JPH0649898B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法Info
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- JPH0649898B2 JPH0649898B2 JP61013305A JP1330586A JPH0649898B2 JP H0649898 B2 JPH0649898 B2 JP H0649898B2 JP 61013305 A JP61013305 A JP 61013305A JP 1330586 A JP1330586 A JP 1330586A JP H0649898 B2 JPH0649898 B2 JP H0649898B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に優れた低温用
高降伏点鋼の製造方法に関し、さらに詳しくは、降伏点
４０kgf/mm2以上、引張強さ５４kgf/mm2以上の強度を有
し、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大入熱溶接後の溶接熱影
響部の靭性が−４０熱間圧延以下でも満足する低温用高
降伏点鋼の製造方法に関する。
高降伏点鋼の製造方法に関し、さらに詳しくは、降伏点
４０kgf/mm2以上、引張強さ５４kgf/mm2以上の強度を有
し、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大入熱溶接後の溶接熱影
響部の靭性が−４０熱間圧延以下でも満足する低温用高
降伏点鋼の製造方法に関する。
［従来技術］ 近年、加速冷却技術の進歩に伴ない、溶接性および大入
熱溶接後の溶接熱影響部の靭性が優れた低温用高降伏点
鋼が要求されている。
熱溶接後の溶接熱影響部の靭性が優れた低温用高降伏点
鋼が要求されている。
従来から、Ceqを低減し、かつ、Ｃ含有量を低減させる
ことが溶接熱影響部の靭性を改善するのに有効であるこ
とは知られている。
ことが溶接熱影響部の靭性を改善するのに有効であるこ
とは知られている。
また、片面一層大入熱溶接後に−４０℃以下の靭性を確
保するためには、Ceqを0.36％以下とし、かつ、Ｃ含有
量を0.05wt％以下と以下にすることが好ましいことも知
られている。
保するためには、Ceqを0.36％以下とし、かつ、Ｃ含有
量を0.05wt％以下と以下にすることが好ましいことも知
られている。
しかしながら、CeqおよびＣ含有量を低減すると母材強
度が低下し、加速冷却が強度上昇に効果があっても、単
に、加速冷却を適用してもこのＣ含有量およびCeqでは
強度を確保することは困難であり、例えば、最も強度上
昇に有効な冷却停止温度を４００℃以下とする方法を採
用しても、引張強さは上昇するが、島状マルテンサイト
の生成により降伏点が低下し、降伏点４０kgf/mm2以上
を満足することはできない。
度が低下し、加速冷却が強度上昇に効果があっても、単
に、加速冷却を適用してもこのＣ含有量およびCeqでは
強度を確保することは困難であり、例えば、最も強度上
昇に有効な冷却停止温度を４００℃以下とする方法を採
用しても、引張強さは上昇するが、島状マルテンサイト
の生成により降伏点が低下し、降伏点４０kgf/mm2以上
を満足することはできない。
［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は上記に説明したような従来の低温用高降伏点鋼
の製造法の種々の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を
行なった結果、高強度、高靭性、優れた溶接熱影響部の
靭性という相反するこれら３つの問題を解決するため、
Ceq、Ｃ含有量の低減による強度の低下をNbの含有およ
び冷却停止温度を４００℃以上とする加速冷却を行なう
ことによって補ない、また、鋼板の靭性を制御圧延およ
び加速冷却高温停止により行なうことにより、溶接熱影
響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法を開発
したのである。
の製造法の種々の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を
行なった結果、高強度、高靭性、優れた溶接熱影響部の
靭性という相反するこれら３つの問題を解決するため、
Ceq、Ｃ含有量の低減による強度の低下をNbの含有およ
び冷却停止温度を４００℃以上とする加速冷却を行なう
ことによって補ない、また、鋼板の靭性を制御圧延およ
び加速冷却高温停止により行なうことにより、溶接熱影
響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法を開発
したのである。
