JPS6164824A - ５０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級低温用鋼板の製造方法 - Google Patents
５０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級低温用鋼板の製造方法Info
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- JPS6164824A JPS6164824A JP18701484A JP18701484A JPS6164824A JP S6164824 A JPS6164824 A JP S6164824A JP 18701484 A JP18701484 A JP 18701484A JP 18701484 A JP18701484 A JP 18701484A JP S6164824 A JPS6164824 A JP S6164824A
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は５０ ｋｇｆ／＋ｎｍ”級低温用鋼板の製造方
法に関し、詳しくは、特に大入熱溶接において溶接継手
部がすぐれた低温靭性を有する５ ０ｋｇｆ／ｍｍ”級
低温用鋼板の製造方法に関する。
法に関し、詳しくは、特に大入熱溶接において溶接継手
部がすぐれた低温靭性を有する５ ０ｋｇｆ／ｍｍ”級
低温用鋼板の製造方法に関する。
近年、極寒冷地や深海での石油資源の開発の活発化に伴
い、試掘或いは石油掘削用の海洋構造物や砕氷船には、
これらに用いられる鋼板及びその溶接継手部にすぐれた
低温靭性が要求されるに至っている。他方、これら各種
構造物の溶接に際しては、溶接作業能率を向上させ、溶
接施工費を軽減する観点から、大人熱の両面又は片面一
層サブマージアーク溶接、エレクトロガスアーク溶接等
の高能率溶接法を採用し得ると共に溶接割れ防止のため
の予熱を省略し得る鋼板が要求されるに至っている。
い、試掘或いは石油掘削用の海洋構造物や砕氷船には、
これらに用いられる鋼板及びその溶接継手部にすぐれた
低温靭性が要求されるに至っている。他方、これら各種
構造物の溶接に際しては、溶接作業能率を向上させ、溶
接施工費を軽減する観点から、大人熱の両面又は片面一
層サブマージアーク溶接、エレクトロガスアーク溶接等
の高能率溶接法を採用し得ると共に溶接割れ防止のため
の予熱を省略し得る鋼板が要求されるに至っている。
しかし、焼準しによって製造される従来の５０ｋｇｆ／
ｍｍ”扱銅は炭素当量が高く、溶接に際しては２５〜７
５℃程度の予熱が必要であり、また１、溶接入熱量も４
５ＫＪ／ｃｍ以下に制限されているように、従来の溶接
用構造鋼材に大入熱溶接を施こすと、そのＨＡＺの脆化
が生じる。この大入熱溶接によるＨＡＺの脆化は、溶接
熱による結晶粒の粗大化と、その後の緩慢な冷却による
上部ベイナイトの生成とが主要な原因であり、溶接入熱
量が増大し、或いは合金元素量が増加するとき、大入熱
溶接によるＨＡＺの脆化は一層顕著となる。
ｍｍ”扱銅は炭素当量が高く、溶接に際しては２５〜７
５℃程度の予熱が必要であり、また１、溶接入熱量も４
５ＫＪ／ｃｍ以下に制限されているように、従来の溶接
用構造鋼材に大入熱溶接を施こすと、そのＨＡＺの脆化
が生じる。この大入熱溶接によるＨＡＺの脆化は、溶接
熱による結晶粒の粗大化と、その後の緩慢な冷却による
上部ベイナイトの生成とが主要な原因であり、溶接入熱
量が増大し、或いは合金元素量が増加するとき、大入熱
溶接によるＨＡＺの脆化は一層顕著となる。
このようなＨＡＺの脆化の原因となる結晶粒の粗大化の
防止には微細なＴｉＮを析出させることが、また、上部
ベイナイト組織の生成の防止には炭素当量を低減するこ
とが有効であることは既によく知られており、最近の制
御圧延法や加速冷却法によれば、細粒化強化や変態強化
を利用し、鋼板の炭素当量を低減して、ＨＡＺ靭性のす
くれた鋼板が製造されている。しかし、これらの方法に
よっても、５０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板は０．３４％程度
以上の炭素当量を必要とし、例えば、−６０°Ｃ用の低
温用銅としては、溶接入熱量は８０ＫＪ／ａｍ以下に制
限されている。
防止には微細なＴｉＮを析出させることが、また、上部
ベイナイト組織の生成の防止には炭素当量を低減するこ
とが有効であることは既によく知られており、最近の制
御圧延法や加速冷却法によれば、細粒化強化や変態強化
を利用し、鋼板の炭素当量を低減して、ＨＡＺ靭性のす
くれた鋼板が製造されている。しかし、これらの方法に
よっても、５０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板は０．３４％程度
