JPH09256037A - 応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH09256037A JPH09256037A JP6692196A JP6692196A JPH09256037A JP H09256037 A JPH09256037 A JP H09256037A JP 6692196 A JP6692196 A JP 6692196A JP 6692196 A JP6692196 A JP 6692196A JP H09256037 A JPH09256037 A JP H09256037A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、構造用鋼、圧力容器用鋼板など５
０ｍｍ以上の厚肉鋼材に見られる、応力除去焼鈍処理後
の機械的性質の劣化を阻止できる鋼板の製造方法を提供
する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、さらに必要に応じてＣ
ｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、希
土類元素のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼片を加熱後、熱間圧延
を施した後、室温まて空冷し、その後、Ａｃ1 〜Ａｃ3
変態点間に加熱して徐冷することを特徴とする応力除去
焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法。
０ｍｍ以上の厚肉鋼材に見られる、応力除去焼鈍処理後
の機械的性質の劣化を阻止できる鋼板の製造方法を提供
する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、さらに必要に応じてＣ
ｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃａ、希
土類元素のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄
および不可避的不純物からなる鋼片を加熱後、熱間圧延
を施した後、室温まて空冷し、その後、Ａｃ1 〜Ａｃ3
変態点間に加熱して徐冷することを特徴とする応力除去
焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、構造用鋼、圧力容
器用鋼板などの５０ｍｍ以上の厚肉鋼材に見られる、応
力除去焼鈍処理（以下、ＰＷＨＴという）後の機械的性
質の劣化を阻止できる鋼板の製造方法に関するものであ
る。
器用鋼板などの５０ｍｍ以上の厚肉鋼材に見られる、応
力除去焼鈍処理（以下、ＰＷＨＴという）後の機械的性
質の劣化を阻止できる鋼板の製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、大型圧力容器などの構造物を制作
する際、溶接後にＰＷＨＴを実施することにより残留応
力を軽減し、破壊の発生を阻止する技術が用いられてい
る。しかしながら、長時間のＰＷＨＴは、時として鋼板
の機械的性質を低下させるという問題があった。
する際、溶接後にＰＷＨＴを実施することにより残留応
力を軽減し、破壊の発生を阻止する技術が用いられてい
る。しかしながら、長時間のＰＷＨＴは、時として鋼板
の機械的性質を低下させるという問題があった。
【０００３】ＰＷＨＴ後の材質特性は、その化学組成お
よびミクロ組織に大きく依存することから、従来より、
合金元素の最適化および鋼板製造時の加工熱処理技術の
適用などによるＰＷＨＴ後の強度および靱性の優れた鋼
板の製造方法が提案されてきた。以下に、その例をいく
つか挙げる。特開昭５９−２３２２３４号公報には、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％を
含有し、さらにＣ＋Ｍｎ／９．１１≧０．２６％を満足
する鋼を熱間圧延後、Ａｒ3 点以上の温度から５００℃
未満２５０℃以上の温度まで、３〜３０℃／ｓの冷却速
度で制御冷却することを特徴とする応力除去焼鈍用５０
キロ鋼材の製造法が開示され、また特開昭６２−４７４
３０号公報には、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：
０．５０〜２．５％などを含有する鋼片を、Ａｃ3変態
点〜１２５０℃の温度に加熱する段階と、前記加熱後、
Ａｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点＋１００℃）の温度で圧
下率３０％以上の圧延をする段階と、前記圧延後、（α
＋γ）２相域において、圧下率が５〜６０％で、仕上温
度がＡｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−８０℃）の仕上圧
延をする段階と、前記仕上圧延後、１℃／ｓ以上の冷却
速度で６００℃以下まで冷却する段階とを有してなるこ
とを特徴とする応力除去焼鈍用高張力鋼の製造方法が開
示されている。
よびミクロ組織に大きく依存することから、従来より、
合金元素の最適化および鋼板製造時の加工熱処理技術の
適用などによるＰＷＨＴ後の強度および靱性の優れた鋼
板の製造方法が提案されてきた。以下に、その例をいく
つか挙げる。特開昭５９−２３２２３４号公報には、
Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｍｎ：０．２〜２．０％を
含有し、さらにＣ＋Ｍｎ／９．１１≧０．２６％を満足
する鋼を熱間圧延後、Ａｒ3 点以上の温度から５００℃
未満２５０℃以上の温度まで、３〜３０℃／ｓの冷却速