［問題点を解決するための手段］ 本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏
点鋼の製造方法は、 （１）Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６の時 Ceq≦0.36wt％であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法
を第１の発明とし、 （２）Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、さらに、 Cu 1.00wt％以下、Ni 2.00wt％以下、 Cr 0.50wt％、Mo 0.50wt％以下、 Ｖ 0.01〜0.10wt％、Ｂ 0.0003〜0.0030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Cr／５＋Mo／５＋Ｖ／５ ＋Ni／15＋Cu／15 の時 Ceq≦0.36wt％ であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５
＋Mo／４＋25Ｂ≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法
を第２の発明とし、 （３）Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、さらに、 Ca 0.0005〜0.0040wt％、 ＲＥＭ 0.005〜0.030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６の時 Ceq≦0.36wt％ であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法
を第３の発明とし、 （４）Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、さらに、 Cu 1.00wt％以下、Ni 2.00wt％以下、 Cr 0.50wt％、Mo 0.50wt％以下、 Ｖ 0.01〜0.10wt％、Ｂ 0.0003〜0.0030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、さらに、 Ca 0.0005〜0.0040wt％、 ＲＥＭ 0.005〜0.030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Cr／５＋Mo／５＋Ｖ／５＋Ni／15＋C
u／15 の時 Ceq≦0.36wt％ であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５
＋Mo／４＋25Ｂ≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法
を第４の発明とする４つの発明よりなるものである。
点鋼の製造方法は、 （１）Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６の時 Ceq≦0.36wt％であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法
を第１の発明とし、 （２）Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、さらに、 Cu 1.00wt％以下、Ni 2.00wt％以下、 Cr 0.50wt％、Mo 0.50wt％以下、 Ｖ 0.01〜0.10wt％、Ｂ 0.0003〜0.0030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Cr／５＋Mo／５＋Ｖ／５ ＋Ni／15＋Cu／15 の時 Ceq≦0.36wt％ であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５
＋Mo／４＋25Ｂ≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法
を第２の発明とし、 （３）Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、さらに、 Ca 0.0005〜0.0040wt％、 ＲＥＭ 0.005〜0.030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６の時 Ceq≦0.36wt％ であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法
