JPS59190323A - 低温用鋼の製造方法 - Google Patents
低温用鋼の製造方法Info
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- JPS59190323A JPS59190323A JP6417283A JP6417283A JPS59190323A JP S59190323 A JPS59190323 A JP S59190323A JP 6417283 A JP6417283 A JP 6417283A JP 6417283 A JP6417283 A JP 6417283A JP S59190323 A JPS59190323 A JP S59190323A
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- Japan
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- toughness
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- 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】
本発明は低温用鋼の製造方法に係り詳しくは加熱圧延条
件圧延後の冷却条件及び熱処理条件の組合せによって適
切な組成を有する鋼の低温靭性を一層向上する組織を得
る低温用鋼の製造方法を提供しようとするものである。
件圧延後の冷却条件及び熱処理条件の組合せによって適
切な組成を有する鋼の低温靭性を一層向上する組織を得
る低温用鋼の製造方法を提供しようとするものである。
近年LPG 151シク等低温用鋼に対する使用条件・
溶接条件及び安全性の要求が従来に比して高度化・厳格
化している。本発明は以上の如き問題点を有利に解決す
るためになされたものであり、その特徴とするところは
・(1)C50,09チ、si:o、t〜0.5係、M
n : 0.4〜2.0 %、Ni:1〜4%、Sot
、 At : 0.005〜0.1%を基本成分とし残
部はFeおよび不可避的不1 細物元素からなる鋼であってX =−Cr +−Mo
+ Nb十±V −’ 5i54 210 で与えられるパラメーターXに対しC50,o9−xと
する鋼片をAc3点以上に加熱後未再結晶温度域で熱間
圧延を施してから1〜b 速度で600℃以下の任意の温度迄冷却することを特徴
とする低温用鋼の製造方法。(2)C50,09チ、S
t :0.1〜0.5 %、Mn:0.4〜2.0 %
、Ni:1〜4%、Sot、At:0.005〜0.1
%を基本成分とし更に、Cu≦0.5%1cy+≦0
.5%%MO≦0.5%、肺≦O,1%、V≦O,L襲
、TiS2.02%、B≦0.002%のうち1種又f
i2種以上を含有させ、残部u F’eおよび不可避的
不純1 物元素からなる鋼であってX−−Cr+−庵+Nb +
−L v−±5i54 210 で与えられるパラメーターXに対しC50,09−Xと
する鋼をAc3点以上に加味未再結晶温度域で熱間圧延
を施してから1〜b で600℃以下の任意の温度迄冷却することを特徴とす
る低温用鋼の製造方法である。
溶接条件及び安全性の要求が従来に比して高度化・厳格
化している。本発明は以上の如き問題点を有利に解決す
るためになされたものであり、その特徴とするところは
・(1)C50,09チ、si:o、t〜0.5係、M
n : 0.4〜2.0 %、Ni:1〜4%、Sot
、 At : 0.005〜0.1%を基本成分とし残
部はFeおよび不可避的不1 細物元素からなる鋼であってX =−Cr +−Mo
+ Nb十±V −’ 5i54 210 で与えられるパラメーターXに対しC50,o9−xと
する鋼片をAc3点以上に加熱後未再結晶温度域で熱間
圧延を施してから1〜b 速度で600℃以下の任意の温度迄冷却することを特徴
とする低温用鋼の製造方法。(2)C50,09チ、S
t :0.1〜0.5 %、Mn:0.4〜2.0 %
、Ni:1〜4%、Sot、At:0.005〜0.1
%を基本成分とし更に、Cu≦0.5%1cy+≦0
.5%%MO≦0.5%、肺≦O,1%、V≦O,L襲
、TiS2.02%、B≦0.002%のうち1種又f
i2種以上を含有させ、残部u F’eおよび不可避的
不純1 物元素からなる鋼であってX−−Cr+−庵+Nb +
−L v−±5i54 210 で与えられるパラメーターXに対しC50,09−Xと
する鋼をAc3点以上に加味未再結晶温度域で熱間圧延
を施してから1〜b で600℃以下の任意の温度迄冷却することを特徴とす
る低温用鋼の製造方法である。
本発明者等は低温用鋼の機械的性質を仔細に調べた結果
鋼の低温靭性は、フェライトとパーライト組織における
フェライト中のC濃度およびフェライト中づストうクチ
ヤの形態又はパーライトバッドの形態に因ることを知見
した。
鋼の低温靭性は、フェライトとパーライト組織における
フェライト中のC濃度およびフェライト中づストうクチ
ヤの形態又はパーライトバッドの形態に因ることを知見
した。
Jl’lJ チ、オーステナイトの変態において、フェ
ライトが生成する過程で溶解度差からフェライト中のC
がオーステナイトに濃化した後にパーライトバッドが生
成する。フェライト中のC濃度はSiの添加及び圧延後
のオーステナイト粒度によって減少し圧延後の冷却速度
の上昇によって増加するが、低温靭性の点からフェライ
ト中のC濃度を低減することが望ましい。一方、Cが濃
化した残留オーステナイトは、通常パーライトに変態し
フェライトとパーライトのバッド組織を形成するがMO
lcr、14b1v等焼入れ性の高い元素の添加又は冷
却速度の増加にょシバ−ライドパシト中に島状マルテシ
サイトが生成し、鋼の靭性を一層劣化すると、とがわか
った。このためパーライト量の減少はもとよりパーライ
トバッド中の島状マルテシサイトの生成防止が望ましい
ことはいうまでもない。ここで上述の変態に係る靭性劣
化パラメーターは次式に依存することが確認された。
ライトが生成する過程で溶解度差からフェライト中のC
がオーステナイトに濃化した後にパーライトバッドが生
成する。フェライト中のC濃度はSiの添加及び圧延後
のオーステナイト粒度によって減少し圧延後の冷却速度
の上昇によって増加するが、低温靭性の点からフェライ
ト中のC濃度を低減することが望ましい。一方、Cが濃
化した残留オーステナイトは、通常パーライトに変態し
フェライトとパーライトのバッド組織を形成するがMO
lcr、14b1v等焼入れ性の高い元素の添加又は冷
却速度の増加にょシバ−ライドパシト中に島状マルテシ
サイトが生成し、鋼の靭性を一層劣化すると、とがわか
った。このためパーライト量の減少はもとよりパーライ
トバッド中の島状マルテシサイトの生成防止が望ましい
ことはいうまでもない。ここで上述の変態に係る靭性劣
化パラメーターは次式に依存することが確認された。
X =−Cr +−Mo +Nb +7V −T5−8
i4 更に、上述組成の適切化の上に、未再結晶温度域で熱間
圧延するとオーステナイト粒の微細化と延伸が同時に達
成されフェライトからのC拡散が容易となり、フェライ
ト中の平均am度が低減されるとともに、フエライトサ
ブストラクチセの微細化がなされかつパーライトバッド
(島状マルテシサイト)の分散均一化がなされ鋼の低温
靭性・アレスト性が著るしく向上することを発見した。
i4 更に、上述組成の適切化の上に、未再結晶温度域で熱間
圧延するとオーステナイト粒の微細化と延伸が同時に達
成されフェライトからのC拡散が容易となり、フェライ
ト中の平均am度が低減されるとともに、フエライトサ
ブストラクチセの微細化がなされかつパーライトバッド
(島状マルテシサイト)の分散均一化がなされ鋼の低温
靭性・アレスト性が著るしく向上することを発見した。
次に本発明における鋼成分の限定理由及び製造条件の限
定理由について述べる。
定理由について述べる。
CVi強度を上昇するのに有効であるが、パーライト量
を増加して靭性を劣化するため0.09%以下に限定し
た。本発明の技術思想から、Cは低い程好ましく0.0
5%以下が望ましい。
を増加して靭性を劣化するため0.09%以下に限定し
た。本発明の技術思想から、Cは低い程好ましく0.0
5%以下が望ましい。
Siは士ルド鋼において、Atと共に主要な脱酸元素で
ありその点でo、1%以上に限定した。
ありその点でo、1%以上に限定した。
フェライト中のC濃度低減と島状マルテシサイトの防止
という本発明の技術思想からいえば、パラメーターXに
も見られるようsiは高い程望ましく、0.25チ以上
が好ましいが、0.5%以上では溶接性靭性を阻害・す
るために0.5チ以下に限定した。一般にStは島状マ
ルテシサイト生成促進元素として、一般に低si程靭性
が良いといわれているが、本発明はフェライト中のC濃
度と島状マルテシサイトとに係る靭性バラシスより高S
iの方が靭性が却って向上することを見出した。
という本発明の技術思想からいえば、パラメーターXに
も見られるようsiは高い程望ましく、0.25チ以上
が好ましいが、0.5%以上では溶接性靭性を阻害・す
るために0.5チ以下に限定した。一般にStは島状マ
ルテシサイト生成促進元素として、一般に低si程靭性
が良いといわれているが、本発明はフェライト中のC濃
度と島状マルテシサイトとに係る靭性バラシスより高S
iの方が靭性が却って向上することを見出した。
Mnは安価に強度・靭性を向上させうる唯一の元素であ
るが強反上0.4係以上に限定し、靭性上2.0チ以下
に限定した。
るが強反上0.4係以上に限定し、靭性上2.0チ以下
に限定した。
Niは本発明の低温用鋼を構成する主要元素でありマト
リクスの強靭化の点から1%以上に限定し、LPGタシ
ク用鋼材等としての経済性から4%以下に限定したが、
LNG qシフ用銅材として使用するならばと4.上限
に積極的意味はなく10%以下に技術的え、!拡大でき
る。
リクスの強靭化の点から1%以上に限定し、LPGタシ
ク用鋼材等としての経済性から4%以下に限定したが、
LNG qシフ用銅材として使用するならばと4.上限
に積極的意味はなく10%以下に技術的え、!拡大でき
る。
Cus Crs Moは溶接学・靭性の点がらいづれも
0.5%以下に限定した。Nb、Vは溶接性・継手靭性
の点からいづれも0.1 %以下に限定したが、鋼片加
熱時のオーステナイト成長防止とともに未再結晶温度域
の圧延に必要な量添加すれば充分で低い程好ましい。
0.5%以下に限定した。Nb、Vは溶接性・継手靭性
の点からいづれも0.1 %以下に限定したが、鋼片加
熱時のオーステナイト成長防止とともに未再結晶温度域
の圧延に必要な量添加すれば充分で低い程好ましい。
Tiけ大入熱溶接性、Nの固定、鋼片加熱時のオーステ
ナイト粒の成長防止の点から添加され0.02%以下に
限定したが、過剰になると焼入れ性を増加し、継手靭性
を劣化するためNとバラシスする量が好ましい。
ナイト粒の成長防止の点から添加され0.02%以下に
限定したが、過剰になると焼入れ性を増加し、継手靭性
を劣化するためNとバラシスする量が好ましい。
BViTi又はAtによυNを固定して焼入れ性を増加
するのに必要な量である0、002%以下に限定したが
鋼中のSが0.003%以下になれば、MnS上に析出
するBNは急激に減少するので0.0003係程度のB
添加でも充分効果的である。
するのに必要な量である0、002%以下に限定したが
鋼中のSが0.003%以下になれば、MnS上に析出
するBNは急激に減少するので0.0003係程度のB
添加でも充分効果的である。
PXS、N等の不純物は低い程溶接性・靭性を向上する
ものであるが、その必要量は鋼材の所要特性と精錬技術
の進歩による経済性にょシバラシスするものであるから
特に限定しないが、更にSの形状制御Nの固定等のため
に、CaXREM、Z r % Ta等を添加すれば低
温靭性はもとよシ、耐ラメ性・耐HIC性等諸特性の改
善が期待できる。
ものであるが、その必要量は鋼材の所要特性と精錬技術
の進歩による経済性にょシバラシスするものであるから
特に限定しないが、更にSの形状制御Nの固定等のため
に、CaXREM、Z r % Ta等を添加すれば低
温靭性はもとよシ、耐ラメ性・耐HIC性等諸特性の改
善が期待できる。
変態に係る靭性劣化パラメーターXは、パーライトバシ
ド中においてパーライト量の減少、更には冷却連間の増
加による島状マルテシサイトを防止するため、C≦0.
09−X(%)に限定する。
ド中においてパーライト量の減少、更には冷却連間の増
加による島状マルテシサイトを防止するため、C≦0.
09−X(%)に限定する。
加熱温度は鋼片の溶体化のためにAC3点以上に限定す
るが、低C鋼のためNb添加の場合でも1100℃程度
の加熱で充分であり、初期γ粒の粗大化防止の点から1
170℃以下が望ましい。
るが、低C鋼のためNb添加の場合でも1100℃程度
の加熱で充分であり、初期γ粒の粗大化防止の点から1
170℃以下が望ましい。
更に靭性を改善するためには、加熱温度に応じた未再結
晶温度域における熱間圧延を施すとオースナナ41〜粒
の微細化と延伸が同時に達成され、フェライト粒及びフ
ェライト中づストラフチャの微細化又はフェライト中に
おける平均C濃度の低減、又はパーライトバシド及び島
状マルテシサイトの分散均一化がなされる。特に950
℃〜Ar3点において45係以上の累積圧下率の圧延を
施すと一層有効であることはいうまでもない。
晶温度域における熱間圧延を施すとオースナナ41〜粒
の微細化と延伸が同時に達成され、フェライト粒及びフ
ェライト中づストラフチャの微細化又はフェライト中に
おける平均C濃度の低減、又はパーライトバシド及び島
状マルテシサイトの分散均一化がなされる。特に950
℃〜Ar3点において45係以上の累積圧下率の圧延を
施すと一層有効であることはいうまでもない。
冷却速度は板厚により空冷以上とし、60℃/sec超
では変態時におけるC拡散が充分できないために、フェ
ライト中にCが過飽和に固溶されて低温靭性を損うため
て、冷却速度は1〜60 ℃/secに限定したが、5
〜b が著るしい。
では変態時におけるC拡散が充分できないために、フェ
ライト中にCが過飽和に固溶されて低温靭性を損うため
て、冷却速度は1〜60 ℃/secに限定したが、5
〜b が著るしい。
冷却停止温度は成分及び後続の熱処理と必要な機械的性
質によって定められ、600℃以下の任意の温度迄冷却
される。
質によって定められ、600℃以下の任意の温度迄冷却
される。
実施例1
表−1に示す成分を有するCC鋳片を表−2に示す制御
圧延制御冷却及び熱処理を実施して厚み20ranの厚
鋼板を製造した。鋼板の機械的性質を併せて表−2に示
す。
圧延制御冷却及び熱処理を実施して厚み20ranの厚
鋼板を製造した。鋼板の機械的性質を併せて表−2に示
す。
表−2に示す如く本発明例A、BXCは比較例り、に、
Fに比べてC≦Q、09−Xの時極めて優れた低温靭性
を有しており更にいづれの熱処理においても体再結晶温
度域における累積圧下率が45%以上の時低温靭性は一
層向上している。
Fに比べてC≦Q、09−Xの時極めて優れた低温靭性
を有しており更にいづれの熱処理においても体再結晶温
度域における累積圧下率が45%以上の時低温靭性は一
層向上している。
いう迄も々くc≦0.09−Xとするには、低c1高S
i化が有効である。
i化が有効である。
実施例2
表−3に示す成分を有する鋳片を表−4に示す条件で厚
み30羽の厚鋼板を製造した。銅板の機械的性質も併せ
て表−4に示す。
み30羽の厚鋼板を製造した。銅板の機械的性質も併せ
て表−4に示す。
表−4に示す如く本発明例A、BXCは比較例りに比べ
て極めて優れた低温靭性及び−50℃におけるアレスト
性を示している。更に本発明鍋においては、実施例1と
同様急冷材よりも暖冷材が低温靭性・アレス1〜性が共
に優れており又未再結晶温朋域における累積圧下率が大
きい程低温靭性・アしスト性も改善されておシ、本発明
の技術思想が充分に発揮されている。
て極めて優れた低温靭性及び−50℃におけるアレスト
性を示している。更に本発明鍋においては、実施例1と
同様急冷材よりも暖冷材が低温靭性・アレス1〜性が共
に優れており又未再結晶温朋域における累積圧下率が大
きい程低温靭性・アしスト性も改善されておシ、本発明
の技術思想が充分に発揮されている。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 I C50,09%、Si : 0.1〜0.5%、M
n : 0.4−2.0%、Ni:1〜4%、Sot、
AA : 0.005〜0.1%を基本成分とし残部
はF′eおよび不可避的不純物元素か1 1
11 らなる鋼であってX= Or+−Mo+Nb+yV−
H3i 4 で与えられるパラメーターXに対しC50,09−Xと
する銅片をA。3点以上に加熱後未再結晶温度域で熱間
圧延を施してから1〜b の冷却速度で600℃以下の任意の温度迄冷却すること
を特徴とする低温用鋼の製造方法。 2 C50,09%、Si : 0.1〜0.5%、M
n : O14〜2.0%、Ni:1〜4q6、Sat
、 AL: 0、OO’5〜0.1%を基本成分とし更
にCu≦0.5%、Or≦05係、MoS2.5%、N
b≦0.1%、760.1%、Ti≦0,02チ、B≦
0.002係のうち1種又fd 2 ffi以上を含有
させ、残部はFeおよび不可避的不純物元素からなる鋼
で1 6つてX−、−Or+7Mo+Nb+−HV−75Si
で与えられるパラメーターXに対しC50,09−Xと
する鋼をAc3点以上に加熱後未再結晶温度域で熱間圧
延を施してから1〜b で600℃以下の任意の温度迄冷却することを特徴とす
る低温用鋼の製造方法。 3 Ca、 REM、 Zr、 Ta fxどの形状
制御元素を含有せしめた鋼片を処理することを特徴とす
る特許請求の範囲第1項又は第2項記載の低温用鋼の製
造方法。 4 鋳片をAc3点以上に加熱後未再結晶温度域で熱間
圧延を施してから1〜b 速度で常温迄冷却し、焼入れ焼戻し又は焼準し又は焼戻
しすることを特徴とする特許請求の範囲第1項又は第2
項又f′i第3項記載の低温用鋼の製造方法。 5 鋳片にAc3点以上に加熱後未再結晶温度域で45
%以上累積圧下率を有する熱間圧延を施すことを特徴と
する特許請求の範囲第1項又は第2項又は第3項又は第
4項記載の低温用銅の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6417283A JPS59190323A (ja) | 1983-04-12 | 1983-04-12 | 低温用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6417283A JPS59190323A (ja) | 1983-04-12 | 1983-04-12 | 低温用鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS59190323A true JPS59190323A (ja) | 1984-10-29 |
Family
ID=13250372
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6417283A Pending JPS59190323A (ja) | 1983-04-12 | 1983-04-12 | 低温用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS59190323A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS624821A (ja) * | 1985-06-28 | 1987-01-10 | Kawasaki Steel Corp | 低温用鋼板の製造方法 |
JPS62139816A (ja) * | 1985-12-16 | 1987-06-23 | Kawasaki Steel Corp | 高張力高じん性鋼厚板の製造方法 |
JPH0344444A (ja) * | 1989-07-08 | 1991-02-26 | Nippon Steel Corp | アレスト特性の優れた鋼材 |
EP0757113A1 (en) * | 1995-02-03 | 1997-02-05 | Nippon Steel Corporation | High-strength line-pipe steel having low yield ratio and excellent low-temperature toughness |
-
1983
- 1983-04-12 JP JP6417283A patent/JPS59190323A/ja active Pending
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS624821A (ja) * | 1985-06-28 | 1987-01-10 | Kawasaki Steel Corp | 低温用鋼板の製造方法 |
JPS62139816A (ja) * | 1985-12-16 | 1987-06-23 | Kawasaki Steel Corp | 高張力高じん性鋼厚板の製造方法 |
JPH0366367B2 (ja) * | 1985-12-16 | 1991-10-17 | Kawasaki Steel Co | |
JPH0344444A (ja) * | 1989-07-08 | 1991-02-26 | Nippon Steel Corp | アレスト特性の優れた鋼材 |
EP0757113A1 (en) * | 1995-02-03 | 1997-02-05 | Nippon Steel Corporation | High-strength line-pipe steel having low yield ratio and excellent low-temperature toughness |
EP0757113A4 (en) * | 1995-02-03 | 1998-05-20 | Nippon Steel Corp | EXTREMELY RESISTANT PIPELINE STEEL HAVING A LOW HIGH FLOW RATE AND EXCELLENT RESISTANCE AT LOW TEMPERATURE |
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