度で制御冷却することを特徴とする応力除去焼鈍用５０
キロ鋼材の製造法が開示され、また特開昭６２−４７４
３０号公報には、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：
０．５０〜２．５％などを含有する鋼片を、Ａｃ3変態
点〜１２５０℃の温度に加熱する段階と、前記加熱後、
Ａｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点＋１００℃）の温度で圧
下率３０％以上の圧延をする段階と、前記圧延後、（α
＋γ）２相域において、圧下率が５〜６０％で、仕上温
度がＡｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変態点−８０℃）の仕上圧
延をする段階と、前記仕上圧延後、１℃／ｓ以上の冷却
速度で６００℃以下まで冷却する段階とを有してなるこ
とを特徴とする応力除去焼鈍用高張力鋼の製造方法が開
示されている。
【０００４】さらに、特開昭６２−９３３１２号公報に
は、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０３〜０．
６０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、可溶性Ａｌ：０．０
０５〜０．０６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．７％、Ｎｉ：０．０５〜０．７％を
含有する鋼片を、Ａｃ3 変態点〜１２５０℃の範囲に加
熱する段階と、前記加熱後のＡｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変
態点＋１００℃）の温度範囲で圧下率が３０％以上の圧
延をする段階と、前記圧延後、直ちに１〜３０℃／ｓの
冷却速度で６００℃以下の任意の温度まで冷却する段階
とを有してなることを特徴とする溶接性と低温靱性に優
れた応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法が開示され、
また特開昭６２−２４０７１３号公報には、Ｃ：０．０
２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０３〜０．６０％、Ｍｎ：
０．５〜２．５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０
６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００
３〜０．００２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％を含
有し、かつＣ当量Ｃｅｑ：Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．３８を満
足する高張力鋼を、Ａｃ3 温度〜１０５０℃の温度範囲
に加熱後、Ａｒ3 温度〜（Ａｒ3 温度＋１００℃）のオ
ーステナイト未再結晶温度域内で圧下率３０％以上の圧
延を施し、直ちに１〜１０℃／ｓの冷却速度で６００℃
以下の温度まで強制冷却することを特徴とする板厚５０
ｍｍ以上でベイナイトを含有する溶接性ならびに低温靱
性に優れた応力除去焼鈍に適した極厚高張力鋼板の製造
方法が開示されている。
は、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０３〜０．
６０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、可溶性Ａｌ：０．０
０５〜０．０６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．７％、Ｎｉ：０．０５〜０．７％を
含有する鋼片を、Ａｃ3 変態点〜１２５０℃の範囲に加
熱する段階と、前記加熱後のＡｒ3 変態点〜（Ａｒ3 変
態点＋１００℃）の温度範囲で圧下率が３０％以上の圧
延をする段階と、前記圧延後、直ちに１〜３０℃／ｓの
冷却速度で６００℃以下の任意の温度まで冷却する段階
とを有してなることを特徴とする溶接性と低温靱性に優
れた応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法が開示され、
また特開昭６２−２４０７１３号公報には、Ｃ：０．０
２〜０．１８％、Ｓｉ：０．０３〜０．６０％、Ｍｎ：
０．５〜２．５％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０
６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００
３〜０．００２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％を含
有し、かつＣ当量Ｃｅｑ：Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．３８を満
足する高張力鋼を、Ａｃ3 温度〜１０５０℃の温度範囲
に加熱後、Ａｒ3 温度〜（Ａｒ3 温度＋１００℃）のオ
ーステナイト未再結晶温度域内で圧下率３０％以上の圧
延を施し、直ちに１〜１０℃／ｓの冷却速度で６００℃
以下の温度まで強制冷却することを特徴とする板厚５０
ｍｍ以上でベイナイトを含有する溶接性ならびに低温靱
性に優れた応力除去焼鈍に適した極厚高張力鋼板の製造
方法が開示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】これらの従来技術は、
添加される合金元素および熱間圧延時の圧延温度や圧下
率、さらには圧延後の強制冷却など、加工熱処理技術を
