JPH08209239A - −５０℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製造方法 - Google Patents
−５０℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製造方法Info
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- JPH08209239A JPH08209239A JP1514395A JP1514395A JPH08209239A JP H08209239 A JPH08209239 A JP H08209239A JP 1514395 A JP1514395 A JP 1514395A JP 1514395 A JP1514395 A JP 1514395A JP H08209239 A JPH08209239 A JP H08209239A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 質量％で、C:0.03〜0.10％、 Si:0.03〜0.60
％、 Mn:0.70〜2.0 ％、Al:0.01〜0.08％、Ti:0.005〜
0.03％、 N:0.002〜0.007 ％を含有し、さらに Nb:0.01
〜0.05％、Ni:1.0％以下、 B:0.003％以下、 Ca:0.0005
〜0.005 ％、REM:0.0005〜0.001 ％の内から選んだ１種
または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなる鋼片を、 950〜1150℃の温度に加熱し、未再
結晶温度域で累積圧下率50％以上の圧下を行い、その後
Ａr3点〜Ａr3点＋50℃の温度から、20℃/s以上の冷却速
度で 150℃以下の温度まで直接焼き入れした後、 500℃
〜Ａc1点の温度で焼戻しする。また、焼戻し後、 500℃
以下の温度で累積圧下率 1〜5 ％の圧下を行う。 【効果】 −50℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する
低温用厚鋼材の製造が可能となり、ＬＰＧタンク等の構
造物の安全をより高めることができる。
％、 Mn:0.70〜2.0 ％、Al:0.01〜0.08％、Ti:0.005〜
0.03％、 N:0.002〜0.007 ％を含有し、さらに Nb:0.01
〜0.05％、Ni:1.0％以下、 B:0.003％以下、 Ca:0.0005
〜0.005 ％、REM:0.0005〜0.001 ％の内から選んだ１種
または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不純
物からなる鋼片を、 950〜1150℃の温度に加熱し、未再
結晶温度域で累積圧下率50％以上の圧下を行い、その後
Ａr3点〜Ａr3点＋50℃の温度から、20℃/s以上の冷却速
度で 150℃以下の温度まで直接焼き入れした後、 500℃
〜Ａc1点の温度で焼戻しする。また、焼戻し後、 500℃
以下の温度で累積圧下率 1〜5 ％の圧下を行う。 【効果】 −50℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する
低温用厚鋼材の製造が可能となり、ＬＰＧタンク等の構
造物の安全をより高めることができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、脆性亀裂伝播停止特性
に優れた低温用鋼の製造方法に関し、さらに詳しくは、
ＬＰＧタンク等の構造物の安全を確保するために使用す
る−50℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚
鋼材の製造方法に関するものである。
に優れた低温用鋼の製造方法に関し、さらに詳しくは、
ＬＰＧタンク等の構造物の安全を確保するために使用す
る−50℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚
鋼材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】ＬＰＧタンク、氷海域海洋構造物等に使
用される鋼には脆性破壊に対する安全性を確保するた
め、低温環境下で優れた耐脆性破壊特性とともに脆性亀
裂伝播停止特性が要求される。例えば、−46℃の液化ガ
ス貯蔵タンク用鋼材の脆性亀裂伝播停止特性は−50℃に
おける破壊靱性値（Ｋca）が3923N/mm3/2 以上であるこ
とが要求されている。
用される鋼には脆性破壊に対する安全性を確保するた
め、低温環境下で優れた耐脆性破壊特性とともに脆性亀
裂伝播停止特性が要求される。例えば、−46℃の液化ガ
ス貯蔵タンク用鋼材の脆性亀裂伝播停止特性は−50℃に
おける破壊靱性値（Ｋca）が3923N/mm3/2 以上であるこ
とが要求されている。
【０００３】従来、490N/mm2級低温用鋼はその要求レベ
ルに応じて、焼ならしまたは焼入れ焼戻し等の熱処理を
行って製造されているが、いずれも脆性亀裂伝播停止特
性の要求レベルへの対応が困難になってきた。このた
め、最近では製造技術の進歩が著しい制御圧延および制
御冷却により鋼の組織をアシキュラフェライト化するこ
