JPS6289815A - 低温用高降伏点鋼の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は低温用高降伏点鋼の製造方法に関し、詳しくは
、溶接性及びＨＡＺ靭性のすぐれた降伏点４０ｋｇｆ／
ａｍ”以上、引張強さ５４ｋｇｆ／ｗｍ”　（Ｄｉｊｌ
ｌ１度を有して、特に、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低温
用高降伏点鋼の製造方法に関する。

（従来の技術） 近年、加速冷却技術の進歩に伴い、溶接性及びＨＡ　Ｚ
　Ｈ性のすぐれた低温用高強度鋼が要求されている。Ｈ
ＡＺ靭性のすぐれた低温用鋼を製造するためには、従来
、Ｃｅｑで表わされる炭素当量を０．３６％以下とする
必要があるとされており、このような低Ｃｅｑ綱の強度
を高めるために、従来は、圧延終了後の冷却速度を増大
し、又は冷却停止温度を低めている。しかし、冷却速度
の増大は、厚板の製造の場合には自ずから限界があり、
また、冷却停止温度の低下は、引張強さを上昇させるに
は有利であるが、降伏強度を低下させる問題がある。

この問題を解決するために、従来、低温まで加速冷却し
た鋼板を低温にて焼戻しすることが行なわれているが、
この方法によれば、製造費用を高めるので、加速冷却法
の利益を半減させることとなる。

従って、従来の加速冷却法によれば、比較的板厚が厚い
ｗ４板については、加速冷却ままにて降伏点４０ｋｇｆ
／ｍｍ”以上、引張強す５４　ｋｇｆ／ｍｓ”以上の強
度を有し、且つ、溶接性及びＨＡＺ靭性にすぐれた低温
用鋼板を製造することが不可能である。

（発明の目的） 本発明者らは、従来の加速冷却鋼板の製造における上記
した問題を解決するために鋭意研究した結果、鋼を極低
Ｃ化し、且つ、Ｃｅｑを所定の範囲とすると共に、ｓｏ
ｌ、Ｎｂ及びＴｉを所定の範囲とした鋼を制御圧延後、
４００℃以下まで加速冷却して、島状マルテンサイト体
積率を５％以下とすることによって、降伏強度の低下を
有効に防止することができ、かくして、焼戻しを要せず
して、加速冷却ままにて、溶接性、ＨＡＺ靭性にすぐれ
た低温用高降伏点ｉｉｗを製造し得ることを見出して、
本発明に至ったものである。

従って、本発明は、焼戻しを要せずして、加速冷却まま
にて、溶接性、ＨＡＺ靭性にすぐれた低温用高降伏点鋼
板を製造する方法を提供することを目的とする。

（発明の構成） 本発明による低温用高降伏点鋼の製造方法は、重量％で ｃ　　　ｏ、ｏｓ％以下、 Ｓｉ０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ　　０．８〜２．０％、 ／ｌｌ　０．ｏｌ〜０．１０％、 Ｎｂ０．０２〜０．１０％、 Ｔｉ　　Ｑ、００５〜０．０２０％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、で表わされ
る炭素当量が０．２８〜０．３６％の範囲にある鋼をｓ
ｏｌ、　Ｎｂが０．０２％以上となる温度に。

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し、（Ａｒ３４０）ｔ：乃至（Ａｒ
ａ＋　４０　）　℃の範囲の温度で圧延を終了した後、
２℃／秒以上の冷却速度にて４００℃以下の温度まで加
速冷却して、島状マルテンサイト体積率を５％以下とす
ることを特徴とする。

先ず、本発明の方法において、鋼の化学成分を限定する
理由について説明する。

第１図に本発明鋼及び従来鋼についての熱間圧延後の加
速冷却における冷却停止温度の低下に伴う機械的性質の
変化を示すように、ＣＩｏ、０７％の従来鋼は、冷却停
止温度が４００℃以下に至るとき、降伏強度が急激に低
下すると共に、靭性が劣化する。かかる降伏強度の低下
及び靭性の劣化は、フェライトを主体とする組織中に島
状マルテンサイトが生成することに起因する。

第２図は、降伏強度の低下量（ΔＹＳ）と島状マルテン
サイト体積率との関係を示し、ここにΔＹＳ＝（４００
℃で冷却停止時のＹＳ）−（２００℃で冷却停止時のＹ
Ｓ）を意味し、また、島状マルテンサイト体積率は冷却
停止温度が２００℃のときの値である。即ち、降伏強度
の低下量は、島状マルテンサイト体積率の増大と共に増
大するので、本発明に従って、島状マルテンサイト体積
率を５％以下とすることによって、降伏強度の低下を極
めて小さく抑えることができる。この島状マルテンサイ
トは、オーステナイト・フェライト変態時にオーステナ
イトのＣが濃化されることによって生じ、その生成量は
、第３図に示すように、ｃｌの増大につれて急激に増大
する。