駆使し、ミクロ組織を最適化することにより、ＰＷＨＴ
後の機械的性質の向上を図る技術であった。しかしなが
ら、近年の構造物のさらなる大型化にともない、最近で
は板厚がさらに増大する傾向にあって、この場合、上記
した加工熱処理技術だけでは、特に板厚中心部の熱間圧
延時の結晶粒の制御に問題が残り、ＰＷＨＴ後の靱性の
低下を阻止できない。
添加される合金元素および熱間圧延時の圧延温度や圧下
率、さらには圧延後の強制冷却など、加工熱処理技術を
駆使し、ミクロ組織を最適化することにより、ＰＷＨＴ
後の機械的性質の向上を図る技術であった。しかしなが
ら、近年の構造物のさらなる大型化にともない、最近で
は板厚がさらに増大する傾向にあって、この場合、上記
した加工熱処理技術だけでは、特に板厚中心部の熱間圧
延時の結晶粒の制御に問題が残り、ＰＷＨＴ後の靱性の
低下を阻止できない。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、成分系を限定
した鋼材を用い、熱間圧延後、単純な熱処理を施すこと
によって、ＰＷＨＴ後の鋼板の機械的性質の劣化を阻止
することを目的としてなされたものであって、その要旨
とするところは下記のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：
０．００５〜０．１０％を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼片を加熱し、熱間圧延を施した
後、室温まで空冷し、次いでＡｃ1 〜Ａｃ3 変態点間に
加熱して徐冷することを特徴とする応力除去焼鈍処理用
の厚肉高張力鋼板の製造方法。
した鋼材を用い、熱間圧延後、単純な熱処理を施すこと
によって、ＰＷＨＴ後の鋼板の機械的性質の劣化を阻止
することを目的としてなされたものであって、その要旨
とするところは下記のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：
０．００５〜０．１０％を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなる鋼片を加熱し、熱間圧延を施した
後、室温まで空冷し、次いでＡｃ1 〜Ａｃ3 変態点間に
加熱して徐冷することを特徴とする応力除去焼鈍処理用
の厚肉高張力鋼板の製造方法。
【０００７】（２）重量％で、強度改善元素群であるＣ
ｕ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．
０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．００
０５〜０．００３０％のうち１種または２種以上を含有
する前項（１）記載の鋼片を用いることを特徴とする応
力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法。
ｕ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃ
ｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｖ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．
０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．００
０５〜０．００３０％のうち１種または２種以上を含有
する前項（１）記載の鋼片を用いることを特徴とする応
力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法。
【０００８】（３）重量％で、介在物制御元素群である
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、希土類元素：０．０
１〜０．１０％のうち１種または２種を含有する前項
（１）または（２）記載の鋼片を用いることを特徴とす
る応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法。
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、希土類元素：０．０
１〜０．１０％のうち１種または２種を含有する前項
（１）または（２）記載の鋼片を用いることを特徴とす
る応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】一般に、低合金鋼がＰＷＨＴされ
ると、機械的性質が低下する。これは、長時間の熱処理
により、フェライト地が軟化して強度が低下するととも
に、炭化物の凝集粗大化により靱性が低下するためであ
る。従って、ＰＷＨＴ後の機械的性質の低下を阻止する
ためには、ＰＷＨＴされる前に組織を微細化し、かつフ
ェライト地を強化する必要がある。
ると、機械的性質が低下する。これは、長時間の熱処理
により、フェライト地が軟化して強度が低下するととも
に、炭化物の凝集粗大化により靱性が低下するためであ
る。従って、ＰＷＨＴ後の機械的性質の低下を阻止する
ためには、ＰＷＨＴされる前に組織を微細化し、かつフ
ェライト地を強化する必要がある。
【００１０】本発明者らは、大型構造物建造時に実施さ
れる残留応力を取り除くためのＰＷＨＴ後の鋼材の機械
的性質の低下を阻止するために、組織の適正化の観点か
ら、簡単な熱処理をＰＷＨＴ前に加えることにより、Ｐ
ＷＨＴ後の機械的性質の低下を阻止できる熱処理方法を
見出した。図１、図２は、０．１０％Ｃ−０．４５％Ｓ
ｉ−１．３５％Ｍｎ−０．３５％Ｃｕ−０．３５％Ｎｉ
−０．２％Ｃｒ−０．０３％Ｖ鋼を熱間圧延により板厚
８０ｍｍの鋼板とし、次いで横軸に示す温度に加熱して
