JPH05331539A - 溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法Info
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- JPH05331539A JPH05331539A JP16535392A JP16535392A JPH05331539A JP H05331539 A JPH05331539 A JP H05331539A JP 16535392 A JP16535392 A JP 16535392A JP 16535392 A JP16535392 A JP 16535392A JP H05331539 A JPH05331539 A JP H05331539A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】Ｃ ０.０１〜０.１０ｗｔ％、Ｓｉ ０.１０
〜０.５０ｗｔ％、Ｍｎ ０.８〜２.０ｗｔ％、Ａｌ
０.０１〜０.１０ｗｔ％、Ｃｕ ０.８〜１.８ｗｔ％、
Ｎｉ ０.４〜４.０ｗｔ％、Ｍｏ ０.１〜１.０ｗｔ
％、Ｎｂ ０.０１〜０.０６ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなる鋼片を、９００℃以下の温
度において４０％以上の圧下を行い、７００℃以上の温
度において圧延を完了し、その後、直ちに２℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で３００℃以下の温度まで強制冷却を行
い、次いで、Ａｃ1〜Ａｃ1＋５０℃の温度において焼戻
し処理を行う溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の
製造方法であり、また、上記鋼には、Ｃｒ ０.１〜１.
０ｗｔ％、Ｔｉ ０.００５〜０.０２０ｗｔ％、Ｃａ
０.０００５〜０.００５ｗｔ％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。 【効果】優れた溶接性を有しており、さらに、高強度で
あり、かつ、高靭性を有し、低降伏比の鋼を製造するこ
とができる。
〜０.５０ｗｔ％、Ｍｎ ０.８〜２.０ｗｔ％、Ａｌ
０.０１〜０.１０ｗｔ％、Ｃｕ ０.８〜１.８ｗｔ％、
Ｎｉ ０.４〜４.０ｗｔ％、Ｍｏ ０.１〜１.０ｗｔ
％、Ｎｂ ０.０１〜０.０６ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなる鋼片を、９００℃以下の温
度において４０％以上の圧下を行い、７００℃以上の温
度において圧延を完了し、その後、直ちに２℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で３００℃以下の温度まで強制冷却を行
い、次いで、Ａｃ1〜Ａｃ1＋５０℃の温度において焼戻
し処理を行う溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の
製造方法であり、また、上記鋼には、Ｃｒ ０.１〜１.
０ｗｔ％、Ｔｉ ０.００５〜０.０２０ｗｔ％、Ｃａ
０.０００５〜０.００５ｗｔ％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。 【効果】優れた溶接性を有しており、さらに、高強度で
あり、かつ、高靭性を有し、低降伏比の鋼を製造するこ
とができる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接性の優れた低降伏比
高強度高靭性鋼の製造方法に関し、さらに詳しくは、海
洋構造物等に使用する降伏比８５％以下、降伏強度６０
ｋｇｆ/ｍｍ2以上、低温靭性ｖＴｒｓ−８０℃以下の溶
接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法に関す
るものである。
高強度高靭性鋼の製造方法に関し、さらに詳しくは、海
洋構造物等に使用する降伏比８５％以下、降伏強度６０
ｋｇｆ/ｍｍ2以上、低温靭性ｖＴｒｓ−８０℃以下の溶
接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法に関す
るものである。
【０００２】
【従来技術】従来より、溶接性が良好である鋼板とし
て、Ｃｕ析出強化型高張力鋼はよく知られいおり、例え
ば、アメリカ特許第３６９２５１４号明細書、或いは、
