JPS62174324A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPS62174324A JPS62174324A JP1330586A JP1330586A JPS62174324A JP S62174324 A JPS62174324 A JP S62174324A JP 1330586 A JP1330586 A JP 1330586A JP 1330586 A JP1330586 A JP 1330586A JP S62174324 A JPS62174324 A JP S62174324A
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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。
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Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に優れた低温用
高降伏点鋼の製造方法に関し、さらに詳しくは、降伏点
４０ ｋｇｆ／ｍａ＋２以上、引張強さ５４ｋＨｆ／ｍ
ｍ２以上の強度を有し、造船、海洋構造物、ＬＰＧタン
ク等に用いられる比較的板厚の厚い鋼板までを含む大入
熱溶接後の溶接熱影響部の靭性が一４０℃以下でも満足
する低温用高降伏点鋼の製造方法に関する。
高降伏点鋼の製造方法に関し、さらに詳しくは、降伏点
４０ ｋｇｆ／ｍａ＋２以上、引張強さ５４ｋＨｆ／ｍ
ｍ２以上の強度を有し、造船、海洋構造物、ＬＰＧタン
ク等に用いられる比較的板厚の厚い鋼板までを含む大入
熱溶接後の溶接熱影響部の靭性が一４０℃以下でも満足
する低温用高降伏点鋼の製造方法に関する。
［従来技術１
近年、加速冷却技術の進歩に伴ない、溶接性および大入
熱溶接後の溶接熱影響部の靭性が優れた低温用高降伏点
鋼が要求されている。
熱溶接後の溶接熱影響部の靭性が優れた低温用高降伏点
鋼が要求されている。
従来から、Ｃｅｑを低減し、かつ、Ｃ含有量を低減させ
ることが溶接熱影響部の靭性を改善するのに有効である
ことは知られている。
ることが溶接熱影響部の靭性を改善するのに有効である
ことは知られている。
また、片面一層大入熱溶接後に一４０’Ｃ以下の靭性を
確保するためには、Ｃｅｑを０．３６％以下とし、かつ
、Ｃ含有量を０，０５ｗｔ％以下にすることが好ましい
ことも知られている。
確保するためには、Ｃｅｑを０．３６％以下とし、かつ
、Ｃ含有量を０，０５ｗｔ％以下にすることが好ましい
ことも知られている。
しかしながら、ＣｅｑおよびＣ含有量を低減すると母材
強度が低下し、加速冷却が強度上昇に効果があっても、
単に、加速冷却を適用してもこのＣ含有量およびＣｅｑ
では強度を確保することは困難であり、例えば、最も強
度上昇に有効な冷却停止温度を４００℃以下とする方法
を採用しても、引張強さは上昇するが、島状マルテンサ
イＹの生成により降伏点が低下し、降伏点４０ｋｇｆ／
ｍｌ１１２以上を満足することはできない。
強度が低下し、加速冷却が強度上昇に効果があっても、
単に、加速冷却を適用してもこのＣ含有量およびＣｅｑ
では強度を確保することは困難であり、例えば、最も強
度上昇に有効な冷却停止温度を４００℃以下とする方法
を採用しても、引張強さは上昇するが、島状マルテンサ
イＹの生成により降伏点が低下し、降伏点４０ｋｇｆ／
ｍｌ１１２以上を満足することはできない。
［発明が解決しようとする問題点Ｊ
本発明は上記に説明したような従来の低温用高降伏点鋼
の製造法の種々の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を
行なった結果、高強度、高靭性、優れた溶接熱影響部の
靭性という相反するこれら３つの問題を解決するため、
Ｃｅｑ、 Ｃ含有量の低減による強度の低下をＮｂの含
有および冷却停止温度を４００℃〜Ａｒ３＋４０℃以上
とする加速冷却を行なうことによって補ない、また、鋼
板の靭性を制御圧延および加速冷却高温停止により行な
うことにより、溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降
伏点鋼の製造方法を開発したのである。
の製造法の種々の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を
行なった結果、高強度、高靭性、優れた溶接熱影響部の
靭性という相反するこれら３つの問題を解決するため、
Ｃｅｑ、 Ｃ含有量の低減による強度の低下をＮｂの含
有および冷却停止温度を４００℃〜Ａｒ３＋４０℃以上
とする加速冷却を行なうことによって補ない、また、鋼
板の靭性を制御圧延および加速冷却高温停止により行な
うことにより、溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降
伏点鋼の製造方法を開発したのである。
１問題点を解決するための手段１
本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏
点鋼の製造方法は、 （１）Ｃ０．００５〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜
０，５０ｗｔ％、Ｍｎ ０．５〜２，０ｗｔ％、Ａｌ
０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｎ＋） ０．０２−０．１
０ｗｔ％、Ｔｉ ００００５〜０．０２０ｗｔ％を含有