を第３の発明とし、 （４）Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、さらに、 Cu 1.00wt％以下、Ni 2.00wt％以下、 Cr 0.50wt％、Mo 0.50wt％以下、 Ｖ 0.01〜0.10wt％、Ｂ 0.0003〜0.0030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、さらに、 Ca 0.0005〜0.0040wt％、 ＲＥＭ 0.005〜0.030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Cr／５＋Mo／５＋Ｖ／５＋Ni／15＋C
u／15 の時 Ceq≦0.36wt％ であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５
＋Mo／４＋25Ｂ≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法
を第４の発明とする４つの発明よりなるものである。
本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏
点鋼の製造方法について以下詳細に説明する。
点鋼の製造方法について以下詳細に説明する。
本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏
点鋼の製造方法に使用する鋼の含有成分および成分割合
について説明する。
点鋼の製造方法に使用する鋼の含有成分および成分割合
について説明する。
Ｃは含有量が0.005wt％未満では実操業上鋼を安定して
製造することが困難であり、また、0.05wt％を越えて含
有されると島状マルテンサイトの生成量が増加し、溶接
熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が劣化する。よって、Ｃ含有
量は0.0005〜0.05wt％とする。
製造することが困難であり、また、0.05wt％を越えて含
有されると島状マルテンサイトの生成量が増加し、溶接
熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が劣化する。よって、Ｃ含有
量は0.0005〜0.05wt％とする。
Siは脱酸および強度上昇のために必要であり、含有量が
0.05wt％未満ではこの効果が得られず、また、0.50wt％
を越えて含有されると溶接性が劣化する。
0.05wt％未満ではこの効果が得られず、また、0.50wt％
を越えて含有されると溶接性が劣化する。
Mnは強度上昇効果を有する元素であり、含有量が0.5wt
％未満では強度上昇効果が充分ではなく、また、2.0wt
％を越えて多量に含有されると溶接性を阻害する。よっ
て、Mn含有量は0.5〜2.0wt％とする。
％未満では強度上昇効果が充分ではなく、また、2.0wt
％を越えて多量に含有されると溶接性を阻害する。よっ
て、Mn含有量は0.5〜2.0wt％とする。
Alは脱酸およびAlNとして結晶粒の微細化に効果のある
元素であり、含有量が0.01wt％未満ではこの効果が少な
く、また、0.10wt％を越えて多量に含有されると靭性を
害する。よって、Al含有量は0.01〜0.50wt％とする。
元素であり、含有量が0.01wt％未満ではこの効果が少な
く、また、0.10wt％を越えて多量に含有されると靭性を
害する。よって、Al含有量は0.01〜0.50wt％とする。
Nbは強度を上昇させるのに重要な元素であり、含有量が
0.020wt％未満ではこの効果は充分発揮できず、また、
0.10wt％を越えて含有されると溶接性を阻害する。よっ
て、Nb含有量は0.020ヲ越え、0.10wt％以下とする。
0.020wt％未満ではこの効果は充分発揮できず、また、
0.10wt％を越えて含有されると溶接性を阻害する。よっ
て、Nb含有量は0.020ヲ越え、0.10wt％以下とする。
Tiは低温用鋼としての母材靭性強度および溶接熱影響部
の靭性を確保するために必須の元素であり、加熱圧延時
にTiが含有されているとオーステナイト粒の粗大化を防
止することができ、そして、フェライト結晶粒が細かく
なり、母材靭性が改善され、また、溶接時にはTiNが加
熱時のオーステナイト粒阻大化を防止し、かつ、オース
テナイト粒内における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および島状マル
テンサイトの出現が抑制されるので、溶接熱影響部の靭
性が改善される。この効果を有効に発揮させるために
は、Ti含有量は0.005〜0.020wt％とする。
の靭性を確保するために必須の元素であり、加熱圧延時
にTiが含有されているとオーステナイト粒の粗大化を防
止することができ、そして、フェライト結晶粒が細かく
なり、母材靭性が改善され、また、溶接時にはTiNが加
熱時のオーステナイト粒阻大化を防止し、かつ、オース