ＡＳＴＭＡ７１０の技術を挙げることかできる。
て、Ｃｕ析出強化型高張力鋼はよく知られいおり、例え
ば、アメリカ特許第３６９２５１４号明細書、或いは、
ＡＳＴＭＡ７１０の技術を挙げることかできる。
【０００３】しかし、最近構造物が大型化すると共に、
使用環境の苛酷化に伴って、使用する鋼材に対して要求
される特性も厳しくなってきている。そして、この要求
に対応する技術が提案されており、例えば、制御圧延、
加速冷却、時効処理を組み合わせた製造方法（特開昭６
２−２５６９１５号公報）、また、制御圧延と時効処理
を組み合わせた製造方法（特開昭６１−１４９４３０号
公報）等がある。
使用環境の苛酷化に伴って、使用する鋼材に対して要求
される特性も厳しくなってきている。そして、この要求
に対応する技術が提案されており、例えば、制御圧延、
加速冷却、時効処理を組み合わせた製造方法（特開昭６
２−２５６９１５号公報）、また、制御圧延と時効処理
を組み合わせた製造方法（特開昭６１−１４９４３０号
公報）等がある。
【０００４】しかしながら、これらの高張力鋼の製造方
法は、何れも圧延条件、冷却条件および熱処理条件を制
御する方法であるが、厚鋼板における高強度化および低
温における高靭性化には対応することができるが、降伏
比が高くなり、こ使用するには必ずしも充分なものとは
いえない。
法は、何れも圧延条件、冷却条件および熱処理条件を制
御する方法であるが、厚鋼板における高強度化および低
温における高靭性化には対応することができるが、降伏
比が高くなり、こ使用するには必ずしも充分なものとは
いえない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記に説明し
た従来の高張力鋼の製造方法における問題点に鑑み、本
発明者が鋭意研究を行い、検討を重ねた結果、低炭素当
量の鋼で、Ｃｕの析出硬化を利用して、圧延工程におけ
る圧下条件および圧延後の冷却条件等の制御圧延を行っ
て低温靭性の向上を図り、その後の熱処理により強度、
靭性を劣化させずに、降伏比が８５％以下、降伏強度６
０ｋｇｆ／ｍｍ2以上、低温靭性ｖＴｒｓ−８０℃以下
である溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方
法を開発したのである。
た従来の高張力鋼の製造方法における問題点に鑑み、本
発明者が鋭意研究を行い、検討を重ねた結果、低炭素当
量の鋼で、Ｃｕの析出硬化を利用して、圧延工程におけ
る圧下条件および圧延後の冷却条件等の制御圧延を行っ
て低温靭性の向上を図り、その後の熱処理により強度、
靭性を劣化させずに、降伏比が８５％以下、降伏強度６
０ｋｇｆ／ｍｍ2以上、低温靭性ｖＴｒｓ−８０℃以下
である溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方
法を開発したのである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係る溶接性の優
れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法は、Ｃ ０.０
１〜０.１０ｗｔ％、Ｓｉ ０.１０〜０.５０ｗｔ％、
Ｍｎ ０.８〜２.０ｗｔ％、Ａｌ ０.０１〜０.１０ｗ
ｔ％、Ｃｕ ０.８〜１.８ｗｔ％、Ｎｉ ０.４〜４.０
ｗｔ％、Ｍｏ ０.１〜１.０ｗｔ％、Ｎｂ ０.０１〜
０.０６ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物
からなる鋼片を、９００℃以下の温度において４０％以
上の圧下を行い、７００℃以上の温度において圧延を完
了し、その後、直ちに２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３
００℃以下の温度まで強制冷却を行い、次いで、Ａｃ1
〜Ａｃ1＋５０℃の温度において焼戻し処理を行うこと
を特徴とする溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の
製造方法を第１の発明とし、Ｃ ０.０１〜０.１０ｗｔ
％、Ｓｉ ０.１０〜０.５０ｗｔ％、Ｍｎ ０.８〜２.
０ｗｔ％、Ａｌ ０.０１〜０.１０ｗｔ％、Ｃｕ ０.
８〜１.８ｗｔ％、Ｎｉ ０.４〜４.０ｗｔ％、Ｍｏ
０.１〜１.０ｗｔ％、Ｎｂ ０.０１〜０.０６ｗｔ％を
含有し、さらに、Ｃｒ ０.１〜１.０ｗｔ％、Ｔｉ
０.００５〜０.０２０ｗｔ％、Ｃａ ０.０００５〜０.
