JPH11293380A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH11293380A JPH11293380A JP11286098A JP11286098A JPH11293380A JP H11293380 A JPH11293380 A JP H11293380A JP 11286098 A JP11286098 A JP 11286098A JP 11286098 A JP11286098 A JP 11286098A JP H11293380 A JPH11293380 A JP H11293380A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、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
ての溶接性および低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼を
提供する。 【解決手段】 低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基本とする
低Ｐｃｍ鋼で、降伏点が出ないこと、またそのために１
０００〜１２５０℃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、７２０℃以上
の温度で熱間圧延を終了後、６８０℃以上の温度から水
冷を開始し、１５０〜３５０℃で水冷を停止する。
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を
提供する。 【解決手段】 低Ｃ−Ｎｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系を基本とする
低Ｐｃｍ鋼で、降伏点が出ないこと、またそのために１
０００〜１２５０℃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、７２０℃以上
の温度で熱間圧延を終了後、６８０℃以上の温度から水
冷を開始し、１５０〜３５０℃で水冷を停止する。
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及びその製造方法に関するもの
である。
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及びそ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 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。
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。
【０００４】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。
【０００５】高張力化と低降伏比化を同時に達成する手
段としては、圧延後、フェライトとオーステナイトの二
相温度域に再加熱後空冷以上の冷速で冷却（、さらにそ
の後焼き戻し処理）する方法が特開平２−２６６３７８
号公報などに開示されている。
段としては、圧延後、フェライトとオーステナイトの二
相温度域に再加熱後空冷以上の冷速で冷却（、さらにそ
の後焼き戻し処理）する方法が特開平２−２６６３７８
号公報などに開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、多目的タン
ク用鋼材について、鋼成分と製造条件を限定し組織制御
を十分に行うことにより優れた溶接性、低温靭性と同時
に高強度で低降伏比を図ることを課題とする。
ク用鋼材について、鋼成分と製造条件を限定し組織制御
を十分に行うことにより優れた溶接性、低温靭性と同時
に高強度で低降伏比を図ることを課題とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、多目的タンク
用鋼材としての鋼成分と製造条件について検討し、優れ
た溶接性、低温靭性と同時に高強度で低降伏比を達成す
ることができた。
用鋼材としての鋼成分と製造条件について検討し、優れ
た溶接性、低温靭性と同時に高強度で低降伏比を達成す
ることができた。
【０００８】本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００９】（１） 鋼成分が重量％で、Ｃ：０．０５
〜０．１５％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：１．０〜
２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０
２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０
６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下残部が鉄および不可避的不純物からな
り、引張試験において、荷重−伸び曲線がラウンドなカ
ーブを描き、降伏点が出ないことを特徴とする溶接性と
低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼。
〜０．１５％、Ｓｉ：０．４０％以下、Ｍｎ：１．０〜
２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０
２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０
６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下残部が鉄および不可避的不純物からな
り、引張試験において、荷重−伸び曲線がラウンドなカ
ーブを描き、降伏点が出ないことを特徴とする溶接性と
低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼。
【００１０】（２） 鋼成分として、さらに重量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．０
５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％の一種以上を
含有し、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下を満足することを特徴とする前記（１）
記載の溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼。
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．０
５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％の一種以上を
含有し、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下を満足することを特徴とする前記（１）
記載の溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼。
【００１１】（３） 鋼成分が重量％で、Ｃ：０．０５
〜０．１５％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜
２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０
２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０
６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下残部が鉄および不可避的不純物からなる
鋳片または鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱
し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３
０％以上として７２０点以上の温度で熱間圧延を終了し
た後、６８０℃以上の温度から水冷を開始し、１５０〜
３５０℃の温度で水冷を停止した後放冷することで、引
張試験において、荷重−伸び曲線がラウンドなカーブを
描き、降伏点が出ないことを特徴とする溶接性と低温靭
性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
〜０．１５％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜
２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０
２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０
６％以下、Ｎ：０．００１〜０．００５％、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下残部が鉄および不可避的不純物からなる
鋳片または鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱
し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３
０％以上として７２０点以上の温度で熱間圧延を終了し
た後、６８０℃以上の温度から水冷を開始し、１５０〜
３５０℃の温度で水冷を停止した後放冷することで、引
張試験において、荷重−伸び曲線がラウンドなカーブを
描き、降伏点が出ないことを特徴とする溶接性と低温靭
性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
【００１２】（４） 鋼成分として、さらに重量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．０
５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％の一種以上を
含有し、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下を満足することを特徴とする前記（３）
記載の溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製
造方法。
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜０．５
％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．０
５％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％の一種以上を
含有し、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下を満足することを特徴とする前記（３）
記載の溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼の製
造方法。
【００１３】本発明によれば、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。
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。
【００１４】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に述べ
る。
る。
【００１５】本発明が、請求項の通りに鋼組成、製造方
法を限定した理由について説明する。
法を限定した理由について説明する。
【００１６】Ｃは鋼材の特性に最も顕著に効くもので、
下限０．０５％は強度確保や溶接などの熱影響部が必要
以上に軟化することのないようにするための最小量であ
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。
下限０．０５％は強度確保や溶接などの熱影響部が必要
以上に軟化することのないようにするための最小量であ
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。
【００１７】Ｓｉは脱酸上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０．４％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。
多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上
限を０．４％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。
【００１８】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析を助
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析を助
長するので上限を２．０％とした。
【００１９】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０．０２％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０．０２％と
した。
【００２０】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０．０１％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０．０１％とした。
【００２１】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。
【００２２】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０．０２％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０．０２％とした。
【００２３】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。
【００２４】Ａｌは、一般に脱酸上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、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０．０６％とした。
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０．０６％とした。
【００２５】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。
【００２６】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。
【００２７】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。
【００２８】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果、現象を示
し、上限の０．５％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、Ｍ
ｏについても同様である。
し、上限の０．５％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、Ｍ
ｏについても同様である。
【００２９】Ｃｒ、Ｍｏは、０．０５％以上の添加で母
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０．５％とした。
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０．５％とした。