し、残部不可避不純物およびＦｅからなり、（１，、、
、−＝ｒ↓Ｎ４．．ｒ’ＱＶρ、、’ＨＪ−ｋＡ、ｊ２
ＬＸ７ ｊｃ’＝−ｋＮ：ｉｌに＋Ｃｕ／１５ の時 Ｃｅｑ≦０．３６％ であり、かつ、 Ｃ＋Ｍｎ／１０＋１．５Ｎｂ＋１／２Ｖ ＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／２０十Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋２５Ｂ ≧０．２
３ｗｔ％を満足する鋼を、含有されているＮｂが全べて
固溶する温度に加熱し、未再結晶域における累積圧下率
が５０％以上になるように熱間圧延を行ない、Ａｒ＝
４０℃〜Ａｒｓ ＋ ４０℃〜Ａｒ３＋４０℃の温度
で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度で４００〜６
００ ”Ｃの温度まで加速冷却を行なって、島状マルテ
ンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶接熱影響
部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法を第１の
発明とし、 （２）Ｃ０．００５〜０，０５ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜
０．５０＋ｕｔ％、Ｍｎ ０．５〜２，０ｗｔ％、Ａｌ
０．０１−０．１０ｗｔ％、Ｎｂ ０．０２０，１０
ｗｔ％、Ｔ ｉ ０．００５〜０．０２０ｗｔ％を含有
し、さらに、 Ｃｕ １，００ｗｔ％以下、Ｎｉ ２．ＯＯｗｔ％以下
、Ｃｒ ０．５０ｗｔ％、Ｍｏ ０．５０以下、Ｖ ０
．０１〜０．ｌＯｗｔ％、Ｂ ０．０００３〜０．００
３０ｗｔ％Ｃａ ０．０００５〜０．００４０ｗｔ％、
ＲＥＭ ０．００５〜０．０３０＋ｕｔ％のうちから選
んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびＦｅからなり、Ｃｅ
ｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ１５＋Ｖ１５＋Ｎｉ
／１５＋Ｃｕ／１５ の時 Ｃｅｑ≦０．３６ｗｔ％ であり、かつ、 Ｃ＋Ｍｎ／１０＋１．５Ｎｂ＋１／２Ｖ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ
）／２０＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋２５ Ｂ ≧０．２
３ｗｔ％を満足する鋼を、含有されているＮｂが全べて
固溶する温度に加熱し、未再結晶域における累積圧下率
が５０％以上になるように熱間圧延を行ない、Ａｒ３４
０℃〜Ａｒ＝＋４０℃の温度で圧延を終了し、２℃〜Ａ
ｒ３＋４０℃／秒以上の冷却速度で４００〜６００″Ｃ
の温度まで加速冷却を行なって、島状マルテンサイトの
生成を抑制することを特徴とする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を第２の発明とする
２つの発明よＩ）なるものである。
点鋼の製造方法は、 （１）Ｃ０．００５〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜
０，５０ｗｔ％、Ｍｎ ０．５〜２，０ｗｔ％、Ａｌ
０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｎ＋） ０．０２−０．１
０ｗｔ％、Ｔｉ ００００５〜０．０２０ｗｔ％を含有
し、残部不可避不純物およびＦｅからなり、（１，、、
、−＝ｒ↓Ｎ４．．ｒ’ＱＶρ、、’ＨＪ−ｋＡ、ｊ２
ＬＸ７ ｊｃ’＝−ｋＮ：ｉｌに＋Ｃｕ／１５ の時 Ｃｅｑ≦０．３６％ であり、かつ、 Ｃ＋Ｍｎ／１０＋１．５Ｎｂ＋１／２Ｖ ＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／２０十Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋２５Ｂ ≧０．２
３ｗｔ％を満足する鋼を、含有されているＮｂが全べて
固溶する温度に加熱し、未再結晶域における累積圧下率
が５０％以上になるように熱間圧延を行ない、Ａｒ＝
４０℃〜Ａｒｓ ＋ ４０℃〜Ａｒ３＋４０℃の温度
で圧延を終了し、２℃／秒以上の冷却速度で４００〜６
００ ”Ｃの温度まで加速冷却を行なって、島状マルテ
ンサイトの生成を抑制することを特徴とする溶接熱影響
部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法を第１の
発明とし、 （２）Ｃ０．００５〜０，０５ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜
０．５０＋ｕｔ％、Ｍｎ ０．５〜２，０ｗｔ％、Ａｌ
０．０１−０．１０ｗｔ％、Ｎｂ ０．０２０，１０
ｗｔ％、Ｔ ｉ ０．００５〜０．０２０ｗｔ％を含有
し、さらに、 Ｃｕ １，００ｗｔ％以下、Ｎｉ ２．ＯＯｗｔ％以下
、Ｃｒ ０．５０ｗｔ％、Ｍｏ ０．５０以下、Ｖ ０
．０１〜０．ｌＯｗｔ％、Ｂ ０．０００３〜０．００
３０ｗｔ％Ｃａ ０．０００５〜０．００４０ｗｔ％、
ＲＥＭ ０．００５〜０．０３０＋ｕｔ％のうちから選
んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびＦｅからなり、Ｃｅ
ｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ１５＋Ｖ１５＋Ｎｉ
／１５＋Ｃｕ／１５ の時 Ｃｅｑ≦０．３６ｗｔ％ であり、かつ、 Ｃ＋Ｍｎ／１０＋１．５Ｎｂ＋１／２Ｖ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ
）／２０＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋２５ Ｂ ≧０．２
３ｗｔ％を満足する鋼を、含有されているＮｂが全べて
固溶する温度に加熱し、未再結晶域における累積圧下率
が５０％以上になるように熱間圧延を行ない、Ａｒ３４
０℃〜Ａｒ＝＋４０℃の温度で圧延を終了し、２℃〜Ａ
ｒ３＋４０℃／秒以上の冷却速度で４００〜６００″Ｃ
の温度まで加速冷却を行なって、島状マルテンサイトの
生成を抑制することを特徴とする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を第２の発明とする
２つの発明よＩ）なるものである。
本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏
点鋼の製造方法について以下詳細に説明する。
点鋼の製造方法について以下詳細に説明する。
本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降伏
点鋼の製造方法に使用する鋼の含有成分および成分割合
について説明する。
点鋼の製造方法に使用する鋼の含有成分および成分割合
について説明する。
Ｃは含有量が０．００５ｗｔ％未満では実操業上鋼を安
定して製造することが困難であり、また、０．０５ｗｔ
％を越えて含有されると島状マルテンサイトの生成量が
増加し、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が劣化する。よ
って、Ｃ含有量は０．０００５〜０，０５ｗｔ％とする
。
定して製造することが困難であり、また、０．０５ｗｔ
％を越えて含有されると島状マルテンサイトの生成量が
増加し、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が劣化する。よ
って、Ｃ含有量は０．０００５〜０，０５ｗｔ％とする
。
Ｓｉは脱酸および強度上昇のために必要であり、含有量
が０，０５ｗｔ％未満ではこの効果が得られず、また、
０．５０ｗｔ％を越えて含有されると溶接性が劣化する
。
が０，０５ｗｔ％未満ではこの効果が得られず、また、
０．５０ｗｔ％を越えて含有されると溶接性が劣化する
。
Ｍｎは強度上昇効果を有する元素であり、含有量が０．
５…［％未満では強度上昇効果が充分ではなく、また、
２．Ｏｕｔ％を越えて多量に含有されると溶接性を阻害
する。よって、Ｍｎ含有量は０．５〜２．０ＬＩｌｔ％
とする。
５…［％未満では強度上昇効果が充分ではなく、また、
２．Ｏｕｔ％を越えて多量に含有されると溶接性を阻害
する。よって、Ｍｎ含有量は０．５〜２．０ＬＩｌｔ％
とする。
Ａ１は脱酸およびＡｌＮとして結晶粒の微細化に効果の
ある元素であり、含有量が０．０１ｗｔ％未満ではこの
効果が少なく、また、０．１０ｗｔ％を越えて多量に含
有されると靭性を害する。よって、Ａ１含有量は０．０
１〜０．５０ｗｔ％とする。
ある元素であり、含有量が０．０１ｗｔ％未満ではこの
効果が少なく、また、０．１０ｗｔ％を越えて多量に含
有されると靭性を害する。よって、Ａ１含有量は０．０
１〜０．５０ｗｔ％とする。
Ｎｂは強度を上昇させるのに重要な元素であり、含有量
が０，０２ｗｔ％未満ではこの効果は充分発揮できず、
また、０．１０ｗｔ％を越えて含有されると溶接性を阻
害する。よって、Ｎｂ含有量は０．０２〜０．１０ｗｔ
％とする。
が０，０２ｗｔ％未満ではこの効果は充分発揮できず、
また、０．１０ｗｔ％を越えて含有されると溶接性を阻
害する。よって、Ｎｂ含有量は０．０２〜０．１０ｗｔ
％とする。
Ｔｉは低温用鋼としての母材靭性および溶接熱・影響部
の靭性を確保するために必須の元素であり、加熱圧延時
にＴｉが含有されているとオーステナイト粒の粗大化を
防止することかで外、そして、１ 二 ） １ ＋土
日＋Ｊｔ＋Ｌバｎ上、ｔ ？、、 ｎ ｍ＆＋ｍＪ
ｓトｒｔ 膚を肯され、また、溶接時にはＴｉＮが加熱
時のオーステナイト粒阻大化を防止し、かつ、オーステ
ナイト粒内におけるフェライト変態の核として有効に作
用するので、ネ■犬なベイナイＦの出現および島状マル
テンサイトの出現が抑制されるので、溶接熱影響部の靭
性が改善される。この効果を有効に発揮させるためには
、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２０ｗｔ％とする。
の靭性を確保するために必須の元素であり、加熱圧延時
にＴｉが含有されているとオーステナイト粒の粗大化を
防止することかで外、そして、１ 二 ） １ ＋土
日＋Ｊｔ＋Ｌバｎ上、ｔ ？、、 ｎ ｍ＆＋ｍＪ
ｓトｒｔ 膚を肯され、また、溶接時にはＴｉＮが加熱
時のオーステナイト粒阻大化を防止し、かつ、オーステ
ナイト粒内におけるフェライト変態の核として有効に作
用するので、ネ■犬なベイナイＦの出現および島状マル
テンサイトの出現が抑制されるので、溶接熱影響部の靭
性が改善される。この効果を有効に発揮させるためには
、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２０ｗｔ％とする。
Ｃｕは溶接熱影響部の靭性を劣化させることなく、強度
を上昇させることができる元素であり、含有量が１．Ｏ
Ｏｗｔ％を越えて含有されると熱開割れが生じ易くなる
。よって、Ｃｕ含有量は１．ＯＯｗｔ％以下とする。
を上昇させることができる元素であり、含有量が１．Ｏ
Ｏｗｔ％を越えて含有されると熱開割れが生じ易くなる
。よって、Ｃｕ含有量は１．ＯＯｗｔ％以下とする。
Ｎｉは溶接熱影響部の靭性を劣化させることなく、強度
および靭性を上昇させる元素であり、含有量が２，００
ｗｔ％を越えて含有させることは高価な元素であること
から不経済である。よって、Ｎｉ含有量は２，００ｗｔ
％以下とする。
および靭性を上昇させる元素であり、含有量が２，００
ｗｔ％を越えて含有させることは高価な元素であること
から不経済である。よって、Ｎｉ含有量は２，００ｗｔ
％以下とする。
Ｃｒ、Ｍｏ１ｆｌの強度を上昇させる元素であり、含有
量か０．０５ｗｔ％を越えて含有されると溶接性を劣化
させる。よって、Ｃｒ含有量は０．５０ｗｔ％以下、Ｍ
ｏ含有量は０，５０ｗｔ％以下とする。
量か０．０５ｗｔ％を越えて含有されると溶接性を劣化
させる。よって、Ｃｒ含有量は０．５０ｗｔ％以下、Ｍ
ｏ含有量は０，５０ｗｔ％以下とする。
■は強度上昇に有効な元素であり、含有量が０．０１ｗ
ｔ％未満ではこの効果が少なく、また、０．１０ｗｔ％
を越えて含有されると溶接性を阻害する。よって、■含
有量は０．０１〜０．１０ｗｔ％とする。
ｔ％未満ではこの効果が少なく、また、０．１０ｗｔ％
を越えて含有されると溶接性を阻害する。よって、■含
有量は０．０１〜０．１０ｗｔ％とする。
Ｂは微量の含有により加速冷却により強度上昇効果を有
する元素であり、含有量が０．０００３ｗｔ％未満では
この効果は充分でなく、また、０．００３０ｗｔ％を越
えて多量に含有されると溶接性を阻害する。
する元素であり、含有量が０．０００３ｗｔ％未満では
この効果は充分でなく、また、０．００３０ｗｔ％を越
えて多量に含有されると溶接性を阻害する。
よって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００３０智ｔ％
とする。
とする。
Ｃａは異方性の改善、耐ラメラティア特性の向上および
母材靭性の向上に有効な元素であり、含有量が０．０Ｏ
０５ｗｔ％未満ではこのような効果が少なく、また、０
．’００３０ｗｔ％を越えて多量に含有されると効果が
飽和する。よって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０
０３０ｗｔ％とする。
母材靭性の向上に有効な元素であり、含有量が０．０Ｏ
０５ｗｔ％未満ではこのような効果が少なく、また、０
．’００３０ｗｔ％を越えて多量に含有されると効果が
飽和する。よって、Ｃａ含有量は０．０００５〜０．０
０３０ｗｔ％とする。
ＲＥ ＭはＣａと同様材質の向上に効果のある元素であ
り、含有量が０．００５ｗｔ％未満ではこの効果は充分
でなく、また、０，０３０ｗｔ％を越えて多量に含有さ
れると大型の非金属介在物が生成し、鋼の内部清浄度を
劣化させる。よって、ＲＥＭ含有量は０．００５〜０，
０３０ｗｔ％とする。
り、含有量が０．００５ｗｔ％未満ではこの効果は充分
でなく、また、０，０３０ｗｔ％を越えて多量に含有さ
れると大型の非金属介在物が生成し、鋼の内部清浄度を
劣化させる。よって、ＲＥＭ含有量は０．００５〜０，
０３０ｗｔ％とする。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ１５＋Ｖ１５＋
Ｎｉ／１５＋Ｃｕ／１５の時、Ｃｅｑは０．３６％以下
であることを必要とし、Ｃｅｑが０．３６％を越えると
きは、溶接性および溶接熱影響部の靭性が劣化し、高能
率溶接時の低温靭性を確保することができない。
Ｎｉ／１５＋Ｃｕ／１５の時、Ｃｅｑは０．３６％以下
であることを必要とし、Ｃｅｑが０．３６％を越えると
きは、溶接性および溶接熱影響部の靭性が劣化し、高能
率溶接時の低温靭性を確保することができない。
Ｃ＋Ｍｎ／１０＋１，５Ｎｂ＋１１’２Ｖ＋（Ｃｕ＋旧
）／２０十Ｃｒ１５ ＋Ｍｏ／４ ＋２５ Ｂ ２０．
２３ｗｔ％を満足させる必要があり、第３図に示すよう
に、冷却速度１０〜２０℃〜Ａｒ３＋４０℃／秒、冷却
停止温度４５０〜５５０℃〜Ａｒ３＋４０℃において、
この式と加速冷却後の引張強さとの間には非常によい相
関があり、引張強さ５４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の強度を持
たせるためには０．２３ｗｔ％以上とする必要があるこ
とがわかる。
）／２０十Ｃｒ１５ ＋Ｍｏ／４ ＋２５ Ｂ ２０．
２３ｗｔ％を満足させる必要があり、第３図に示すよう
に、冷却速度１０〜２０℃〜Ａｒ３＋４０℃／秒、冷却
停止温度４５０〜５５０℃〜Ａｒ３＋４０℃において、
この式と加速冷却後の引張強さとの間には非常によい相
関があり、引張強さ５４ｋｇｆ／ｍｍ２以上の強度を持
たせるためには０．２３ｗｔ％以上とする必要があるこ
とがわかる。
次に、本発明に係る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における熱処理について説明する
。
高降伏点鋼の製造方法における熱処理について説明する
。
上記に説明した含有成分および成分割合の鋼を含有され
ているＮｂが全べて固溶する温度に加熱することが必要
であり、Ｎｂ含有により強度が上昇するのであるが、Ｎ
ｂの析出強化により強度上昇効果を充分に発揮させるた
めには、含有されているＮｂが全べて固溶する温度に加
熱しなければならない。加熱温度は１０００℃以上とす
るのがよい。
ているＮｂが全べて固溶する温度に加熱することが必要
であり、Ｎｂ含有により強度が上昇するのであるが、Ｎ
ｂの析出強化により強度上昇効果を充分に発揮させるた
めには、含有されているＮｂが全べて固溶する温度に加
熱しなければならない。加熱温度は１０００℃以上とす
るのがよい。
次いで、未再結晶域における累積圧下率を５０％以上と
し、圧延終了温度をＡｒ５〜４０ ’Ｃ−Ａｒｖ＋４０
℃〜Ａｒ３＋４０℃とするのであり、未再結晶域におい
てオーステナイト粒内に変形帯を多く導入し、フェライ
ト変態の核として最終的にフェライト結晶粒を微細化し
、靭性を良好にするために累積圧下率を５０％以上とし
、かつ、Ａ ｒ３ ＋４０ ’Ｃ以下の温度において圧
延を終了しなければならない。しかし、圧延仕上げ温度
かＡｒ、 ４０’Ｃより低い温度では、加工フェライト
が増加し靭性な劣化させると共に加速冷却による強度上
昇効果が充分でなくなる。
し、圧延終了温度をＡｒ５〜４０ ’Ｃ−Ａｒｖ＋４０
℃〜Ａｒ３＋４０℃とするのであり、未再結晶域におい
てオーステナイト粒内に変形帯を多く導入し、フェライ
ト変態の核として最終的にフェライト結晶粒を微細化し
、靭性を良好にするために累積圧下率を５０％以上とし
、かつ、Ａ ｒ３ ＋４０ ’Ｃ以下の温度において圧
延を終了しなければならない。しかし、圧延仕上げ温度
かＡｒ、 ４０’Ｃより低い温度では、加工フェライト
が増加し靭性な劣化させると共に加速冷却による強度上
昇効果が充分でなくなる。
さらに、加速冷却による強度上昇効果を有効に作用させ
るために、圧延後放冷することなく、できる限り速やか
に加速冷却を開始しなければならず、かつ、加速冷却に
おける冷却速度は２℃〜Ａｒ３＋４０℃／秒以上である
ことを要する。そして、冷却速度が２℃／秒より遅い場
合には強度上昇効果が小さいからである。
るために、圧延後放冷することなく、できる限り速やか
に加速冷却を開始しなければならず、かつ、加速冷却に
おける冷却速度は２℃〜Ａｒ３＋４０℃／秒以上である
ことを要する。そして、冷却速度が２℃／秒より遅い場
合には強度上昇効果が小さいからである。
また、冷却停止温度は４００ ’Ｃ未満の温度では島状
マルテンサイト生成による降伏強度の低下、靭性劣化、
残留応力の増大があり、水素系欠陥も発生し易くなり、
また、６００℃〜Ａｒ３＋４０℃を越える温度では強度
上昇効果が充分でない。よって、冷却停止温度は島状マ
ルテンサイトの生成を抑制することができる４００〜６
００’Ｃとする必要がある。
マルテンサイト生成による降伏強度の低下、靭性劣化、
残留応力の増大があり、水素系欠陥も発生し易くなり、
また、６００℃〜Ａｒ３＋４０℃を越える温度では強度
上昇効果が充分でない。よって、冷却停止温度は島状マ
ルテンサイトの生成を抑制することができる４００〜６
００’Ｃとする必要がある。
上記説明したように、本発明に係る溶接熱ｂＷ部の靭性
に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法により製造される
鋼は、極低炭素において優れた溶接熱影響部の靭性を有
し、また、Ｎｂ含有および加速冷却高温停止による高強
度化がはがれ、さらに、制御圧延および加速冷却高温停
止による高靭性化が得られることができるものであり、
このことを第１図および第２図により説明する。
に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法により製造される
鋼は、極低炭素において優れた溶接熱影響部の靭性を有
し、また、Ｎｂ含有および加速冷却高温停止による高強
度化がはがれ、さらに、制御圧延および加速冷却高温停
止による高靭性化が得られることができるものであり、
このことを第１図および第２図により説明する。
（１）優れた溶接熱影響部靭性
第１図（冷却速度２０℃〜Ａｒ３＋４０℃／秒、冷却停
止温度４５０〜５５０℃〜Ａｒ３＋４０℃）に示すよう
に、０，０３ｗｔ％ｃｆＩＡと０．０８ｗｔ％Ｃ鋼を比
較すると、０．０３ｗｔ％Ｃ鋼の方が溶接熱影響部靭性
が優れており、また、Ｎｂの含有は溶接熱影響部靭性に
有害であるといわれているが、このことはＣ含有量が多
い場合であって、Ｃ含有量が０．０５ｉｕｔ％以下にお
いてはＮｂ含有量が増加しても溶接熱影響部靭性の劣化
が少ないことがわかる。
止温度４５０〜５５０℃〜Ａｒ３＋４０℃）に示すよう
に、０，０３ｗｔ％ｃｆＩＡと０．０８ｗｔ％Ｃ鋼を比
較すると、０．０３ｗｔ％Ｃ鋼の方が溶接熱影響部靭性
が優れており、また、Ｎｂの含有は溶接熱影響部靭性に
有害であるといわれているが、このことはＣ含有量が多
い場合であって、Ｃ含有量が０．０５ｉｕｔ％以下にお
いてはＮｂ含有量が増加しても溶接熱影響部靭性の劣化
が少ないことがわかる。
（２）高強度
第１図に示すように、極低炭素鋼はＮｂが含有されてい
ないと引張強さが５４ ｋｇｆ／＋ｌｌ１１＋２に達し
ていないが、Ｎｂ含有量の増加に伴なって引張強さ、降
伏点が共に大幅に上昇しており、そして、Ｎｂの析出強
化による強度上昇効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有
量を０．０２＋ｕｔ％以上とし、圧延加熱温度を含有し
ているＮｂが全べて固溶する温度、例えば、少なくとも
１０００℃〜Ａｒ３＋４０℃以上とするのがよく、また
、降伏点は冷却停止温度を４００〜６００ ’Ｃとして
島状マルテンサイトの生成を抑制することにより上昇さ
せることができる。
ないと引張強さが５４ ｋｇｆ／＋ｌｌ１１＋２に達し
ていないが、Ｎｂ含有量の増加に伴なって引張強さ、降
伏点が共に大幅に上昇しており、そして、Ｎｂの析出強
化による強度上昇効果を発揮させるためには、Ｎｂ含有
量を０．０２＋ｕｔ％以上とし、圧延加熱温度を含有し
ているＮｂが全べて固溶する温度、例えば、少なくとも