００５ｗｔ％の内から選んだ１種または２種以上を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を、９０
０℃以下の温度において４０％以上の圧下を行い、７０
０℃以上の温度において圧延を完了し、その後、直ちに
２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３００℃以下の温度まで
強制冷却を行い、次いで、Ａｃ1〜Ａｃ1＋５０℃の温度
において焼戻し処理を行うことを特徴とする溶接性の優
れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法を第２の発明と
する２つの発明よりなるものである。
れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法は、Ｃ ０.０
１〜０.１０ｗｔ％、Ｓｉ ０.１０〜０.５０ｗｔ％、
Ｍｎ ０.８〜２.０ｗｔ％、Ａｌ ０.０１〜０.１０ｗ
ｔ％、Ｃｕ ０.８〜１.８ｗｔ％、Ｎｉ ０.４〜４.０
ｗｔ％、Ｍｏ ０.１〜１.０ｗｔ％、Ｎｂ ０.０１〜
０.０６ｗｔ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物
からなる鋼片を、９００℃以下の温度において４０％以
上の圧下を行い、７００℃以上の温度において圧延を完
了し、その後、直ちに２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３
００℃以下の温度まで強制冷却を行い、次いで、Ａｃ1
〜Ａｃ1＋５０℃の温度において焼戻し処理を行うこと
を特徴とする溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の
製造方法を第１の発明とし、Ｃ ０.０１〜０.１０ｗｔ
％、Ｓｉ ０.１０〜０.５０ｗｔ％、Ｍｎ ０.８〜２.
０ｗｔ％、Ａｌ ０.０１〜０.１０ｗｔ％、Ｃｕ ０.
８〜１.８ｗｔ％、Ｎｉ ０.４〜４.０ｗｔ％、Ｍｏ
０.１〜１.０ｗｔ％、Ｎｂ ０.０１〜０.０６ｗｔ％を
含有し、さらに、Ｃｒ ０.１〜１.０ｗｔ％、Ｔｉ
０.００５〜０.０２０ｗｔ％、Ｃａ ０.０００５〜０.
００５ｗｔ％の内から選んだ１種または２種以上を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を、９０
０℃以下の温度において４０％以上の圧下を行い、７０
０℃以上の温度において圧延を完了し、その後、直ちに
２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３００℃以下の温度まで
強制冷却を行い、次いで、Ａｃ1〜Ａｃ1＋５０℃の温度
において焼戻し処理を行うことを特徴とする溶接性の優
れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法を第２の発明と
する２つの発明よりなるものである。
【０００７】本発明に係る溶接性の優れた低降伏比高強
度高靭性鋼の製造方法について、以下詳細に説明する。
度高靭性鋼の製造方法について、以下詳細に説明する。
【０００８】しかして、本発明に係る溶接性の優れた低
降伏比高強度高靭性鋼の製造方法は、Ｃｕ析出強化型鋼
の高強度および良好な溶接性を阻害することなく、優れ
た低温靭性および低降伏比を同時に満足させるために
は、鋼に微量のＮｂを含有させ、かつ、直接焼入れとそ
の後の焼戻しとの組み合わせにより行うことが良いこと
を知見して完成したものである。
降伏比高強度高靭性鋼の製造方法は、Ｃｕ析出強化型鋼
の高強度および良好な溶接性を阻害することなく、優れ
た低温靭性および低降伏比を同時に満足させるために
は、鋼に微量のＮｂを含有させ、かつ、直接焼入れとそ
の後の焼戻しとの組み合わせにより行うことが良いこと
を知見して完成したものである。
【０００９】即ち、微量のＮｂを含有させ、圧延中にオ
ーステナイト組織の微細化を図り、圧延終了後に直ちに
焼入れを行うことにより、微細な焼入れ組織となり高強
度が得られる。このような微細組織を有する鋼を、Ａｃ
1点直上の温度に加熱後空冷することにより、靭性に優
れ、かつ、低降伏比の鋼が得られるのである。
ーステナイト組織の微細化を図り、圧延終了後に直ちに
焼入れを行うことにより、微細な焼入れ組織となり高強
度が得られる。このような微細組織を有する鋼を、Ａｃ
1点直上の温度に加熱後空冷することにより、靭性に優
れ、かつ、低降伏比の鋼が得られるのである。
【００１０】図１〜図３に、強度、靭性および降伏比と
焼戻し温度との関係を明らかにする試験を行った結果を
示す。試験は、０.０７ｗｔ％Ｃ−０.２５ｗｔ％Ｓｉ−
１.２５ｗｔ％Ｍｎ−１.２ｗｔ％Ｃｕ−３.５ｗｔ％Ｎ
ｉ−０.２０ｗｔ％Ｍｏ−０.０４２ｗｔ％Ｎｂの鋼片を
使用し、１０００℃の温度に加熱後、９００℃以下の温
度において４０％の圧下を加えて板厚７５ｍｍに圧延を
行った。圧延後６℃／ｓｅｃの冷却速度により直接焼入
れを行い、その後、加熱温度を種々変化させて焼戻し処
理を行った。
焼戻し温度との関係を明らかにする試験を行った結果を
示す。試験は、０.０７ｗｔ％Ｃ−０.２５ｗｔ％Ｓｉ−
１.２５ｗｔ％Ｍｎ−１.２ｗｔ％Ｃｕ−３.５ｗｔ％Ｎ
ｉ−０.２０ｗｔ％Ｍｏ−０.０４２ｗｔ％Ｎｂの鋼片を
使用し、１０００℃の温度に加熱後、９００℃以下の温
度において４０％の圧下を加えて板厚７５ｍｍに圧延を
行った。圧延後６℃／ｓｅｃの冷却速度により直接焼入
れを行い、その後、加熱温度を種々変化させて焼戻し処
理を行った。
【００１１】図１は、処理を行った鋼板から得られた焼
戻し温度と降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）の関係
を示し、図２は焼戻し温度と降伏比（ＹＲ）の関係を示
し、図３は焼戻し温度と低温靭性（ｖＴｒｓ）との関係
を示したものである。
戻し温度と降伏強度（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）の関係
を示し、図２は焼戻し温度と降伏比（ＹＲ）の関係を示
し、図３は焼戻し温度と低温靭性（ｖＴｒｓ）との関係
を示したものである。
【００１２】図１から明らかなように、焼戻し温度がＡ
ｃ1温度未満の場合には降伏強度（ＹＳ）、引張強さ
（ＴＳ）の差が小さいけれども、Ａｃ1温度以上になる
と引張強さ（ＴＳ）が徐々に上昇するが、これに比して
降伏強度（ＹＳ）が低下している。このことは、図２に
示す降伏比（ＴＲ）の低下が認められる。また、図３に
示すように、低温靭性（ｖＴｒｓ）の上昇は小さいこと
も明らかである。
ｃ1温度未満の場合には降伏強度（ＹＳ）、引張強さ
（ＴＳ）の差が小さいけれども、Ａｃ1温度以上になる
と引張強さ（ＴＳ）が徐々に上昇するが、これに比して
降伏強度（ＹＳ）が低下している。このことは、図２に
示す降伏比（ＴＲ）の低下が認められる。また、図３に
示すように、低温靭性（ｖＴｒｓ）の上昇は小さいこと
も明らかである。
【００１３】図１〜図３により説明したことは、Ｎｂを
含有させることにより、圧延中に微細化されたオーステ
ナイト粒が、圧延後の直接焼入れによりさらに微細な焼
入れ組織となり、その一部がその後の加熱および空冷に
よりマルテンサイトとフェライトとの混合組織に変化し
て、他の大部分の焼入れ、焼戻し組織の間に微細分散し
た状態となり、優れた靭性、高い引張強度と低い降伏比
が同時に得られることを示している。
含有させることにより、圧延中に微細化されたオーステ
ナイト粒が、圧延後の直接焼入れによりさらに微細な焼
入れ組織となり、その一部がその後の加熱および空冷に
よりマルテンサイトとフェライトとの混合組織に変化し
て、他の大部分の焼入れ、焼戻し組織の間に微細分散し
た状態となり、優れた靭性、高い引張強度と低い降伏比
が同時に得られることを示している。
【００１４】次に、本発明に係る溶接性の優れた低降伏
比高強度高靭性鋼の製造方法において、使用する鋼の含
有成分および成分割合について説明する。
比高強度高靭性鋼の製造方法において、使用する鋼の含
有成分および成分割合について説明する。
【００１５】Ｃは強度上昇に寄与する元素であり、含有
量が０.０１ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
０.１０ｗｔ％を越えて含有させると良好な靭性が得ら
れず、かつ、耐溶接性割れ性を低下させる。よって、Ｃ
含有量は０.０１〜０.１０ｗｔ％とする。
量が０.０１ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