以上の炭素当量を必要とし、例えば、−６０°Ｃ用の低
温用銅としては、溶接入熱量は８０ＫＪ／ａｍ以下に制
限されている。
また他方において、変態強化によって鋼板の強度を高め
、低炭素当量化を達成するために、微量のＢの添加が有
効であることも既に知られている。
、低炭素当量化を達成するために、微量のＢの添加が有
効であることも既に知られている。
このような鋼板としては、／ｌとＮの含有量を制御して
、焼入れ性の向上に有効な固溶状態のＢを利用し、焼入
れ又は熱間圧延後３００℃以下の温度に直接焼入れし、
その後、焼戻しすることにより製造される調質型鋼板と
、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ等の焼入れ性向上元素を多量に添加
し、制御圧延又は焼準しによって製造される非調質鋼板
とがある。
、焼入れ性の向上に有効な固溶状態のＢを利用し、焼入
れ又は熱間圧延後３００℃以下の温度に直接焼入れし、
その後、焼戻しすることにより製造される調質型鋼板と
、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｂ等の焼入れ性向上元素を多量に添加
し、制御圧延又は焼準しによって製造される非調質鋼板
とがある。
しかし、前者の鋼板は、その製造において熱処理を必要
とするため、経済性及び生産性に難点があり、一方、後
者の場合は、鋼板が合金元素を多量に含有するので、大
入熱溶接ＨＡＺ靭性の確保が困難である。
とするため、経済性及び生産性に難点があり、一方、後
者の場合は、鋼板が合金元素を多量に含有するので、大
入熱溶接ＨＡＺ靭性の確保が困難である。
このような従来の鋼板の製造方法は、いずれも冶金学的
にはＢの焼入れ性向上効果を利用して、フェライト変態
を抑制し、ベイナイトを多量に生成させるために、オー
ステナイト域がら３００’Ｃ以下の低温域まで急冷し、
或いは合金元素の添加によるフェライト変態温度、の低
下効果を利用している。
にはＢの焼入れ性向上効果を利用して、フェライト変態
を抑制し、ベイナイトを多量に生成させるために、オー
ステナイト域がら３００’Ｃ以下の低温域まで急冷し、
或いは合金元素の添加によるフェライト変態温度、の低
下効果を利用している。
しかし、本発明者らは、低炭素当量鋼について、低温度
まで冷却することなく、Ｂの変態強化を活用する方法を
見出すために、Ｂの焼入れ性に影響を与えるとみられる
Ｎｌを変化させ、同時に焼入れ性向上元素であるＮｂ及
びＶを単独で微量添加した鋼を種々溶製し、その強度及
び靭性を調べた。
まで冷却することなく、Ｂの変態強化を活用する方法を
見出すために、Ｂの焼入れ性に影響を与えるとみられる
Ｎｌを変化させ、同時に焼入れ性向上元素であるＮｂ及
びＶを単独で微量添加した鋼を種々溶製し、その強度及
び靭性を調べた。
その結果、第１表に化学成分を示すようにＮｂ及びＢ無
添加鋼を基本型鋼とし、 低Ｎ−Ｎｂ−Ｂ鋼、高Ｎ−Ｎｂ−Ｂ鋼、低Ｎ−Ｖ−Ｂ量
及び高Ｎ−Ｖ−Ｂ鋼について、それぞれ１０００℃に加
熱し、圧延した直後がら５５ｏ′ｃまでの平均冷却速度
を１０″Ｃ／秒とした緩冷却の条件によれば、第１図に
示すように、低Ｎ化及び微ｆｉＮｂの添加鋼の場合にの
み、Ｂによる変態強化が可能であり、約５ ｋｇｆ／ｍ
ｍ”の強度上昇、ひいては低炭素当量化が達成されるこ
とを見出した。
添加鋼を基本型鋼とし、 低Ｎ−Ｎｂ−Ｂ鋼、高Ｎ−Ｎｂ−Ｂ鋼、低Ｎ−Ｖ−Ｂ量
及び高Ｎ−Ｖ−Ｂ鋼について、それぞれ１０００℃に加
熱し、圧延した直後がら５５ｏ′ｃまでの平均冷却速度
を１０″Ｃ／秒とした緩冷却の条件によれば、第１図に
示すように、低Ｎ化及び微ｆｉＮｂの添加鋼の場合にの
み、Ｂによる変態強化が可能であり、約５ ｋｇｆ／ｍ
ｍ”の強度上昇、ひいては低炭素当量化が達成されるこ
とを見出した。
第１図に対応するこれらの加速冷却銅板のミクロ組織を
第２図（ａｌ〜（１１！１に示すが、低Ｎ−微量Ｎｂ−
Ｂ添加鋼は、多量の微細なベイナイトよりなり、高強度
化が変態強化によることが明らかである。
第２図（ａｌ〜（１１！１に示すが、低Ｎ−微量Ｎｂ−
Ｂ添加鋼は、多量の微細なベイナイトよりなり、高強度
化が変態強化によることが明らかである。
他方、■添加鋼は低Ｎ化しても、Ｂによる変態強化作用
が認められない。即ち、Ｎｂ添加鋼の場合に初めてＢに
よる変態強化効果を得ることができる。このことは、加
速冷却前のオーステナイト中に固溶状態で存在するＮｂ
がＢの焼入れ性を助長することによるとみられる。
が認められない。即ち、Ｎｂ添加鋼の場合に初めてＢに
よる変態強化効果を得ることができる。このことは、加
速冷却前のオーステナイト中に固溶状態で存在するＮｂ
がＢの焼入れ性を助長することによるとみられる。
そこで、本発明者らは、微量のＮｂ添加鋼について、Ｂ
及びＮ＋２１の最適範囲を明らかにするため、更に種々
