JPH10130721A - 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法Info
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- JPH10130721A JPH10130721A JP30080196A JP30080196A JPH10130721A JP H10130721 A JPH10130721 A JP H10130721A JP 30080196 A JP30080196 A JP 30080196A JP 30080196 A JP30080196 A JP 30080196A JP H10130721 A JPH10130721 A JP H10130721A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 主として液体アンモニアとＬＰＧなどの他種
液化ガスを混載する多目的タンク用鋼材としての溶接性
及び低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法の提
供。 【解決手段】 低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基本とする
低Ｐｃｍ鋼を圧延後に７５０〜８７０℃に再加熱後焼入
れ、Ａｃ1点以下の温度で焼戻し処理を行う。
液化ガスを混載する多目的タンク用鋼材としての溶接性
及び低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法の提
供。 【解決手段】 低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基本とする
低Ｐｃｍ鋼を圧延後に７５０〜８７０℃に再加熱後焼入
れ、Ａｃ1点以下の温度で焼戻し処理を行う。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主として液体アン
モニア（ＬＡＧ）とＬＰＧなどの多種液化ガスを混載す
る多目的タンク用鋼材として使用するに適する、溶接性
および低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法に
関するものである。
モニア（ＬＡＧ）とＬＰＧなどの多種液化ガスを混載す
る多目的タンク用鋼材として使用するに適する、溶接性
および低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】液化ガス貯槽用タンクに使用される鋼材
は、液化ガスの種類によって異なるが、ガスの液化温度
は一般に常圧では低温（ＬＰＧの場合、−４８℃）であ
るため、母材はもちろん溶接継手部においても優れた低
温靭性が要求される。これに対し、特開昭６３−２９０
２４６号公報には鋼中に６．５〜１２．０％のＮｉを添
加する方法や、特開昭５８−１５３７３０号公報には特
定組成の鋼を焼入れ焼戻し処理を行って、焼戻しマルテ
ンサイトとベイナイトの強靭性を利用する方法が開示さ
れている。
は、液化ガスの種類によって異なるが、ガスの液化温度
は一般に常圧では低温（ＬＰＧの場合、−４８℃）であ
るため、母材はもちろん溶接継手部においても優れた低
温靭性が要求される。これに対し、特開昭６３−２９０
２４６号公報には鋼中に６．５〜１２．０％のＮｉを添
加する方法や、特開昭５８−１５３７３０号公報には特
定組成の鋼を焼入れ焼戻し処理を行って、焼戻しマルテ
ンサイトとベイナイトの強靭性を利用する方法が開示さ
れている。
【０００３】また、液体アンモニアは鋼材の応力腐食割
れ（ＳＣＣ）を引き起こすことが知られ、ＩＧＣ ＣＯ
ＤＥ ｌ７．１３（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏ
ｄｅｆｏｒ ｔｈｅ Ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ ａｎ
ｄ Ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｓｈｉｐｓ Ｃａｒｒ
ｙｉｎｇ Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｇａｓｅｓ ｉｎＢｕ
ｌｋ）では、酸素分圧、温度などの貯槽時の操業条件を
規制するとともに、鋼材のＮｉ含有量を５％以下に制限
することや実降伏強さを４４０Ｎ／ｍｍ2以下に抑える
ことなどを規定している。
れ（ＳＣＣ）を引き起こすことが知られ、ＩＧＣ ＣＯ
ＤＥ ｌ７．１３（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｃｏ
ｄｅｆｏｒ ｔｈｅ Ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ ａｎ
ｄ Ｅｑｕｉｐｍｅｎｔ ｏｆ Ｓｈｉｐｓ Ｃａｒｒ
ｙｉｎｇ Ｌｉｑｕｅｆｉｅｄ Ｇａｓｅｓ ｉｎＢｕ
ｌｋ）では、酸素分圧、温度などの貯槽時の操業条件を
規制するとともに、鋼材のＮｉ含有量を５％以下に制限
することや実降伏強さを４４０Ｎ／ｍｍ2以下に抑える
ことなどを規定している。
【０００４】このため、特開平４−１７６１３号公報で
は表層のみ軟化処理した鋼板や、特開昭５７−１３９４
９３号公報では軟鋼クラッド鋼と軟質溶接最終層による
タンク製造方法などが開示されている。
は表層のみ軟化処理した鋼板や、特開昭５７−１３９４
９３号公報では軟鋼クラッド鋼と軟質溶接最終層による
タンク製造方法などが開示されている。
【０００５】しかし、上記ＬＰＧと液体アンモニアを混
載するタンクでは、当然のことながら両者に要求される
仕様を満足する必要がある。一方、タンクの大容量化や
船舶に搭載されることの多いこの種のタンクにおいては
高張力化が求められており、ＬＰＧからの優れた低温靭
性と液体アンモニアからの降伏強さの上限規制に伴う低
降伏比化の同時達成が大きな課題となっていた。
載するタンクでは、当然のことながら両者に要求される