０.１０ｗｔ％を越えて含有させると良好な靭性が得ら
れず、かつ、耐溶接性割れ性を低下させる。よって、Ｃ
含有量は０.０１〜０.１０ｗｔ％とする。
【００１６】Ｓｉは脱酸元素であり、含有量が０.１０
ｗｔ％未満では脱酸効果は少なく、また、０.５０ｗｔ
％を越えて過剰に含有させると靭性を劣化させる。よっ
て、Ｓｉ含有量は０.１０〜０.５０ｗｔ％とする。
ｗｔ％未満では脱酸効果は少なく、また、０.５０ｗｔ
％を越えて過剰に含有させると靭性を劣化させる。よっ
て、Ｓｉ含有量は０.１０〜０.５０ｗｔ％とする。
【００１７】Ｍｎは強度上昇に寄与する元素であり、含
有量が０.８ｗｔ％未満ではこの効果は期待できず、ま
た、２.０ｗｔ％を越えて含有させると靭性を劣化させ
る。よって、Ｍｎ含有量は０.８〜２.０ｗｔ％とする。
有量が０.８ｗｔ％未満ではこの効果は期待できず、ま
た、２.０ｗｔ％を越えて含有させると靭性を劣化させ
る。よって、Ｍｎ含有量は０.８〜２.０ｗｔ％とする。
【００１８】Ａｌは脱酸元素であり、含有量が０.０１
ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、０.１０ｗｔ
％を越えて過剰に含有させると介在物を形成し、靭性を
劣化させる。よって、Ａｌ含有量は０.０１〜０.１０ｗ
ｔ％とする。
ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、０.１０ｗｔ
％を越えて過剰に含有させると介在物を形成し、靭性を
劣化させる。よって、Ａｌ含有量は０.０１〜０.１０ｗ
ｔ％とする。
【００１９】Ｃｕは固溶強化、析出強化に寄与する元素
であり、含有量が０.８ｗｔ％未満ではこの効果は期待
できず、また、１.８ｗｔ％を越えて過剰に含有させる
と靭性を低下させる。よって、Ｃｕ含有量は０.８〜１.
８ｗｔ％とする。
であり、含有量が０.８ｗｔ％未満ではこの効果は期待
できず、また、１.８ｗｔ％を越えて過剰に含有させる
と靭性を低下させる。よって、Ｃｕ含有量は０.８〜１.
８ｗｔ％とする。
【００２０】Ｎｉは低温靭性を改善する元素であり、含
有量が０.４ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
４.０ｗｔ％を越えて含有させると効果はそれ程向上せ
ず、経済的でなくなる。よって、Ｎｉ含有量は０.４〜
４.０ｗｔ％とする。
有量が０.４ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
４.０ｗｔ％を越えて含有させると効果はそれ程向上せ
ず、経済的でなくなる。よって、Ｎｉ含有量は０.４〜
４.０ｗｔ％とする。
【００２１】Ｍｏは焼入れ性を向上させ、強度を上昇さ
せる元素であり、含有量が０.１ｗｔ％未満ではこのよ
うな効果は期待できず、また、１.０ｗｔ％を越えて過
剰に含有させると溶接性を劣化させる。よって、Ｍｏ含
有量は０.１〜１.０ｗｔ％とする。
せる元素であり、含有量が０.１ｗｔ％未満ではこのよ
うな効果は期待できず、また、１.０ｗｔ％を越えて過
剰に含有させると溶接性を劣化させる。よって、Ｍｏ含
有量は０.１〜１.０ｗｔ％とする。
【００２２】Ｎｂは圧延中にオーステナイトの再結晶を
抑制し、微細化に寄与する重要な元素であり、含有量が
０.０１ｗｔ％未満ではこのような効果は期待すること
ができず、また、０.０６ｗｔ％を越えると溶接部の靭
性が阻害される。よって、Ｎｂ含有量は０.０１〜０.０
６ｗｔ％とする。
抑制し、微細化に寄与する重要な元素であり、含有量が
０.０１ｗｔ％未満ではこのような効果は期待すること
ができず、また、０.０６ｗｔ％を越えると溶接部の靭
性が阻害される。よって、Ｎｂ含有量は０.０１〜０.０
６ｗｔ％とする。
【００２３】上記に説明した必須成分の他に、Ｃｒ、Ｔ
ｉ、Ｃａの１種または２種以上を含有させることができ
る。
ｉ、Ｃａの１種または２種以上を含有させることができ
る。
【００２４】Ｃｒは強度向上に寄与する元素であり、含
有量が０.１ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
１.０ｗｔ％を越えて過剰に含有させると溶接性を阻害
する。よって、Ｃｒ含有量は０.１〜１.０ｗｔ％とす
る。
