JPH10168516A - 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
- Publication number
- JPH10168516A JPH10168516A JP34647296A JP34647296A JPH10168516A JP H10168516 A JPH10168516 A JP H10168516A JP 34647296 A JP34647296 A JP 34647296A JP 34647296 A JP34647296 A JP 34647296A JP H10168516 A JPH10168516 A JP H10168516A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- weldability
- toughness
- low
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
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
ての溶接性および低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の
製造方法。 【解決手段】 低C−Ni−Nb−Ti系を基本とする
低Pcm鋼を1000〜1250℃に加熱し、オーステ
ナイト未再結晶温度域での累積圧下量を30%以上と
し、800℃以上の温度で熱間圧延を終了後直ちに焼入
れし、さらに750〜870℃に再加熱後焼入れ、Ac
1点以下の温度で焼戻し処理を行う。
Description
モニア(LAG)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、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。
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。
れ(SCC)を引き起こすことが知られ、IGC CO
DE 17.13(International Co
defor the Construction an
d Equipmentof Ships Carry
ing Liquefied Gases inBul
k)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。このため、特開平4−1761
3号公報では表層のみ軟化処理した鋼板や、特開昭57
−139493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。
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。
接性、低温靭性と同時に高強度で低降伏比を同時に達成
できる低降伏比高張力鋼の製造方法を提供するものであ
る。
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。
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。
る。
0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1000〜
1250℃に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域で
の累積圧下量を30%以上とし、800℃以上の温度で
熱間圧延を終了後直ちに焼入れし、さらに750〜87
0℃に再加熱後焼入れ、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。
で、 Cu:0.05〜0.50% Cr:0.05〜0.50% Mo:0.05〜0.50% V:0.01〜0.05% の一種以上をさらに含有し、かつPcm=C+Si/3
0+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20
+Mo/15+V/10が0.25%以下 を満足することを特徴とする上記(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。
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。
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、靱性の
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。
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、Alのみ
でも十分可能であり、HAZ靱性、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。
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析を助
長するので上限を2.0%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。
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。
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。
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。
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。
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、A
l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。
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。
u、Cr、Mo、Vの添加理由について説明する。
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。
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。
向上させる。しかし添加量が多すぎると母材、溶接部の
靭性および溶接性を劣化を招き、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。
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。
が適切でないと優れた特性は得られない。このため、P
cmの値を0.25%以下に限定する。
u/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/
10+5Bの式で規定する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。
に製造条件を本願発明の通り限定する理由について説明
する。
0℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイト粒を小
さく保ち、圧延組織の微細化を図るためである。125
0℃は加熱時のオーステナイトが極端に粗大化しない上
限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオーステナイ
ト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化するため鋼
の靭性が著しく劣化する。一方、加熱温度が低すぎる
と、後述する圧延終了温度(Ar3点以上)の確保が困
難となる。また、Nb、Vなどの析出硬化元素添加時に
は、これらが十分に固溶せず強度、靭性バランスが劣化
する。このため下限を1000℃に限定した。
ステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を30%以上
とし、800℃以上で熱間圧延を終了後直ちに焼入れす
る。オーステナイト未再結晶温度域での圧延を行うこと
によって、オーステナイト粒を顕著に細粒化するため、
少なくとも30%以上の累積圧下量が必要である。80
0℃以上で熱間圧延を終了後直ちに焼き入れる理由は、
圧延後放冷されることによるオーステナイトの回復を回
避し、また圧延終了温度が800℃を下回った場合、後
述する焼入れまでの不可避的移送時間内で粗大な初析フ
ェライトが生成するのを回避するためである。なお、直
ちに焼き入れる場合でも、圧延機から水冷装置までの距
離に応じた不可避的な移送時間は許容され、その時間は
概ね90秒以内である。
後直ちに焼入れする直接焼入れは、再加熱焼入れと同等
以上の冶金的効果を有し、省エネルギーの観点からもき
わめて有効である。
再加熱後焼入れし、引続きAc1点以下の温度に加熱し
て焼戻し処理する必要がある。
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、析出硬化する場合にはさらに降伏比は高くなる。
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。
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)。
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。
を、第2表に鋼板の諸特性を示す。
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。
であるが強度が低めである。また熱処理中、焼入れ(二
相域加熱焼入)を行っていないため、YRも高い。比較
鋼8は、圧延終了温度が低いため、同一のPcmである
本願発明鋼1より強度が低く、またNi量が低いため、
低温靭性に劣る。比較鋼9は、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が高く、さら
にNb添加量が低いため組織の細粒化が十分でなく低温
靭性に劣る。比較鋼10は、Tiがなく、また、焼戻し
処理を行っていないため、低温靭性に劣る。比較鋼11
は、C量が高く、Pcmも高いため溶接性に劣る。ま
た、水冷開始までの時間が長いため、放冷中に粗大なフ
ェライトが析出し低温靭性に劣る。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は焼入処理(二相域
加熱焼入)を行っていないため、いずれもYRが高い。
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。
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+Si/30+Mn/20+Ni/6
0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1000〜