従って、本発明においては、Ｃｕｔを０．０５％以下と
することによって、島状マルテンサイト体積率を５％以
下に抑え、これによって降伏強度の低下を５　ｋｇｆ／
ｍｍ”以下に抑えるのである。尚、通常、Ｃ量の下限値
は０．０１％である。

Ｎｂは、加速冷却による強度上昇効果が大きく、本発明
においてＣと共に必須の重要な元素である。

上記したように、Ｃ量の低下は降伏強度の低下を軽減す
るために有効であるが、反面、引張強さを低下させる。

Ｎｂはこの強度低下を補うために不可欠であり、Ｎｂの
析出強化作用を利用して、強度上昇効果を十分に発揮さ
せるためには、圧延加熱温度をＮｂが十分に固溶する温
度にする必要がある。

第４図は、圧延加熱時のＮｂ固溶量と降伏強度及び引張
強さとの関係を示すが、本発明に従って、ｓｏｌ、Ｎｂ
を０．０２％以上とすることによって、極低Ｃ化した鋼
の降伏強度及び引張強さを十分に確保することができる
。即ち、従来鋼では、Ｎｂは溶接性及びＨＡＺ靭性に存
寄であるので′、ＨＡＺ靭性を重視する鋼においては、
一般にＮｂを添加しても、０．０２％より少なく抑えら
れているが、しかし、ｃｌが０．０５％以下の本発明に
おける極低Ｃ鋼においては、Ｎｂを０．０２％以上の量
にて添加しても、ＨＡ　Ｚ靭性は良好であり、同−Ｃｅ
ｑにおいてＣＱ３度の高い従来鋼と比較しても、むしろ
すぐれている。しかし、Ｎｂが０．１０％を越えるとき
は溶接性を阻害する。従って、本発明においては、Ｎｂ
の添加量は０．０２〜０．１０％の範囲とする。

Ｔｉは、低温用鋼としての母材靭性及びＨＡＺ靭性を確
保するために、本発明において必須の元素である。本発
明においては、前述したように、圧延加熱時にＮｂを０
．０２％以上固溶させる必要があるので、加熱温度を比
較的高温にすることが必要であるが、Ｔｉを添加するこ
とによって、オーステナイト粒の粗大化を防ぐことがで
き、かくして、フェライト結晶粒が細かくなり、母材靭
性が改善される。また、溶接時にはＴｉＮが加熱時のオ
ーステナイト粒粗大化を防止し、且つ、フェライト変態
の核として有効に作用するので、粗大なベイナイトの出
現が防止される結果、ＨＡＺ靭性が改善される。これら
の効果を有効に発現させるために、本発明においては、
Ｔｉ添加量を０．００５〜０．０２０％の範囲とする。

Ｓｉは、脱酸及び強度上昇のために添加される。

この効果を有効に得るためには少なくとも０．ＯＳ％を
添加することが必要であるが、しかし、ｏ、０５％を越
えるときは溶接性が劣化するので、Ｓｉの添加量は０．
０５〜０．５％き範囲とする。

Ｍｎは、強度上昇の効果を有するが、０．８％よりも少
ないときは、かかる強度上昇の効果が十分ではなく、一
方、２．０％を越えて過多に添加するときは、溶接性を
阻害するので、添加量は０．８〜２．０％の範囲とする
。

Ａｌは、脱酸及びＡＩＮとして結晶粒の微細化に効果を
有し、この効果を有効に得るためには、０゜０１％以上
を添加することが必要である。しかし、過多に添加する
ときは、靭性を阻害するので、添加量の上限を０．１％
とする。

本発明においては、鋼は、上記した元素に加えて、 Ｃｕ０．５０％以下、 Ｎｉ　　１．００％以下、 Ｖ　　　０．０１〜０．１０％、 Ｂ　　　０．０００３〜０．００３０％、Ｃａ　　０．
０００５〜０．００３０％、及びＲＥＭ　　０．００５
〜０．０３０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有す
ることができる。

Ｃｕは、ＨＡＺ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が、０．５％を越えて添加するとき
は、熱間割れが生じやすくなるので、０、５％以下の範
囲で添加される。

Ｎｉは、ＨＡＺ靭性を劣化させることなく、強度及び靭
性を上昇させることができるが、他方、高価な元素であ
るので、１．０％を越えて過多に添加することは、本来
、非調質とする意味がなくなるので、１．０％以下の範
囲で添加される。

■は、強度上昇に有効な元素であるが、０．０１％より
も少ないときは、上記効果に乏しく、０．１０％を越え
る量は溶接性を阻害するので、添加量は０．０１〜０．
１０％の範囲とする。

Ｂは、微量の添加にて加速冷却による強度上昇に効果を
有する。しかし、０．０００３％よりも少ないときは、
この効果が十分ではなく、他方、０゜００３０％を越え
て過多に添加するときは、溶接性を阻害するので、添加
量は０．０００３〜０．００３０％の範囲とする。

Ｃａは、異方性の改善、耐ラメラティア特性の向上及び
母材靭性の向上に有効である。しかし、０、０００５％
よりも少ないときは、上記効果に乏しく、一方、０．０
０３０％を越えて過多に添加しても効果が飽和するので
、添加量はｏ、　ｏ　ｏ　ｏ　ｓ〜０、００３０％の範
囲とする。

ＲＥＭもＣａと同様に材質の向上に効果を有する。しか
し、ｏ、　ｏ　ｏ　ｓ％よりも少ない添加によっては、
上記効果が十分ではなく、他方、０．０３０％を越えて
過多に添加するときは、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ので、添加量はｏ、　ｏ　
ｏ　ｓ〜０．０３０％の範囲とする。

本発明においては、鋼は炭素当量（Ｃｅｑ）が０．２８
〜０．３６％の範囲にあることを必要とする。Ｃｅｑが
０．２８％よりも少ないときは、降伏強度が４０　ｋｇ
ｆ／１ｓｔａ”以上で、且つ、引張強さ５４ｋｇｆ／ｍ
ｍ”以上の強度を有せしめることができず、他方、０．
３６％よりも多いときは、溶接性及びＨＡＺ靭性が良好
でなく、高能率溶接時の低温靭性を確保することができ
ないからである。

本発明による低温用高降伏点鋼の製造方法においては、
上記した化学組成を有すると共に、上記した所定の範囲
のＣｅｑを有する鋼を熱間圧延するに際して、先ず、鋼
をｓｏｌ、Ｎｂ１ｌが０．０２％以上となる温度に加熱
することが必要である。この条件が必要とされる理由は
既に説明したとおりである。

次いで、未再結晶域における累積圧下率を５０％以上と
し、圧延仕上温度を（Ａｒ３−４０　）　’Ｃ乃至（Ａ
ｒ＋＋４０）’Ｃの範囲の温度とする。未再結晶域でオ
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
、且つ、（Ａｒ＊＋　４０　）℃以下の温度にて圧延を
終了する必要がある。しかし、圧延仕上温度が（Ａｒ３
４０）’Ｃよりも低い場合は、加工フェライトが増加し
、靭性を劣化させると共に、加速冷却による強度上昇効
果が十分でない。

次に、本発明においては、加速冷却による強度上昇効果
を有効に作用させるためと共に、島状マルテンサイトの
生成を可能な限りに抑えるためには、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すること
が必要である。更に、加速冷却における冷却速度は２℃
／秒以上であることを要する。冷却速度が２℃／秒より
も遅い場合は、強度上昇効果が小さいからである。

冷却停止温度は４００℃以下の温度である。既に説明し
たように、溶接性及び靭性を確保するために、Ｃｅｑを
０．３６％以下とする必要があるが、このＣｅｑにおい
て、冷却停止温度が４００℃を越えるときは、前記所要
の引張強さを得ることができないからである。

（発明の効果） 以上のように、本発明の方法によれば、ＣｅｑＯ。

２８〜０．３６％の極低Ｃ高Ｎｂ−Ｔｉ系鋼の加速冷却
において低温にて冷却停止し、島状マルテンサイト体積
率を５％以下とすることによって、焼戻しを必要とせず
して、加速冷却ままにて溶接性及びＨＡ　Ｚ靭性にすぐ
れ、母材降伏強度４０ｋｇｆ／ｍｍ２以上、引張強さ５
４ｋｇｆ／ｍｍ”以上、母材ｖＴｒｓが一６０℃以下で
あり、且つ、入熱１５０　ＫＪ／ｃｍ相当のＨＡＺの再
現熱サイクル試験（８００〜５００℃の冷却時間Ｔｃ＝
９０秒）でのｖＴｒｓが一２０℃以下である比較的板厚
の厚い低温用高強度鋼板を得ることができる。この鋼板
は、構造物の製造時の溶接作業を高能率化し得ると共に
、鋼板は強度が高いために、構造物の軽量化を可能とし
、例えば、低温にて使用される船舶、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。

（実施例） 以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例によって何ら制限されるものではない。

実施例 第１表に本実施例において用いる鋼の化学組成を示す。

鋼Ａ、Ｃ，Ｅ及びＧは本発明で規定する化学成分を存す
るが、比較ｍＢ及びＤはｃ３１が多く、Ｎｂｉの少ない
従来鋼であり、比較鋼ＦはＮｂｆｉが少なく、鋼ＨはＴ
ｉ無添加鋼である。