１時間保持した後、室温まで空冷し、さらに６２５℃で
１０時間のＰＷＨＴ処理を実施した場合の引張強さおよ
び−４５℃におけるシャルピー吸収エネルギーを示す。
図１、図２から明らかなように、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点
間に加熱した後にＰＷＨＴを行った場合は、引張強さお
よび靱性が明らかに向上することが分かる。
れる残留応力を取り除くためのＰＷＨＴ後の鋼材の機械
的性質の低下を阻止するために、組織の適正化の観点か
ら、簡単な熱処理をＰＷＨＴ前に加えることにより、Ｐ
ＷＨＴ後の機械的性質の低下を阻止できる熱処理方法を
見出した。図１、図２は、０．１０％Ｃ−０．４５％Ｓ
ｉ−１．３５％Ｍｎ−０．３５％Ｃｕ−０．３５％Ｎｉ
−０．２％Ｃｒ−０．０３％Ｖ鋼を熱間圧延により板厚
８０ｍｍの鋼板とし、次いで横軸に示す温度に加熱して
１時間保持した後、室温まで空冷し、さらに６２５℃で
１０時間のＰＷＨＴ処理を実施した場合の引張強さおよ
び−４５℃におけるシャルピー吸収エネルギーを示す。
図１、図２から明らかなように、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点
間に加熱した後にＰＷＨＴを行った場合は、引張強さお
よび靱性が明らかに向上することが分かる。
【００１１】図３に熱処理された後の主なミクロ組織を
示す。熱処理温度がＡｃ3 変態点を超える９００℃の場
合は典型的なフェライト−パーライト組織を呈するが、
熱処理温度がＡｃ3 変態点以下（８００℃）になると、
フェライトが細粒化するとともに、炭化物が微細に分散
するようになる。すなわち、この両者の効果により、図
１に示すようなＰＷＨＴ後の機械的性質の向上が図れ
る。
示す。熱処理温度がＡｃ3 変態点を超える９００℃の場
合は典型的なフェライト−パーライト組織を呈するが、
熱処理温度がＡｃ3 変態点以下（８００℃）になると、
フェライトが細粒化するとともに、炭化物が微細に分散
するようになる。すなわち、この両者の効果により、図
１に示すようなＰＷＨＴ後の機械的性質の向上が図れ
る。
【００１２】以下、本発明を詳細に説明する。本発明に
おいて、その出発材は、電気炉、転炉などで溶製され、
連続鋳造あるいは造塊・分塊工程を経て、基本的に、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５
％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．
１０％を含有する鋼片とされる。この化学組成の限定理
由について以下に述べる。
おいて、その出発材は、電気炉、転炉などで溶製され、
連続鋳造あるいは造塊・分塊工程を経て、基本的に、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５
％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ａｌ：０．００５〜０．
１０％を含有する鋼片とされる。この化学組成の限定理
由について以下に述べる。
【００１３】Ｃ：Ｃは強度を付与するのに必要な元素で
あり、本発明の対象とする板厚５０ｍｍ以上で引張強度
４０Ｍｐａ以上を有する鋼板を製造するためには、０．
０５％以上の添加が必要である。一方、０．２０％を超
えてＣを添加すると炭化物が粗大化し、本発明による炭
化物の微細分散の効果が得られない。 Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、
鋼中に０．０２％以上添加する必要があるが、０．５％
を超えると鋼板の靱性を劣化させる。
あり、本発明の対象とする板厚５０ｍｍ以上で引張強度
４０Ｍｐａ以上を有する鋼板を製造するためには、０．
０５％以上の添加が必要である。一方、０．２０％を超
えてＣを添加すると炭化物が粗大化し、本発明による炭
化物の微細分散の効果が得られない。 Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、
鋼中に０．０２％以上添加する必要があるが、０．５％
を超えると鋼板の靱性を劣化させる。
【００１４】Ｍｎ：Ｍｎは強度および靱性の確保に必要
な元素であるが、２．０％を超えると靱性を著しく阻害
し、逆に０．２％未満では母鋼板の強度確保が困難にな
るため、その範囲を０．２〜２．０％とする。 Ａｌ：Ａｌは脱酸材として添加されると同時に、結晶粒
径の細粒化にも効果がある元素であり、０．００５％以
上の添加が必要である。一方、０．１０％を超えてＡｌ
を添加すると粗大なアルミナを生成し、靱性を阻害す
る。
な元素であるが、２．０％を超えると靱性を著しく阻害
し、逆に０．２％未満では母鋼板の強度確保が困難にな
るため、その範囲を０．２〜２．０％とする。 Ａｌ：Ａｌは脱酸材として添加されると同時に、結晶粒
径の細粒化にも効果がある元素であり、０．００５％以
上の添加が必要である。一方、０．１０％を超えてＡｌ
を添加すると粗大なアルミナを生成し、靱性を阻害す
る。
【００１５】なお、特に規制はしないが、Ｐは粒界偏析
元素として多量に添加すると母鋼板および溶接熱影響部
の靱性を阻害する。従って、その添加量は低いほどよい
が、一般的には０．０４％以下であることが好ましい。
なお、本発明においては、強度および靱性を改善する元
素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、
Ｂのうち１種または２種以上の元素を添加することがで
きる。
元素として多量に添加すると母鋼板および溶接熱影響部
の靱性を阻害する。従って、その添加量は低いほどよい
