, and
It is impossible to manufacture a low-temperature steel plate having excellent weldability and HAZ toughness.
（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。(Object of the Invention) As a result of intensive studies to solve the above-mentioned problems in the production of conventional accelerated cooling steel sheets, the present inventors have made the steel extremely low C and have Ceq within a predetermined range, and sol .Nb
And steel with Ti within the specified range after controlled rolling at 400 ° C
The island martensite volume ratio is reduced to 5 by accelerated cooling to below.
%, It is possible to effectively prevent a decrease in yield strength, and thus high tempering point steel sheet for low temperature, which has excellent weldability and HAZ toughness without tempering and is still in accelerated cooling. The present invention has been accomplished by finding that the above can be produced.
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。Therefore, it is an object of the present invention to provide a method for producing a high-yield-point steel sheet for low temperature, which has excellent weldability and HAZ toughness and does not need to be tempered and is still in accelerated cooling.
（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。(Structure of the Invention) The method for producing a high yield point steel for low temperature according to the present invention is C0.05% or less by weight%, Si 0.05 to 0.50%, Mn 0.8 to 2.0%, Al 0.01 to 0.10%, Nb 0.02 to 0.10%. , Ti 0.005 to 0.020%, balance iron and inevitable impurities, and A steel with a carbon equivalent represented by is in the range of 0.28 to 0.36%.
sol.Nb is heated to a temperature of 0.02% or more and hot-rolled so that the cumulative rolling reduction in the unrecrystallized region is 50% or more, and (Ar 3 -40) ° C to (Ar 3 +40) ° C After the rolling is completed at a temperature within the range, the island martensite volume ratio is 5% or less by accelerated cooling to a temperature of 400 ° C. or less at a cooling rate of 2 ° C./sec or more.
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。First, the reason for limiting the chemical composition of steel in the method of the present invention will be described.
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。As shown in FIG. 1 showing the change in mechanical properties of the steel of the present invention and the conventional steel due to the decrease in the cooling stop temperature in accelerated cooling after hot rolling, the conventional steel with a C content of 0.07% has a cooling stop temperature of 0.07%. When the temperature reaches 400 ° C. or lower, the yield strength sharply decreases and the toughness deteriorates. The decrease in yield strength and the deterioration in toughness are due to the formation of island martensite in the structure mainly composed of ferrite.
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。FIG. 2 shows the relationship between the yield strength decrease (ΔYS) and the island martensite volume ratio, where ΔYS = (400
YS when cooling is stopped at ℃)-(Y when cooling is stopped at 200 ° C)
S), and the island martensite volume ratio is a value when the cooling stop temperature is 200 ° C. That is, since the decrease amount of the yield strength increases with the increase of the island martensite volume ratio, the decrease of the yield strength can be suppressed to be extremely small by setting the island martensite volume ratio to 5% or less according to the present invention. You can This island-like martensite is produced by the concentration of C in austenite during the austenite-ferrite transformation, and the amount thereof produced increases rapidly as the amount of C increases, as shown in FIG.
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。Therefore, in the present invention, by setting the C content to 0.05% or less, the island-like martensite volume ratio is suppressed to 5% or less, and thereby the decrease in yield strength is suppressed to 5 kgf / mm 2 or less. Incidentally, the lower limit of the amount of C is usually 0.01%.
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。Nb has a large effect of increasing the strength by accelerated cooling and is an essential and essential element together with C in the present invention. As described above, lowering the amount of C is effective for reducing the lowering of yield strength, but on the other hand, it lowers the tensile strength. Nb is indispensable for compensating for this decrease in strength, and in order to fully exert the strength increasing effect by utilizing the precipitation strengthening action of Nb, it is necessary to set the rolling heating temperature to a temperature at which Nb sufficiently forms a solid solution. There is.
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。FIG. 4 shows the relationship between the amount of solid solution of Nb at the time of rolling heating and the yield strength and tensile strength. According to the present invention, sol.
When the content is 02% or more, the yield strength and tensile strength of the steel with extremely low carbon content can be sufficiently secured. That is,
In conventional steels, Nb is detrimental to weldability and HAZ toughness, so Nb is generally used in steels that emphasize HAZ toughness.
However, even if Nb is added in an amount of 0.02% or more, in the extremely low C steel of the present invention in which the C content is 0.05% or less, the HAZ
The toughness is good, and it is even better than the conventional steel having a high C concentration in the same Ceq. However, Nb
If it exceeds 0.10%, the weldability is impaired. Therefore, in the present invention, the amount of Nb added is in the range of 0.02 to 0.10%.
