JPH0649897B2 - 溶接性と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接性と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH0649897B2 JPH0649897B2 JP60158370A JP15837085A JPH0649897B2 JP H0649897 B2 JPH0649897 B2 JP H0649897B2 JP 60158370 A JP60158370 A JP 60158370A JP 15837085 A JP15837085 A JP 15837085A JP H0649897 B2 JPH0649897 B2 JP H0649897B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 溶接性と低温じん性に優れた50〜60キロ級の高張力厚鋼
板を制御圧延と加速冷却の併用により製造する方法に関
してこの明細書には従来にない高強度化が図れる対策を
講じることによって、造船用厚鋼板やタンクなどの圧力
容器用鋼板その他寒冷地向けラインパイプ用鋼板や海洋
構造物用鋼板などの使途での要請を満たすことについて
の開発研究の成果に関連して以下に述べる。
板を制御圧延と加速冷却の併用により製造する方法に関
してこの明細書には従来にない高強度化が図れる対策を
講じることによって、造船用厚鋼板やタンクなどの圧力
容器用鋼板その他寒冷地向けラインパイプ用鋼板や海洋
構造物用鋼板などの使途での要請を満たすことについて
の開発研究の成果に関連して以下に述べる。
（従来の技術） 溶接性と低温じん性にすぐれた厚鋼板を提供するために
合金成分を削減し、それによる強度低下を補うために制
御圧延（CRと略す）、加速冷却（ACCと略す）と云った
オンラインでの加工熱処理を適用する手法が知られてい
る。たとえば特開昭52-123921号公報、あるいは特開昭5
5-115924号公報にはCR後ACCを施して圧延まま材に比べ
３〜５kgf/mm2以上の高強度化を図る手法が提案されて
いる。これらはいずれも冷却停止強度を500℃よりも高
く定めているので強度増加に限りがある。
合金成分を削減し、それによる強度低下を補うために制
御圧延（CRと略す）、加速冷却（ACCと略す）と云った
オンラインでの加工熱処理を適用する手法が知られてい
る。たとえば特開昭52-123921号公報、あるいは特開昭5
5-115924号公報にはCR後ACCを施して圧延まま材に比べ
３〜５kgf/mm2以上の高強度化を図る手法が提案されて
いる。これらはいずれも冷却停止強度を500℃よりも高
く定めているので強度増加に限りがある。
一方冷却停止温度を500℃以下とすることにより圧延ま
ま材よりも10〜20kgf/mm2以上の高強度化が図れること
が特開昭57-143431号または特開昭58-61224号などに開
示されている。しかしながら冷却停止温度を500℃以下
とすると単調な水冷の際の必然的現象である膜沸騰から
核沸騰への遷移現象が起って、鋼板のひずみおよび材質
ばらつきが生じることにより製品化が困難であった。
ま材よりも10〜20kgf/mm2以上の高強度化が図れること
が特開昭57-143431号または特開昭58-61224号などに開
示されている。しかしながら冷却停止温度を500℃以下
とすると単調な水冷の際の必然的現象である膜沸騰から
核沸騰への遷移現象が起って、鋼板のひずみおよび材質
ばらつきが生じることにより製品化が困難であった。
（発明が解決しようとする問題点） ACCによる高強度化の機構を最大限に生かすためには、A
CCの冷却停止温度を500℃以下とし、かつその温度域で
ひずみ及び材質ばらつきを少なくできる手法が必要であ
る。
CCの冷却停止温度を500℃以下とし、かつその温度域で