仕様を満足する必要がある。一方、タンクの大容量化や
船舶に搭載されることの多いこの種のタンクにおいては
高張力化が求められており、ＬＰＧからの優れた低温靭
性と液体アンモニアからの降伏強さの上限規制に伴う低
降伏比化の同時達成が大きな課題となっていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本願発明は、優れた溶
接性、低温靭性と同時に高強度で低降伏比を図るため
に、鋼成分と熱処理条件を限定することにより組織制御
を十分に行うことを特徴とする。
接性、低温靭性と同時に高強度で低降伏比を図るため
に、鋼成分と熱処理条件を限定することにより組織制御
を十分に行うことを特徴とする。
【０００７】本願発明によれば、液体アンモニアとＬＰ
Ｇなどとの混載タンク用として溶接性の優れた鋼材を大
量かつ安価に供給でき、特に高強度化も可能としたた
め、該タンクの船舶への搭載も容易となった。
Ｇなどとの混載タンク用として溶接性の優れた鋼材を大
量かつ安価に供給でき、特に高強度化も可能としたた
め、該タンクの船舶への搭載も容易となった。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、以下の
とおりである。
とおりである。
【０００９】（１）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｓｉ：０．４０％以下 Ｍｎ：１．０〜２．０％ Ｐ：０．０２０％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ａｌ：０．０６０％以下 Ｎ：０．００１〜０．００５％ かつＰｃｍ＝Ｃ十Ｓｉ／３０十Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０
が０．２５％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延
後、７５０〜８７０℃に加熱後焼入れ、引続きＡｃ1点
以下の温度に加熱して焼戻し処理をすることを特徴とす
る溶接性および低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製
造方法。
が０．２５％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延
後、７５０〜８７０℃に加熱後焼入れ、引続きＡｃ1点
以下の温度に加熱して焼戻し処理をすることを特徴とす
る溶接性および低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製
造方法。
【００１０】（２）重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｓｉ：０．４０％以下 Ｍｎ：１．０〜２．０％ Ｐ：０．０２０％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ａｌ：０．０６０％以下 Ｎ：０．００１〜０．００５％ 更に、 Ｃｕ：０．０５〜０．５０％ Ｃｒ：０．０５〜０．５０％ Ｍｏ：０．０５〜０．５０％ Ｖ：０．０１〜０．０５％ の一種以上を含有し、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０十Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０が０．２
５％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を用いること
ことを特徴とする上記（１）に記載の溶接性および低温
靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
ｉ／６０十Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０が０．２
５％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を用いること
ことを特徴とする上記（１）に記載の溶接性および低温
靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
【００１１】本発明が、請求項の通りに鋼組成、製造方
法としての熱処理条件を限定した理由について説明す
る。
法としての熱処理条件を限定した理由について説明す
る。
【００１２】Ｃは焼入性に最も顕著に効くもので、下限
０．０５％は後述するように焼入れ時の組織制御を可能
にする最小量である。しかし、Ｃ量が多すぎると焼入性
が必要以上に上がり、鋼材が本来有すべき強度、靭性の
バランス、溶接性などに悪影響を及ぼすため、上限を
０．１５％とした。
０．０５％は後述するように焼入れ時の組織制御を可能
にする最小量である。しかし、Ｃ量が多すぎると焼入性
が必要以上に上がり、鋼材が本来有すべき強度、靭性の
バランス、溶接性などに悪影響を及ぼすため、上限を
０．１５％とした。
【００１３】Ｓｉは脱酸のため鋼に含まれる元素である
が、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するた
め、上限を０．４０％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａ
ｌのみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの
観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はな
い。
が、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するた
め、上限を０．４０％に限定した。鋼の脱酸はＴｉ、Ａ
ｌのみでも十分可能であり、ＨＡＺ靭性、焼入性などの
観点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はな