テナイト粒内における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および島状マル
テンサイトの出現が抑制されるので、溶接熱影響部の靭
性が改善される。この効果を有効に発揮させるために
は、Ti含有量は0.005〜0.020wt％とする。
Cuは溶接熱影響部の靭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元素であり、含有量が1.00wt％
を越えて含有されると熱間割れが生じ易くなる。よっ
て、Cu含有量は1.00wt％以下とする。
上昇させることができる元素であり、含有量が1.00wt％
を越えて含有されると熱間割れが生じ易くなる。よっ
て、Cu含有量は1.00wt％以下とする。
Niは溶接熱影響部の靭性を劣化させることなく、強度お
よび靭性を上昇させる元素であり、含有量が0.2wt％を
越えて含有させることは高価な元素であることから不経
済である。よって、Ni含有量は2.00wt％以下とする。
よび靭性を上昇させる元素であり、含有量が0.2wt％を
越えて含有させることは高価な元素であることから不経
済である。よって、Ni含有量は2.00wt％以下とする。
Crは鋼の強度を上昇させる元素であり、含有量が0.05wt
％を越えて含有されると溶接性を劣化させる。よって、
Cr含有量は0.50wt％以下とする。
％を越えて含有されると溶接性を劣化させる。よって、
Cr含有量は0.50wt％以下とする。
Moは鋼の強度を上昇させる元素であり、含有量が0.50wt
％を越えて含有されると溶接性を劣化させる。よって、
Mo含有量は0.50wt％以下とする。
％を越えて含有されると溶接性を劣化させる。よって、
Mo含有量は0.50wt％以下とする。
Ｖは強度上昇に有効な元素であり、含有量が0.01wt％未
満ではこの効果が少なく、また、0.10wt％を越えて含有
されると溶接性を阻害する。よって、Ｖ含有量は0.01〜
0.10wt％とする。
満ではこの効果が少なく、また、0.10wt％を越えて含有
されると溶接性を阻害する。よって、Ｖ含有量は0.01〜
0.10wt％とする。
Ｂは微量の含有により加速冷却により強度上昇効果を有
する元素であり、含有量が0.0003wt％未満ではこの効果
は充分でなく、また、0.0030wt％を越えて多量に含有さ
れると溶接性を阻害する。よって、Ｂ含有量は0.0003〜
0.0030wt％とする。
する元素であり、含有量が0.0003wt％未満ではこの効果
は充分でなく、また、0.0030wt％を越えて多量に含有さ
れると溶接性を阻害する。よって、Ｂ含有量は0.0003〜
0.0030wt％とする。
Caは異方性の改善、耐ラメラティア特性の向上および母
材靭性の向上に有効な元素であり、含有量が0.0005wt％
未満ではこのような効果に少なく、また、0.0030wt％を
越えて多量に含有されると効果が飽和する。よって、Ca
含有量は0.0005〜0.0030wt％とする。
材靭性の向上に有効な元素であり、含有量が0.0005wt％
未満ではこのような効果に少なく、また、0.0030wt％を
越えて多量に含有されると効果が飽和する。よって、Ca
含有量は0.0005〜0.0030wt％とする。
ＲＥＭはCaと同様材質の向上に効果のある元素であり、
含有量が0.005wt％未満ではこの効果は充分でなく、ま
た、0.030wt％を越えて多量に含有されると大型の非金
属介在物が生成し、鋼の内部清浄度を劣化させる。よっ
て、ＲＥＭ含有量は0.005〜0.030wt％とする。
含有量が0.005wt％未満ではこの効果は充分でなく、ま
た、0.030wt％を越えて多量に含有されると大型の非金
属介在物が生成し、鋼の内部清浄度を劣化させる。よっ
て、ＲＥＭ含有量は0.005〜0.030wt％とする。
Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Cr／５＋Mo／５＋Ｖ／５ ＋Ni／15＋Cu／15の時、 Ceqは0.36％以下であることを必要とし、 Ceqが0.36wt％を越えるときは、溶接性および溶接熱影
響部の靭性が劣化し、高能率溶接時の低温靭性を確保す
ることができない。
響部の靭性が劣化し、高能率溶接時の低温靭性を確保す
ることができない。
Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５
＋Mo／４＋25Ｂ≧0.23wt％を満足させる必要があり、第
３図に示すように、冷却速度１０〜２０℃／秒、冷却停
止温度４５０〜５５０℃において、この式と加速冷却後
の引張強さとの間には非常によい相関があり、引張強さ
５４kgf/mm2以上の強度を持たせるためには0.23wt％以
上とする必要があることがわかる。
＋Mo／４＋25Ｂ≧0.23wt％を満足させる必要があり、第