とで優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼が開発され
ている。
ルに応じて、焼ならしまたは焼入れ焼戻し等の熱処理を
行って製造されているが、いずれも脆性亀裂伝播停止特
性の要求レベルへの対応が困難になってきた。このた
め、最近では製造技術の進歩が著しい制御圧延および制
御冷却により鋼の組織をアシキュラフェライト化するこ
とで優れた脆性亀裂伝播停止特性を有する鋼が開発され
ている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、制御圧延によ
る方法では、板厚が薄い物には有効であるが、板厚が25
mm以上と厚くなると要求特性を満足できなくなる。この
ため、高価なNiやMo等の合金成分を多量に添加し靱性を
向上させる必要がある。一方、制御冷却方法を用いて脆
性亀裂伝播停止特性を向上させた鋼の製造方法の例が、
特開昭62-77419号公報および特開平2-217416号公報に開
示してある。前者はフェライトの層状化によりセパレー
ションを多発し、脆性亀裂伝播停止特性を向上させたも
のである。この方法では、靱性の異方性が発生し、さら
にシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが低下し
十分な靱性が期待できない。また、後者はダイレクトロ
ーリング（直送圧延）およびホットチャージローリング
（温間装入圧延）材を用い、未再結晶温度域圧延と制御
冷却により脆性亀裂伝播停止特性を向上させるものであ
る。この方法では、圧延前の初期オーステナイト粒が粗
大であり、高い靱性が得にくく、脆性亀裂伝播停止特性
の大きな改善が望めない。
る方法では、板厚が薄い物には有効であるが、板厚が25
mm以上と厚くなると要求特性を満足できなくなる。この
ため、高価なNiやMo等の合金成分を多量に添加し靱性を
向上させる必要がある。一方、制御冷却方法を用いて脆
性亀裂伝播停止特性を向上させた鋼の製造方法の例が、
特開昭62-77419号公報および特開平2-217416号公報に開
示してある。前者はフェライトの層状化によりセパレー
ションを多発し、脆性亀裂伝播停止特性を向上させたも
のである。この方法では、靱性の異方性が発生し、さら
にシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーが低下し
十分な靱性が期待できない。また、後者はダイレクトロ
ーリング（直送圧延）およびホットチャージローリング
（温間装入圧延）材を用い、未再結晶温度域圧延と制御
冷却により脆性亀裂伝播停止特性を向上させるものであ
る。この方法では、圧延前の初期オーステナイト粒が粗
大であり、高い靱性が得にくく、脆性亀裂伝播停止特性
の大きな改善が望めない。
【０００５】本発明は、上記の問題点を解決するために
なされたもので、高価な合金元素を多量に必要とせず、
化学成分の調整、鋼片の低温加熱、制御圧延および直接
焼入れ−焼戻し処理を行うとともに、焼戻し処理後に軽
圧下を行うことによる−50℃以下の脆性亀裂伝播停止特
性を有する低温用厚鋼材の製造方法を提供することを目
的とする。
なされたもので、高価な合金元素を多量に必要とせず、
化学成分の調整、鋼片の低温加熱、制御圧延および直接
焼入れ−焼戻し処理を行うとともに、焼戻し処理後に軽
圧下を行うことによる−50℃以下の脆性亀裂伝播停止特
性を有する低温用厚鋼材の製造方法を提供することを目
的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、(1) 質
量％で、C:0.03〜0.10％、 Si:0.03〜0.60％、 Mn:0.70
〜2.0 ％、 Al:0.01〜0.08％、Ti:0.005〜0.03％、 N:
0.002〜0.007 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不
純物からなる鋼片を、 950〜1150℃の温度に加熱し、未
再結晶温度域で累積圧下率50％以上の圧下を行い、その
後Ａr3点〜Ａr3点＋50℃の温度から、20℃/s以上の冷却
速度で 150℃以下の温度まで直接焼き入れした後、 500
℃〜Ａc1点の温度で焼戻しする−50℃以下の脆性亀裂伝
播停止特性を有する低温用厚鋼材の製造方法である。
量％で、C:0.03〜0.10％、 Si:0.03〜0.60％、 Mn:0.70
〜2.0 ％、 Al:0.01〜0.08％、Ti:0.005〜0.03％、 N:
0.002〜0.007 ％を含有し、残部がFeおよび不可避的不
純物からなる鋼片を、 950〜1150℃の温度に加熱し、未
再結晶温度域で累積圧下率50％以上の圧下を行い、その
後Ａr3点〜Ａr3点＋50℃の温度から、20℃/s以上の冷却
速度で 150℃以下の温度まで直接焼き入れした後、 500
℃〜Ａc1点の温度で焼戻しする−50℃以下の脆性亀裂伝
播停止特性を有する低温用厚鋼材の製造方法である。
【０００７】(2) さらに化学成分として、質量％で、 N
b:0.01〜0.05％、Ni:1.0％以下、 B:0.003％以下、 Ca:
0.0005〜0.005 ％、REM:0.0005〜0.001 ％の内から選ん
だ１種または２種以上を含有する上記(1) の−50℃以下
の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製造方
法である。
b:0.01〜0.05％、Ni:1.0％以下、 B:0.003％以下、 Ca:
0.0005〜0.005 ％、REM:0.0005〜0.001 ％の内から選ん
だ１種または２種以上を含有する上記(1) の−50℃以下
の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製造方
法である。
【０００８】(3) 焼戻し後、 500℃以下の温度で累積圧
下率 1〜5 ％の圧下を行う上記(1)または(2) の−50℃
以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製
造方法である。
下率 1〜5 ％の圧下を行う上記(1)または(2) の−50℃
以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製
造方法である。
【０００９】
【作用】以下に、本発明の製造条件の限定理由について
説明する。本発明者らは鋼片の加熱温度範囲を限定する
ために、次のような実験を行った。すなわち、0.009%C-
0.26%Si-1.31%Mn-0.013%Ti鋼を 950〜1250℃の温度に加
熱し、未再結晶温度域で累積圧下率60％の圧下を行い板
厚30mmに仕上げ、その後 790℃の温度から、30℃/sの冷
却速度で 150℃以下の温度まで直接焼入れした後、600
℃の温度で焼戻しした鋼板について、破壊靱性値を求め
た。その結果を図１に示す。
説明する。本発明者らは鋼片の加熱温度範囲を限定する
ために、次のような実験を行った。すなわち、0.009%C-
0.26%Si-1.31%Mn-0.013%Ti鋼を 950〜1250℃の温度に加
熱し、未再結晶温度域で累積圧下率60％の圧下を行い板
厚30mmに仕上げ、その後 790℃の温度から、30℃/sの冷
却速度で 150℃以下の温度まで直接焼入れした後、600
℃の温度で焼戻しした鋼板について、破壊靱性値を求め
た。その結果を図１に示す。
【００１０】図１に示すように、鋼片の加熱温度が 950
〜1150℃の範囲では−50℃以下で破壊靱性値（Ｋca）が
3923N/mm3/2 を満足しているが、加熱温度が1250℃と高
くなると破壊靱性値（Ｋca）が3923N/mm3/2 を満足する
温度が上昇する。これは加熱温度が1150℃を超えると加
熱時のオーステナイト粒が大きくなり、その後の圧延で
も細粒化することができず鋼の脆性亀裂伝播停止特性が
低下するためである。一方、圧延時の温度低下のため 9
50℃未満の加熱温度では圧延完了後の直接焼入れに必要
な温度確保が困難であり、所定の強度および靱性が得ら
れない。したがって、鋼片の加熱温度は 950〜1150℃の
範囲に限定する。
〜1150℃の範囲では−50℃以下で破壊靱性値（Ｋca）が
3923N/mm3/2 を満足しているが、加熱温度が1250℃と高
くなると破壊靱性値（Ｋca）が3923N/mm3/2 を満足する
温度が上昇する。これは加熱温度が1150℃を超えると加
熱時のオーステナイト粒が大きくなり、その後の圧延で
も細粒化することができず鋼の脆性亀裂伝播停止特性が
低下するためである。一方、圧延時の温度低下のため 9
50℃未満の加熱温度では圧延完了後の直接焼入れに必要
な温度確保が困難であり、所定の強度および靱性が得ら
れない。したがって、鋼片の加熱温度は 950〜1150℃の
範囲に限定する。
【００１１】未再結晶温度域において、累積圧下率50％
以上の圧下を行う理由は、オーステナイト粒の微細化を
図るためであり、圧下率が50％未満では直接焼入れ後の
組織に粗大ベイナイト＋マルテンサイトが混入して靱性
が低下するからである。
以上の圧下を行う理由は、オーステナイト粒の微細化を
図るためであり、圧下率が50％未満では直接焼入れ後の
組織に粗大ベイナイト＋マルテンサイトが混入して靱性
が低下するからである。
【００１２】本発明者らは直接焼入れにおける冷却開始
温度を限定するために、次のような実験を行った。すな
わち、0.009%C-0.26%Si-1.31%Mn-0.013%Ti鋼を1050℃の
温度に加熱し、未再結晶温度域で累積圧下率60％の圧下
を行い板厚30mmに仕上げ、その後 750〜850 ℃の温度か
ら、30℃/sの冷却速度で 150℃以下の温度まで直接焼入
れした後、 600℃の温度で焼戻しした鋼板について、破
壊靱性値を求めた。その結果を図２に示す。
温度を限定するために、次のような実験を行った。すな
わち、0.009%C-0.26%Si-1.31%Mn-0.013%Ti鋼を1050℃の
温度に加熱し、未再結晶温度域で累積圧下率60％の圧下
を行い板厚30mmに仕上げ、その後 750〜850 ℃の温度か
ら、30℃/sの冷却速度で 150℃以下の温度まで直接焼入
れした後、 600℃の温度で焼戻しした鋼板について、破
壊靱性値を求めた。その結果を図２に示す。
【００１３】図２に示すように、破壊靱性値（Ｋca）が
3923N/mm3/2 を満足する温度をより低温にする冷却開始
温度は、鋼ごとに決まる。すなわち、冷却開始温度がＡ
r3点以上では微細なオーステナイトから微細なフェライ
ト＋ベイナイトが生成し靱性が向上するため、目標とす
る破壊靱性値（Ｋca）が3923N/mm3/2 を満足する脆性亀
裂伝播停止温度として−50℃以下が得られている。一
方、冷却開始温度がＡr3点未満では、オーステナイトか
ら初析フェライト＋上部ベイナイトが生成し、十分な強
度、靱性を得ることが困難となる。
3923N/mm3/2 を満足する温度をより低温にする冷却開始
温度は、鋼ごとに決まる。すなわち、冷却開始温度がＡ
r3点以上では微細なオーステナイトから微細なフェライ
ト＋ベイナイトが生成し靱性が向上するため、目標とす
る破壊靱性値（Ｋca）が3923N/mm3/2 を満足する脆性亀
裂伝播停止温度として−50℃以下が得られている。一
方、冷却開始温度がＡr3点未満では、オーステナイトか
ら初析フェライト＋上部ベイナイトが生成し、十分な強
度、靱性を得ることが困難となる。
【００１４】一方、冷却開始温度が高くなりＡr3点＋50
℃を超えると破壊靱性値（Ｋca）が3923N/mm3/2 を満足
する温度が上昇し、−50℃を満足できなくなる。これは
粗大ベイナイトが生成し靱性が低下したものである。し
たがって、直接焼入れにおける冷却開始温度はＡr3点〜
Ａr3点＋50℃の温度範囲に限定する。
℃を超えると破壊靱性値（Ｋca）が3923N/mm3/2 を満足
する温度が上昇し、−50℃を満足できなくなる。これは
粗大ベイナイトが生成し靱性が低下したものである。し
たがって、直接焼入れにおける冷却開始温度はＡr3点〜
Ａr3点＋50℃の温度範囲に限定する。
【００１５】また、本発明者らは直接焼入れにおける冷
却速度を限定するために、次のような実験を行った。す
なわち、0.009%C-0.26%Si-1.31%Mn-0.013%Ti鋼を1050℃
の温度に加熱し、未再結晶温度域で累積圧下率60％の圧
下を行い板厚30mmに仕上げ、その後 790℃の温度から、
10〜30℃/sの冷却速度で 150℃以下の温度まで直接焼入
れした後、 600℃の温度で焼戻しした鋼板について、破
壊靱性値を求めた。その結果を図３に示す。
却速度を限定するために、次のような実験を行った。す
なわち、0.009%C-0.26%Si-1.31%Mn-0.013%Ti鋼を1050℃
の温度に加熱し、未再結晶温度域で累積圧下率60％の圧
下を行い板厚30mmに仕上げ、その後 790℃の温度から、
10〜30℃/sの冷却速度で 150℃以下の温度まで直接焼入
れした後、 600℃の温度で焼戻しした鋼板について、破
壊靱性値を求めた。その結果を図３に示す。
【００１６】図３に示すように、冷却速度が速くなると
破壊靱性値（Ｋca）が3923N/mm3/2を満足する温度は低
くなり、冷却速度が20℃/s以上では−50℃を満足でき
る。したがって、直接焼入れにおける冷却速度は20℃/s
以上で、 150℃以下の温度まで冷却する。また、圧延完
了後直接焼入れを行う理由は、高価な強化元素を多量に
使用せずに板厚25mm以上の比較的厚物材の強度を確保す
るためである。
破壊靱性値（Ｋca）が3923N/mm3/2を満足する温度は低
くなり、冷却速度が20℃/s以上では−50℃を満足でき
る。したがって、直接焼入れにおける冷却速度は20℃/s
以上で、 150℃以下の温度まで冷却する。また、圧延完
了後直接焼入れを行う理由は、高価な強化元素を多量に
使用せずに板厚25mm以上の比較的厚物材の強度を確保す
るためである。
【００１７】直接焼入れ後、 500℃〜Ａc1点の温度で焼
戻しする理由は、直接焼入れにより硬く、脆くなった鋼
を目標の強度、靱性に調整する目的の外に、直接焼入れ
にかかわらず制御冷却された場合、鋼は冷却時の熱応力
差に起因し、鋼の表面側に圧縮応力、中心部に引張応力
等の残留応力が発生する。その大きさは、時に降伏応力
近くにもなる。これらの大きな残留応力が鋼中に存在す
ると、特に、引張応力は脆性亀裂の伝播を促進させるた
め、これを除く必要から焼戻しを行う。焼戻し温度が 5
00℃未満ではその効果が得られず、また、Ａc1点を超え
ると強度低下が大きくなる。したがって、直接焼入れ後
の焼戻し温度は 500℃〜Ａc1点の温度範囲に限定する。
戻しする理由は、直接焼入れにより硬く、脆くなった鋼
を目標の強度、靱性に調整する目的の外に、直接焼入れ
にかかわらず制御冷却された場合、鋼は冷却時の熱応力
差に起因し、鋼の表面側に圧縮応力、中心部に引張応力
等の残留応力が発生する。その大きさは、時に降伏応力
近くにもなる。これらの大きな残留応力が鋼中に存在す
ると、特に、引張応力は脆性亀裂の伝播を促進させるた
め、これを除く必要から焼戻しを行う。焼戻し温度が 5
00℃未満ではその効果が得られず、また、Ａc1点を超え
ると強度低下が大きくなる。したがって、直接焼入れ後
の焼戻し温度は 500℃〜Ａc1点の温度範囲に限定する。
【００１８】さらに、脆性亀裂伝播停止特性を向上させ
る手段として、上記に加え、焼戻しを行った後、 500℃
以下の温度で累積圧下率 1〜5 ％の圧下を行う。これは
鋼の表面に圧延歪みを与え、表層部のフェライト粒を層
状化することによる脆性亀裂の伝播抑止効果を利用し、
脆性亀裂伝播停止特性を改善するものである。その効果
を十分得るためには累積圧下率が 1％以上必要であり、
また、 5％を超えると加工硬化が著しく逆に表面部の靱
性が低下する。一方、圧下温度を 500℃以下とした理由
は、焼戻し時の温度を利用して圧下が可能であり、再加
熱を必要としないためである。したがって、焼戻し後の
圧下は500 ℃以下の温度で累積圧下率 1〜5 ％とする。
る手段として、上記に加え、焼戻しを行った後、 500℃
以下の温度で累積圧下率 1〜5 ％の圧下を行う。これは
鋼の表面に圧延歪みを与え、表層部のフェライト粒を層
状化することによる脆性亀裂の伝播抑止効果を利用し、
脆性亀裂伝播停止特性を改善するものである。その効果
を十分得るためには累積圧下率が 1％以上必要であり、
また、 5％を超えると加工硬化が著しく逆に表面部の靱
性が低下する。一方、圧下温度を 500℃以下とした理由
は、焼戻し時の温度を利用して圧下が可能であり、再加
熱を必要としないためである。したがって、焼戻し後の
圧下は500 ℃以下の温度で累積圧下率 1〜5 ％とする。
【００１９】次に、本発明における化学成分の限定理由
について説明する。C は、鋼板の強度確保のために必要
な元素であるが、含有量が0.03％未満では強度の確保が
困難となるとともに、溶接熱影響部の軟化が大きくな
る。また、含有量が0.10％を超えると母材の靱性が劣化
する。したがって、C 含有量は0.03〜0.10％の範囲とす
る。
について説明する。C は、鋼板の強度確保のために必要
な元素であるが、含有量が0.03％未満では強度の確保が
困難となるとともに、溶接熱影響部の軟化が大きくな
る。また、含有量が0.10％を超えると母材の靱性が劣化
する。したがって、C 含有量は0.03〜0.10％の範囲とす
る。
【００２０】Siは、鋼の脱酸に必要な元素であり、その
ためには0.03％以上の含有量が必要である。また、0.60
％を超えて多量に含有すると母材および溶接熱影響部の
靱性が低下する。したがって、Si含有量は0.03〜0.60％
の範囲とする。
ためには0.03％以上の含有量が必要である。また、0.60
％を超えて多量に含有すると母材および溶接熱影響部の
靱性が低下する。したがって、Si含有量は0.03〜0.60％
の範囲とする。
【００２１】Mnは、鋼板の強度および靱性を確保のため
に必要な元素であるが、含有量が0.70％未満ではこのよ
うな効果は少なく、また、 2.0％を超えて含有すると溶
接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Mn含有量は
0.70〜2.0 ％の範囲とする。
に必要な元素であるが、含有量が0.70％未満ではこのよ
うな効果は少なく、また、 2.0％を超えて含有すると溶
接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Mn含有量は
0.70〜2.0 ％の範囲とする。
【００２２】Alは、鋼の脱酸に必要な元素であり、その
ためには0.01％以上の含有量が必要である。また、0.08
％を超えて含有すると溶接金属および溶接熱影響部の靱
性が低下する。したがって、Al含有量は0.01〜0.08％の
範囲とする。
ためには0.01％以上の含有量が必要である。また、0.08
％を超えて含有すると溶接金属および溶接熱影響部の靱
性が低下する。したがって、Al含有量は0.01〜0.08％の
範囲とする。
【００２３】Tiは、N と結合してTiN を形成し鋼中に微
細に分散し、オーステナイト粒の粗大化防止とフェライ
ト結晶粒の微細化に寄与するため、母材の低温靱性およ
び溶接熱影響部の靱性を改善するのに有効な元素であ
る。含有量が 0.005％未満ではこの効果が小さく、ま
た、0.03％を超えて含有すると母材の低温靱性および溶
接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ti含有量は
0.005〜0.03％の範囲とする。
細に分散し、オーステナイト粒の粗大化防止とフェライ
ト結晶粒の微細化に寄与するため、母材の低温靱性およ
び溶接熱影響部の靱性を改善するのに有効な元素であ
る。含有量が 0.005％未満ではこの効果が小さく、ま
た、0.03％を超えて含有すると母材の低温靱性および溶
接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ti含有量は
0.005〜0.03％の範囲とする。
【００２４】N は、Tiと結合して上記TiN の靱性向上効
果を発揮させる上で重要な元素であり、少なくとも 0.0
02％以上の添加が必要である。しかし、過度の添加は固
溶Nの増加になりフェライト地の脆化を生じるため、上
限を 0.007％に抑える必要がある。したがって、N 含有
量は 0.002〜0.007 ％の範囲とする。
果を発揮させる上で重要な元素であり、少なくとも 0.0
02％以上の添加が必要である。しかし、過度の添加は固
溶Nの増加になりフェライト地の脆化を生じるため、上
限を 0.007％に抑える必要がある。したがって、N 含有
量は 0.002〜0.007 ％の範囲とする。
【００２５】本発明では、上記の化学成分以外に強度向
上あるいは靱性向上のためにNb、Ni、 B、Ca、REM の内
から選んだ１種または２種以上を含有させることができ
る。
上あるいは靱性向上のためにNb、Ni、 B、Ca、REM の内
から選んだ１種または２種以上を含有させることができ
る。
【００２６】Nbは、オーステナイトの再結晶を抑制し、
圧延でのオーステナイト粒の細粒化を促進させる。この
効果を発揮させるためには、0.01％以上の含有量が必要
である。一方、0.05％を超えて多量に含有すると溶接熱
影響部の靱性が低下する。したがって、Nb含有量は0.01
〜0.05％の範囲とする。
圧延でのオーステナイト粒の細粒化を促進させる。この
効果を発揮させるためには、0.01％以上の含有量が必要
である。一方、0.05％を超えて多量に含有すると溶接熱
影響部の靱性が低下する。したがって、Nb含有量は0.01
〜0.05％の範囲とする。
【００２７】Niは、溶接熱影響部の靱性に悪影響を与え
ることが少なく、鋼の強度および靱性を向上させる元素
であるが、高価であるため製造コストアップを抑える意
味で、目的を達成するに必要な含有量として 1.0％以下
が望ましい。したがって、Ni含有量は 1.0％以下とす
る。
ることが少なく、鋼の強度および靱性を向上させる元素
であるが、高価であるため製造コストアップを抑える意
味で、目的を達成するに必要な含有量として 1.0％以下
が望ましい。したがって、Ni含有量は 1.0％以下とす
る。
【００２８】B は、鋼の焼入れ性を上昇させるために含
有させる元素であるが、含有量が0.003 ％を超えると溶
接熱影響部の靱性が低下する。したがって、B 含有量は
0.003％以下とする。
有させる元素であるが、含有量が0.003 ％を超えると溶
接熱影響部の靱性が低下する。したがって、B 含有量は
0.003％以下とする。
【００２９】Caは、MnS の形態制御を行い鋼の圧延方向
に対する直角方向の靱性向上のために含有させる元素で
ある。含有量が0.0005％未満ではその効果が少なく、ま
た、0.005％を超えて含有させると鋼中の非金属介在物
が増加し、内部欠陥の原因となる。したがって、Ca含有
量は0.0005〜0.005 ％の範囲とする。
に対する直角方向の靱性向上のために含有させる元素で
ある。含有量が0.0005％未満ではその効果が少なく、ま
た、0.005％を超えて含有させると鋼中の非金属介在物
が増加し、内部欠陥の原因となる。したがって、Ca含有
量は0.0005〜0.005 ％の範囲とする。
【００３０】REM は、Caと同様の効果を付与する元素で
ある。含有量が0.0005％未満ではその効果が少なく、ま
た、 0.001％を超えて含有させると鋼中の非金属介在物
が増加し、内部欠陥の原因となる。したがって、REM 含
有量は0.0005〜0.001 ％の範囲とする。
ある。含有量が0.0005％未満ではその効果が少なく、ま
た、 0.001％を超えて含有させると鋼中の非金属介在物
が増加し、内部欠陥の原因となる。したがって、REM 含
有量は0.0005〜0.001 ％の範囲とする。
【００３１】なお、Ａr3点およびＡc1点は下記式で求め
た値を使用する。Ａr3=910-310C-80Mn-20Cr-55Ni-80Mo+
0.35(t-8) ここでt は板厚(mm)。 Ａc1=723-14Mn+22Si-14.4Ni+23.3Cr
た値を使用する。Ａr3=910-310C-80Mn-20Cr-55Ni-80Mo+
0.35(t-8) ここでt は板厚(mm)。 Ａc1=723-14Mn+22Si-14.4Ni+23.3Cr
【００３２】
【実施例】以下に、本発明の実施例について説明する。 実施例１ 供試鋼は表１に示す化学成分を有する鋼片を表２に示す
製造条件で、板厚30〜40mmの鋼板に仕上げたものであ
る。これらの鋼板について、引張特性、衝撃特性および
脆性亀裂伝播停止特性を調査した。その結果を表２に併
記した。
製造条件で、板厚30〜40mmの鋼板に仕上げたものであ
る。これらの鋼板について、引張特性、衝撃特性および
脆性亀裂伝播停止特性を調査した。その結果を表２に併
記した。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】表２から明らかなように、本発明法による
鋼Ａ、B1、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊは化学成分、製造条件とも本
発明の限定範囲内であるため、強度、靱性（vTrs）およ
び脆性亀裂伝播停止特性とも良好な値を示しているが、
特に脆性亀裂伝播停止特性は−50℃で3923N/mm3/2 以上
の破壊靱性値（Ｋca）を示している。一方、比較例であ
る鋼Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆは、製造条件は本発明の限定範囲内
であるが、化学成分が本発明の限定範囲から外れている
ため、破壊靱性値が低く、−50℃以下の脆性亀裂伝播停
止温度を確保することができない。
鋼Ａ、B1、Ｇ、Ｈ、Ｉ、Ｊは化学成分、製造条件とも本
発明の限定範囲内であるため、強度、靱性（vTrs）およ
び脆性亀裂伝播停止特性とも良好な値を示しているが、
特に脆性亀裂伝播停止特性は−50℃で3923N/mm3/2 以上
の破壊靱性値（Ｋca）を示している。一方、比較例であ
る鋼Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆは、製造条件は本発明の限定範囲内
であるが、化学成分が本発明の限定範囲から外れている
ため、破壊靱性値が低く、−50℃以下の脆性亀裂伝播停
止温度を確保することができない。
【００３６】実施例２ 供試鋼は表１に示す鋼Ｂの鋼片を表３に示す製造条件
で、板厚35の鋼板に仕上げたものである。これらの鋼板
について、引張特性、衝撃特性および脆性亀裂伝播停止
特性を調査した。その結果を表３に併記した。
で、板厚35の鋼板に仕上げたものである。これらの鋼板
について、引張特性、衝撃特性および脆性亀裂伝播停止
特性を調査した。その結果を表３に併記した。
【００３７】表３に示すように、本発明の製造方法で製
造した本発明例の鋼B1は良好な強度、靱性（vTrs）およ
びＫca値が得られているが、加熱温度が高く本発明の製
造条件から外れている鋼B2は、結晶粒が大きく靱性およ
びＫca値が低下している。また、未再結晶温度域の圧下
率が小さい鋼B3は、粗大ベイナイトの混入により靱性お
よびＫca値が低下している。直接焼入れで冷却開始温度
が低い鋼B4は、引張強度が低い。逆に、直接焼入れで冷
却開始温度が高い鋼B5は、粗大ベイナイトの生成により
靱性およびＫca値が低下している。圧延完了後の直接焼
入れで冷却速度が遅い鋼B6は、強度が低い。また、直接
焼入れ後の焼戻し温度の高い鋼B7は、強度が低くなって
いる。
造した本発明例の鋼B1は良好な強度、靱性（vTrs）およ
びＫca値が得られているが、加熱温度が高く本発明の製
造条件から外れている鋼B2は、結晶粒が大きく靱性およ
びＫca値が低下している。また、未再結晶温度域の圧下
率が小さい鋼B3は、粗大ベイナイトの混入により靱性お
よびＫca値が低下している。直接焼入れで冷却開始温度
が低い鋼B4は、引張強度が低い。逆に、直接焼入れで冷
却開始温度が高い鋼B5は、粗大ベイナイトの生成により
靱性およびＫca値が低下している。圧延完了後の直接焼
入れで冷却速度が遅い鋼B6は、強度が低い。また、直接
焼入れ後の焼戻し温度の高い鋼B7は、強度が低くなって
いる。
【００３８】焼戻し後に圧下を行った本発明例の鋼B8と
比較例の鋼B9を比較すると、本発明例の鋼B8はＫca値が
より改善されて高い値が得られているが、累積圧下率が
高い比較例の鋼B9は表面の加工硬化が大きく、靱性およ
びＫca値が低下している。
比較例の鋼B9を比較すると、本発明例の鋼B8はＫca値が
より改善されて高い値が得られているが、累積圧下率が
高い比較例の鋼B9は表面の加工硬化が大きく、靱性およ
びＫca値が低下している。
【００３９】
【表３】
【００４０】
【発明の効果】以上述べたところから明らかなように、
本発明によれば−50℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有
する低温用厚鋼材の製造が可能となり、本発明法による
鋼材を使用することによってＬＰＧタンク等の構造物の
安全をより高めることができる。
本発明によれば−50℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有
する低温用厚鋼材の製造が可能となり、本発明法による
鋼材を使用することによってＬＰＧタンク等の構造物の
安全をより高めることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】鋼片加熱温度とＫca=3923N/mm3/2を示す温度と
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
【図２】直接焼入れにおける冷却開始温度とＫca=3923N
/mm3/2を示す温度との関係を示す図である。
/mm3/2を示す温度との関係を示す図である。
【図３】直接焼入れにおける冷却速度とＫca=3923N/mm
3/2を示す温度との関係を示す図である。
3/2を示す温度との関係を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、C:0.03〜0.10％、 Si:0.03〜
0.60％、 Mn:0.70〜2.0 ％、 Al:0.01〜0.08％、Ti:0.0
05〜0.03％、 N:0.002〜0.007 ％を含有し、残部がFeお
よび不可避的不純物からなる鋼片を、 950〜1150℃の温
度に加熱し、未再結晶温度域で累積圧下率50％以上の圧
下を行い、その後Ａr3点〜Ａr3点＋50℃の温度から、20
℃/s以上の冷却速度で 150℃以下の温度まで直接焼き入
れした後、 500℃〜Ａc1点の温度で焼戻しすることを特
徴とする−50℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低
温用厚鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 さらに化学成分として、質量％で、 Nb:
0.01〜0.05％、Ni:1.0％以下、 B:0.003％以下、 Ca:0.
0005〜0.005 ％、REM:0.0005〜0.001 ％の内から選んだ
１種または２種以上を含有する請求項１記載の−50℃以
下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製造
方法。 - 【請求項３】 焼戻し後、 500℃以下の温度で累積圧下
率 1〜5 ％の圧下を行う請求項１または２記載の−50℃
以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1514395A JPH08209239A (ja) | 1995-02-01 | 1995-02-01 | −５０℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1514395A JPH08209239A (ja) | 1995-02-01 | 1995-02-01 | −５０℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08209239A true JPH08209239A (ja) | 1996-08-13 |
Family
ID=11880597
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1514395A Pending JPH08209239A (ja) | 1995-02-01 | 1995-02-01 | −５０℃以下の脆性亀裂伝播停止特性を有する低温用厚鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08209239A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007146220A (ja) * | 2005-11-28 | 2007-06-14 | Nippon Steel Corp | 靭性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP2007270246A (ja) * | 2006-03-31 | 2007-10-18 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れた圧力容器用部材の製造方法 |
| JP2008266758A (ja) * | 2007-04-25 | 2008-11-06 | Jfe Steel Kk | 低温靭性に優れ、かつ強度異方性が小さい高張力鋼材ならびにその製造方法 |
| JP2009242841A (ja) * | 2008-03-31 | 2009-10-22 | Jfe Steel Corp | 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法 |
| WO2013099318A1 (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2013099319A1 (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| CN108431274A (zh) * | 2015-12-23 | 2018-08-21 | 株式会社Posco | 抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材 |
-
1995
- 1995-02-01 JP JP1514395A patent/JPH08209239A/ja active Pending
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007146220A (ja) * | 2005-11-28 | 2007-06-14 | Nippon Steel Corp | 靭性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP4660363B2 (ja) * | 2005-11-28 | 2011-03-30 | 新日本製鐵株式会社 | 靭性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| JP2007270246A (ja) * | 2006-03-31 | 2007-10-18 | Nippon Steel Corp | 加工性に優れた圧力容器用部材の製造方法 |
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| JP2013151732A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-08-08 | Jfe Steel Corp | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2013151731A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-08-08 | Jfe Steel Corp | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| KR20140094022A (ko) * | 2011-12-27 | 2014-07-29 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법 |
| KR20140097463A (ko) * | 2011-12-27 | 2014-08-06 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 취성 균열 전파 정지 특성이 우수한 구조용 고강도 후강판 및 그의 제조 방법 |
| CN108431274A (zh) * | 2015-12-23 | 2018-08-21 | 株式会社Posco | 抗应力腐蚀开裂性及低温韧性优异的低屈强比高强度钢材 |
| JP2019504200A (ja) * | 2015-12-23 | 2019-02-14 | ポスコＰｏｓｃｏ | 応力腐食割れ抵抗性及び低温靭性に優れた低降伏比高強度鋼材及びその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 19990629 |