が、一般的には０．０４％以下であることが好ましい。
なお、本発明においては、強度および靱性を改善する元
素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、
Ｂのうち１種または２種以上の元素を添加することがで
きる。
【００１６】Ｃｕ：Ｃｕは靱性を低下させずに強度を上
昇させるのに有効な元素であるが、０．１％未満ではそ
の効果がなく、また１．５％を超えると鋼片加熱時や溶
接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕの
含有量を０．１〜１．５％とする。 Ｎｉ：Ｎｉは靱性および強度の改善に有効な元素であ
り、その効果を得るためには０．１％以上の添加が必要
であるが、２．０％を超えると溶接性が低下するため、
その範囲を０．１〜２．０％とする。
昇させるのに有効な元素であるが、０．１％未満ではそ
の効果がなく、また１．５％を超えると鋼片加熱時や溶
接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、Ｃｕの
含有量を０．１〜１．５％とする。 Ｎｉ：Ｎｉは靱性および強度の改善に有効な元素であ
り、その効果を得るためには０．１％以上の添加が必要
であるが、２．０％を超えると溶接性が低下するため、
その範囲を０．１〜２．０％とする。
【００１７】Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度向上
に有効な元素であり、その効果を得るためには０．１％
以上の添加が必要である。一方、Ｃｒを多量に添加する
と、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じて靱性
を低下させるので、その上限を１．０％とする。 Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物
を形成して強度を改善する元素であり、その効果を得る
ためには０．０５％以上の添加が必要になるが、多量の
添加は必要以上の強化とともに、靱性の著しい低下をも
たらすため、その範囲を０．０５〜０．５０％とする。
に有効な元素であり、その効果を得るためには０．１％
以上の添加が必要である。一方、Ｃｒを多量に添加する
と、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じて靱性
を低下させるので、その上限を１．０％とする。 Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物
を形成して強度を改善する元素であり、その効果を得る
ためには０．０５％以上の添加が必要になるが、多量の
添加は必要以上の強化とともに、靱性の著しい低下をも
たらすため、その範囲を０．０５〜０．５０％とする。
【００１８】Ｖ：Ｖは炭化物、窒化物を形成して強度の
向上に効果がある元素であるが、０．００５％未満の添
加ではその効果がなく、また０．１０％を超える添加で
は逆に靱性の低下を招くため、その範囲を０．００５〜
０．１０％とする。 Ｎｂ：Ｎｂも炭窒化物を形成して強度の向上に効果があ
る元素であるが、０．００５％未満の添加ではその効果
がなく、また０．０５％を超える添加では逆に靱性の低
下を招くため、その範囲を０．００５〜０．０５％とす
る。
向上に効果がある元素であるが、０．００５％未満の添
加ではその効果がなく、また０．１０％を超える添加で
は逆に靱性の低下を招くため、その範囲を０．００５〜
０．１０％とする。 Ｎｂ：Ｎｂも炭窒化物を形成して強度の向上に効果があ
る元素であるが、０．００５％未満の添加ではその効果
がなく、また０．０５％を超える添加では逆に靱性の低
下を招くため、その範囲を０．００５〜０．０５％とす
る。
【００１９】Ｔｉ：Ｔｉは窒化物を形成して結晶粒の細
粒化に効果が期待できる元素であるが、多量の添加は炭
化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすため、そ
の上限を０．０４％にする必要がある。所定の効果を得
るためには０．００５％以上の添加が必要であるので、
Ｔｉの範囲を０．００５〜０．０４％にする。 Ｂ：Ｂは一般に固溶すると焼入れ性を増加させる元素で
ある。また、ＢＮとしてＮを固定し、固溶Ｎ量を低下さ
せ、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素である。０．
０００５％以上のＢ添加でその効果を利用できるが、過
剰に添加すると靱性の低下を招くため、Ｂの上限は０．
００３０％とする。
粒化に効果が期待できる元素であるが、多量の添加は炭
化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすため、そ
の上限を０．０４％にする必要がある。所定の効果を得
るためには０．００５％以上の添加が必要であるので、
Ｔｉの範囲を０．００５〜０．０４％にする。 Ｂ：Ｂは一般に固溶すると焼入れ性を増加させる元素で
ある。また、ＢＮとしてＮを固定し、固溶Ｎ量を低下さ
せ、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素である。０．
０００５％以上のＢ添加でその効果を利用できるが、過
剰に添加すると靱性の低下を招くため、Ｂの上限は０．
００３０％とする。
【００２０】さらに、本発明においては、介在物制御の
目的で、Ｃａおよび希土類元素を添加することができ
る。 Ｃａおよび希土類元素（ＲＥＭ）：ＣａおよびＲＥＭ
（例えば、Ｃｅ等）は、鋼中のＳをＣａＳなどのサルフ
ァイドとして固定し、靱性を阻害するＭｎＳの生成を抑
制することにより、圧延方向と直角な方向の靱性向上に