の鋼を溶製して研究した結果、第３図に示すように、Ｎ
量を０．００４０％以下に抑えると共に、Ｂ量を０．０
００５〜０． ＯＯ２０％の範囲で゛添加することによ
り、強度と靭性を最大限に改善し得ることを見出した。
及びＮ＋２１の最適範囲を明らかにするため、更に種々
の鋼を溶製して研究した結果、第３図に示すように、Ｎ
量を０．００４０％以下に抑えると共に、Ｂ量を０．０
００５〜０． ＯＯ２０％の範囲で゛添加することによ
り、強度と靭性を最大限に改善し得ることを見出した。
ここにおいて、Ｎ量の低減は、焼入れ性に有効な固溶状
態のＢ量を増大させる効果を有し、これは従来がら知ら
れている効果と同様であるが、しかし、固溶状態のＮｂ
が存在することによって初めてＢによる変態強化を達成
し得ることは、従来の低炭素当量鋼の製造条件と全く異
なるものである。
態のＢ量を増大させる効果を有し、これは従来がら知ら
れている効果と同様であるが、しかし、固溶状態のＮｂ
が存在することによって初めてＢによる変態強化を達成
し得ることは、従来の低炭素当量鋼の製造条件と全く異
なるものである。
本発明は上記知見に基づいてなされたものであり、熱処
理を必要とせず、しかも、多量の合金元素の添加なしに
、比較的緩冷却の加速冷却によってＢの変態強化を利用
して低炭素当量化を達成し、かくして、大人熱溶接によ
っても溶接継手部の低温衝撃特性にすぐれた５ ０ｋｇ
ｆ／ｍｍ２級低温用鋼板の製造方法を提供することを目
的とする。
理を必要とせず、しかも、多量の合金元素の添加なしに
、比較的緩冷却の加速冷却によってＢの変態強化を利用
して低炭素当量化を達成し、かくして、大人熱溶接によ
っても溶接継手部の低温衝撃特性にすぐれた５ ０ｋｇ
ｆ／ｍｍ２級低温用鋼板の製造方法を提供することを目
的とする。
本発明による５ ０ ｋｇｆ／ｍｍ２級低温用鋼板の製
造方法は、重量％で Ｃ０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ０．０５〜０．７０％、 Ｍｎ ０．５０〜１．６０％、 Ａβ ０．０１〜０．０８％、 Ｎｂ ０．００５〜０．０ ２ ５％、Ｂ
０．０００５〜０．００３０％、Ｎ ０．００４Ｑ
％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．３４（％）である鋼を熱間
圧延した後、７００°Ｃ以上の温度から直ちに４５０〜
６００″Ｃの範囲の温度まで３〜ｂ 特徴とする。
造方法は、重量％で Ｃ０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ０．０５〜０．７０％、 Ｍｎ ０．５０〜１．６０％、 Ａβ ０．０１〜０．０８％、 Ｎｂ ０．００５〜０．０ ２ ５％、Ｂ
０．０００５〜０．００３０％、Ｎ ０．００４Ｑ
％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．３４（％）である鋼を熱間
圧延した後、７００°Ｃ以上の温度から直ちに４５０〜
６００″Ｃの範囲の温度まで３〜ｂ 特徴とする。
先ず、本発明による低温用鋼板における化学成分の限定
理由について説明する。
理由について説明する。
Ｃは、その含有量が低いほど、鋼の耐溶接割れ性及びＦ
（ＡＺ靭性の改善に有効であるが、余りに少ないときは
、母材強度が低下するのみならず、製鋼時の溶鋼の歩留
りを低下させるので、その添加量の下限を０．０５％と
する。他方、０．１０％を越えるときは、溶接性及びＨ
ＡＺ靭性の劣化が顕著となるので、Ｃ添加量上限を０．
１０％とする。
（ＡＺ靭性の改善に有効であるが、余りに少ないときは
、母材強度が低下するのみならず、製鋼時の溶鋼の歩留
りを低下させるので、その添加量の下限を０．０５％と
する。他方、０．１０％を越えるときは、溶接性及びＨ
ＡＺ靭性の劣化が顕著となるので、Ｃ添加量上限を０．
１０％とする。
Ｓｉは鋼の脱酸及び強度上昇のために添加され、この効
果を有効に発揮させるために少な（とも０゜０５％の添
加が必要である。しかし、過多に添加するときは、溶接
性を劣化させるので、上限を０゜０７％とする。
果を有効に発揮させるために少な（とも０゜０５％の添
加が必要である。しかし、過多に添加するときは、溶接
性を劣化させるので、上限を０゜０７％とする。
Ｍｎは、鋼の高強度化及び高靭性化を図るためには少な
くとも０．５０％の添加を必要とするが、１．６％を越
えるときは溶接性が劣化する。従って、本発明において
は０．５０〜１．６％とする。
くとも０．５０％の添加を必要とするが、１．６％を越
えるときは溶接性が劣化する。従って、本発明において
は０．５０〜１．６％とする。
ＡＮは脱酸元素として必要不可欠であるが、０゜０１％
よりも少ないときは、その効果を十分に発揮することが
できず、反面、０．０８％よりも過多に添加するときは
溶接性を劣化させる。従って、本発明においては、その