ひずみ及び材質ばらつきを少なくできる手法が必要であ
る。
従って500℃以下に達するACCを行った際に従来不可避で
あったひずみ及び材質ばらつきを有利に抑制しつつACC
による強度増加を有効に実現させることがこの発明の目
的である。
あったひずみ及び材質ばらつきを有利に抑制しつつACC
による強度増加を有効に実現させることがこの発明の目
的である。
（問題点を解決するための手段） この発明はＣ：０.005〜０.20wt%、Si：０.05〜０.5wt
%、Mn：０.5〜２.0wt%、Al：０.005〜０.08wt%を含み、
Ｓ：０.01wt%以下、Ｎ：０.008wt%以下に低減した成分
組成にて溶製した鋼を、（Ar3+70℃）からAr3までの温
度範囲で少なくとも30％の圧下率で圧延し、さらにArか
ら（Ar3-80℃）までの温度範囲で10％以上60％以下の圧
下率で圧延し、その後直ちに700℃から500℃の温度域ま
でを４〜30℃／ｓの冷却速度で冷却し、さらに該温度域
から500〜200℃の温度域までを１〜３℃／ｓの冷却速度
で冷却し、引き続き空冷ないし徐冷する手順にて溶接性
と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板を得るものであ
る。
%、Mn：０.5〜２.0wt%、Al：０.005〜０.08wt%を含み、
Ｓ：０.01wt%以下、Ｎ：０.008wt%以下に低減した成分
組成にて溶製した鋼を、（Ar3+70℃）からAr3までの温
度範囲で少なくとも30％の圧下率で圧延し、さらにArか
ら（Ar3-80℃）までの温度範囲で10％以上60％以下の圧
下率で圧延し、その後直ちに700℃から500℃の温度域ま
でを４〜30℃／ｓの冷却速度で冷却し、さらに該温度域
から500〜200℃の温度域までを１〜３℃／ｓの冷却速度
で冷却し、引き続き空冷ないし徐冷する手順にて溶接性
と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板を得るものであ
る。
発明者らはACCにおける500℃よりも低い冷却停止温度
を、鋼板面内でむらなく確保する手法およびCRにおける
Ar3以下の圧延が強度、じん性におよぼす影響を、種々
検討した結果 Ar3から（Ar3-80℃）の温度域での圧下率を10％以上60
％以下にとり、かつ500℃未満の温度域における冷却速
度を１〜３℃／ｓにとることにより靭性劣化をともなわ
ない10kgf/mm2以上の高強度化（高TS化）が、面内の冷
却停止温度にむらを伴わずに、実現できることを新規に
知見した。
を、鋼板面内でむらなく確保する手法およびCRにおける
Ar3以下の圧延が強度、じん性におよぼす影響を、種々
検討した結果 Ar3から（Ar3-80℃）の温度域での圧下率を10％以上60
％以下にとり、かつ500℃未満の温度域における冷却速
度を１〜３℃／ｓにとることにより靭性劣化をともなわ
ない10kgf/mm2以上の高強度化（高TS化）が、面内の冷
却停止温度にむらを伴わずに、実現できることを新規に
知見した。
さて第１図は、Ｃ：０.07wt%、Si：０.25%、Mn：１.4wt
%、Al：０.020wt%、Ｐ：０.015wt、Ｓ：０.003wt%、
Ｎ：０.003wt%の成分組成に成る鋼（Ar3=787℃）をそれ
ぞれ下記の処理を施したときの鋼板（板厚16mm）の強度
とじん性におよぼす冷却停止温度の影響を示すものであ
る。
%、Al：０.020wt%、Ｐ：０.015wt、Ｓ：０.003wt%、
Ｎ：０.003wt%の成分組成に成る鋼（Ar3=787℃）をそれ
ぞれ下記の処理を施したときの鋼板（板厚16mm）の強度
とじん性におよぼす冷却停止温度の影響を示すものであ
る。
ｉ）（Ar3+70℃）〜Ar3間で圧下率50％でCR→10℃／ｓ
でACCおよび空冷（第１図の□印）。
でACCおよび空冷（第１図の□印）。
