JPS63105924A - 低温靭性の優れた鋼板の製造法 - Google Patents
低温靭性の優れた鋼板の製造法Info
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- JPS63105924A JPS63105924A JP24988586A JP24988586A JPS63105924A JP S63105924 A JPS63105924 A JP S63105924A JP 24988586 A JP24988586 A JP 24988586A JP 24988586 A JP24988586 A JP 24988586A JP S63105924 A JPS63105924 A JP S63105924A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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、低温靭性の優れた鋼板の製造方法に関するも
のである。
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鶴以上の鋼板を指す、)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鶴以上の鋼板を指す、)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。
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
2〜0.30%、Si:0.05〜1.0%、Mn :
0.50〜2.50%、Mo:0.02〜0.1%、
Ai: 0.005〜0.10%残部Fe及び不可避
不純物とした鋼又は更にCr:1.0%以下、VFe.
20%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、’rt:o
、2%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
不純物とした綱を、Ac3〜1050℃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、圧延後水冷したのち焼戻し処理することを特徴
とする低温靭性の優れた鋼板の製造法である。
ので、その要旨とするところは、重量比にてc:o、o
2〜0.30%、Si:0.05〜1.0%、Mn :
0.50〜2.50%、Mo:0.02〜0.1%、
Ai: 0.005〜0.10%残部Fe及び不可避
不純物とした鋼又は更にCr:1.0%以下、VFe.
20%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、’rt:o
、2%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
不純物とした綱を、Ac3〜1050℃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、圧延後水冷したのち焼戻し処理することを特徴
とする低温靭性の優れた鋼板の製造法である。
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、HAZ靭性向上の面からはNb添加は極
力細道けるべきである。
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、HAZ靭性向上の面からはNb添加は極
力細道けるべきである。
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を見出し、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。
ある元素としてMoを見出し、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。
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、従来よりももっ
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、従来よりももっ
とミクロな脆化域が問題になってきた。
HAZ靭性に有害だと考えられていたNb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。
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、後続パスの熱サイクルAc+ 変
態点直上に加熱されると、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、後続パスの熱サイクルAc+ 変
態点直上に加熱されると、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、
Nb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の無添加とすること
により、HAZ靭性を格段に向上する。
高炭素マルテンサイトも焼戻されて一部無害化するが、
Nb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の無添加とすること
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M
oの添加、HAZ靭性向上にはNb無添加とすることで
、!厚中心部靭性とHAZ靭性の両者を同時に向上する
0本発明はこのような知見をもとになしたものである。
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M
oの添加、HAZ靭性向上にはNb無添加とすることで
、!厚中心部靭性とHAZ靭性の両者を同時に向上する
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、綱の靭
性及び溶接性を害するので上限を0.30%とした。
.02%以上必要であるが、多量に添加すると、綱の靭
性及び溶接性を害するので上限を0.30%とした。
Siは鋼の脱酸のため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。
くなると溶接性を害するので、上限を0.6%とする。
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、靭性の劣下を招くため上限を2.5%
とする。
Al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劣下するため0.1%を上限とす
る。
くなると靭性が著しく劣下するため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(%)
CSi Mn P S AJ Mo
Fe0.0B 0.211.510.00? 0.
0030.030〜0.2残圧延条件 1000℃加熱、850℃以下圧下率60%、仕上板厚
50fi、水冷停止120℃、焼戻し550 ℃ 溶接条件 潜弧溶接 入熱40KJ1011 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。
Fe0.0B 0.211.510.00? 0.
0030.030〜0.2残圧延条件 1000℃加熱、850℃以下圧下率60%、仕上板厚
50fi、水冷停止120℃、焼戻し550 ℃ 溶接条件 潜弧溶接 入熱40KJ1011 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。
v!、tf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
。
、多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。
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。
Ti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。
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。
Ni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制御により、Z方向の材質改善
に有効であるが、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。
に有効であるが、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 N Cu % Crは主
に強度上昇に有用な元素で、1m又は2種以上添加する
。又、Ti5Nt、Ca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。
に強度上昇に有用な元素で、1m又は2種以上添加する
。又、Ti5Nt、Ca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28温度は、オーステナイト粒の細粒化のため上限を
1050℃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1050℃と低(設定している。下限はオーステ
ナイト化温度のAcコ変態点とする。
1050℃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1050℃と低(設定している。下限はオーステ
ナイト化温度のAcコ変態点とする。
熱間圧延はaL以上850℃以下で50%以上圧下する
。これは、Ar3以下の二相域で圧延すると靭性が低下
し、850℃より高温での圧延及び50%より少ない圧
下率では、細粒加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の飽和しだす70%とする。
。これは、Ar3以下の二相域で圧延すると靭性が低下
し、850℃より高温での圧延及び50%より少ない圧
下率では、細粒加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の飽和しだす70%とする。
次に熱間圧延後の水冷は、高温の状態から冷却水を噴射
して250℃以下の温度まで急冷するもので、これによ
って強度上昇を得るものである。
して250℃以下の温度まで急冷するもので、これによ
って強度上昇を得るものである。
この水冷はオンライン上で冷却することが最も能率的で
あるが、オフラインで水冷しても良いことは云うまでも
ない。
あるが、オフラインで水冷しても良いことは云うまでも
ない。
次に焼戻しは、水冷により強度の上昇が達成されるが、
靭性の低下があるため、靭性の回復向上を目的として行
うもので、350〜650℃の範囲に加熱して行うもの
である。
靭性の低下があるため、靭性の回復向上を目的として行
うもので、350〜650℃の範囲に加熱して行うもの
である。
これによって高強度と高靭性を同時に達成することがで
きる。
きる。
供試材の化学成分を第1表に示し、加熱、圧延、冷却、
焼戻し条件を第2表に示し、得られた鋼板の機械的性質
を併せて第2表に示す。
焼戻し条件を第2表に示し、得られた鋼板の機械的性質
を併せて第2表に示す。
これらの鋼板は転炉出鋼後厚さ245H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。
以上の通り本発明法を適用して得た厚鋼板Al、Bl、
DI、Fl、Gl、Hl、11.Jl。
DI、Fl、Gl、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。
靭性も高いことがわかる。
これに対し、比較例のA2、G2、■2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の母材の靭性
が低い、El、LlはM。
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の母材の靭性
が低い、El、LlはM。
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。
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50鶴以上
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。
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、継手の靭性の関係を示す説明図
である。
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、圧延後水冷したのち焼戻
し処理することを特徴とする低温靭性の優れた鋼板の製
造法。 - (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:0.20%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:0.20%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、圧延後水冷し
たのち焼戻し処理することを特徴とする低温靭性の優れ
た鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24988586A JPS63105924A (ja) | 1986-10-21 | 1986-10-21 | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24988586A JPS63105924A (ja) | 1986-10-21 | 1986-10-21 | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63105924A true JPS63105924A (ja) | 1988-05-11 |
Family
ID=17199653
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24988586A Pending JPS63105924A (ja) | 1986-10-21 | 1986-10-21 | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63105924A (ja) |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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-
1986
- 1986-10-21 JP JP24988586A patent/JPS63105924A/ja active Pending
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