溶接入熱１５０　ＫＪ／ｃｍ相当の再現熱サイクル試験
結果（８００〜５００℃冷却時間Ｔｃ−９０秒）も第１
表に示す。本発明で規定する化学成分を有する鋼はｖＴ
ｒｓが一２０℃以下であるが、Ｃ量の高いものとＴｉ無
添加網は、ＨＡＺ靭性が悪い。

第２表は、第１表に示す各鋼を異なる圧延条件にて圧延
して得た鋼板の機械的性質を示す０本発明の方法による
鋼板は番号１．２．９．１４．１５及び１７であって、
降伏強度４０ｋｇｆ／ａｍ”以上、引張強さ５４ｋｇｆ
／＋＋ｕｗ”以上の強度を有していると共に、母材のｖ
Ｔｒｓが一６０℃以下、Ｔｃ−９０秒での再現熱サイ°
クル試験でのｖＴｒｓが一２０℃以下の靭性を存してい
る。

鋼番号８及び１２は、ＣＭが０．０５％を越えてイルタ
め、マルテンサイト体積率が５％を４．ｔＪ結果、降伏
強度が低い、鋼番号４．１０及び１６は、加熱時のＮｂ
固溶量が０．０２％よりも少ないので、降伏強度が不足
している。鋼番号１８は、Ｔｉ無添加鋼であるため、母
材靭性、ＨＡＺ靭性が良好でない。鋼番号５は、未再結
晶域での圧下率が５０％よりも小さく、また、鋼番号６
は、圧延仕上温度が高いので、母材靭性が良好でない。

更に、鋼番号３．７．１１及び１３の鋼板は、冷却停止
温度が４００℃を越える温度であるので、引張強さが低
い。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明鋼及び従来鋼についての加速冷却におけ
る冷却停止温度と得られる加速冷却鋼板の機械的性質と
の関係を示すグラフ、第２図は島状マルテンサイト体積
率とΔＹＳとの関係を示すグラフであり、ここに、ΔＹ
Ｓ＝（４００℃で冷却停止時の降伏強度）−（４００℃
で冷却停止時の降伏強度）を意味する。 第３図はＣ１と島状マルテンサイト体積率との□関係を
示すグラフ、第４図は圧延加熱時のｓｏｌ。 Ｎｂ量（冷却停止温度２００℃）と降伏強度及び引張強
さとの関係を示すグラフである。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人　弁理士　　飲　野　逸　部 第１図 １６０　２００　３００　１１００　３ｔｌＯ鈴卸停止
膜（Ｃ） Ｃ（皇々プ〕

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ　０．０５％以下、 Ｓｉ　０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ　０．８〜２．０％、 Ａｌ　０．０１〜０．１０％、 Ｎｂ　０．０２〜０．１０％、 Ｔｉ　０．００５〜０．０２０％、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、Ｃｅｑ＝Ｃ
   ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／５）＋（Ｖ／
   ５）＋（Ｎｉ／１５）＋（Ｃｕ／１５）で表わされる炭
   素当量が０．２８〜０．３６％の範囲にある鋼をｓｏｌ
   ．Ｎｂが０．０２％以上となる温度に加熱し、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
   延し、（Ａｒ＿３−４０）℃乃至（Ａｒ＿３＋４０）℃
   の範囲の温度で圧延を終了した後、２℃／秒以上の冷却
   速度にて４００℃以下の温度まで加速冷却して、島状マ
   ルテンサイト体積率を５％以下とすることを特徴とする
   低温用高降伏点鋼の製造方法。
2. （２）重量％で （ａ）Ｃ　０．０５％以下、 Ｓｉ　０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ　０．８〜２．０％、 Ａｌ　０．０１〜０．１０％、 Ｎｂ　０．０２〜０．１０％、及び Ｔｉ　０．００５〜０．０２０％を含有し、更に（ｂ）
   Ｃｕ　０．５０％以下、 Ｎｉ　１．００％以下、 Ｖ　０．０１〜０．１０％、 Ｂ　０．０００３〜０．００３０％、 Ｃａ　０．０００５〜０．００３０％、及びＲＥＭ　０
   ．００５〜０．０３０％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
   、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、Ｃｅｑ＝Ｃ
   ＋（Ｍｎ／６）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／５）＋（Ｖ／
   ５）＋（Ｎｉ／１５）＋（Ｃｕ／１５）で表わされる炭
   素当量が０．２８〜０．３６％の範囲にある鋼をｓｏｌ
   ．Ｎｂが０．０２％以上となる温度に加熱し、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
   延し、（Ａｒ＿３−４０）℃乃至（Ａｒ＿３＋４０）℃
   の範囲の温度で圧延を終了した後、２℃／秒以上の冷却
   速度にて４００℃以下の温度まで加速冷却して、島状マ
   ルテンサイト体積率を５％以下とすることを特徴とする
   低温用高降伏点鋼の製造方法。