い。
【００１４】Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な
元素であり、その下限は１．０％である。しかし、Ｍｎ
量が多すぎると焼入性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を
劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏折を助
長するので上限を２．０％とした。
元素であり、その下限は１．０％である。しかし、Ｍｎ
量が多すぎると焼入性が上昇して溶接性、ＨＡＺ靭性を
劣化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏折を助
長するので上限を２．０％とした。
【００１５】Ｐは本発明鋼においては不純物であり、Ｐ
量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向が
あるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、
溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２０％
とした。
量の低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させる傾向が
あるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母材、
溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を０．０２０％
とした。
【００１６】ＳはＰと同様本発明鋼においては不純物で
あり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好まし
い。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させ
るため上限を０．０１０％とした。
あり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好まし
い。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させ
るため上限を０．０１０％とした。
【００１７】Ｎｉは過剰に添加しなければ、溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を
向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なく
とも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な
添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくない。ま
た、Ｎｉを多く添加すると液体アンモニア中で応力腐食
割れ（ＳＣＣ）を誘起する可能性が指摘されている。発
明者らの実験によれば、１％までの添加は溶接性や液体
アンモニア中でのＳＣＣを大きく劣化させず、強度、靭
性向上効果の方が大きいため、上限を１．０％とした。
ＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を
向上させる。これら効果を発揮させるためには、少なく
とも０．０５％以上の添加が必須である。一方、過剰な
添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくない。ま
た、Ｎｉを多く添加すると液体アンモニア中で応力腐食
割れ（ＳＣＣ）を誘起する可能性が指摘されている。発
明者らの実験によれば、１％までの添加は溶接性や液体
アンモニア中でのＳＣＣを大きく劣化させず、強度、靭
性向上効果の方が大きいため、上限を１．０％とした。
【００１８】Ｎｂはオーステナイトの未再結晶温度を上
昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮す
る上で必須元素で、最低０．００５％の添加が必要であ
る。また、焼入れの際の加熱オーステナイトの細粒化に
も寄与する。しかし、過剰な添加は、溶接部の靭性劣化
を招くため上限を０．０２０％とした。
昇させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮す
る上で必須元素で、最低０．００５％の添加が必要であ
る。また、焼入れの際の加熱オーステナイトの細粒化に
も寄与する。しかし、過剰な添加は、溶接部の靭性劣化
を招くため上限を０．０２０％とした。
【００１９】Ｔｉは母材およびＨＡＺ靭性向上のために
必須である。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき
（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を
主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の
核となりＨＡＺ靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結
合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ
粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また
鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時にＨＡＺ組織を
細粒化するためである。これらの効果を得るためには、
Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多過ぎると
ＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、
その上限は０．０２５％である。