ii）（Ar3+70℃）〜Ar3間で圧下率50％でCR→Ar3（Ar3-
30℃）間で圧下率40％でCR→10℃／ｓでACCおよび空冷
（第１図の△印）。
30℃）間で圧下率40％でCR→10℃／ｓでACCおよび空冷
（第１図の△印）。
iii)（Ar3+70℃）〜Ar3間で圧下率50％でCR→Ar3〜（Ar
3-30℃）間で圧下率40％でCR→10℃／ＳでACC（停止温
度450〜710℃）→２.5℃／ＳでACC（停止温度400℃）
（第１図〇印）。
3-30℃）間で圧下率40％でCR→10℃／ＳでACC（停止温
度450〜710℃）→２.5℃／ＳでACC（停止温度400℃）
（第１図〇印）。
iii)の〇印のプロットがこの発明の高強度化法である。
ｉ），ii）により圧延ままで40キロ級のTSを示す鋼にTS
50キロ級の強度を賦与するには冷却停止温度を500℃未
満とする必要があることがわかるがこの温度域は前述の
ように冷却むらを起こしやすく安定製造が困難である。
50キロ級の強度を賦与するには冷却停止温度を500℃未
満とする必要があることがわかるがこの温度域は前述の
ように冷却むらを起こしやすく安定製造が困難である。
iii）での最終冷却停止温度は400℃であるが、ACC冷却
途上で、冷却速度を２.5℃／ｓと遅くしている。それに
もかかわらずTSはｉ），ii）で500℃未満の冷却停止温
度をとった鋼と同等のTSが得られる。
途上で、冷却速度を２.5℃／ｓと遅くしている。それに
もかかわらずTSはｉ），ii）で500℃未満の冷却停止温
度をとった鋼と同等のTSが得られる。
次ぎに第２図はｔ20×w200×L1000の鋼板を実験圧延機
で圧延後750℃から400℃まで10℃／ｓで冷却したもの
（比較法）と、750℃から600℃まで10℃／ｓで冷却しそ
の後400℃まで２.2℃／ｓで冷却したもの（発明法）の
冷却完了後の鋼板長手方向表面温度分布を示す。このよ
うに冷却途中から冷却速度を遅くすることにより500℃
未満の冷却停止においても温度むらは大幅に軽減されて
いる。
で圧延後750℃から400℃まで10℃／ｓで冷却したもの
（比較法）と、750℃から600℃まで10℃／ｓで冷却しそ
の後400℃まで２.2℃／ｓで冷却したもの（発明法）の
冷却完了後の鋼板長手方向表面温度分布を示す。このよ
うに冷却途中から冷却速度を遅くすることにより500℃
未満の冷却停止においても温度むらは大幅に軽減されて
いる。
以上のような高強度化はγ＋α域での圧延による加工フ
ェライトの生成とその後のACCによるマルテンサイトの
生成によるが、ここで通常マルテンサイトが混入すると
靭性が劣化するのであるが、この発明のようなプロセス
を経て製造する場合圧延時未変態であったγから変態す
るフェライト粒が従来以上に微細化し、その中にマルテ
ンサイトが微細に分散して混入するため靭性の劣化は非
常に小さいことと、ACCの途上において一定水量で500℃
未満の温度域まで一本調子の冷却を継続すると膜沸騰か
ら核沸騰に移行して冷却停止温度が不安定になるのに対
して、ほぼ500℃以上の境界温度にて水量を減少するこ
とにより温度で冷却速度を遅くしもって膜沸騰が500℃
未満の温度域まで維持されてこの温度域での冷却停止温
度が安定化することとは、注目すべき知見である。
ェライトの生成とその後のACCによるマルテンサイトの
生成によるが、ここで通常マルテンサイトが混入すると
靭性が劣化するのであるが、この発明のようなプロセス
を経て製造する場合圧延時未変態であったγから変態す
るフェライト粒が従来以上に微細化し、その中にマルテ
ンサイトが微細に分散して混入するため靭性の劣化は非
常に小さいことと、ACCの途上において一定水量で500℃
未満の温度域まで一本調子の冷却を継続すると膜沸騰か
ら核沸騰に移行して冷却停止温度が不安定になるのに対
して、ほぼ500℃以上の境界温度にて水量を減少するこ
とにより温度で冷却速度を遅くしもって膜沸騰が500℃