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。The heating temperature of steel to make the sol.Nb content 0.02% or more is
It can be obtained from the already known equation of solubility product of Nb carbide. In the present invention, as described in "Iron and Steel", No. 58 (1972) No. 13, pp. 1759-1774, (In the formula, [Nb] represents the amount of sol.Nb (%), and [C]
Represents the C content (%), and T represents the heating temperature. ), The temperature at which the sol.Nb amount becomes 0.02% is obtained, and the sol.Nb amount is 0.02% by heating the steel above that temperature.
The above can be done.
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。Ti is an essential element in the present invention in order to secure the base material toughness and HAZ toughness as low temperature steel. In the present invention, as described above, Nb is reduced to 0 during heating of rolling.
Since it is necessary to form a solid solution of 02% or more, it is necessary to set the heating temperature to a relatively high temperature, but by adding Ti, coarsening of austenite grains can be prevented,
Thus, the ferrite crystal grains become finer and the toughness of the base material is improved. Further, during welding, TiN prevents austenite grain coarsening during heating and effectively acts as a nucleus of ferrite transformation, so that the appearance of coarse bainite is prevented, resulting in improved HAZ toughness. In order to effectively bring out these effects, in the present invention, the amount of Ti added is in the range of 0.005 to 0.020%.
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。Si is added for deoxidation and strength increase. In order to obtain this effect effectively, it is necessary to add at least 0.05%, but if it exceeds 0.50%, the weldability deteriorates, so the addition amount of Si should be in the range of 0.05 to 0.50%. .
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。Mn has the effect of increasing the strength, but when it is less than 0.8%, the effect of increasing the strength is not sufficient, while when it is added in excess of 2.0%, it deteriorates the weldability. The addition amount is in the range of 0.8 to 2.0%.
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。Al has the effect of deoxidizing and refining the crystal grains as AlN. To obtain this effect effectively, it is necessary to add 0.01% or more. However, if too much is added, the toughness is impaired, so the upper limit of the addition is made 0.1%.
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。In the present invention, steel is composed of Cu 0.50% or less, Ni 1.00% or less, V 0.01 to 0.10%, and B 0.0003 to 0.0030%, in addition to the above-mentioned elements (hereinafter sometimes referred to as basic elements). At least one element selected from the group (hereinafter,
May be any element). Can be included.
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。Further, in the present invention, the steel is selected from the group consisting of Ca 0.0005 to 0.0030% and REM 0.005 to 0.030% in addition to the above-mentioned basic elements, or together with the above-mentioned arbitrary elements or separately from the above-mentioned elements. It may contain at least one element.
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。When the steel contains the above arbitrary element, the carbon equivalent is
It is expressed by the following equation.
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。 Cu can increase the strength without deteriorating the HAZ toughness, but if it is added over 0.5%, hot cracking tends to occur, so Cu is added within the range of 0.5% or less.
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。Ni can increase the strength and toughness without deteriorating the HAZ toughness, but on the other hand, since it is an expensive element, it is essentially added in excess of 1.0%.
Since it is meaningless to make it non-tempered, it is added in the range of 1.0% or less.
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。V is an element effective in increasing the strength, but when it is less than 0.01%, the above effect is poor, and when it exceeds 0.10%, the weldability is impaired, so the addition amount is made 0.01 to 0.10%. .
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。B has the effect of increasing the strength due to accelerated cooling with a small amount of addition. However, when it is less than 0.0003%, this effect is not sufficient, while when it is added in excess of 0.0030%, it deteriorates the weldability, so the addition amount is 0.0003-
The range is 0.0030%.
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。Ca is effective in improving anisotropy, improving lamella tear resistance and improving base material toughness. However, when it is less than 0.0005%, the above effect is poor, and even when added in excess of 0.0030%, the effect is saturated, so the addition amount is 0.
The range is from 0005 to 0.0030%.
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。Similar to Ca, REM has an effect of improving the material. However, if the addition amount is less than 0.005%, the above effect is not sufficient. On the other hand, if the addition amount is more than 0.030%, large nonmetallic inclusions are formed and the internal cleanliness of steel is deteriorated. Therefore, the addition amount is in the range of 0.005 to 0.030%.
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。In the present invention, the carbon equivalent (Ceq) obtained from the formula (1) or (2) determined according to the elements contained in the steel is 0.28
Must be in the range of ~ 0.36%. Ceq is 0.28%
When the yield strength is less than 40kgf / mm 2 ,
Moreover, the tensile strength of 54 kgf / mm 2 or more cannot be imparted. On the other hand, when the tensile strength is more than 0.36%, the weldability and HAZ toughness are not good, and the low temperature toughness during high efficiency welding is secured. Because you cannot do it.