必須である。なぜならばＴｉは、Ａｌ量が少ないとき
（例えば０．００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ2Ｏ3を
主成分とする析出物を形成、粒内変態フェライト生成の
核となりＨＡＺ靭性を向上させる。また、ＴｉはＮと結
合してＴｉＮとしてスラブ中に微細析出し、加熱時のγ
粒の粗大化を抑え圧延組織の細粒化に有効であり、また
鋼板中に存在する微細ＴｉＮは、溶接時にＨＡＺ組織を
細粒化するためである。これらの効果を得るためには、
Ｔｉは最低０．００５％必要である。しかし多過ぎると
ＴｉＣを形成し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、
その上限は０．０２５％である。
【００２０】Ａｌは、一般に脱酸のため鋼に含まれる元
素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であ
り、本発明鋼においては、その下限は限定しない。しか
し、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでな
く、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６０％
とした。
素であるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であ
り、本発明鋼においては、その下限は限定しない。しか
し、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでな
く、溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６０％
とした。
【００２１】Ｎは、不可避的不純物として鋼中に含まれ
るものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強
度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼
の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１
％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭
性、溶接性にきわめて有害であり、本発明鋼においては
その上限は０．００５％である。
るものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強
度を増加させ、また、ＴｉＮを形成して前述のように鋼
の性質を高める。このため、Ｎ量として最低０．００１
％必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭
性、溶接性にきわめて有害であり、本発明鋼においては
その上限は０．００５％である。
【００２２】次に必要に応じて含有することができるＣ
ｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加理由について説明する。
ｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖの添加理由について説明する。
【００２３】基本となる成分に、さらにこれらの元素を
添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためであ
る。したがってその添加量は自ずと制限されるべき性質
のものである。
添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためであ
る。したがってその添加量は自ずと制限されるべき性質
のものである。
【００２４】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果、現象を示
し、上限の０．５０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加
は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となる
ため規制される。下限は実質的な効果が得られるための
最小量とすべきで０．０５％である。これは次のＣｒ、
Ｍｏについても同様である。
し、上限の０．５０％は溶接性劣化に加え、過剰な添加
は熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し製造困難となる
ため規制される。下限は実質的な効果が得られるための
最小量とすべきで０．０５％である。これは次のＣｒ、
Ｍｏについても同様である。
【００２５】Ｃｒ、Ｍｏは、母材の強度、靭性をともに
向上させる。しかし添加量が多すぎると母材、溶接部の
靭性および溶接性の劣化を招き、また後述する組織制御
が困難となって好ましくないため上限を０．５０％とし
た。
向上させる。しかし添加量が多すぎると母材、溶接部の
靭性および溶接性の劣化を招き、また後述する組織制御
が困難となって好ましくないため上限を０．５０％とし
た。
【００２６】ＶはＮｂとほぼ同様の作用を有するもので
あるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼
入れ性にも影響を及ぼし、上記元素と同様組織制御の観
点から添加するものである。Ｎｂと同様の効果は０．０
１％未満では効果が少なく、上限は０．０５％まで許容
できる。
あるが、Ｎｂに比べてその効果は小さい。また、Ｖは焼
入れ性にも影響を及ぼし、上記元素と同様組織制御の観
点から添加するものである。Ｎｂと同様の効果は０．０
１％未満では効果が少なく、上限は０．０５％まで許容
できる。
【００２７】鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体
が適切でないと優れた特性は得られない。このため、Ｐ