添加量は０．０１〜０．０８％とする。
よりも少ないときは、その効果を十分に発揮することが
できず、反面、０．０８％よりも過多に添加するときは
溶接性を劣化させる。従って、本発明においては、その
添加量は０．０１〜０．０８％とする。
Ｎｂは、微量の添加によって析出強化及び細粒強化に有
効であるが、本発明においては、これらの効果のほかに
、その変態強化作用を確保するために必須の元素として
添加される。これらの効果を有効に発揮させるためには
、少なくとも０．００５％の添加が必要である。しかし
、過多に添加するときは、低炭素当量鋼であっても、粗
大な上部ベイナイトが生成し、ＨＡＺ靭性を劣化させる
ので、その上限を０．０２５％とする。
効であるが、本発明においては、これらの効果のほかに
、その変態強化作用を確保するために必須の元素として
添加される。これらの効果を有効に発揮させるためには
、少なくとも０．００５％の添加が必要である。しかし
、過多に添加するときは、低炭素当量鋼であっても、粗
大な上部ベイナイトが生成し、ＨＡＺ靭性を劣化させる
ので、その上限を０．０２５％とする。
Ｂは、低Ｎ化と微量のＮｂ添加、更には、後述する加速
冷却法との組合せによって、変態強化によって鋼板の強
度を高めるために必須の元素として添加される。これら
の効果を有効に発現させるためには、少なくとも０．０
００５％の添加を必要とする。しかし、過多に添加して
もその効果が飽和するので、上限を０．００２０％とす
る。
冷却法との組合せによって、変態強化によって鋼板の強
度を高めるために必須の元素として添加される。これら
の効果を有効に発現させるためには、少なくとも０．０
００５％の添加を必要とする。しかし、過多に添加して
もその効果が飽和するので、上限を０．００２０％とす
る。
Ｎは、これを低減することによって、地の靭性を向上さ
せ、ＨＡＺの靭性を改善するが、他方、本発明において
は、ＮはＢの変態強化作用を達成するために必要不可欠
の元素であるので、その許容上限を０．００４％とする
。
せ、ＨＡＺの靭性を改善するが、他方、本発明において
は、ＮはＢの変態強化作用を達成するために必要不可欠
の元素であるので、その許容上限を０．００４％とする
。
本発明においては、用いる調は上記した化学組成を有す
ると共に、大入熱溶接によるＨＡＺ靭性の改善を達成す
るために、次式で規定される炭素当量が０．３４％以下
であることが必要である。
ると共に、大入熱溶接によるＨＡＺ靭性の改善を達成す
るために、次式で規定される炭素当量が０．３４％以下
であることが必要である。
即ち、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．３４（％）本発明に
よる５ ０ ｋｇｆ／ｍｍ”級低温用鋼板には、上記の
元素に加えて、鋼板のＨＡＺ靭性を一層向上させるため
に、更にＴｉを添加することができる。
よる５ ０ ｋｇｆ／ｍｍ”級低温用鋼板には、上記の
元素に加えて、鋼板のＨＡＺ靭性を一層向上させるため
に、更にＴｉを添加することができる。
ＴｉはＴｉＮを生成してオーステナイト粒粗大化を抑制
し、また、オーステナイト−フェライト変態時の粒内核
生成によるフェライトのｆ＋ｌｌＩｒ１化を図るために
有効である。かかる効果を有効に発現させるためには、
少なくとも０．００５％の添加を必要とする。しかし、
過多に添加するときは、却ってＨＡＺ靭性を劣化させる
ので、その上限を０．０２０％とする。
し、また、オーステナイト−フェライト変態時の粒内核
生成によるフェライトのｆ＋ｌｌＩｒ１化を図るために
有効である。かかる効果を有効に発現させるためには、
少なくとも０．００５％の添加を必要とする。しかし、
過多に添加するときは、却ってＨＡＺ靭性を劣化させる
ので、その上限を０．０２０％とする。
更に、本発明による低温用鋼板には、所要の要求特性に
応じて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉよりなる群から選ば
れる少なくとも１種の元素を添加することができる。
応じて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉよりなる群から選ば
れる少なくとも１種の元素を添加することができる。
Ｃｕは銅の強度及び耐食性を向上させるのに有効である
が、過多に添加するときはＨＡＺ靭性を劣化させるので
、その上限を０．５％とする。
が、過多に添加するときはＨＡＺ靭性を劣化させるので
、その上限を０．５％とする。
Ｎｉは、溶接性を害することなく、靭性を改善するのに
有効な元素であるが、経済性を考慮して上限を１．０％
とする。
有効な元素であるが、経済性を考慮して上限を１．０％
とする。
Ｃｒも鋼の強度及び靭性を向上させるが、過剰の添加は
却って靭性を劣化させるので、その上限を０．５％とす