未満の温度域まで維持されてこの温度域での冷却停止温
度が安定化することとは、注目すべき知見である。
この発明は上記２つの知見に基づき、種々の検討を加え
た結果到達しえたものである。
た結果到達しえたものである。
この発明の方法を適用する熱間圧延素材の成分組成の限
定は次の事由による。
定は次の事由による。
Ｃ： Ｃは、０.005wt%未満では鋼板強度が不足し、また溶接
熱影響部（以下HAZと記す）の軟化を来たし、一方０.20
wt%を越えると母材のじん性が劣化するとともに溶接部
の硬化に加え、耐割れ性の劣化も著しくなるので、Ｃは
０.005〜０.20wt%の範囲内にする必要がある。
熱影響部（以下HAZと記す）の軟化を来たし、一方０.20
wt%を越えると母材のじん性が劣化するとともに溶接部
の硬化に加え、耐割れ性の劣化も著しくなるので、Ｃは
０.005〜０.20wt%の範囲内にする必要がある。
Si： Siは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素である
が、０.05％未満では母材じん性が不足し、一方０.5wt%
を越えると鋼の清浄度が劣化してじん性低下の原因にな
るので、Siは０.05〜０.5wt%の範囲内にする必要があ
る。
が、０.05％未満では母材じん性が不足し、一方０.5wt%
を越えると鋼の清浄度が劣化してじん性低下の原因にな
るので、Siは０.05〜０.5wt%の範囲内にする必要があ
る。
Mn： Mnは０.5wt%未満では鋼板の強度およびじん性が不足
し、さらにHAZの軟化がひどくなり、一方２.0wt%を越え
るとHAZのじん性が劣化するので、Mnは０.5〜２.0wt%の
範囲内にする必要がある。
し、さらにHAZの軟化がひどくなり、一方２.0wt%を越え
るとHAZのじん性が劣化するので、Mnは０.5〜２.0wt%の
範囲内にする必要がある。
Ａｌ： 鋼の脱酸上、最低０.005wt%のＡｌが固溶するように含
有させることが必要であり、一方０.08wt%を越えるとHA
Zのじん性のみならず溶接金属のじん性も著しく劣化す
るので、Ａｌは０.005〜０.08wt%の範囲にする必要があ
る。
有させることが必要であり、一方０.08wt%を越えるとHA
Zのじん性のみならず溶接金属のじん性も著しく劣化す
るので、Ａｌは０.005〜０.08wt%の範囲にする必要があ
る。
Ｓ： Ｓは０.01wt%を越えると圧延と直角方向の吸収エネルギ
ーが著しく低化するので、０.01wt%以下に制限する必要
がある。
ーが著しく低化するので、０.01wt%以下に制限する必要
がある。
Ｎ： Ｎは溶接部じん性の劣化を防止するために限定する必要
がある。すなわち、HAZじん性のためには固溶Ｎが少な
い程、望ましく、また溶接時に溶接金属へＮが流入して
溶接金属のじん性をも劣化させるので０.008wt%以下に
制限する必要がある。
がある。すなわち、HAZじん性のためには固溶Ｎが少な
い程、望ましく、また溶接時に溶接金属へＮが流入して
溶接金属のじん性をも劣化させるので０.008wt%以下に
制限する必要がある。
以上の成分組成において、この発明の方法による所期し
た効果を奏するがこの他、以下に掲げる各群の成分がそ
れらの添加目的の下で含有される場合にあっても、この
発明の方法による効果の達成を妨げることはない。
た効果を奏するがこの他、以下に掲げる各群の成分がそ
れらの添加目的の下で含有される場合にあっても、この
発明の方法による効果の達成を妨げることはない。
第１群成分：Nb,Cr,Mo,Ti,V,Cu,Ni Nbは０.005wt%程度以上でフェライトの細粒化に効果が
あるが、０.1wt%を越えると溶接金属中に拡散し、溶接
金属のじん性を低下させるので、Nbは０.005〜０.1wt%
の範囲内で細粒化を目指す。
あるが、０.1wt%を越えると溶接金属中に拡散し、溶接