【００３０】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。
【００３１】Ｍｇは、溶接熱影響部においてオーステナ
イト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部
の強靭化が図れる。このような効果を享受するために
は、Ｍｇは０．０００２％必要である。一方、添加量が
増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コス
ト上得策でないので上限を０．００５％とした。
イト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部
の強靭化が図れる。このような効果を享受するために
は、Ｍｇは０．０００２％必要である。一方、添加量が
増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、コス
ト上得策でないので上限を０．００５％とした。
【００３２】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。
【００３３】上記のような限定した成分を有した上で、
なおかつ、引張試験において、荷重−伸び曲線がラウン
ドなカーブを描き、降伏点が出ないことが、高張力化と
低降伏比化を両立するためには必須である。降伏点が出
ない、ラウンドな荷重−伸び曲線においては、降伏強さ
として一般に０．２％耐力が採られ、降伏点が出る同一
の引張強さの鋼と比較した場合、降伏強さは低く、結果
として降伏比も低い。
なおかつ、引張試験において、荷重−伸び曲線がラウン
ドなカーブを描き、降伏点が出ないことが、高張力化と
低降伏比化を両立するためには必須である。降伏点が出
ない、ラウンドな荷重−伸び曲線においては、降伏強さ
として一般に０．２％耐力が採られ、降伏点が出る同一
の引張強さの鋼と比較した場合、降伏強さは低く、結果
として降伏比も低い。
【００３４】優れた溶接性と低温靭性を確保しつつ、上
述したような、引張試験において、荷重−伸び曲線がラ
ウンドなカーブを描き、降伏点を出さないため、本発明
の通り製造条件を限定することがきわめて有効である。
以下、その理由について説明する。
述したような、引張試験において、荷重−伸び曲線がラ
ウンドなカーブを描き、降伏点を出さないため、本発明
の通り製造条件を限定することがきわめて有効である。
以下、その理由について説明する。
【００３５】圧延に先立つ加熱温度を１０００〜１２５
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。
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。
【００３６】上述のような条件で加熱した鋳片または鋼
片を、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、７２０℃以上で熱間圧延を終了した
後、６８０℃以上の温度から加速冷却する。
片を、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、７２０℃以上で熱間圧延を終了した
後、６８０℃以上の温度から加速冷却する。
【００３７】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。圧延終了温度が７２０℃を下回ると、フェライトが
変態析出し、フェライトを加工（圧延）する恐れがあ
り、低降伏比化や低温靭性確保の点で好ましくない。こ
のため、圧延終了温度は、７２０℃以上に限定する。
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。圧延終了温度が７２０℃を下回ると、フェライトが
変態析出し、フェライトを加工（圧延）する恐れがあ
り、低降伏比化や低温靭性確保の点で好ましくない。こ
のため、圧延終了温度は、７２０℃以上に限定する。
【００３８】７２０℃以上で熱間圧延を終了した後、６
８０℃以上の温度から水冷を開始するのは、変態域の冷
速を早めることで組織を微細化し、強度と靭性を同時に
向上させるためである。６８０℃を下回ると、粗大なフ
ェライトが析出し始め、強度低下や靭性を劣化させるた
め、６８０℃以上からの水冷に限定した。この水冷は、
１５０〜３５０℃の温度で停止しなければならない。３
５０℃を超える温度では、水冷停止後の復熱−放冷が実
質上の焼き戻しとなり、強度低下とともに、降伏点が出
るようになり低降伏比化ができない。一方、水冷停止温
度が１５０℃を下回ると、溶接やガス切断などの熱影響
による軟化が顕著になるため、使用性能上好ましくな
い。このため、水冷停止温度の下限温度を１５０℃とし
た。
８０℃以上の温度から水冷を開始するのは、変態域の冷
速を早めることで組織を微細化し、強度と靭性を同時に
向上させるためである。６８０℃を下回ると、粗大なフ
ェライトが析出し始め、強度低下や靭性を劣化させるた
め、６８０℃以上からの水冷に限定した。この水冷は、
１５０〜３５０℃の温度で停止しなければならない。３
５０℃を超える温度では、水冷停止後の復熱−放冷が実
質上の焼き戻しとなり、強度低下とともに、降伏点が出
るようになり低降伏比化ができない。一方、水冷停止温
度が１５０℃を下回ると、溶接やガス切断などの熱影響
による軟化が顕著になるため、使用性能上好ましくな
い。このため、水冷停止温度の下限温度を１５０℃とし
た。
【００３９】
【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。
【００４０】表１に比較鋼とともに本発明鋼の鋼成分
を、表２に鋼板の製造条件と諸特性を示す。
を、表２に鋼板の製造条件と諸特性を示す。
【００４１】本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
発明によらない比較鋼は、いずれかの特性が劣る。
明鋼）は、すべて良好な特性を有する。これに対し、本
発明によらない比較鋼は、いずれかの特性が劣る。
【００４２】比較鋼７は、Ｃ量が低く、またＮｂ、Ｔｉ
が添加されていないのに加え、γ未再結晶温度域におけ
る累積圧下量も小さいために、溶接性は良好であるが強
度が低めで、かつ靭性に劣る。比較鋼８は、成分的には
本発明範囲内にあるものの、水冷停止温度が高いため、
降伏点が出現し、降伏強さが高くなり、その結果として
降伏比が高い。比較鋼９は、Ｎｉが添加されていないた
め低温靭性に劣り、Ｐｃｍも高いため溶接性も劣る。比
較鋼１０は、Ｔｉ量が高く、製造条件も圧延温度が低
く、水冷開始温度も低いため、降伏点が出現し、降伏強
さ、降伏比ともに高くなり、低温靭性にも劣る。Ｔｉ量
の高い比較鋼１０では、ＨＡＺ靭性も劣ることが確認さ
れており、使用性能上好ましくない。比較鋼１１は、Ｃ
量が高く、Ｐｃｍも高いため溶接性に劣り、低温靭性も
劣る。水冷停止温度の低い本比較鋼１１は、溶接時のＨ
ＡＺ軟化が顕著であることが確認されており、使用性能
上好ましくない。
が添加されていないのに加え、γ未再結晶温度域におけ
る累積圧下量も小さいために、溶接性は良好であるが強
度が低めで、かつ靭性に劣る。比較鋼８は、成分的には
本発明範囲内にあるものの、水冷停止温度が高いため、
降伏点が出現し、降伏強さが高くなり、その結果として
降伏比が高い。比較鋼９は、Ｎｉが添加されていないた
め低温靭性に劣り、Ｐｃｍも高いため溶接性も劣る。比
較鋼１０は、Ｔｉ量が高く、製造条件も圧延温度が低
く、水冷開始温度も低いため、降伏点が出現し、降伏強
さ、降伏比ともに高くなり、低温靭性にも劣る。Ｔｉ量
の高い比較鋼１０では、ＨＡＺ靭性も劣ることが確認さ
れており、使用性能上好ましくない。比較鋼１１は、Ｃ
量が高く、Ｐｃｍも高いため溶接性に劣り、低温靭性も
劣る。水冷停止温度の低い本比較鋼１１は、溶接時のＨ
ＡＺ軟化が顕著であることが確認されており、使用性能