1250℃に加熱し、オーステナイト未再結晶温度域で
の累積圧下量を30%以上とし、800℃以上の温度で
熱間圧延を終了後直ちに焼入れし、さらに750〜87
0℃に再加熱後焼入れ、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】 請求項1に記載の鋼が、重量%で、 Cu:0.05〜0.50% Cr:0.05〜0.50% Mo:0.05〜0.50% V:0.01〜0.05% の一種以上をさらに含有し、かつPcm=C+Si/3
0+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20
+Mo/15+V/10が0.25%以下 を満足す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 |
---|---|---|---|
JP34647296A JP3848415B2 (ja) | 1996-12-11 | 1996-12-11 | 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 |
---|---|---|---|
JP34647296A JP3848415B2 (ja) | 1996-12-11 | 1996-12-11 | 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 (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10168516A true JPH10168516A (ja) | 1998-06-23 |
JP3848415B2 JP3848415B2 (ja) | 2006-11-22 |
Family
ID=18383664
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP34647296A Expired - Fee Related JP3848415B2 (ja) | 1996-12-11 | 1996-12-11 | 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) | JP3848415B2 (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109280848A (zh) * | 2018-10-17 | 2019-01-29 | 东北大学 | 一种低镍型液化天然气储罐用钢板及其制备方法 |
KR20240114757A (ko) | 2022-02-24 | 2024-07-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그 제조 방법 |
KR20240124991A (ko) | 2022-02-24 | 2024-08-19 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그의 제조 방법 |
KR20240124990A (ko) | 2022-02-24 | 2024-08-19 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그의 제조 방법 |
KR20240128014A (ko) | 2022-03-03 | 2024-08-23 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 강판의 제조 방법 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2021106368A1 (ja) | 2019-11-27 | 2021-06-03 | Jfeスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
-
1996
- 1996-12-11 JP JP34647296A patent/JP3848415B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109280848A (zh) * | 2018-10-17 | 2019-01-29 | 东北大学 | 一种低镍型液化天然气储罐用钢板及其制备方法 |
KR20240114757A (ko) | 2022-02-24 | 2024-07-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그 제조 방법 |
KR20240124991A (ko) | 2022-02-24 | 2024-08-19 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그의 제조 방법 |
KR20240124990A (ko) | 2022-02-24 | 2024-08-19 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그의 제조 방법 |
KR20240128014A (ko) | 2022-03-03 | 2024-08-23 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 강판의 제조 방법 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP3848415B2 (ja) | 2006-11-22 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4071906B2 (ja) | 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法 | |
JP4112733B2 (ja) | 強度および低温靭性に優れた50キロ(490MPa)ないし60キロ(588MPa)級の厚手高張力鋼板の製造方法 | |
JP2647302B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性の優れた高強度鋼板の製造方法 | |
JPH0860292A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼 | |
JPH03236419A (ja) | 溶接熱影響部靭性と耐ラメラーティアー性に優れた厚鋼板の製造法 | |
JP3848415B2 (ja) | 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 | |
JPH08283906A (ja) | 耐水素誘起割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れたフィッティング材用高張力鋼板 | |
JP4133175B2 (ja) | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
JP3599556B2 (ja) | 母材および大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
JPH02125812A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れたCu添加鋼の製造法 | |
JPS625216B2 (ja) | ||
KR101767771B1 (ko) | 용접 열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강판 및 그 제조방법 | |
JP3802626B2 (ja) | 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 | |
JPH10130721A (ja) | 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 | |
KR102400036B1 (ko) | 저온인성이 우수한 저항복비 강판 및 그 제조방법 | |
JPH1180832A (ja) | 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 | |
JPH10183241A (ja) | 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 | |
JPS62174324A (ja) | 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 | |
JP3526740B2 (ja) | 溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
JP3850913B2 (ja) | 優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製造法 | |
JP3854412B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた耐サワー鋼板およびその製造法 | |
JPH083636A (ja) | 低降伏比高靱性鋼の製造方法 | |
JP2652538B2 (ja) | 溶接性及び低温靭性にすぐれる高強度鋼の製造方法 | |
JP3541746B2 (ja) | Ctod特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
KR102443927B1 (ko) | 용접부 충격 인성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060314 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Effective date: 20060822 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060825 |
|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 4 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100901 |
|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 4 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100901 |
|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110901 Year of fee payment: 5 |
|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120901 Year of fee payment: 6 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |