JPS63105923A - 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 - Google Patents
低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法Info
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- JPS63105923A JPS63105923A JP24988486A JP24988486A JPS63105923A JP S63105923 A JPS63105923 A JP S63105923A JP 24988486 A JP24988486 A JP 24988486A JP 24988486 A JP24988486 A JP 24988486A JP S63105923 A JPS63105923 A JP S63105923A
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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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法に関する
ものである。
ものである。
近年、エネルギー開発が寒冷地や極地で行われ、かつ深
海化している。そのため、海洋構造物の巨大化が著しい
、これに従い、使用鋼材に従来にない良好な低温靭性が
要求されている。特に靭性低下の著しい板厚中心部の靭
性向上及び溶接継手の熱影響部の靭性（ＨＡＺ靭性）向
上が要求されている。また構造物の大型化に従い使用鋼
材の厚手化が進んでいる。
海化している。そのため、海洋構造物の巨大化が著しい
、これに従い、使用鋼材に従来にない良好な低温靭性が
要求されている。特に靭性低下の著しい板厚中心部の靭
性向上及び溶接継手の熱影響部の靭性（ＨＡＺ靭性）向
上が要求されている。また構造物の大型化に従い使用鋼
材の厚手化が進んでいる。
以上のように、最近の海洋構造物用鋼材では・厚手材に
かかわらず、板厚中心部靭性及びＨＡＺ靭性の良好なも
のが求められている。鋼板の板厚中心部は厚手化（ここ
で言う厚手材とは板厚５０−以上の鋼板を指す、）に従
い、靭性が低下する。
かかわらず、板厚中心部靭性及びＨＡＺ靭性の良好なも
のが求められている。鋼板の板厚中心部は厚手化（ここ
で言う厚手材とは板厚５０−以上の鋼板を指す、）に従
い、靭性が低下する。
そのため、厚手になっても板厚中心部の靭性が低下しな
い圧延方法、成分系が検討されている。
い圧延方法、成分系が検討されている。
例えば、提案されたものとして特開昭５９−２１１５２
９号公報が公知である。
９号公報が公知である。
〔発明が解決しようとする問題点〕
しかるに、これらのものは鋼板つまり母材についてのみ
の靭性向上対策である。溶接構造物全体として見た場合
に、その靭性が最も低下している部分の一つはＨＡＺで
ある。それゆえ、構造物の安全性を高めるためには、母
材の板厚中心部の靭性だけでなく、ＨＡＺ靭性も向上さ
せる必要がある。
の靭性向上対策である。溶接構造物全体として見た場合
に、その靭性が最も低下している部分の一つはＨＡＺで
ある。それゆえ、構造物の安全性を高めるためには、母
材の板厚中心部の靭性だけでなく、ＨＡＺ靭性も向上さ
せる必要がある。
ところが、この両者の特性を同時に向上させるには、困
難を伴い有効な方法がないのが実情である。
難を伴い有効な方法がないのが実情である。
本発明は、以上の如き問題を解決するため、なされたも
ので、その要旨とするところは、重量比にてｃ：ｏ、ｏ
ｚ〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ ：
０．５０〜２．５０％、Ｍｏ：０．０２〜０．１％、
Ａ１ ： ０．００５〜０．１０％残部Ｆｅ及び不可避
不純物とした鯛又は更にＣｒ：１．０％以下、ｖ：ｏ、
２ｏ％以下、Ｃｕ：２，０％以下、のうち１種または２
種以上を含有し、更にＮｉ：４．５％以下、Ｔｉ：ＱＪ
％以下、Ｃａ ： ０．０００５〜０．００５％のうち
１種または２種以上を含有し、残部′ Ｃ Ｆａ及び不可避不純物とした鯛を、Ａ ４ ｓ〜１０５
０℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度において圧下率
５０〜７０％の圧延を行い、圧延後２５０〜６００℃ま
で水冷し、次いで空冷することを特徴とする低温靭性の
優れた厚鋼板の製造方法である。