る。
却って靭性を劣化させるので、その上限を０．５％とす
る。
Ｍｏは鋼の強度を上昇させるのに有効であるが、過多に
添加するときは、靭性を劣化させるので、上限を０．５
％とする。
添加するときは、靭性を劣化させるので、上限を０．５
％とする。
本発明においては、鋼が上記のような合金元素を含有す
る場合は、次式で規定される炭素当量が０．３４％以下
であることが、すぐれたＨＡＺ靭性を確保するために必
要である。
る場合は、次式で規定される炭素当量が０．３４％以下
であることが、すぐれたＨＡＺ靭性を確保するために必
要である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６ ＋ （Ｃｕ＋Ｎ ｉ）／１５
＋（Ｃｒ ＋Ｍｏ ＋Ｖ） １５≦０．３４（％）更に
、本発明においては、鋼にＣａ及びＣｅから選ばれる少
なくとも１種の元素を添加することができる。かかる元
素は硫化物系の非金属介在物を球状化して、異方性を改
善し、また、酸化物を形成し、ＨＡＺ靭性を改善させる
のに有効である。
＋（Ｃｒ ＋Ｍｏ ＋Ｖ） １５≦０．３４（％）更に
、本発明においては、鋼にＣａ及びＣｅから選ばれる少
なくとも１種の元素を添加することができる。かかる元
素は硫化物系の非金属介在物を球状化して、異方性を改
善し、また、酸化物を形成し、ＨＡＺ靭性を改善させる
のに有効である。
しかし、これらの元素も過剰に添加するときは、却って
鋼の清浄度を阻害し、靭性を劣化させるので、その上限
をＣａについては０．００４％、Ｃｅについては０．０
１０％とする。
鋼の清浄度を阻害し、靭性を劣化させるので、その上限
をＣａについては０．００４％、Ｃｅについては０．０
１０％とする。
本発明の方法においては、上記のような化学組成及び所
定の炭素当量を有する鋼を熱間圧延した後、所定の条件
下で冷却することよって、已による変態強化を有効に発
現させ、かくして）ＩＡＺ靭性にすぐれる鋼板を得るこ
とができる。即ち、通常の熱間圧延後、７００℃以上の
温度から直ちに４５０〜６００℃の範囲の温度まで平均
冷却速度３〜３０°Ｃ／秒にて冷却することが必要であ
る。
定の炭素当量を有する鋼を熱間圧延した後、所定の条件
下で冷却することよって、已による変態強化を有効に発
現させ、かくして）ＩＡＺ靭性にすぐれる鋼板を得るこ
とができる。即ち、通常の熱間圧延後、７００℃以上の
温度から直ちに４５０〜６００℃の範囲の温度まで平均
冷却速度３〜３０°Ｃ／秒にて冷却することが必要であ
る。
熱間圧延後の冷却開始温度は、高温度であるほど焼入れ
性に有効な固溶状態のＢ及びＮｂの効果が顕著に発揮さ
れるので、目的とする強化作用を確保するためには７０
０°Ｃ以上とすることが必要である。一方、冷却停止温
度は、低いほどＢの変態強化が増大するが、停止温度を
過度に低めることは、鋼板に硬度むらを生じさせ、また
、靭性を劣化させる低温変態生成物の量を増大させる。
性に有効な固溶状態のＢ及びＮｂの効果が顕著に発揮さ
れるので、目的とする強化作用を確保するためには７０
０°Ｃ以上とすることが必要である。一方、冷却停止温
度は、低いほどＢの変態強化が増大するが、停止温度を
過度に低めることは、鋼板に硬度むらを生じさせ、また
、靭性を劣化させる低温変態生成物の量を増大させる。
従って、靭性の大幅な低下を防止するために、本発明に
おいては、停止温度の下限を４５０°Ｃとすると共に、
Ｂの強化作用を有効に発現させるためにそのと限を６０
０℃とする。
おいては、停止温度の下限を４５０°Ｃとすると共に、
Ｂの強化作用を有効に発現させるためにそのと限を６０
０℃とする。
次に、その平均冷却速度は、速いほどＢの強化作用を向
上させるのに有利であり、この作用を有効に発現させる
ために、本発明においては、少なくとも３℃／秒とする
必要がある。平均冷却速度の上限は、実用上の観点から
３０℃／秒とする。
上させるのに有利であり、この作用を有効に発現させる
ために、本発明においては、少なくとも３℃／秒とする
必要がある。平均冷却速度の上限は、実用上の観点から
３０℃／秒とする。
以上のように、本発明によれば、鋼中のＮｉを所定値以
下に抑えると共に、更に、綱に所定量のＮｂとＢとを添
加することによって、比較的緩冷却の加速冷却によって
Ｂの変態強化を利用して低炭素当量化を達成し、か（し
て、大入熱溶接を施しても、ＨＡＺの脆化が少ない鋼を
得ることができる。
下に抑えると共に、更に、綱に所定量のＮｂとＢとを添
加することによって、比較的緩冷却の加速冷却によって
Ｂの変態強化を利用して低炭素当量化を達成し、か（し
て、大入熱溶接を施しても、ＨＡＺの脆化が少ない鋼を
得ることができる。
以下に実施例を挙げて本発明を説明する。
実施例１
第２表に示す化学組成を存する本発明鋼Ａ−Ｇ及び比較
鋼Ｈ−Ｎから第３表に示す方法にて所定の板厚の鋼板を