１０００℃〜Ａｒ３＋４０℃以上とするのがよく、また
、降伏点は冷却停止温度を４００〜６００ ’Ｃとして
島状マルテンサイトの生成を抑制することにより上昇さ
せることができる。
！＠２図（冷却速度１０〜２０℃〜Ａｒ３＋４０℃／抄
、冷却停止温度４５０〜５５０℃〜Ａｒ３＋４０℃）は
加速冷却高温停止後の母材強度と溶接熱影響部靭性との
関係を示しており、Ｃｕ＋４％量が０，０５ｗｔ％を越
え、Ｎｌ＋含有量が０．０２ｗｔ％未満の従来鋼・に比
し本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降
伏点鋼の製造方法による鋼○は高強度で、かつ、溶接熱
影響部靭性が優れていることがわかる。
、冷却停止温度４５０〜５５０℃〜Ａｒ３＋４０℃）は
加速冷却高温停止後の母材強度と溶接熱影響部靭性との
関係を示しており、Ｃｕ＋４％量が０，０５ｗｔ％を越
え、Ｎｌ＋含有量が０．０２ｗｔ％未満の従来鋼・に比
し本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降
伏点鋼の製造方法による鋼○は高強度で、かつ、溶接熱
影響部靭性が優れていることがわかる。
（３）高靭性
圧延は組織を微細化するため、未再結晶域で累積圧下率
が５０％以上となるように熱間圧延を行ない、Ａｒ、
−４０’Ｃ−Ａｒｓ＋４０℃〜Ａｒ３＋４０℃の温度で
圧延を終了させる制御圧延を行なう必要があり、上記説
明したように、加速冷却停止温度を島状マルテンサイト
の生成を抑制することができる４００〜６００℃の温度
にすることが、ひいては、靭性の劣化防止に有効である
。
が５０％以上となるように熱間圧延を行ない、Ａｒ、
−４０’Ｃ−Ａｒｓ＋４０℃〜Ａｒ３＋４０℃の温度で
圧延を終了させる制御圧延を行なう必要があり、上記説
明したように、加速冷却停止温度を島状マルテンサイト
の生成を抑制することができる４００〜６００℃の温度
にすることが、ひいては、靭性の劣化防止に有効である
。
［実施例１
本発゛明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた低温用高降
伏点鋼の製造方法について実施例を説明する。
伏点鋼の製造方法について実施例を説明する。
実施例
第１表に示す含有成分および成分割合の鋼を通常の方法
により溶製し、鋳造後加工して供試材とした。
により溶製し、鋳造後加工して供試材とした。
Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、Ｈは本発明に係る溶接熱
影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法に使
用した鋼であり、Ｉ、Ｊ、に、Ｌは比較法に使用する鋼
であって、ＩはＣ含有量が多く、比較鋼ＪはＮｂ含有量
が多く、比較鋼にはＴ１の含有がなく、比較ｆＡＬはＣ
＋Ｍｏｔｔｏ ＋ １．５Ｎｂ＋１／２Ｖ＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／２０＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋２５Ｂが０．２３ｗ
ｔ％未満である。
影響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法に使
用した鋼であり、Ｉ、Ｊ、に、Ｌは比較法に使用する鋼
であって、ＩはＣ含有量が多く、比較鋼ＪはＮｂ含有量
が多く、比較鋼にはＴ１の含有がなく、比較ｆＡＬはＣ
＋Ｍｏｔｔｏ ＋ １．５Ｎｂ＋１／２Ｖ＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／２０＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋２５Ｂが０．２３ｗ
ｔ％未満である。
板厚３０ｍｍ材の入熱量２００ＫＪ／ｃｍ、片面一層大
入熱溶接継手ボンド部の一４０℃〜Ａｒ３＋４０℃にお
けるシャルピー衝撃試験の結果を第１表に示す。
入熱溶接継手ボンド部の一４０℃〜Ａｒ３＋４０℃にお
けるシャルピー衝撃試験の結果を第１表に示す。
この第１表より本発明に係る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による鋼は吸収エネルギ
ーが３．５ ｋｇｆ・ｍ以上であるが、Ｃ含有量の高い
比較鋼Ｉ、Ｔｉ含Ｔｉな（１比較鋼には吸収エネルギー
は３．５ｋＢｆ−ｍ未満であり、かつ、溶接熱影響部靭
性が悪い。
た低温用高降伏点鋼の製造方法による鋼は吸収エネルギ
ーが３．５ ｋｇｆ・ｍ以上であるが、Ｃ含有量の高い
比較鋼Ｉ、Ｔｉ含Ｔｉな（１比較鋼には吸収エネルギー
は３．５ｋＢｆ−ｍ未満であり、かつ、溶接熱影響部靭
性が悪い。
第２表は第１表に示す各鋼を異なる圧延、冷却条件で圧
延した鋼板の機械的性質を示す。本発明に係る溶接熱影
響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法による
鋼は番号１．６．７．９．１０．１１．１２．１３．１
４であり、降伏強度４０ｋｇｆ／ｍｍ”以上、引張強さ
５４ｋＨｆ／ｍｍ２以上の強度を有しており、さらに、
降伏比８０％以上、母材のｖＴｒｓが一８０℃〜Ａｒ３
＋４０℃以下、溶接継手ボンド部のｖＥ＜ｏが３．５ｋ
ｇｆ−＋ｎ以上の靭性を有しており、番号２．８の比較
鋼は冷却停止温度が低いため島状マルテンサイトが生成
し、降伏比が低く、靭性ち良くなく、番号３の比較鋼は
仕上げ温度が高いため母材靭性が悪く、番号４の比較鋼
は冷却速度が遅いため引張強さが不足しており、番号５