３図に示すように、冷却速度１０〜２０℃／秒、冷却停
止温度４５０〜５５０℃において、この式と加速冷却後
の引張強さとの間には非常によい相関があり、引張強さ
５４kgf/mm2以上の強度を持たせるためには0.23wt％以
上とする必要があることがわかる。
次に、本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用
高降伏点鋼の製造方法における熱処理について説明す
る。
高降伏点鋼の製造方法における熱処理について説明す
る。
上記に説明した含有成分および成分割合の鋼を含有され
ているNbが全べて固溶する温度に加熱することが必要で
あり、Nb含有により強度が上昇するのであるが、Nbの析
出強化により強度上昇効果を充分に発揮させるために
は、含有されているNbが全べて固溶する温度に加熱しな
ければならない。加熱温度は１０００℃以上とするのが
よい。
ているNbが全べて固溶する温度に加熱することが必要で
あり、Nb含有により強度が上昇するのであるが、Nbの析
出強化により強度上昇効果を充分に発揮させるために
は、含有されているNbが全べて固溶する温度に加熱しな
ければならない。加熱温度は１０００℃以上とするのが
よい。
次いで、未再結晶域における累積圧下率を５０％以上と
し、圧延終了温度をAr3−４０℃〜Ar3＋４０℃とするの
であり、未再結晶域において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、靭性を良好にするために累
積圧下率を５０％以上とし、かつ、Ar3＋４０℃以下の
温度において圧延を終了しなければならない。しかし、
圧延仕上げ温度がAr3−４０℃より低い温度では、加工
フェライトが増加し靭性を劣化させると共に加速冷却に
よる強度上昇効果が充分でなくなる。
し、圧延終了温度をAr3−４０℃〜Ar3＋４０℃とするの
であり、未再結晶域において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、靭性を良好にするために累
積圧下率を５０％以上とし、かつ、Ar3＋４０℃以下の
温度において圧延を終了しなければならない。しかし、
圧延仕上げ温度がAr3−４０℃より低い温度では、加工
フェライトが増加し靭性を劣化させると共に加速冷却に
よる強度上昇効果が充分でなくなる。
さらに、加速冷却による強度上昇効果を有効に作用させ
るために、圧延後放冷することなく、できる限り速やか
に加速冷却を開始しなければならず、かつ、加速冷却に
おける冷却速度は２℃／秒以下であることを要する。そ
して、冷却速度が２℃／秒より遅い場合には強度上昇効
果が小さいからである。
るために、圧延後放冷することなく、できる限り速やか
に加速冷却を開始しなければならず、かつ、加速冷却に
おける冷却速度は２℃／秒以下であることを要する。そ
して、冷却速度が２℃／秒より遅い場合には強度上昇効
果が小さいからである。
また、冷却停止温度は４００℃未満の温度では島状マル
テンサイト生成による降伏強度の低下、靭性劣化、残留
応力の増大があり、水素系欠陥も発生し易くなり、ま
た、６００℃を越える温度では強度上昇効果が充分でな
い。よって、冷却停止温度は島状マルテンサイトの生成
を抑制することができる４００〜６００℃とする必要が
ある。
テンサイト生成による降伏強度の低下、靭性劣化、残留
応力の増大があり、水素系欠陥も発生し易くなり、ま
た、６００℃を越える温度では強度上昇効果が充分でな
い。よって、冷却停止温度は島状マルテンサイトの生成
を抑制することができる４００〜６００℃とする必要が
ある。
上記説明したように、本発明に係る溶接熱影響部の靭性
に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法により製造される
鋼は、極低炭素において優れた溶接熱影響部の靭性を有
し、また、Nb含有および加速冷却高温停止による高強度
化がはかれ、さらに、制御圧延および加速冷却高温停止
による高靭性化が得られることができるものであり、こ
のことを第１図および第２図により説明する。
に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法により製造される
鋼は、極低炭素において優れた溶接熱影響部の靭性を有
し、また、Nb含有および加速冷却高温停止による高強度
化がはかれ、さらに、制御圧延および加速冷却高温停止
による高靭性化が得られることができるものであり、こ
のことを第１図および第２図により説明する。
(1)優れた溶接熱影響部靭性 第１図（冷却速度２０℃／秒、冷却停止温度４５０〜５
５０℃）に示すように、0.03wt％Ｃ鋼と0.08wt％Ｃ鋼を
比較すると、0.03wt％Ｃ鋼の方が溶接熱影響部靭性が優
れており、また、Nbの含有は溶接熱影響部靭性に有害で