得、これを所定の入熱量にて両面一層又は片面一層サブ
マージアーク溶接した。鋼板の機械的性質及び溶接ボン
ド部の衝撃試験結果を第３表に示す。
鋼Ｈ−Ｎから第３表に示す方法にて所定の板厚の鋼板を
得、これを所定の入熱量にて両面一層又は片面一層サブ
マージアーク溶接した。鋼板の機械的性質及び溶接ボン
ド部の衝撃試験結果を第３表に示す。
本発明の方法により得られた鋼板は、炭素当量が０．３
４％以下の低炭素当量鋼であるにもかかわらず、引張強
さ５０ ｋｇｆ／ｍｍ２を確保しており、且つ、溶接入
熱量１４０〜２５０ＫＪ／ｃｍの片面一層サブマージア
ーク溶接のポンド部において、−６０°Ｃでの吸収エネ
ルギー（ｖＥ−６゜）は、いずれも７ ｋｇ−ｍ以上で
あり、すぐれた衝撃特性を有する。
４％以下の低炭素当量鋼であるにもかかわらず、引張強
さ５０ ｋｇｆ／ｍｍ２を確保しており、且つ、溶接入
熱量１４０〜２５０ＫＪ／ｃｍの片面一層サブマージア
ーク溶接のポンド部において、−６０°Ｃでの吸収エネ
ルギー（ｖＥ−６゜）は、いずれも７ ｋｇ−ｍ以上で
あり、すぐれた衝撃特性を有する。
これに対して、比較鋼である鋼ＨはＢｌが、鋼ＩはＮｂ
がそれぞれ添加されておらず、また、比較鋼Ｊ及びＫで
はＮ量が高いために、いずれも引張強さ５０ ｋｇｆ／
ｍｍ”を有しない。また、Ｂ無添加鋼である鋼り、Ｍ及
びＮは、炭素当量が高いために引張強さ５０ ｋｇｆ／
ｍｍ２を満足しているが、ボンド部靭性が著しく低い。
がそれぞれ添加されておらず、また、比較鋼Ｊ及びＫで
はＮ量が高いために、いずれも引張強さ５０ ｋｇｆ／
ｍｍ”を有しない。また、Ｂ無添加鋼である鋼り、Ｍ及
びＮは、炭素当量が高いために引張強さ５０ ｋｇｆ／
ｍｍ２を満足しているが、ボンド部靭性が著しく低い。
次に、前記ｉＤと同じ鋼スラブを用いて溶製した本発明
法による１ｉ４Ｄ１と比較法による＆’１ＪＤ２〜５の
製造条件と機械的性質を第４表に示す。本発明による鋼
Ｄ１は、引張強さ５０ｋｇｆ／ｍｍ２を十分に満足して
おり、低温特性も良好である。これに対して、本発明で
規定する条件に比べて、比較鋼Ｄ２は冷却開始後温度が
低く、Ｄ３は冷却停止温度が高く、また、Ｄ４は平均冷
却速度が遅いために、いずれも引張強さ５０ｋｇｆ／ｍ
ｍ”を満足していない。Ｄ５は引張強さ５０ ｋｇｆ／
ｍｍ”を満足しているものの、冷却停止温度が低いため
に靭性が大幅に低下している。
法による１ｉ４Ｄ１と比較法による＆’１ＪＤ２〜５の
製造条件と機械的性質を第４表に示す。本発明による鋼
Ｄ１は、引張強さ５０ｋｇｆ／ｍｍ２を十分に満足して
おり、低温特性も良好である。これに対して、本発明で
規定する条件に比べて、比較鋼Ｄ２は冷却開始後温度が
低く、Ｄ３は冷却停止温度が高く、また、Ｄ４は平均冷
却速度が遅いために、いずれも引張強さ５０ｋｇｆ／ｍ
ｍ”を満足していない。Ｄ５は引張強さ５０ ｋｇｆ／
ｍｍ”を満足しているものの、冷却停止温度が低いため
に靭性が大幅に低下している。
以上のように、本発明によれば、鋼におけるＢ、Ｎｂ及
びＮｉのバランス化と圧延後の適正な加速冷却によって
変態強化による高強度化、ひいては低炭素当量化を達成
することができ、かくして、すぐれたボンド部及びＨＡ
Ｚの靭性を得ることができ、しかも、その製造方法も簡
単である。
びＮｉのバランス化と圧延後の適正な加速冷却によって
変態強化による高強度化、ひいては低炭素当量化を達成
することができ、かくして、すぐれたボンド部及びＨＡ
Ｚの靭性を得ることができ、しかも、その製造方法も簡
単である。
第１図は、Ｂ添加加速冷却鋼板における引張強さ及び靭
性に及ぼすＮｂ、■及びＮ量の影響を示すグラフ、第２
図はＢ添加加速冷却鋼板のミクロ組織に及ぼすＮｂ、■
及びＮ量の影響を示す顕微鏡写真であって、それぞれ第
１表において、（ａ）は基本筒、（ｂｌは低Ｎ−Ｎｂ−
Ｂ鋼、（Ｃ１は鋼ＮＮｂ−Ｂ鋼、（ｄｉは低Ｎ Ｖ
Ｂ鋼、（ｅｌは高Ｎ−Ｖ−Ｂ鋼を示す。第３図はＮｂ
添加加速冷却鋼における強度及び靭性に及ぼすＢ及びＮ
量の影響を示すグラフである。 第１図 Ｔ Ｓ （ｋｇｆ／ｒｎｍ’） 第３図
性に及ぼすＮｂ、■及びＮ量の影響を示すグラフ、第２
図はＢ添加加速冷却鋼板のミクロ組織に及ぼすＮｂ、■
及びＮ量の影響を示す顕微鏡写真であって、それぞれ第
１表において、（ａ）は基本筒、（ｂｌは低Ｎ−Ｎｂ−
Ｂ鋼、（Ｃ１は鋼ＮＮｂ−Ｂ鋼、（ｄｉは低Ｎ Ｖ
Ｂ鋼、（ｅｌは高Ｎ−Ｖ−Ｂ鋼を示す。第３図はＮｂ
添加加速冷却鋼における強度及び靭性に及ぼすＢ及びＮ
量の影響を示すグラフである。 第１図 Ｔ Ｓ （ｋｇｆ／ｒｎｍ’） 第３図
Claims (4)