有量が０.１ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
１.０ｗｔ％を越えて過剰に含有させると溶接性を阻害
する。よって、Ｃｒ含有量は０.１〜１.０ｗｔ％とす
る。
【００２５】Ｔｉは強い窒化物形成元素であり、母材お
よび溶接部の靭性を向上させるものであり、含有量が
０.００５ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、０.
０２０ｗｔ％を越えて過剰に含有させると靭性を劣化さ
せる。よって、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０２０ｗｔ
％とする。
よび溶接部の靭性を向上させるものであり、含有量が
０.００５ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、０.
０２０ｗｔ％を越えて過剰に含有させると靭性を劣化さ
せる。よって、Ｔｉ含有量は０.００５〜０.０２０ｗｔ
％とする。
【００２６】Ｃａは靭性の向上に寄与する元素であり、
含有量が０.０００５ｗｔ％未満ではこの効果は少な
く、また、０.００５０ｗｔ％を越えて含有させると靭
性を阻害する。よって、Ｃａ含有量は０.０００５〜０.
００５０ｗｔ％とする。
含有量が０.０００５ｗｔ％未満ではこの効果は少な
く、また、０.００５０ｗｔ％を越えて含有させると靭
性を阻害する。よって、Ｃａ含有量は０.０００５〜０.
００５０ｗｔ％とする。
【００２７】本発明に係る溶接性の優れた低降伏比高強
度高靭性鋼の製造方法における熱処理について説明す
る。
度高靭性鋼の製造方法における熱処理について説明す
る。
【００２８】先ず、圧延工程において、高靭性を得るた
めにはオーステナイト粒への加工歪を付与することが重
要であり、そのためには、オーステナイト低温域におい
て圧延を行うことが必要であり、この場合加熱温度が９
００℃を越えるとこの効果は少なく、従って、９００℃
以下の温度において４０％以上の圧下を加える。そし
て、圧延終了温度は、圧延後の強制冷却を行うことによ
り強度の上昇を図るために７００℃以上とするのがよ
い。
めにはオーステナイト粒への加工歪を付与することが重
要であり、そのためには、オーステナイト低温域におい
て圧延を行うことが必要であり、この場合加熱温度が９
００℃を越えるとこの効果は少なく、従って、９００℃
以下の温度において４０％以上の圧下を加える。そし
て、圧延終了温度は、圧延後の強制冷却を行うことによ
り強度の上昇を図るために７００℃以上とするのがよ
い。
【００２９】この圧延終了後の冷却速度は充分な強度が
得られるように、２℃／ｓｅｃ以上とし、３００℃以下
の温度にまで強制冷却を行う必要がある。
得られるように、２℃／ｓｅｃ以上とし、３００℃以下
の温度にまで強制冷却を行う必要がある。
【００３０】この強制冷却後、さらに、降伏比を８５％
以下とするためにＡｃ1〜Ａｃ1＋５０℃の温度において
焼戻し処理を行うのであり、焼戻し温度がＡｃ1未満で
は降伏比を８５％以下とすることは期待できず、また、
Ａｃ1＋５０℃を越える温度では降伏強度の低下が著し
く、所望の降伏強度を得ることが困難となる。よって、
焼戻し温度はＡｃ1〜Ａｃ1＋５０℃とする。
以下とするためにＡｃ1〜Ａｃ1＋５０℃の温度において
焼戻し処理を行うのであり、焼戻し温度がＡｃ1未満で
は降伏比を８５％以下とすることは期待できず、また、
Ａｃ1＋５０℃を越える温度では降伏強度の低下が著し
く、所望の降伏強度を得ることが困難となる。よって、
焼戻し温度はＡｃ1〜Ａｃ1＋５０℃とする。
【００３１】
【実 施 例】本発明に係る溶接性の優れた低降伏比高
強度高靭性鋼の製造方法の実施例を説明する。
強度高靭性鋼の製造方法の実施例を説明する。
【００３２】
【実 施 例】表１に示す含有成分および成分割合の鋼を
通常の方法により、溶製、鋳造を行い、製造された鋳片
を表２に示す熱処理条件により、圧延、冷却を行い、そ
の後、焼戻し温度をＡｃ1変態点近傍の温度として、焼
戻しを行った。作製された鋼板から試験片を採取して、
引張試験、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験を行っ
た。表３にその結果を示す。
通常の方法により、溶製、鋳造を行い、製造された鋳片