有効である。Ｃａは０．００１％以上、ＲＥＭは０．０
１％以上の添加が必要であるが、過剰の添加は鋼中の介
在物を増加させて清浄度の低下を招くため、それぞれの
上限を、Ｃａは０．０１０％、ＲＥＭは０．１０％とす
る。
目的で、Ｃａおよび希土類元素を添加することができ
る。 Ｃａおよび希土類元素（ＲＥＭ）：ＣａおよびＲＥＭ
（例えば、Ｃｅ等）は、鋼中のＳをＣａＳなどのサルフ
ァイドとして固定し、靱性を阻害するＭｎＳの生成を抑
制することにより、圧延方向と直角な方向の靱性向上に
有効である。Ｃａは０．００１％以上、ＲＥＭは０．０
１％以上の添加が必要であるが、過剰の添加は鋼中の介
在物を増加させて清浄度の低下を招くため、それぞれの
上限を、Ｃａは０．０１０％、ＲＥＭは０．１０％とす
る。
【００２１】ＰおよびＳ：本発明では、特に規定しない
が、両者は鋼の靱性に影響を与える元素であり、それぞ
れ、Ｐは０．０４％、Ｓは０．０３％を超えて添加する
と靱性を著しく阻害するので、これを上限とするのが好
ましい。上記の化学組成を有する鋼片を加熱し、熱間圧
延（空冷）により板厚５０ｍｍ以上の鋼板に成形する。
この熱間圧延および冷却課程では、特別な配慮は不要で
あるが、制御圧延、強制冷却を施しても何ら差し支えな
い。その後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点間に加熱して徐冷
（空冷、気水冷却等、マルテンサイトやベイナイト組織
が生成しない手段であれば、いずれでもよい）する熱処
理を加える。
が、両者は鋼の靱性に影響を与える元素であり、それぞ
れ、Ｐは０．０４％、Ｓは０．０３％を超えて添加する
と靱性を著しく阻害するので、これを上限とするのが好
ましい。上記の化学組成を有する鋼片を加熱し、熱間圧
延（空冷）により板厚５０ｍｍ以上の鋼板に成形する。
この熱間圧延および冷却課程では、特別な配慮は不要で
あるが、制御圧延、強制冷却を施しても何ら差し支えな
い。その後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 変態点間に加熱して徐冷
（空冷、気水冷却等、マルテンサイトやベイナイト組織
が生成しない手段であれば、いずれでもよい）する熱処
理を加える。
【００２２】この熱処理は、本発明の主たる部分であ
り、先に述べたように、フェライト粒の細粒化および炭
化物の微細分散を図り、後に続くＰＷＨＴ時の強度、靱
性の低下を最小限に抑えるものである。
り、先に述べたように、フェライト粒の細粒化および炭
化物の微細分散を図り、後に続くＰＷＨＴ時の強度、靱
性の低下を最小限に抑えるものである。
【００２３】
【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。表
１、表２（表１のつづき）の化学組成を有する鋼塊を表
３、表４（表３のつづき）に示す熱間圧延後、所定の熱
処理を行って母鋼板とした。その後、ＰＷＨＴを行い、
引張試験の引張強度を指標として引張強さを、さらにシ
ャルピー試験による遷移温度を指標として靱性を求め
た。その結果を、ＰＷＨＴ前の母鋼板の特性との差とし
て、表３、表４に示す。
１、表２（表１のつづき）の化学組成を有する鋼塊を表
３、表４（表３のつづき）に示す熱間圧延後、所定の熱
処理を行って母鋼板とした。その後、ＰＷＨＴを行い、
引張試験の引張強度を指標として引張強さを、さらにシ
ャルピー試験による遷移温度を指標として靱性を求め
た。その結果を、ＰＷＨＴ前の母鋼板の特性との差とし
て、表３、表４に示す。
【００２４】符号１、３、４、５、７、８、９、１０、
１１、１２、１３は、本発明例を示す。表３、表４から
明らかなように、これらの鋼板は、ＰＷＨＴ後にもかか
わらず、母鋼板からの強度低下は３ｋｇｆ／ｍｍ2 以下
であり、同時に靱性の低下も見られない。これに対し
て、符号２、６、１４、１５、１６、１７、１８、１９
は、本発明から逸脱した比較例を示す。
１１、１２、１３は、本発明例を示す。表３、表４から
明らかなように、これらの鋼板は、ＰＷＨＴ後にもかか
わらず、母鋼板からの強度低下は３ｋｇｆ／ｍｍ2 以下
であり、同時に靱性の低下も見られない。これに対し
て、符号２、６、１４、１５、１６、１７、１８、１９
は、本発明から逸脱した比較例を示す。
【００２５】すなわち、符号２は、化学組成は本発明の
範囲内であるが、熱処理条件が９２０℃とＡｃ3 変態点
を超えている。従って、ＰＷＨＴ後の引張強さおよび靱
性が母鋼板に比較して低下している。また、符号６は、
熱処理がＡｃ1 変態点より低温で実施されたものであ
る。この場合も、引張強さおよび靱性が母鋼板より低下
している。
範囲内であるが、熱処理条件が９２０℃とＡｃ3 変態点
を超えている。従って、ＰＷＨＴ後の引張強さおよび靱
性が母鋼板に比較して低下している。また、符号６は、
熱処理がＡｃ1 変態点より低温で実施されたものであ
る。この場合も、引張強さおよび靱性が母鋼板より低下
している。
【００２６】さらに、符号１４〜１９は化学組成が本発
明の範囲を逸脱している例である。符号１４（鋼Ｋ）
は、Ｃが０．２５％添加されており、本発明範囲の上限
を超えているものである。このため、引張強さと靱性が
大きく低下している。符号１５（鋼Ｌ）は、Ｍｎが本発
明範囲の上限を超えて添加された鋼であり、ＰＷＨＴ後
の引張強さと靱性が大きく低下している。
明の範囲を逸脱している例である。符号１４（鋼Ｋ）
は、Ｃが０．２５％添加されており、本発明範囲の上限
を超えているものである。このため、引張強さと靱性が
大きく低下している。符号１５（鋼Ｌ）は、Ｍｎが本発
明範囲の上限を超えて添加された鋼であり、ＰＷＨＴ後
の引張強さと靱性が大きく低下している。