金属のじん性を低下させるので、Nbは０.005〜０.1wt%
の範囲内で細粒化を目指す。
TiはTiN析出物となりγ粒を微細化させて、フェライ
ト、ベイナイト粒を微細にする効果があるので、０.003
wt%以上でTiN析出物が不足することなく細粒効果を有利
にもたらすように含有させるを可とするが、一方０.04w
t%を越えるとTiN析出物が過剰となりじん性が劣化する
のでTiは０.04wt%以下が好適である。
ト、ベイナイト粒を微細にする効果があるので、０.003
wt%以上でTiN析出物が不足することなく細粒効果を有利
にもたらすように含有させるを可とするが、一方０.04w
t%を越えるとTiN析出物が過剰となりじん性が劣化する
のでTiは０.04wt%以下が好適である。
Ｖは鋼板の母材の強度とじん性向上、継手部強度確保の
ためむしろ０.01wt%以上の含有を可とするが０.10wt%を
越えると母材およびHAZのじん性を劣化させるので、Ｖ
は０.10wt%以下の範囲内が好ましい。
ためむしろ０.01wt%以上の含有を可とするが０.10wt%を
越えると母材およびHAZのじん性を劣化させるので、Ｖ
は０.10wt%以下の範囲内が好ましい。
Cuは次にべるNiとほぼ同様の効果があるほか耐食性の向
上に寄与するが、０.5wt%を越えると熱間圧延中にクラ
ックが発生しやすくなり、鋼板の表面性状が劣化するの
で、０.5wt%以下にするのが好ましい。
上に寄与するが、０.5wt%を越えると熱間圧延中にクラ
ックが発生しやすくなり、鋼板の表面性状が劣化するの
で、０.5wt%以下にするのが好ましい。
NiはHAZの硬化性およびじん性に悪い影響を与えること
なく、母材の強度、じん性を向上させるに有利である
が、１.0wt%を越えて含有させるのは製造コストの上昇
を招くので１.0wt%以下が好適である。
なく、母材の強度、じん性を向上させるに有利である
が、１.0wt%を越えて含有させるのは製造コストの上昇
を招くので１.0wt%以下が好適である。
Crは鋼板の母材強度と継手部強度確保のために含有させ
得るが、０.5wt%を越えると母材のじん性ばかりが溶接
部じん性にも悪影響が生じるので、０.5wt%以下に含有
させて一層の高強度化を目指す。
得るが、０.5wt%を越えると母材のじん性ばかりが溶接
部じん性にも悪影響が生じるので、０.5wt%以下に含有
させて一層の高強度化を目指す。
Moは圧延時のγ粒を整粒となし、なおかつ微細なベイナ
イトを生成するので強度、じん性の向上に有利であり、
その限りにおいて０.5wt%を越える必要はない。
イトを生成するので強度、じん性の向上に有利であり、
その限りにおいて０.5wt%を越える必要はない。
第２群成分：Ca,REM Caは、０.002wt%程度の微量にてMnSの形態制御に効果を
もたらし鋼板の圧延と直角方向のじん性向上に有効であ
るが０.010wt%を越えると鋼の清浄度が悪くなり内部欠
陥の原因となるので、０.010wt%以下の範囲がじん性改
善により好適である。
もたらし鋼板の圧延と直角方向のじん性向上に有効であ
るが０.010wt%を越えると鋼の清浄度が悪くなり内部欠
陥の原因となるので、０.010wt%以下の範囲がじん性改
善により好適である。
REMつまり希土類元素は０.005wt%程度の微量にてやはり
MnSの形態制御をあらわし鋼板の圧延と直角方向のじん
性に有利であるが０.010wt%を越えると鋼の清浄度が悪
くなるほかにアーク溶接の面でも不利があるので、０.0
10wt%以下がじん性改善に一層好適な範囲である。
MnSの形態制御をあらわし鋼板の圧延と直角方向のじん
性に有利であるが０.010wt%を越えると鋼の清浄度が悪
くなるほかにアーク溶接の面でも不利があるので、０.0
10wt%以下がじん性改善に一層好適な範囲である。
以上の理由から明らかなように、第１群成分は主として
強度増強、第２成分は専らじん性改善に関し、それぞれ