あるといわれているが、このことはＣ含有量が多い場合
であって、Ｃ含有量が0.05wt％以下においてはNb含有量
が増加しても溶接熱影響部靭性の劣化が少ないことがわ
かる。
５０℃）に示すように、0.03wt％Ｃ鋼と0.08wt％Ｃ鋼を
比較すると、0.03wt％Ｃ鋼の方が溶接熱影響部靭性が優
れており、また、Nbの含有は溶接熱影響部靭性に有害で
あるといわれているが、このことはＣ含有量が多い場合
であって、Ｃ含有量が0.05wt％以下においてはNb含有量
が増加しても溶接熱影響部靭性の劣化が少ないことがわ
かる。
(2)高強度 第１図に示すように、極低炭素鋼はNbが含有されていな
いと引張強さが５４kgf/mm2に達していないが、Nb含有
量の増加に伴なって引張強さ、降伏点が共に大幅に上昇
しており、そして、Nbの折出強化による強度上昇効果を
発揮させるためには、Nb含有量を0.020wt％を越えと
し、圧延加熱温度を含有しているNbが全べて固溶する温
度、例えば、少なくとも１０００℃以上とするのがよ
く、また、降伏点は冷却停止温度を４００〜６００℃と
して島状マルテンサイトの生成を抑制することにより上
昇させることができる。
いと引張強さが５４kgf/mm2に達していないが、Nb含有
量の増加に伴なって引張強さ、降伏点が共に大幅に上昇
しており、そして、Nbの折出強化による強度上昇効果を
発揮させるためには、Nb含有量を0.020wt％を越えと
し、圧延加熱温度を含有しているNbが全べて固溶する温
度、例えば、少なくとも１０００℃以上とするのがよ
く、また、降伏点は冷却停止温度を４００〜６００℃と
して島状マルテンサイトの生成を抑制することにより上
昇させることができる。
第２図は加速冷却高温停止を行なった後の母材強度と溶
接熱影響部靭性との関係を示しており、Ｃwt％量が0.05
wt％を越え、Nb含有量が0.02wt％未満の従来鋼●と本発
明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼
の製造方法による鋼〇は高強度で、かつ、溶接熱影響部
靭性が優れていることがわかる。
接熱影響部靭性との関係を示しており、Ｃwt％量が0.05
wt％を越え、Nb含有量が0.02wt％未満の従来鋼●と本発
明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼
の製造方法による鋼〇は高強度で、かつ、溶接熱影響部
靭性が優れていることがわかる。
(3)高靭性 圧延は組織を微細化するため、未再結晶域で累積圧下率
が５０％以上となるように熱間圧延を行ない、Ar3−４
０℃〜Ar2＋４０℃の温度で圧延を終了させる制御圧延
を行なう必要があり、上記説明したように、加速冷却停
止温度は島状マルテンサイトの生成を抑制することがで
きる４００〜６００℃の温度するのがよく、ひいては、
靭性の劣化防止に有効である。
が５０％以上となるように熱間圧延を行ない、Ar3−４
０℃〜Ar2＋４０℃の温度で圧延を終了させる制御圧延
を行なう必要があり、上記説明したように、加速冷却停
止温度は島状マルテンサイトの生成を抑制することがで
きる４００〜６００℃の温度するのがよく、ひいては、
靭性の劣化防止に有効である。
［実施例］ 本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏
点鋼の製造方法について実施例を説明する。
点鋼の製造方法について実施例を説明する。
実施例 第１表に示す含有成分および成分割合の鋼を通常の方法
により溶製し、鋳造後加工して供試材とした。
により溶製し、鋳造後加工して供試材とした。
Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆは本発明に係る溶接熱影響部の
靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法に使用した鋼
であり、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊは比較法に使用する鋼であっ
て、ＧはＣ含有量が多く、比較鋼ＨはNb含有量が多く、
比較鋼ＩはTiの含有がなく、比較鋼ＪはＣ＋Mn／10＋1.
5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５＋Mo／４＋25Ｂ
が0.23wt％未満である。
靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法に使用した鋼
であり、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊは比較法に使用する鋼であっ
て、ＧはＣ含有量が多く、比較鋼ＨはNb含有量が多く、
比較鋼ＩはTiの含有がなく、比較鋼ＪはＣ＋Mn／10＋1.