【００２７】符号１６（鋼Ｍ）は、Ｖが本発明範囲の上
限を超えて添加されたものである。この場合、ＰＷＨＴ
後の靱性が著しく低下している。符号１７（鋼Ｎ）は、
Ｎｂが本発明範囲の上限を超えて添加された例である。
この場合、ＰＷＨＴ後では引張強さおよび靱性が低下し
ている。符号１８および符号１９（鋼Ｏ）は、Ａｌが本
発明範囲より過剰に添加された例である。これらの場合
も、やはりＰＷＨＴ後の強度および靱性の低下が認めら
れる。
限を超えて添加されたものである。この場合、ＰＷＨＴ
後の靱性が著しく低下している。符号１７（鋼Ｎ）は、
Ｎｂが本発明範囲の上限を超えて添加された例である。
この場合、ＰＷＨＴ後では引張強さおよび靱性が低下し
ている。符号１８および符号１９（鋼Ｏ）は、Ａｌが本
発明範囲より過剰に添加された例である。これらの場合
も、やはりＰＷＨＴ後の強度および靱性の低下が認めら
れる。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】
【表４】
【００３２】
【発明の効果】本発明の化学組成に限定した鋼材を熱間
圧延後、所定の熱処理を加えることにより、板厚５０ｍ
ｍ以上の厚鋼板にＰＷＨＴを施した場合に問題となる強
度、靱性の低下を防止することが可能となり、鋼板部材
を用いた構造物の信頼性が大幅に向上できる。
圧延後、所定の熱処理を加えることにより、板厚５０ｍ
ｍ以上の厚鋼板にＰＷＨＴを施した場合に問題となる強
度、靱性の低下を防止することが可能となり、鋼板部材
を用いた構造物の信頼性が大幅に向上できる。
【図１】本発明におけるＰＷＨＴ前の熱処理がＰＷＨＴ
後の引張試験強度に及ぼす影響を示す図である。
後の引張試験強度に及ぼす影響を示す図である。
【図２】本発明におけるＰＷＨＴ前の熱処理がＰＷＨＴ
後の靱性に及ぼす影響を示す図である。
後の靱性に及ぼす影響を示す図である。
【図３】本発明におけるＰＷＨＴ前の熱処理温度が鋼板
のミクロ組織に及ぼす影響を示す図である。
のミクロ組織に及ぼす影響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 38/58 38/58
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｍｎ：０．２〜２．０％、 Ａｌ：０．００５〜０．１０％を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなる鋼片を加熱し、熱間圧延を施
した後、室温まで空冷し、次いでＡｃ1 〜Ａｃ3 変態点
間に加熱して徐冷することを特徴とする応力除去焼鈍処
理用の厚肉高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、強度改善元素群であるＣｕ：
０．１〜１．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、 Ｖ：０．００５〜０．１０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、 Ｂ：０．０００５〜０．００３０％のうち１種または２
種以上を含有する請求項１記載の鋼片を用いることを特
徴とする応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方
法。 - 【請求項３】 重量％で、介在物制御元素群であるＣ
ａ：０．００１〜０．０１０％、 希土類元素：０．０１〜０．１０％のうち１種または２
種を含有する請求項１または２記載の鋼片を用いること
を特徴とする応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6692196A JPH09256037A (ja) | 1996-03-22 | 1996-03-22 | 応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6692196A JPH09256037A (ja) | 1996-03-22 | 1996-03-22 | 応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09256037A true JPH09256037A (ja) | 1997-09-30 |
Family
ID=13329936
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6692196A Withdrawn JPH09256037A (ja) | 1996-03-22 | 1996-03-22 | 応力除去焼鈍処理用の厚肉高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09256037A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100770949B1 (ko) * | 2006-12-08 | 2007-10-26 | 동부제강주식회사 | 고강도 압력가스용기용 강판 및 그 제조방법 |
| CN100434541C (zh) * | 2005-04-12 | 2008-11-19 | 万向钱潮股份有限公司 | 冷挤用20CrMnTi钢材的退火工艺 |
| US7648597B2 (en) | 2004-07-07 | 2010-01-19 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high tensile strength steel plate |