ｃｍの値、即ち、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０
＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋
Ｖ／１０＋５Ｂの式に従う値を０．２５％以下に限定す
る。Ｐｃｍは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良
好である。本発明鋼においては、Ｐｃｍが０．２５％以
下であれば、優れた溶接性の確保が可能である。
が適切でないと優れた特性は得られない。このため、Ｐ
ｃｍの値、即ち、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０
＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋
Ｖ／１０＋５Ｂの式に従う値を０．２５％以下に限定す
る。Ｐｃｍは溶接性を表す指標で、低いほど溶接性は良
好である。本発明鋼においては、Ｐｃｍが０．２５％以
下であれば、優れた溶接性の確保が可能である。
【００２８】上記のように鋼成分を限定した上で、さら
に熱処理条件を本願発明の通り限定する理由について説
明する。
に熱処理条件を本願発明の通り限定する理由について説
明する。
【００２９】熱処理は、７５０〜８７０℃に再加熱後焼
入れし、引続きＡｃ1点以下の温度に加熱して焼戻し処
理する。７５０〜８７０℃に再加熱、焼入れする理由
は、降伏比の低減のためである。一般に、Ｎｂ添加鋼は
圧延ままでは降伏比が高く、Ｎｂが炭窒化物として析出
し、折出硬化する場合にはさらに降伏比は高くなる。
入れし、引続きＡｃ1点以下の温度に加熱して焼戻し処
理する。７５０〜８７０℃に再加熱、焼入れする理由
は、降伏比の低減のためである。一般に、Ｎｂ添加鋼は
圧延ままでは降伏比が高く、Ｎｂが炭窒化物として析出
し、折出硬化する場合にはさらに降伏比は高くなる。
【００３０】そこで、７５０〜８７０℃のγ＋α二相域
に再加熱、焼入れを行う。部分的にγ変態させることに
よって組織の実質的な微細化が進行し靭性が向上すると
ともに、未変態の領域は軟化、γ変態領域は硬化してミ
クロ組織が二相化（軟らかい相と硬い相）し、降伏比の
低減が可能となる。再加熱温度が７５０℃未満では、γ
に変態する領域が小さいために前述の効果が得られな
い。一方、８７０℃を超えるとγへの変態領域が多くな
り過ぎ、目的とする二相組織が得られず低降伏比化や優
れた靭性が達成できない。
に再加熱、焼入れを行う。部分的にγ変態させることに
よって組織の実質的な微細化が進行し靭性が向上すると
ともに、未変態の領域は軟化、γ変態領域は硬化してミ
クロ組織が二相化（軟らかい相と硬い相）し、降伏比の
低減が可能となる。再加熱温度が７５０℃未満では、γ
に変態する領域が小さいために前述の効果が得られな
い。一方、８７０℃を超えるとγへの変態領域が多くな
り過ぎ、目的とする二相組織が得られず低降伏比化や優
れた靭性が達成できない。
【００３１】焼戻し処理は、鋼の靭性改善と溶接、応力
除去処理などによる軟化を防止するために必須である。
しかし、その温度がＡｃ1点を超えると強度が著しく低
下するので、Ａｃ1点以下としなければならない（望ま
しい焼戻し温度は４００〜６５０℃である）。
除去処理などによる軟化を防止するために必須である。
しかし、その温度がＡｃ1点を超えると強度が著しく低
下するので、Ａｃ1点以下としなければならない（望ま
しい焼戻し温度は４００〜６５０℃である）。
【００３２】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の
鋼板（厚さ１５〜５０ｍｍ）を製造し、その強度、降伏
比（ＹＲ）、靭性および溶接性（斜めｙ形溶接割れ試
験）を調査した。
鋼板（厚さ１５〜５０ｍｍ）を製造し、その強度、降伏
比（ＹＲ）、靭性および溶接性（斜めｙ形溶接割れ試
験）を調査した。
【００３３】表１に比較鋼とともに本願発明鋼の鋼成分
を、表２に鋼板の諸特性を示す。
を、表２に鋼板の諸特性を示す。
【００３４】本願発明法にしたがって製造した鋼板（本
発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、
本願発明によらない比較鋼は、いずれかの特性が劣る。
発明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、
本願発明によらない比較鋼は、いずれかの特性が劣る。
【００３５】比較鋼７は、Ｃ量が低いため溶接性は良好
であるが強度が低めである。また二相域焼人れ処理を行
っていないため、ＹＲも高い。比較鋼８は、Ｎｉ量が低
いため、低温靭性に劣る。比較鋼９は、ＣおよびＰｃｍ
が高いため溶接性に劣る。また、焼入れ温度が高いため
ＹＲがやや高目である。比較鋼１０は、焼戻処理がない
ため靭性に劣る。比較鋼１１は、個々の成分は本願発明
の範囲内にあるがＰｃｍが高いため溶接性に劣る。さら
に、本発明鋼３の鋼成分を有する比較鋼３−１および３
−２は、熱処理条件が適切でないためＹＲが高い。すな
わち、比較鋼３−１は熱処理がなく、比較鋼３−２は焼
入温度が高いため、いずれもＹＲが高い。
であるが強度が低めである。また二相域焼人れ処理を行
っていないため、ＹＲも高い。比較鋼８は、Ｎｉ量が低
いため、低温靭性に劣る。比較鋼９は、ＣおよびＰｃｍ
が高いため溶接性に劣る。また、焼入れ温度が高いため
ＹＲがやや高目である。比較鋼１０は、焼戻処理がない
ため靭性に劣る。比較鋼１１は、個々の成分は本願発明
の範囲内にあるがＰｃｍが高いため溶接性に劣る。さら
に、本発明鋼３の鋼成分を有する比較鋼３−１および３
−２は、熱処理条件が適切でないためＹＲが高い。すな
わち、比較鋼３−１は熱処理がなく、比較鋼３−２は焼
入温度が高いため、いずれもＹＲが高い。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【発明の効果】本発明により、溶接性、低温靭性に優れ
た低降伏比高張力鋼の製造が可能となった。その結果、