を表２に示す熱処理条件により、圧延、冷却を行い、そ
の後、焼戻し温度をＡｃ1変態点近傍の温度として、焼
戻しを行った。作製された鋼板から試験片を採取して、
引張試験、２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験を行っ
た。表３にその結果を示す。
【００３３】表３の本発明のＮｏ.２、Ｎｏ.４、Ｎｏ.
８、Ｎｏ.１０は何れの鋼も、降伏強度６０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2以上であり、降伏比８５％以下を示しており、低温
靭性（ｖＴｒｓ）は−８０℃以下の極めて優れた値を示
していることが分かる。
８、Ｎｏ.１０は何れの鋼も、降伏強度６０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2以上であり、降伏比８５％以下を示しており、低温
靭性（ｖＴｒｓ）は−８０℃以下の極めて優れた値を示
していることが分かる。
【００３４】これに対して、比較例Ｎｏ.１、Ｎｏ.３は
焼戻し温度がＡｃ1未満で焼戻し処理が充分でなく降伏
比が低下していない。また、比較例Ｎｏ.５は焼戻し温
度がＡｃ1＋５０℃より高い温度であるため、降伏強度
が低く、また、低温靭性も劣化している。
焼戻し温度がＡｃ1未満で焼戻し処理が充分でなく降伏
比が低下していない。また、比較例Ｎｏ.５は焼戻し温
度がＡｃ1＋５０℃より高い温度であるため、降伏強度
が低く、また、低温靭性も劣化している。
【００３５】比較例Ｎｏ.６は９００℃以下温度におけ
るの圧下率が不足しているので、低温靭性（ｖＴｒｓ）
は−５２℃と劣化している。比較例Ｎｏ.７は圧延終了
温度が６５０℃と低く、その後の強制冷却効果が充分に
得られなかったので、降伏強度、引張強さは共に低い数
値を示している。
るの圧下率が不足しているので、低温靭性（ｖＴｒｓ）
は−５２℃と劣化している。比較例Ｎｏ.７は圧延終了
温度が６５０℃と低く、その後の強制冷却効果が充分に
得られなかったので、降伏強度、引張強さは共に低い数
値を示している。
【００３６】比較例Ｎｏ.９は冷却速度が小さく、充分
な冷却効果が得られないので、降伏強度、引張強さ共に
低い数値を示している。比較例Ｎｏ.１１は冷却停止温
度が高く、冷却効果が不足しているので、降伏強度、引
張強さ共に低いすを示しており、かつ、低温靭性も不充
分である。
な冷却効果が得られないので、降伏強度、引張強さ共に
低い数値を示している。比較例Ｎｏ.１１は冷却停止温
度が高く、冷却効果が不足しているので、降伏強度、引
張強さ共に低いすを示しており、かつ、低温靭性も不充
分である。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明に係る溶接
性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法は上記の
構成であるから、優れた溶接性を有しており、さらに、
高強度であり、かつ、高靭性を有し、低降伏比の鋼を製
造することができるという効果を有するものである。
性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法は上記の
構成であるから、優れた溶接性を有しており、さらに、
高強度であり、かつ、高靭性を有し、低降伏比の鋼を製
造することができるという効果を有するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼戻し温度と降伏強度（ＹＳ）および引張強さ
（ＴＳ）との関係を示す図である。
（ＴＳ）との関係を示す図である。
【図２】焼戻し温度と降伏比（ＹＲ）との関係を示す図
である。
である。
【図３】焼戻し温度と低温靭性（ｖＴｒｓ）との関係を
示す図である。
示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 藤 田 一 彦 兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社神 戸製鋼所加古川製鉄所内
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ ０.０１〜０.１０ｗｔ％、Ｓｉ ０.