上好ましくない。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【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 深水 秀範 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内
Claims (4)
- 【請求項１】 鋼成分が重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．４０％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００５％、 かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下残部が鉄および不可避的不純物からな
り、引張試験において、荷重−伸び曲線がラウンドなカ
ーブを描き、降伏点が出ないことを特徴とする溶接性と
低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼。 - 【請求項２】 鋼成分として、さらに重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｖ：０．０１〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％ の一種以上を含有し、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下を満足することを特徴とする請求項１記
載の溶接性と低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼。 - 【請求項３】 鋼成分が重量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．４％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００５％、 かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下残部が鉄および不可避的不純物からなる
鋳片または鋼片を、１０００〜１２５０℃の温度に加熱
し、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下量を３
０％以上として７２０点以上の温度で熱間圧延を終了し
た後、６８０℃以上の温度から水冷を開始し、１５０〜
３５０℃の温度で水冷を停止した後放冷することで、引
張試験において、荷重−伸び曲線がラウンドなカーブを
描き、降伏点が出ないことを特徴とする溶接性と低温靭
性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。 - 【請求項４】 鋼成分として、さらに重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｖ：０．０１〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％ の一種以上を含有し、かつ Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂが
０．２５％以下を満足することを特徴とする請求項３記
載の溶接性と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 |
|---|---|---|---|
| JP11286098A JP3526740B2 (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11286098A JP3526740B2 (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11293380A true JPH11293380A (ja) | 1999-10-26 |
| JP3526740B2 JP3526740B2 (ja) | 2004-05-17 |
Family
ID=14597352
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11286098A Expired - Fee Related JP3526740B2 (ja) | 1998-04-09 | 1998-04-09 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3526740B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010090406A (ja) * | 2008-10-03 | 2010-04-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法 |
| CN103667909A (zh) * | 2013-12-13 | 2014-03-26 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种屈强比≤0.65的移动式海洋平台用钢及生产方法 |
| CN112912527A (zh) * | 2018-10-26 | 2021-06-04 | 株式会社Posco | 具有优异的低温韧性和优异的延展性的压力容器用钢板及其制造方法 |
| CN115505848A (zh) * | 2022-09-28 | 2022-12-23 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种V-Nb-Ti复合微合金化500MPa级-165℃低温抗震钢筋及其生产方法 |
-
1998
- 1998-04-09 JP JP11286098A patent/JP3526740B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010090406A (ja) * | 2008-10-03 | 2010-04-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比低温用鋼、およびその製造方法 |
| CN103667909A (zh) * | 2013-12-13 | 2014-03-26 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种屈强比≤0.65的移动式海洋平台用钢及生产方法 |
| CN103667909B (zh) * | 2013-12-13 | 2016-02-03 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种屈强比≤0.65的移动式海洋平台用钢及生产方法 |
| CN112912527A (zh) * | 2018-10-26 | 2021-06-04 | 株式会社Posco | 具有优异的低温韧性和优异的延展性的压力容器用钢板及其制造方法 |
| CN115505848A (zh) * | 2022-09-28 | 2022-12-23 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种V-Nb-Ti复合微合金化500MPa级-165℃低温抗震钢筋及其生产方法 |
| CN115505848B (zh) * | 2022-09-28 | 2023-08-11 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种V-Nb-Ti复合微合金化500MPa级-165℃低温抗震钢筋及其生产方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3526740B2 (ja) | 2004-05-17 |
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