5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５＋Mo／４＋25Ｂ
が0.23wt％未満である。
板厚３０mm材の入熱量２００ＫＪ／cm、片面一層大入熱
溶接継手ボンド部の−４０℃におけるシャルピー衝撃試
験の結果を第１表に示す。
溶接継手ボンド部の−４０℃におけるシャルピー衝撃試
験の結果を第１表に示す。
この第１表より本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れ
た低温用高降伏点鋼の製造方法による鋼は吸収エネルギ
ーが３．５kgf・m以上であるが、Ｃ含有量の高い比較鋼
Ｇ、Ti含有のない比較鋼Ｉは吸収エネルギーは３．５kg
f・m未満であり、かつ、溶接熱影響部靭性が悪い。
た低温用高降伏点鋼の製造方法による鋼は吸収エネルギ
ーが３．５kgf・m以上であるが、Ｃ含有量の高い比較鋼
Ｇ、Ti含有のない比較鋼Ｉは吸収エネルギーは３．５kg
f・m未満であり、かつ、溶接熱影響部靭性が悪い。
第２表は第１表に示す各鋼を異なる圧延、冷却条件で圧
延した鋼板の機械的性質を示す。本発明に係る溶接熱影
響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法による
鋼は番号１、６、７、９、１０、１１、１２であり、降
伏強度４０kgf/mm2以上、引張強さ５４kgf/mm2以上の強
度を有しており、さらに、降伏比８０％以上、母材のvT
rsが−８０℃以下、溶接継手ボンド部のvE-40が３．５k
gf・m以上の靭性を有しており、番号２、８の比較鋼は冷
却停止温度が低いため島状マルテンサイトが生成し、降
伏比が低く、靭性も良くなく、番号３の比較鋼は仕上げ
温度が高いため母材靭性が悪く、番号４の比較鋼は冷却
速度が遅いため引張強さが不足しており、番号５の比較
鋼は加熱温度が低いため加熱時の固溶Nb量が少なく引張
強さが不足しており、番号１３の比較鋼はＣ含有量が多
いため溶接熱影響部靭性が良くなく、番号１４の比較鋼
はNb含有量が少ないので引張強さが不足しており、番号
１５の比較鋼はTiの含有がないため溶接熱影響部靭性お
よび母材靭性が悪く、番号１６の比較鋼はＣ＋Mn／10＋
1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５＋Mo／４＋25
Ｂが0.23wt％未満であるため引張強さが不足している。
延した鋼板の機械的性質を示す。本発明に係る溶接熱影
響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法による
鋼は番号１、６、７、９、１０、１１、１２であり、降
伏強度４０kgf/mm2以上、引張強さ５４kgf/mm2以上の強
度を有しており、さらに、降伏比８０％以上、母材のvT
rsが−８０℃以下、溶接継手ボンド部のvE-40が３．５k
gf・m以上の靭性を有しており、番号２、８の比較鋼は冷
却停止温度が低いため島状マルテンサイトが生成し、降
伏比が低く、靭性も良くなく、番号３の比較鋼は仕上げ
温度が高いため母材靭性が悪く、番号４の比較鋼は冷却
速度が遅いため引張強さが不足しており、番号５の比較
鋼は加熱温度が低いため加熱時の固溶Nb量が少なく引張
強さが不足しており、番号１３の比較鋼はＣ含有量が多
いため溶接熱影響部靭性が良くなく、番号１４の比較鋼
はNb含有量が少ないので引張強さが不足しており、番号
１５の比較鋼はTiの含有がないため溶接熱影響部靭性お
よび母材靭性が悪く、番号１６の比較鋼はＣ＋Mn／10＋
1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５＋Mo／４＋25
Ｂが0.23wt％未満であるため引張強さが不足している。
［発明の効果］ 以上説明したように、本発明に係る溶接熱影響部の靭性
に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法は上記の構成を有
しているものであるから、島状マルテンサイトの生成を
抑制することによって、溶接性および片面一層大入熱溶
接後の溶接熱影響部靭性が−４０℃以下においても満足
できる降伏点４０kgf/mm2以上、引張強さ５４kgf/mm2以
上を有する低温用高降伏点鋼板が製造でき、かつ、船
舶、海洋構造物、低温タンク等の溶接構造用鋼として最
適であるという効果を有するものである。
に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法は上記の構成を有
しているものであるから、島状マルテンサイトの生成を
抑制することによって、溶接性および片面一層大入熱溶
接後の溶接熱影響部靭性が−４０℃以下においても満足
できる降伏点４０kgf/mm2以上、引張強さ５４kgf/mm2以
上を有する低温用高降伏点鋼板が製造でき、かつ、船
舶、海洋構造物、低温タンク等の溶接構造用鋼として最
適であるという効果を有するものである。
第１図はNb含有量と加速冷却高温停止後の母材強度およ
び熱サイクル後のvTrs（℃）との関係を示す図、第２図
は加速冷却高温停止後の母材引張強度さとの関係を示す
図、第３図はＣ＋Mn／10＋1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）
／20＋Cr／５＋Mo／４＋25Ｂ（wt％）と引張強さとの関
係を示す図である。
び熱サイクル後のvTrs（℃）との関係を示す図、第２図
は加速冷却高温停止後の母材引張強度さとの関係を示す
図、第３図はＣ＋Mn／10＋1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）
／20＋Cr／５＋Mo／４＋25Ｂ（wt％）と引張強さとの関
係を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt
％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６の時 Ceq≦0.36wt％ であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方
法。 - 【請求項２】Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt
％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、さらに、 Cu 1.00wt％以下、Ni 2.00wt％以下、 Cr 0.50wt％、Mo 0.50wt％以下、 Ｖ 0.01〜0.10wt％、Ｂ 0.0003〜0.0030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Cr／５＋Mo／５＋Ｖ／５＋Ni／15＋C