１０〜０.５０ｗｔ％、 Ｍｎ ０.８〜２.０ｗｔ％、Ａｌ ０.０１〜０.１０ｗ
ｔ％、 Ｃｕ ０.８〜１.８ｗｔ％、Ｎｉ ０.４〜４.０ｗｔ
％、 Ｍｏ ０.１〜１.０ｗｔ％、Ｎｂ ０.０１〜０.０６ｗ
ｔ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼
片を、９００℃以下の温度において４０％以上の圧下を
行い、７００℃以上の温度において圧延を完了し、その
後、直ちに２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３００℃以下
の温度まで強制冷却を行い、次いで、Ａｃ1〜Ａｃ1＋５
０℃の温度において焼戻し処理を行うことを特徴とする
溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ ０.０１〜０.１０ｗｔ％、Ｓｉ ０.
１０〜０.５０ｗｔ％、 Ｍｎ ０.８〜２.０ｗｔ％、Ａｌ ０.０１〜０.１０ｗ
ｔ％、 Ｃｕ ０.８〜１.８ｗｔ％、Ｎｉ ０.４〜４.０ｗｔ
％、 Ｍｏ ０.１〜１.０ｗｔ％、Ｎｂ ０.０１〜０.０６ｗ
ｔ％を含有し、さらに、 Ｃｒ ０.１〜１.０ｗｔ％、Ｔｉ ０.００５〜０.０２
０ｗｔ％、 Ｃａ ０.０００５〜０.００５ｗｔ％の内から選んだ１
種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純
物からなる鋼片を、９００℃以下の温度において４０％
以上の圧下を行い、７００℃以上の温度において圧延を
完了し、その後、直ちに２℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
３００℃以下の温度まで強制冷却を行い、次いで、Ａｃ
1〜Ａｃ1＋５０℃の温度において焼戻し処理を行うこと
を特徴とする溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16535392A JPH05331539A (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | 溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16535392A JPH05331539A (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | 溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05331539A true JPH05331539A (ja) | 1993-12-14 |
Family
ID=15810754
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16535392A Withdrawn JPH05331539A (ja) | 1992-06-01 | 1992-06-01 | 溶接性の優れた低降伏比高強度高靭性鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05331539A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7448841B2 (en) | 2004-07-22 | 2008-11-11 | Hitachi Construction Machinery Co., Ltd. | Front device |
| CN109136752A (zh) * | 2018-08-10 | 2019-01-04 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种420MPa级低屈强比耐海洋大气腐蚀桥梁用钢及其生产方法 |
| WO2021255858A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
-
1992
- 1992-06-01 JP JP16535392A patent/JPH05331539A/ja not_active Withdrawn
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7448841B2 (en) | 2004-07-22 | 2008-11-11 | Hitachi Construction Machinery Co., Ltd. | Front device |
| CN109136752A (zh) * | 2018-08-10 | 2019-01-04 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种420MPa级低屈强比耐海洋大气腐蚀桥梁用钢及其生产方法 |
| CN109136752B (zh) * | 2018-08-10 | 2020-03-31 | 武汉钢铁集团鄂城钢铁有限责任公司 | 一种420MPa级低屈强比耐海洋大气腐蚀桥梁用钢及其生产方法 |
| WO2021255858A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JPWO2021255858A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 |
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|---|---|---|---|
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