同効成分と見なされる。
強度増強、第２成分は専らじん性改善に関し、それぞれ
同効成分と見なされる。
（作用） （Ar3+70℃）からAr3までの間を少なくとも30％の圧下
率で圧延するが上限を越える温度域、下限未満の圧下率
での圧延では、オーステナイト粒内への変形帯の導入が
不十分で変態後のフェライト粒が微細化できない。
率で圧延するが上限を越える温度域、下限未満の圧下率
での圧延では、オーステナイト粒内への変形帯の導入が
不十分で変態後のフェライト粒が微細化できない。
一方、Ar3から（Ar3-80℃）の温度域での圧下率を10％
以上60％以下で圧延するがこの圧延が除外されるとACC
によるTS上昇量が目標とする10kgf/mm2以上とならな
い。それというのはフェライトの加工が不十分だからで
ある。Ar3〜（Ar3-80℃）間の圧下率が10％未満ではフ
ェライトの加工度が小さいためTS上昇量が少なく、逆に
60％を越えるかあるいは（Ar3-80℃）よりも低い温度で
の圧延を行うとフェライト加工度が大きくなりすぎてじ
ん性劣化を招く他、不必要にセパレーションが増加して
板厚方向特性も劣化する。
以上60％以下で圧延するがこの圧延が除外されるとACC
によるTS上昇量が目標とする10kgf/mm2以上とならな
い。それというのはフェライトの加工が不十分だからで
ある。Ar3〜（Ar3-80℃）間の圧下率が10％未満ではフ
ェライトの加工度が小さいためTS上昇量が少なく、逆に
60％を越えるかあるいは（Ar3-80℃）よりも低い温度で
の圧延を行うとフェライト加工度が大きくなりすぎてじ
ん性劣化を招く他、不必要にセパレーションが増加して
板厚方向特性も劣化する。
圧延後直ちに700℃から500℃の温度域までを４〜30℃／
ｓの冷却速度で冷却（前段冷却と云う）するが４〜30℃
／ｓのACCを700℃より高い温度で停止するとTSはほとん
ど上昇しない。また４〜30℃／ｓのACCを500℃よりも低
い温度で停止すると冷却むらは急激に大きくなる。
ｓの冷却速度で冷却（前段冷却と云う）するが４〜30℃
／ｓのACCを700℃より高い温度で停止するとTSはほとん
ど上昇しない。また４〜30℃／ｓのACCを500℃よりも低
い温度で停止すると冷却むらは急激に大きくなる。
一方、700℃〜500℃間の冷却速度が４℃／ｓ未満ではTS
上昇効果がえられず逆に30℃／ｓをこえると塊状のマル
テンサイトまたはベイナイトあるいはそれらの混合組織
が多くなり、じん性を劣化する。
上昇効果がえられず逆に30℃／ｓをこえると塊状のマル
テンサイトまたはベイナイトあるいはそれらの混合組織
が多くなり、じん性を劣化する。
700〜500℃間から500℃未満〜200℃間までを冷却速度１
〜３℃／ｓ、500℃未満〜２００℃間でACC（後段冷却と
云う）するが、その冷却速度が１℃／ｓ未満ではTS上昇
量はこの処理を施さないと同程度になり、また３℃／ｓ
を越えると冷却停止温度が面内でばらつく。
〜３℃／ｓ、500℃未満〜２００℃間でACC（後段冷却と
云う）するが、その冷却速度が１℃／ｓ未満ではTS上昇
量はこの処理を施さないと同程度になり、また３℃／ｓ
を越えると冷却停止温度が面内でばらつく。
500℃をこえる冷却停止温度ではTS上昇量が不十分とな
りそれと云うのは強度を上昇させるマルテンサイトの量
が不十分となるためであ。ところが200℃未満までACCを
続けると、水素の除去が不十分となって水素欠陥を生ず
る。従って200℃以上で後段冷却することが必要で、以
後空冷ないし徐冷すればよい。
りそれと云うのは強度を上昇させるマルテンサイトの量
が不十分となるためであ。ところが200℃未満までACCを
続けると、水素の除去が不十分となって水素欠陥を生ず
る。従って200℃以上で後段冷却することが必要で、以
後空冷ないし徐冷すればよい。
実施例） 実施例１ 表１に掲げたところのうちまず記号(S)，(C)の鋼を表２