u／15 の時 Ceq≦0.36wt％ であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５
＋Mo／４＋25Ｂ≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方
法。 - 【請求項３】Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt
％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、さらに、 Ca 0.0005〜0.0040wt％、 ＲＥＭ 0.005〜0.030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６の時 Ceq≦0.36wt％ であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方
法。 - 【請求項４】Ｃ 0.005〜0.05wt％、Si 0.05〜0.50wt
％、 Mn 0.5〜2.0wt％、Al 0.01〜0.10wt％、 Nb 0.020を越え、0.10wt％以下、 Ti 0.005〜0.020wt％ を含有し、さらに、 Cu 1.00wt％以下、Ni 2.00wt％以下、 Cr 0.50wt％、Mo 0.50wt％以下、 Ｖ 0.01〜0.10wt％、Ｂ 0.0003〜0.0030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、さらに、 Ca 0.0005〜0.0040wt％、 ＲＥＭ 0.005〜0.030wt％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびFeからなり、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Cr／５＋Mo／５＋Ｖ／５＋Ni／15＋C
u／15 の時 Ceq≦0.36wt％ であり、かつ、 Ｃ＋Mn／10＋1.5Nb＋Ｖ／２＋（Cu＋Ni）／20＋Cr／５
＋Mo／４＋25Ｂ≧0.23wt％ を満足する鋼を、含有されているNbが全べて固溶する温
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を行ない、Ar3−４０℃〜Ar3＋
４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度
で４００〜６００℃の温度まで加速冷却を行なって、島
状マルテンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶
接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61013305A JPH0649898B2 (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61013305A JPH0649898B2 (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62174324A JPS62174324A (ja) | 1987-07-31 |
| JPH0649898B2 true JPH0649898B2 (ja) | 1994-06-29 |
Family
ID=11829468
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61013305A Expired - Lifetime JPH0649898B2 (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0649898B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2582147B2 (ja) * | 1989-01-23 | 1997-02-19 | 川崎製鉄株式会社 | 溶接部靱性の優れた低温用ニッケル鋼板の製造方法 |
| JPH03219046A (ja) * | 1989-10-18 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板及びその製造方法 |
| JP4655372B2 (ja) * | 2001-01-25 | 2011-03-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高い降伏点を有する高張力鋼材の製造方法 |
| DK2434027T3 (en) * | 2009-05-22 | 2015-12-07 | Jfe Steel Corp | Steel materials for welding with high heat input |
| JP5170212B2 (ja) * | 2010-11-08 | 2013-03-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高い降伏点を有する高張力鋼材の製造方法 |
| CN104313468A (zh) * | 2014-11-14 | 2015-01-28 | 武汉钢铁(集团)公司 | 460MPa级低合金高强度结构用钢板及其生产方法 |
| KR101999018B1 (ko) * | 2017-12-24 | 2019-07-10 | 주식회사 포스코 | 저온인성이 우수한 후강판 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5421917A (en) * | 1977-07-20 | 1979-02-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Method of manufacturing non-quenched high-tensile steel having high toughness |
| JPS5828327B2 (ja) * | 1978-04-18 | 1983-06-15 | 日本鋼管株式会社 | 極めて優れた延性を有する極低炭素高張力鋼の製造方法 |
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
-
1986
- 1986-01-24 JP JP61013305A patent/JPH0649898B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62174324A (ja) | 1987-07-31 |
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