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。In the method for producing a low yielding high yield point steel according to the present invention,
When hot rolling a steel having the above-mentioned chemical composition and having the above-mentioned predetermined range of Ceq, first, the steel is s
It is necessary to heat to a temperature at which the amount of ol.Nb becomes 0.02% or more. The reason why this condition is required is as described above.
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。Then, the cumulative rolling reduction in the non-recrystallization region is 50% or more, the finish rolling temperature (Ar 3 -40) ℃ to (Ar 3 +
40) The temperature is in the range of ° C. In order to introduce a large number of deformation zones in the austenite grains in the non-recrystallized region and finally to refine the ferrite crystal grains as a nucleus of ferrite transformation and to improve the toughness, the cumulative rolling reduction is set to 50% or more, and ,
It is necessary to finish the rolling at a temperature of (Ar 3 +40) ° C. or lower. However, if the rolling finishing temperature is (Ar 3 -40) lower than ℃ is deformed ferrite is increased, with degrading the toughness, is not sufficient strength raising effect by accelerated cooling.
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。Next, in the present invention, in order to effectively act the strength increasing effect by accelerated cooling, and in order to suppress the formation of island martensite as much as possible, after rolling, without allowing to cool, as quickly as possible. It is necessary to start accelerated cooling. Furthermore, the cooling rate in accelerated cooling is 2 ° C.
/ Sec or more is required. This is because when the cooling rate is slower than 2 ° C./sec, the strength increasing effect is small.
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。The cooling stop temperature is a temperature of 400 ° C. or lower. As already explained, in order to secure weldability and toughness, Ceq should be 0.3
This is required to be 6% or less, but in this Ceq, when the cooling stop temperature exceeds 400 ° C., the required tensile strength cannot be obtained.
（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。(Effect of the invention) As described above, according to the method of the present invention, Ceq0.28 to 0.36
%, In the accelerated cooling of ultra-low C high Nb-Ti steel, cooling is stopped at a low temperature and the island martensite volume ratio is set to 5% or less. Excellent weldability and HAZ toughness, base material yield strength of 40 kgf / mm 2 or more, tensile strength of 54 kgf / mm 2 or more, base material vTrs
Is −60 ° C. or lower, and vTrs is −20 ° C. or lower in the HAZ reproduction heat cycle test (cooling time Tc = 90 seconds at 800 to 500 ° C.) with a heat input of 150 KJ / cm. It is possible to obtain a high-strength steel plate for low temperature with a large thickness. This steel plate can enhance the efficiency of welding work during the manufacturing of the structure, and since the steel plate has high strength, it enables the weight reduction of the structure, and for example, ships used at low temperatures, marine structures, Most suitable for welded structural steel such as low temperature tanks.
（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。(Examples) The present invention will be described below with reference to examples, but the present invention is not limited to these examples.
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。Example Table 1 shows the chemical composition of the steel used in this example.
Steels A, C, E and G have the chemical composition specified in the present invention, but comparative steels B and D are conventional steels having a large amount of C and a small amount of Nb, and comparative steel F is a steel having a small amount of Nb. H is a Ti-free steel.
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。Table 1 also shows the results of the simulated thermal cycle test (800 to 500 ° C., cooling time Tc = 90 seconds) corresponding to a welding heat input of 150 KJ / cm. The steel having the chemical composition specified in the present invention has vTrs −
Although the temperature is 20 ° C. or lower, HAZ toughness is poor between the steel with a high C content and the Ti-free steel.
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。Table 2 shows different rolling conditions for each steel shown in Table 1. The mechanical properties of the steel sheet obtained by rolling at. The steel sheets according to the method of the present invention have the numbers 1, 2 , 9, 14, 15 and 17 and have a yield strength of 40 kgf / mm 2 or more and a tensile strength of 54 kgf / m.
It has a strength of m 2 or more, and the vTrs of the base material is -60
VTrs in simulated thermal cycle test at Tc = 90 seconds below ℃
Has a toughness of −20 ° C. or less.
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。Steel Nos. 8 and 12 have a C content of more than 0.05%,
As a result of the martensite volume ratio exceeding 5%, the yield strength is low. Steel Nos. 4, 10 and 16 had a Nb solid solution amount of less than 0.02% at the time of heating, and therefore had insufficient yield strength.
Steel No. 18 is a Ti-free steel, so the base material toughness and H
AZ toughness is not good. Steel No. 5 has a rolling reduction of less than 50% in the non-recrystallized region, and Steel No. 6 has a high rolling finishing temperature, so that the base material toughness is not good. Further, the steel plates with steel numbers 3, 7, 11 and 13 have a cooling stop temperature of 40.