- （１）重量％で Ｃ ０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ ０．０５〜０．７０％、 Ｍｎ ０．５０〜１．６０％、 Ａｌ ０．０１〜０．０８％、 Ｎｂ ０．００５〜０．０２５％、 Ｂ ０．０００５〜０．００３０％、 Ｎ ０．００４０％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．３４（％） である鋼を熱間圧延した後、７００℃以上の温度から直
ちに４５０〜６００℃の範囲の温度まで３〜３０℃／秒
の平均冷却速度にて冷却することを特徴とする大入熱溶
接継手部靭性のすぐれた５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級低温用
鋼板の製造方法。 - （２）重量％で Ｃ ０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ ０．０５〜０．７０％、 Ｍｎ ０．５０〜１．６０％、 Ａｌ ０．０１〜０．０８％、 Ｎｂ ０．００５〜０．０２５％、 Ｔｉ ０．００５〜０．０２０％、 Ｂ ０．０００５〜０．００３０％、 Ｎ ０．００４０％以下、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６≦０．３４（％） である鋼を熱間圧延した後、７００℃以上の温度から直
ちに４５０〜６００℃の範囲の温度まで３〜３０℃／秒
の平均冷却速度にて冷却することを特徴とする大入熱溶
接継手部靭性のすぐれた５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級低温用
鋼板の製造方法。 - （３）重量％で （ａ）Ｃ ０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ ０．０５〜０．７０％、 Ｍｎ ０．５０〜１．６０％、 Ａｌ ０．０１〜０．０８％、 Ｎｂ ０．００５〜０．０２５％、 Ｔｉ ０．００５〜０．０２０％、 Ｂ ０．０００５〜０．００３０％、 Ｎ ０．００４０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｃｕ ０．５０％以下、 Ｎｉ １．０％以下、 Ｃｒ ０．５０％以下、 Ｍｏ ０．５０％以下、及び Ｖ ０．１０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種
の元素を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．３４（％）ある鋼を熱間圧延し
た後、７００℃以上の 温度から直ちに４５０〜６００℃の範囲の温度まで３〜
３０℃／秒の平均冷却速度にて冷却することを特徴とす
る大入熱溶接継手部靭性のすぐれた５０ｋｇｆ／ｍｍ＾
２級低温用鋼板の製造方法。 - （４）重量％で （ａ）Ｃ ０．０５〜０．１０％、 Ｓｉ ０．０５〜０．７０％、 Ｍｎ ０．５０〜１．６０％、 Ａｌ ０．０１〜０．０８％、 Ｎｂ ０．００５〜０．０２５％、 Ｔｉ ０．００５〜０．０２０％、 Ｂ ０．０００５〜０．００３０％、 Ｎ ０．００４０％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｃｕ ０．５０％以下、 Ｎｉ １．０％以下、 Ｃｒ ０．５０％以下、 Ｍｏ ０．５０％以下、及び Ｖ ０．１０％よりなる群から選ばれる少なくとも１種
の元素と、 （ｃ）Ｃａ ０．００４％以下、及び Ｃｅ ０．０１０％以下よりなる群から選ばれる少なく
とも１種の元素とを含有し、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｃｒ
＋Ｍｏ＋Ｖ）／５≦０．３４（％）である鋼を熱間圧延
した後、７００℃以上の温度から直ちに４５０〜６００
℃の範囲の温度まで３〜３０℃／秒の平均冷却速度にて
冷却することを特徴とする大入熱溶接継手部靭性のすぐ
れた５０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級低温用鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18701484A JPS6164824A (ja) | 1984-09-05 | 1984-09-05 | ５０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級低温用鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18701484A JPS6164824A (ja) | 1984-09-05 | 1984-09-05 | ５０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級低温用鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6164824A true JPS6164824A (ja) | 1986-04-03 |