ので、その要旨とするところは、重量比にてｃ：ｏ、ｏ
ｚ〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ ：
０．５０〜２．５０％、Ｍｏ：０．０２〜０．１％、
Ａ１ ： ０．００５〜０．１０％残部Ｆｅ及び不可避
不純物とした鯛又は更にＣｒ：１．０％以下、ｖ：ｏ、
２ｏ％以下、Ｃｕ：２，０％以下、のうち１種または２
種以上を含有し、更にＮｉ：４．５％以下、Ｔｉ：ＱＪ
％以下、Ｃａ ： ０．０００５〜０．００５％のうち
１種または２種以上を含有し、残部′ Ｃ Ｆａ及び不可避不純物とした鯛を、Ａ ４ ｓ〜１０５
０℃に加熱し、Ａｒ３〜８５０℃の温度において圧下率
５０〜７０％の圧延を行い、圧延後２５０〜６００℃ま
で水冷し、次いで空冷することを特徴とする低温靭性の
優れた厚鋼板の製造方法である。
すなわち、本発明者らは、多数の実験の結果得られた知
見に基づき、厚手材の板厚中心部靭性とＨＡＺ靭性の両
者を向上させる方法を見出したものである。
見に基づき、厚手材の板厚中心部靭性とＨＡＺ靭性の両
者を向上させる方法を見出したものである。
厚手材の板厚中心部靭性向上に関しては、従来は公知の
特開昭５９−２１１５２９号公報でも述べられているよ
うに、再結晶抑制効果のあるＮｂ添加鋼の制御圧延及び
必要に応じて制御冷却により達成していた。しかし、後
述するように、ＨＡ２靭性向上の面からはＮｂ添加は極
力避けるべきである。
特開昭５９−２１１５２９号公報でも述べられているよ
うに、再結晶抑制効果のあるＮｂ添加鋼の制御圧延及び
必要に応じて制御冷却により達成していた。しかし、後
述するように、ＨＡ２靭性向上の面からはＮｂ添加は極
力避けるべきである。
本発明においては、このＮｂに代わり再結晶抑制効果の
ある元素としてＭＯ見出し、しかも、ＨＡＺ靭性向上の
ためＭＯを極微量添加することを提案しているのである
。
ある元素としてＭＯ見出し、しかも、ＨＡＺ靭性向上の
ためＭＯを極微量添加することを提案しているのである
。
さらに、Ｎｂを添加しておらないため、従来のように、
Ｎｂの固溶温度以上に加熱する必要もなく、加熱ｒ粒の
粗大化の起こらない１０５０℃以下の加熱で充分である
こと等、公知の文献と決定的に異なっている。
Ｎｂの固溶温度以上に加熱する必要もなく、加熱ｒ粒の
粗大化の起こらない１０５０℃以下の加熱で充分である
こと等、公知の文献と決定的に異なっている。
ＨＡＺ靭性に関しては、最近の厳しい低温靭性の要求、
特に、ＨＡＺの局部脆化部に大きく支配される新しい評
価法であるＣＴＯＤ試験の要求に伴い、従来よりももう
とミクロな脆化域が問題になってきた。
特に、ＨＡＺの局部脆化部に大きく支配される新しい評
価法であるＣＴＯＤ試験の要求に伴い、従来よりももう
とミクロな脆化域が問題になってきた。
１（ＡＺ靭性に有害だと考えられていたＮｂに関しては
、従来、単に溶接熱サンクルによりＮｂが析出し、脆化
が起こると考えられていた。
、従来、単に溶接熱サンクルによりＮｂが析出し、脆化
が起こると考えられていた。
これらに対し、ＮｂのＨＡＺ靭性に及ぼす影響を詳細に
調べた結果、厚手材で普通行われる多層盛溶接において
、最初の熱サイクルにより、１４００℃以上に加熱され
粗粒になった部分が、９ｉ続パスの熱サイクルＡ ｃ
ＩｆＲｕ点直上定直上されると、多数の高炭素の島状マ
ルテンサイトが発生し、非常に靭性を低下させる。
調べた結果、厚手材で普通行われる多層盛溶接において
、最初の熱サイクルにより、１４００℃以上に加熱され
粗粒になった部分が、９ｉ続パスの熱サイクルＡ ｃ
ＩｆＲｕ点直上定直上されると、多数の高炭素の島状マ
ルテンサイトが発生し、非常に靭性を低下させる。
実際の多層盛溶接では、さらに後続パスにより、この高
炭素マルテンサイトも焼戻されて一部無害化するが、Ｎ
ｂの存在により、この焼戻しによる島状マルテンサイト
の分解が遅れる。そのため、Ｎｂを無添加とすることに
より、 ＨＡＺ靭性を格段に向上する。
炭素マルテンサイトも焼戻されて一部無害化するが、Ｎ
ｂの存在により、この焼戻しによる島状マルテンサイト
の分解が遅れる。そのため、Ｎｂを無添加とすることに
より、 ＨＡＺ靭性を格段に向上する。
以上のように板厚中心部靭性にはＮｂ添加が゛必要であ
るが、ＨＡＺ靭性からはＮｂ無添加がよいという相反す
る要求を満足させるため、板厚中心部靭性向上には微量
Ｍｏの添加、ＨＡＺ靭性向上にはＮｂ無添加とすること
で、板厚中心部靭性とＨＡＺ靭性の両者が同時に向上す
る０本発明は、このような知見をもとになしたものであ
る。
るが、ＨＡＺ靭性からはＮｂ無添加がよいという相反す
る要求を満足させるため、板厚中心部靭性向上には微量
Ｍｏの添加、ＨＡＺ靭性向上にはＮｂ無添加とすること
で、板厚中心部靭性とＨＡＺ靭性の両者が同時に向上す
る０本発明は、このような知見をもとになしたものであ
る。
次に本発明における成分限定理由を述べる。
Ｃは安価に強度を上昇させる元素で、強度確保のため、
０．０２％以上必要であるが、多量に添加すると、鋼の
靭性及び溶接性を害するので上限を０．３０％とした。
０．０２％以上必要であるが、多量に添加すると、鋼の
靭性及び溶接性を害するので上限を０．３０％とした。
Ｓｔは綱の脱酸のため０．０５％以上必要であるが、多
くなると溶接性を害するので、上限を０．６％とする０
Ｍｎは強度確保のため０．５０％以上必要であるが、多
くなると溶接性、靭性の劣下を招くため上限を２．５％
とする。
くなると溶接性を害するので、上限を０．６％とする０
Ｍｎは強度確保のため０．５０％以上必要であるが、多
くなると溶接性、靭性の劣下を招くため上限を２．５％
とする。
ＡＩｌは脱酸のため、０．００５％以上必要であるが、
多くなると靭性が著しく低下するため０．１％を上限と
する。
多くなると靭性が著しく低下するため０．１％を上限と
する。
Ｍｏは本発明の主要な元素であるが、第１図に示すよう
に０．０２％以下ではＭｏによる再結晶抑制効果がなく
なり、母材靭性が低下する。０．１％以上では、ＨＡＺ
靭性が低下するため、０．０２〜０．１％に限定する。
に０．０２％以下ではＭｏによる再結晶抑制効果がなく
なり、母材靭性が低下する。０．１％以上では、ＨＡＺ
靭性が低下するため、０．０２〜０．１％に限定する。
第１図の試料の化学成分、圧延条件、溶接条件は次の通
りである。
りである。
化学成分（％）
圧延条件
ｌ０００℃加熱、８５０℃以下圧下率６０％、仕上板厚
５０ｆｉ、水冷停止４５０℃ 溶接条件 潜弧溶接 入熱４０ＫＪ／ｃａ 本発明は上記の基本成分の他に、要求される鋼の特性に
応じて、次の元素を選択的に添付することができる。
５０ｆｉ、水冷停止４５０℃ 溶接条件 潜弧溶接 入熱４０ＫＪ／ｃａ 本発明は上記の基本成分の他に、要求される鋼の特性に
応じて、次の元素を選択的に添付することができる。
■は析出硬化による強度上昇に有効な元素であるが、多
くなると溶接性を阻害するため０．２％以下とする。
くなると溶接性を阻害するため０．２％以下とする。
Ｃｕは強度上昇に有用な元素であるが、多くなると熱間
加工の際割れを発生しかつ溶接性を害するため２．０％
以下とする。
加工の際割れを発生しかつ溶接性を害するため２．０％
以下とする。
Ｃｒは焼入性を向上させ強度上昇に有用な他耐食性に有
用な元素であるが、多くなると靭性、溶接性を阻害する
ため１．０％以下とする。
用な元素であるが、多くなると靭性、溶接性を阻害する
ため１．０％以下とする。
Ｔ１はオーステナイト粒の粗大化を防ぎ、靭性向上に有
用でまた析出硬化により強度上昇に有用な元素であるが
、多くなると溶接性を阻害するため０．２％以下とする
。
用でまた析出硬化により強度上昇に有用な元素であるが
、多くなると溶接性を阻害するため０．２％以下とする
。
Ｎｌは、靭性、焼入性に有用な元素であるが、高価な元
素であるため４．５％以下とする。
素であるため４．５％以下とする。
Ｃａは鋼中硫化物の形態側ＪＢＩにより、Ｚ方向の材質
改善に有効でるが、多くなると鋼中介在物が増し、靭性
、溶接性を害するため０．０１％以下とする。
改善に有効でるが、多くなると鋼中介在物が増し、靭性
、溶接性を害するため０．０１％以下とする。
これらの添加元素のうち、Ｖ、Ｃｕ％Ｃｒ 、は主に強
度上昇に有用な元素で、１種又は２種以上添加する。又
、Ｔ ｉ、Ｎ ｓ ＳＣａは主に靭性向上に有用な元素
で、１種又は２種以上添加する。
度上昇に有用な元素で、１種又は２種以上添加する。又
、Ｔ ｉ、Ｎ ｓ ＳＣａは主に靭性向上に有用な元素
で、１種又は２種以上添加する。
次に、加熱、圧延、冷却条件について限定理由を述べる
。
。
加熱温度は、オーステナイト粒の細粒化のため上限を１
０５０℃としている。板厚の増大に従い、圧延による細
粒化効果が内部に及びにくくなるため、加熱によるオー
ステナイト粒の細粒化が重要となってくる。そのため上
限を１０・５０℃と低く設定している。下限はオーステ
ナイト化温度のＡ Ｃｓ変態点以上とする。
０５０℃としている。板厚の増大に従い、圧延による細
粒化効果が内部に及びにくくなるため、加熱によるオー
ステナイト粒の細粒化が重要となってくる。そのため上
限を１０・５０℃と低く設定している。下限はオーステ
ナイト化温度のＡ Ｃｓ変態点以上とする。
熱間圧延はＡｒ、以上８５０℃以下で５０％以上圧下す
る。これはＡｒ、以下の二相域で圧延すると靭性が低下
し、８５０℃を越える高温での圧延及び５０％より少な
い圧下率では細粒化が充分なされないためである。圧下
率の上限は制御圧延の効果が飽和しだす７０％とする。
る。これはＡｒ、以下の二相域で圧延すると靭性が低下
し、８５０℃を越える高温での圧延及び５０％より少な
い圧下率では細粒化が充分なされないためである。圧下
率の上限は制御圧延の効果が飽和しだす７０％とする。
次に熱間圧延後の冷却は、圧延後の高温鋼板を水冷し、
２５０〜６００℃の温度範囲で水冷停止し、引き続き空
冷するものであり、これによって強度、靭性の良好な鋼
板とするものである。
２５０〜６００℃の温度範囲で水冷停止し、引き続き空
冷するものであり、これによって強度、靭性の良好な鋼
板とするものである。
しかして水冷停止温度が２５０℃以下では靭性の低下が
著しく、また、６００℃以上では強度の低下が著しい、
望むらくは３５０〜５００℃の温度範囲で水冷停止する
と、強度、靭性とも良好となる。
著しく、また、６００℃以上では強度の低下が著しい、
望むらくは３５０〜５００℃の温度範囲で水冷停止する
と、強度、靭性とも良好となる。
供試材の化学成分を第１表に示し、加熱、圧延冷却条件
を第２表に示し、得られた厚鋼板の機械的性質を併せて
第２表に示す。
を第２表に示し、得られた厚鋼板の機械的性質を併せて
第２表に示す。
これらの鋼板は転炉出鋼後厚さ２４５罷に連続鋳造した
スラブあるいは鋳型造塊後、分塊圧延したスラブを用い
て製造した。
スラブあるいは鋳型造塊後、分塊圧延したスラブを用い
て製造した。
（以下余白、次頁へつづく）
以上の通り本発明法を適用して得た厚鋼板Ａ１、Ｂ１、
Ｄｌ、Ｆｌ、Ｇ１、Ｈｌ、１１、Ｊｌ、Ｋ１は、いずれ
も母材の靭性が高く、しかも溶接継手部の靭性も高いこ
とがわかる。
Ｄｌ、Ｆｌ、Ｇ１、Ｈｌ、１１、Ｊｌ、Ｋ１は、いずれ
も母材の靭性が高く、しかも溶接継手部の靭性も高いこ
とがわかる。
これに対し、比較例のＡ２、は加熱温度が高いため、母
材の靭性が低い、Ｆ２、Ｆ２は圧延温度が高く、８５０
℃以下の累積圧下率が少ないため母材の靭性が低い、Ｇ
２は水冷停止温度が低いため、強度は高いが母材の靭性
が低い、１２は水冷停止温度が高いため、母材の強度が
低い、Ｅｌ、ＬｌはＭｏ量が高いため、溶接ボンド部の
靭性が低い、ＣＩ、ＭｌはＭＯを添加していないため母
材の靭性が低い。
材の靭性が低い、Ｆ２、Ｆ２は圧延温度が高く、８５０
℃以下の累積圧下率が少ないため母材の靭性が低い、Ｇ
２は水冷停止温度が低いため、強度は高いが母材の靭性
が低い、１２は水冷停止温度が高いため、母材の強度が
低い、Ｅｌ、ＬｌはＭｏ量が高いため、溶接ボンド部の
靭性が低い、ＣＩ、ＭｌはＭＯを添加していないため母
材の靭性が低い。
以上の如く本発明は、従来難点であった板厚５０ｍｍ以
上の厚鋼板の板厚中心部の靭性を向上させるとともに、
溶接継手部の靭性向上を同時に達成したものであり、低
温靭性を要求される海洋構造物などの鋼板を提供でき、
産業上効果の大きい発明である。
上の厚鋼板の板厚中心部の靭性を向上させるとともに、
溶接継手部の靭性向上を同時に達成したものであり、低
温靭性を要求される海洋構造物などの鋼板を提供でき、
産業上効果の大きい発明である。
第１図はＭｏ量と母材、継手の靭性との説明図である。
Claims (2)
- （１）重量比にて Ｃ：０．０２〜０．３０％ Ｓｉ：０．０５〜１．０％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．０２〜０．１％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％ 残部Ｆｅ及び不可避不純物とした鋼をＡｃ＿３〜１０５
０℃に加熱し、Ａｒ＿３〜８５０℃の温度において圧下
率５０〜７０％の圧延を行い、圧延後２５０〜６００℃
まで水冷し、次いで空冷することを特徴とする低温靭性
の優れた厚鋼板の製造方法。 - （２）重量比にて Ｃ：０．０２〜０．３０％ Ｓｉ：０．０５〜１．０％ Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｍｏ：０．０２〜０．１％ Ａｌ：０．００５〜０．１０％ を基本成分とし、更にＣｒ：１．０％以下、Ｖ：０．２
０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、のうち１種または２種
以上を含有し、更にＮｉ：４．５％以下、Ｔｉ：０．２
０％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％のうち１
種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物
とした鋼をＡｃ＿３〜１０５０℃に加熱し、Ａｒ＿３〜
８５０℃の温度において圧下率５０〜７０％の圧延を行
い、圧延後２５０〜６００℃まで水冷し、次いで空冷す
ることを特徴とする低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24988486A JPS63105923A (ja) | 1986-10-21 | 1986-10-21 | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24988486A JPS63105923A (ja) | 1986-10-21 | 1986-10-21 | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63105923A true JPS63105923A (ja) | 1988-05-11 |
Family
ID=17199638
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24988486A Pending JPS63105923A (ja) | 1986-10-21 | 1986-10-21 | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63105923A (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5328016A (en) * | 1976-08-27 | 1978-03-15 | Nippon Steel Corp | Manufacture of steel plate for line pipe remarkably superior in low temperature toughness rolled as it is |
| JPS53134725A (en) * | 1977-04-28 | 1978-11-24 | Nippon Steel Corp | Production of steel plate with remarkably excellent toughness under low temperature |
| JPS5896818A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
| JPS60258410A (ja) * | 1984-06-06 | 1985-12-20 | Nippon Steel Corp | 溶接性，低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方法 |
-
1986
- 1986-10-21 JP JP24988486A patent/JPS63105923A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5328016A (en) * | 1976-08-27 | 1978-03-15 | Nippon Steel Corp | Manufacture of steel plate for line pipe remarkably superior in low temperature toughness rolled as it is |
| JPS53134725A (en) * | 1977-04-28 | 1978-11-24 | Nippon Steel Corp | Production of steel plate with remarkably excellent toughness under low temperature |
| JPS5896818A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
| JPS60258410A (ja) * | 1984-06-06 | 1985-12-20 | Nippon Steel Corp | 溶接性，低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方法 |
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