| WO2011081350A2 (ko) | 2009-12-28 | 2011-07-07 | 주식회사 포스코 | 용접 후 열처리 저항성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| KR20160078669A (ko) | 2014-12-24 | 2016-07-05 | 주식회사 포스코 | Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| WO2018004297A1 (ko) * | 2016-07-01 | 2018-01-04 | 주식회사 포스코 | 저항복비 특성 및 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| CN110088338A (zh) * | 2016-12-20 | 2019-08-02 | 株式会社Posco | 对高温回火热处理和焊后热处理具有优异抗力的压力容器用钢及其制造方法 |
| WO2020111859A1 (ko) | 2018-11-29 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | 고온강도가 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법 |
| KR20220089497A (ko) | 2020-12-21 | 2022-06-28 | 주식회사 포스코 | 저온 충격인성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 |
-
1996
- 1996-03-22 JP JP6692196A patent/JPH09256037A/ja not_active Withdrawn
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US7648597B2 (en) | 2004-07-07 | 2010-01-19 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high tensile strength steel plate |
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| JP2013515861A (ja) * | 2009-12-28 | 2013-05-09 | ポスコ | 溶接後熱処理抵抗性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| EP2520680B1 (en) | 2009-12-28 | 2016-10-26 | Posco | High strength steel sheet having excellent resistance to post weld heat treatment and method for manufacturing same |
| KR20160078669A (ko) | 2014-12-24 | 2016-07-05 | 주식회사 포스코 | Ｐｗｈｔ 후 인성이 우수한 고강도 압력용기용 강재 및 그 제조방법 |
| US10604817B2 (en) | 2014-12-24 | 2020-03-31 | Posco | High-strength steel plate for pressure vessel having excellent toughness after post weld heat treatment and manufacturing method thereof |
| CN109328240A (zh) * | 2016-07-01 | 2019-02-12 | 株式会社Posco | 低屈强比特性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法 |
| WO2018004297A1 (ko) * | 2016-07-01 | 2018-01-04 | 주식회사 포스코 | 저항복비 특성 및 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| CN109328240B (zh) * | 2016-07-01 | 2022-05-17 | 株式会社Posco | 低屈强比特性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法 |
| CN110088338A (zh) * | 2016-12-20 | 2019-08-02 | 株式会社Posco | 对高温回火热处理和焊后热处理具有优异抗力的压力容器用钢及其制造方法 |
| WO2020111859A1 (ko) | 2018-11-29 | 2020-06-04 | 주식회사 포스코 | 고온강도가 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법 |
| KR20200064581A (ko) | 2018-11-29 | 2020-06-08 | 주식회사 포스코 | 고온강도가 우수한 중고온용 강판 및 그 제조방법 |
| KR20220089497A (ko) | 2020-12-21 | 2022-06-28 | 주식회사 포스코 | 저온 충격인성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 |
| WO2022139191A1 (ko) | 2020-12-21 | 2022-06-30 | 주식회사 포스코 | 저온 충격인성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20030603 |