に示す処理によって16mm厚の鋼板とした。それらの機械
的性質を表３に示す。
に示す処理によって16mm厚の鋼板とした。それらの機械
的性質を表３に示す。
表２，３において試験No.１〜10は記号(S)の鋼について
の比較例であり、またNo.14,15は、それぞれ記号(S)，
(C)の鋼についての参考例を示し、残りのNo.11〜13が記
号(S)の鋼によるこの発明の適用例であって、表２，３
のデータから次のことがわかる。
の比較例であり、またNo.14,15は、それぞれ記号(S)，
(C)の鋼についての参考例を示し、残りのNo.11〜13が記
号(S)の鋼によるこの発明の適用例であって、表２，３
のデータから次のことがわかる。
No.１ Ar3+70℃〜Ar3間の圧下率が低すぎるのでじん性
が劣化している。
が劣化している。
No.２ Ar3〜Ar3-80℃間の圧下率が大きすぎるためじん
性が劣化している。
性が劣化している。
No.３ 前段冷却の冷却速度が遅すぎてTSが低い。
No.４ 前段冷却の冷却速度が速すぎてじん性が劣化し
ている。
ている。
No.５ 前段冷却の停止温度が高すぎてTSが低い。
No.６ 前段冷却の停止温度が低すぎて鋼板にひずみと
材質ばらつきを生じた。
材質ばらつきを生じた。
No.７ 後段冷却の冷却速度が遅すぎてマルテンサイト
の生成が不十分となりTSが低い。
の生成が不十分となりTSが低い。
No.８ 後段冷却の冷却速度が速すぎて鋼板にひずみ、
材質ばらつきが生じた。
材質ばらつきが生じた。
No.９ 後段冷却の冷却停止温度が高すぎてTSが低い。
No.10 後段冷却の冷却停止温度が低すぎて水素割れを
生じた。
生じた。
以上の比較例に比し、No.11〜No.13のいずれもこの発明
に従い強度、じん性のバランスの良いHT50がえられてい
る。
に従い強度、じん性のバランスの良いHT50がえられてい
る。
なおNo.14は加速冷却を施さない圧延後空冷材であっ
て、これに比べ、この発明によるNo.11〜No.13はTSが10
kgf/mm2以上上昇し、しかもじん性の劣化はほとんどな
い。
て、これに比べ、この発明によるNo.11〜No.13はTSが10
kgf/mm2以上上昇し、しかもじん性の劣化はほとんどな
い。
またNo.15は従来型の焼ならし処理材であってこのタイ
プのHT50の成分に比べ、発明鋼の炭素当量は大幅に低く
でき溶接性にすぐれる。
プのHT50の成分に比べ、発明鋼の炭素当量は大幅に低く
でき溶接性にすぐれる。
実施例２ 再び表１の記号(NV)の鋼に、表４に示す処理を施してｔ
16mmの鋼板とした。その機械的性質を表４にあわせ示
す。
16mmの鋼板とした。その機械的性質を表４にあわせ示
す。
試験No.16は、Ar3〜Ar3-80℃間を圧延しなかったときの
結果で、試験No.17はこの発明に従いNo.16に比べ、TSが
４kgf/mm2上昇して60kgf/mm2以上を満足する。またDWTT
特性も大幅に向上する。
結果で、試験No.17はこの発明に従いNo.16に比べ、TSが
４kgf/mm2上昇して60kgf/mm2以上を満足する。またDWTT
特性も大幅に向上する。
実施例３ 再び表１の記号(A)，(B)の鋼に表５に示す処理を施して
それぞれt20mm，t40mmの鋼板とした。機械的性質も表５
にあわせ示す。
それぞれt20mm，t40mmの鋼板とした。機械的性質も表５
にあわせ示す。
試験No.18,20は従来のγ＋α２相域圧延をほどこしての
ち空冷した結果で試験No.19,21はこの発明に従い加速冷
却を行うことにより比較鋼のNo.18,20に比べてTSで10kg
f/mm2以上の高強度化に加えじん性もvTrsで10℃以上の
改善がみれらる。
ち空冷した結果で試験No.19,21はこの発明に従い加速冷
却を行うことにより比較鋼のNo.18,20に比べてTSで10kg