Since the temperature is over 0 ° C, the tensile strength is low.
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。FIG. 1 is a graph showing the relationship between the cooling stop temperature in the accelerated cooling of the present invention steel and the conventional steel and the mechanical properties of the accelerated cooled steel sheet obtained, and FIG. 2 is the island martensite volume ratio and ΔYS. It is a graph showing the relationship, where ΔY
S = (yield strength when cooling is stopped at 400 ° C)-(400 ° C
Means the yield strength when cooling is stopped. FIG. 3 is a graph showing the relationship between the C content and the island-like martensite volume ratio, and FIG. 4 shows the relationship between the sol.Nb content (cooling stop temperature 200 ° C.) during rolling heating and the yield strength and tensile strength. It is a graph.
Claims (4)
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。1. By weight%, C 0.05% or less, Si 0.05 to 0.50%, Mn 0.8 to 2.0%, Al 0.01 to 0.10%, Nb 0.02 to 0.10%, Ti 0.005 to 0.020%, and balance iron and inevitable impurities. And, and A steel with a carbon equivalent represented by is in the range of 0.28 to 0.36%.
sol.Nb is heated to a temperature of 0.02% or more and hot-rolled so that the cumulative rolling reduction in the unrecrystallized region is 50% or more, and (Ar 3 -40) ° C to (Ar 3 +40) ° C After rolling at a temperature in the range, accelerated cooling to a temperature of 400 ° C. or less at a cooling rate of 2 ° C./sec or more to make the island martensite volume ratio 5% or less Manufacturing method of high yield point steel.
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。2. By weight%, C 0.05% or less, Si 0.05 to 0.50%, Mn 0.8 to 2.0%, Al 0.01 to 0.10%, Nb 0.02 to 0.10%, Ti 0.005 to 0.020%, and (b ) Cu 0.50%
Hereinafter, at least one element selected from the group consisting of Ni 1.00% or less, V 0.01 to 0.10%, and B 0.0003 to 0.0030% is contained, and the balance is iron and inevitable impurities, and A steel with a carbon equivalent represented by is in the range of 0.28 to 0.36%.
sol.Nb is heated to a temperature of 0.02% or more, and hot-rolled so that the cumulative rolling reduction in the non-recrystallized region is 50% or more, and (Ar 3 −40) ° C. to (Ar 3 +40) ° C. After rolling at a temperature in the range, accelerated cooling to a temperature of 400 ° C. or less at a cooling rate of 2 ° C./sec or more to reduce the island martensite volume ratio to 5% or less. Manufacturing method of high yield point steel.
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。3. By weight%, C 0.05% or less, Si 0.05 to 0.50%, Mn 0.8 to 2.0%, Al 0.01 to 0.10%, Nb 0.02 to 0.10%, Ti 0.005 to 0.020%, and (b) Ca 0.000
5 to 0.0030%, and at least one element selected from the group consisting of REM 0.005 to 0.030%, the balance being iron and inevitable impurities, and the carbon equivalent represented by Ceq = C + Mn / 6 is 0.28 to Steel in the range of 0.36%
sol.Nb is heated to a temperature of 0.02% or more and hot-rolled so that the cumulative rolling reduction in the unrecrystallized region is 50% or more, and (Ar 3 -40) ° C to (Ar 3 +40) ° C After rolling at a temperature in the range, accelerated cooling to a temperature of 400 ° C. or less at a cooling rate of 2 ° C./sec or more to make the island martensite volume ratio 5% or less Manufacturing method of high yield point steel.
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。4. By weight%, (a) contains C 0.05% or less, Si 0.05 to 0.50%, Mn 0.8 to 2.0%, Al 0.01 to 0.10%, Nb 0.02 to 0.10%, and Ti 0.005 to 0.020%. (b) Cu 0.50%
Hereinafter, at least one element selected from the group consisting of Ni 1.00% or less, V 0.01 to 0.10%, and B 0.0003 to 0.0030%, and (c) Ca 0.0005 to 0.0030%, and REM 0.005 to 0.030% group Containing at least one element selected from the following, consisting of balance iron and unavoidable impurities, and A steel with a carbon equivalent represented by is in the range of 0.28 to 0.36%.
sol.Nb is heated to a temperature of 0.02% or more and hot-rolled so that the cumulative rolling reduction in the unrecrystallized region is 50% or more, and (Ar 3 -40) ° C to (Ar 3 +40) ° C After rolling at a temperature in the range, accelerated cooling to a temperature of 400 ° C. or less at a cooling rate of 2 ° C./sec or more to make the island martensite volume ratio 5% or less Manufacturing method of high yield point steel.
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