の比較鋼は加熱温度が低いため加熱時の固溶Ｎｌ）量が
少なく引張強さが不足してお１）、番号１５の比較鋼は
Ｃ含有量が多いため溶接熱影響部靭性が良くなく、番号
１６の比較鋼はＮｂ含有量が少ないので引張強さが不足
しており、番号１７の比較鋼はＴｉの含有がないため溶
接熱影響部靭性および母材靭性が悪く、番号１８の比較
鋼はＣ＋Ｍｎ、１０＋１．５Ｎｂ＋１／２Ｖ ＋（Ｃｕ
＋Ｎｉ）／２０＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４十２５Ｂが０，２
３ｗｔ％未満であるため引張強さが不足している。
延した鋼板の機械的性質を示す。本発明に係る溶接熱影
響部の靭性に優れた低温用高降伏点鋼の製造方法による
鋼は番号１．６．７．９．１０．１１．１２．１３．１
４であり、降伏強度４０ｋｇｆ／ｍｍ”以上、引張強さ
５４ｋＨｆ／ｍｍ２以上の強度を有しており、さらに、
降伏比８０％以上、母材のｖＴｒｓが一８０℃〜Ａｒ３
＋４０℃以下、溶接継手ボンド部のｖＥ＜ｏが３．５ｋ
ｇｆ−＋ｎ以上の靭性を有しており、番号２．８の比較
鋼は冷却停止温度が低いため島状マルテンサイトが生成
し、降伏比が低く、靭性ち良くなく、番号３の比較鋼は
仕上げ温度が高いため母材靭性が悪く、番号４の比較鋼
は冷却速度が遅いため引張強さが不足しており、番号５
の比較鋼は加熱温度が低いため加熱時の固溶Ｎｌ）量が
少なく引張強さが不足してお１）、番号１５の比較鋼は
Ｃ含有量が多いため溶接熱影響部靭性が良くなく、番号
１６の比較鋼はＮｂ含有量が少ないので引張強さが不足
しており、番号１７の比較鋼はＴｉの含有がないため溶
接熱影響部靭性および母材靭性が悪く、番号１８の比較
鋼はＣ＋Ｍｎ、１０＋１．５Ｎｂ＋１／２Ｖ ＋（Ｃｕ
＋Ｎｉ）／２０＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４十２５Ｂが０，２
３ｗｔ％未満であるため引張強さが不足している。
［発明の効果１
以上説明したように、本発明に係る溶接熱影響部の靭性
に優れた低温用高降伏、α鋼の製造方法は上記の構成を
有しているものであるから、島状マルテンサイトの生成
を抑制することによって、片面一層大入熱溶接後の溶接
熱影響部靭性が一４０℃〜Ａｒ３＋４０℃以下において
も満足できる降伏点４０ ｋｇｆ／ｎ＋ｍ２以上、引張
強さ５４ｋＨｆ／ｍｍ”以上を有する低温用高降伏点鋼
板が製造でき、かつ、船舶、海洋構造物、低温タンク等
の溶接構造用鋼として最適であるという効果を有するも
のである。
に優れた低温用高降伏、α鋼の製造方法は上記の構成を
有しているものであるから、島状マルテンサイトの生成
を抑制することによって、片面一層大入熱溶接後の溶接
熱影響部靭性が一４０℃〜Ａｒ３＋４０℃以下において
も満足できる降伏点４０ ｋｇｆ／ｎ＋ｍ２以上、引張
強さ５４ｋＨｆ／ｍｍ”以上を有する低温用高降伏点鋼
板が製造でき、かつ、船舶、海洋構造物、低温タンク等
の溶接構造用鋼として最適であるという効果を有するも
のである。
第１図はＮｂ含有量と加速冷却高温停止後の母材強度お
よび熱サイクル後のｖＴｒｓ（’Ｃ）との関係を示す図
、第２図は加速冷却高温停止後の母材引張強さと熱サイ
クル後のｖＴｒｓ（’Ｃ）との関係を示す図、第３図は
Ｃ＋Ｍｎ／１０＋１．５Ｎｂ＋１／２Ｖ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ
）／２０＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋２５８（ｗｔ％）と引
張強さとの関係を示す図である。 才１図
よび熱サイクル後のｖＴｒｓ（’Ｃ）との関係を示す図
、第２図は加速冷却高温停止後の母材引張強さと熱サイ
クル後のｖＴｒｓ（’Ｃ）との関係を示す図、第３図は
Ｃ＋Ｍｎ／１０＋１．５Ｎｂ＋１／２Ｖ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ
）／２０＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋２５８（ｗｔ％）と引
張強さとの関係を示す図である。 才１図
Claims (2)
- （１）Ｃ０．００５〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜
０．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．５〜２．０ｗｔ％、Ａｌ０．
０１〜０．１０ｗｔ％、Ｎｂ０．０２〜０．１０ｗｔ％
、Ｔｉ０．００５〜０．０２０ｗｔ％を含有し、残部不
可避不純物およびＦｅからなり、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６
×Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５＋Ｎｉ／１５＋Ｃｕ／１
５ の時 Ｃｅｑ≦０．３６％ であり、かつ、 Ｃ＋Ｍｎ／１０＋１．５Ｎｂ＋１／２Ｖ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ
）／２０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋２５Ｂ≧０．２３ｗｔ
％を満足する鋼を、含有されているＮｂが全べて固溶す
る温度に加熱し、未再結晶域における累積圧下率が５０
％以上になるように熱間圧延を行ない、Ａｒ＿３−４０
℃〜Ａｒ＿３＋４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒
以上の冷却速度で４００〜６００℃の温度まで加速冷却
を行なって、島状マルテンサイトの生成を抑制すること
を特徴とする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。 - （２）Ｃ０．００５〜０．０５ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜
０．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．５〜２．０ｗｔ％、Ａｌ０．
０１〜０．１０ｗｔ％、Ｎｂ０．０２〜０．１０ｗｔ％
、Ｔｉ０．００５〜０．０２０ｗｔ％を含有し、さらに
、 Ｃｕ１．００ｗｔ％以下、Ｎｉ２．００ｗｔ％以下、Ｃ
ｒ０．５０ｗｔ％、Ｍｏ０．５０以下、 Ｖ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｂ０．０００３〜０．０
０３０ｗｔ％Ｃａ０．０００５〜０．００４０ｗｔ％、 ＲＥＭ０．００５〜０．０３０ｗｔ％ のうちから選んだ少なくとも１種 を含有し、残部不可避不純物およびＦｅからなり、Ｃｅ
ｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／５＋Ｖ／５＋Ｎｉ
／１５＋Ｃｕ／１５ の時 Ｃｅｑ≦０．３６％ であり、かつ、 Ｃ＋Ｍｎ／１０＋１．５Ｎｂ＋１／２Ｖ＋（Ｃｕ＋Ｎｉ
）／２０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋２５Ｂ≧０．２３ｗｔ
％を満足する鋼を、含有されているＮｂが全べて固溶す
る温度に加熱し、未再結晶域における累積圧下率が５０
％以上になるように熱間圧延を行ない、Ａｒ＿３−４０
℃〜Ａｒ＿３＋４０℃の温度で圧延を終了し、２℃／秒
以上の冷却速度で４００〜６００℃の温度まで加速冷却
を行なって、島状マルテンサイトの生成を抑制すること
を特徴とする低温用高降伏点鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61013305A JPH0649898B2 (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61013305A JPH0649898B2 (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62174324A true JPS62174324A (ja) | 1987-07-31 |
| JPH0649898B2 JPH0649898B2 (ja) | 1994-06-29 |
Family
ID=11829468
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61013305A Expired - Lifetime JPH0649898B2 (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0649898B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02194122A (ja) * | 1989-01-23 | 1990-07-31 | Kawasaki Steel Corp | 溶接部靱性の優れた低温用ニッケル鋼板の製造方法 |
| JPH03219046A (ja) * | 1989-10-18 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板及びその製造方法 |
| JP2002220622A (ja) * | 2001-01-25 | 2002-08-09 | Nkk Corp | 高い降伏点を有する高張力鋼材の製造方法 |
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| JP2021507118A (ja) * | 2017-12-24 | 2021-02-22 | ポスコＰｏｓｃｏ | 低温靭性に優れた厚鋼板及びその製造方法 |
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| JPS5421917A (en) * | 1977-07-20 | 1979-02-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Method of manufacturing non-quenched high-tensile steel having high toughness |
| JPS54137422A (en) * | 1978-04-18 | 1979-10-25 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of extra-low carbon high tensile steel with very high ductility |
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
-
1986
- 1986-01-24 JP JP61013305A patent/JPH0649898B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0649898B2 (ja) | 1994-06-29 |
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