Family
ID=16198691
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18701484A Pending JPS6164824A (ja) | 1984-09-05 | 1984-09-05 | ５０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級低温用鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6164824A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0288054A2 (en) * | 1987-04-24 | 1988-10-26 | Nippon Steel Corporation | Method of producing steel plate with good low-temperature toughness |
| CN106756527A (zh) * | 2016-11-15 | 2017-05-31 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种液化气体船用碳锰低温钢及制造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5834131A (ja) * | 1981-08-25 | 1983-02-28 | Kawasaki Steel Corp | 靭性と溶接性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS58100625A (ja) * | 1981-12-11 | 1983-06-15 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 |
| JPS5935619A (ja) * | 1982-08-18 | 1984-02-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部靭性のすぐれた高張力鋼材の製造方法 |
| JPS5983722A (ja) * | 1982-11-05 | 1984-05-15 | Kawasaki Steel Corp | 低炭素当量非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS59110729A (ja) * | 1982-12-16 | 1984-06-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 靭性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-09-05 JP JP18701484A patent/JPS6164824A/ja active Pending
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5834131A (ja) * | 1981-08-25 | 1983-02-28 | Kawasaki Steel Corp | 靭性と溶接性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS58100625A (ja) * | 1981-12-11 | 1983-06-15 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 |
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| JPS59110729A (ja) * | 1982-12-16 | 1984-06-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 靭性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0288054A2 (en) * | 1987-04-24 | 1988-10-26 | Nippon Steel Corporation | Method of producing steel plate with good low-temperature toughness |
| CN106756527A (zh) * | 2016-11-15 | 2017-05-31 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种液化气体船用碳锰低温钢及制造方法 |
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