液体アンモニアとＬＰＧなどとの混載タンク用として溶
接性の優れた鋼材を大量かつ安価に供給でき、特に高強
度化も可能としたため、該タンクの船舶への搭載も容易
となった。
た低降伏比高張力鋼の製造が可能となった。その結果、
液体アンモニアとＬＰＧなどとの混載タンク用として溶
接性の優れた鋼材を大量かつ安価に供給でき、特に高強
度化も可能としたため、該タンクの船舶への搭載も容易
となった。
フロントページの続き (72)発明者 今井 晴雄 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 磯田 征司 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｓｉ：０．４０％以下 Ｍｎ：１．０〜２．０％ Ｐ：０．０２０％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ａｌ：０．０６０％以下 Ｎ：０．００１〜０．００５％ かつＰｃｍ＝Ｃ十Ｓｉ／３０十Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０
が０．２５％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延
後、７５０〜８７０℃に加熱後焼入れ、引続きＡｃ1点
以下の温度に加熱して焼戻し処理をすることを特徴とす
る溶接性および低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製
造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｓｉ：０．４０％以下 Ｍｎ：１．０〜２．０％ Ｐ：０．０２０％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ｎｉ：０．０５〜１．０％ Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ａｌ：０．０６０％以下 Ｎ：０．００１〜０．００５％ 更に、 Ｃｕ：０．０５〜０．５０％ Ｃｒ：０．０５〜０．５０％ Ｍｏ：０．０５〜０．５０％ Ｖ：０．０１〜０．０５％ の一種以上を含有し、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０十Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０が０．２
５％以下 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を用いること
を特徴とする請求項１記載の溶接性および低温靭性に優
れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30080196A JPH10130721A (ja) | 1996-10-28 | 1996-10-28 | 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30080196A JPH10130721A (ja) | 1996-10-28 | 1996-10-28 | 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10130721A true JPH10130721A (ja) | 1998-05-19 |
Family
ID=17889270
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30080196A Withdrawn JPH10130721A (ja) | 1996-10-28 | 1996-10-28 | 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10130721A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102691014A (zh) * | 2011-03-21 | 2012-09-26 | 江苏亚星锚链股份有限公司 | 一种r5级系泊链肯特卸扣的热处理工艺 |
| CN102691013A (zh) * | 2011-03-21 | 2012-09-26 | 江苏亚星锚链股份有限公司 | 一种r5级系泊链转环卸扣的热处理工艺 |
| CN104328356A (zh) * | 2014-09-29 | 2015-02-04 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种炉卷轧机生产薄规格高强结构钢板的制造方法 |
| CN104404398A (zh) * | 2014-12-17 | 2015-03-11 | 江苏省常熟环通实业有限公司 | 一种高强高韧包装用钢带的制备方法 |
| EP2853615A1 (en) * | 2003-06-12 | 2015-04-01 | JFE Steel Corporation | Low yield ratio, high strength, high toughness, thick steel plate and welded steel pipe, and method for manufacturing the same |
| CN109440009A (zh) * | 2018-12-05 | 2019-03-08 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种tmcp态船舶voc储罐用低温钢板及制造方法 |
-
1996
- 1996-10-28 JP JP30080196A patent/JPH10130721A/ja not_active Withdrawn
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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