f/mm2以上の高強度化に加えじん性もvTrsで10℃以上の
改善がみれらる。
（発明の効果） 通常のCRよりも、溶接性にすぐれかつ10kgf/mm2以上の
高強度化（高TS化）が軽度のAr3直下圧延と、前後段加
速冷却プロセスによってえられ、しかも加速冷却の弊害
となる材質ばらつきや鋼板の形状不良が回避される。
高強度化（高TS化）が軽度のAr3直下圧延と、前後段加
速冷却プロセスによってえられ、しかも加速冷却の弊害
となる材質ばらつきや鋼板の形状不良が回避される。
従ってこの発明による鋼は強度、じん性のバランスのよ
いHT50,60鋼として造船材、パイプ材、タンク材、陸上
機械材などの用途にて効率的に従って安価に供給でき
る。
いHT50,60鋼として造船材、パイプ材、タンク材、陸上
機械材などの用途にて効率的に従って安価に供給でき
る。
第１図は、強度、じん性の冷却停止温度依存性を示すグ
ラフ、 第２図は、冷却停止時の鋼板表面温度分布の比較グラフ
である。
ラフ、 第２図は、冷却停止時の鋼板表面温度分布の比較グラフ
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 中野 善文 千葉県千葉市川崎町１番地 川崎製鉄株式 会社技術研究本部内 (56)参考文献 特開 昭58−117825（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−123713（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】Ｃ：０.005〜０.20wt%，Si：０.05〜０.5w
t%，Mn：０.5〜２.0wt%，Al：０.005〜０.08wt%を含
み、 Ｓ：０.01wt%以下、Ｎ：０.008wt%以下に低減した 成分組成にて溶製した鋼を、 （Ar3+70℃）からAr3までの温度範囲で少なくとも30％
の圧下率で圧延し、さらにAr3から（Ar3-80℃）までの
温度範囲で10％以上60％以下の圧下率で圧延し、 その後直ちに700℃から500℃の温度域までを４〜30℃／
ｓの冷却速度で冷却し、 さらに該温度域から500〜200℃の温度域までを１〜３℃
／ｓの冷却速度で冷却し、 引き続き空冷ないし徐冷する ことを特徴とする溶接性と低温じん性の優れた非調質高
張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60158370A JPH0649897B2 (ja) | 1985-07-19 | 1985-07-19 | 溶接性と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60158370A JPH0649897B2 (ja) | 1985-07-19 | 1985-07-19 | 溶接性と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6220822A JPS6220822A (ja) | 1987-01-29 |
| JPH0649897B2 true JPH0649897B2 (ja) | 1994-06-29 |
Family
ID=15670210
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60158370A Expired - Fee Related JPH0649897B2 (ja) | 1985-07-19 | 1985-07-19 | 溶接性と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0649897B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| JPH0211721A (ja) * | 1988-06-30 | 1990-01-16 | Nkk Corp | 耐応力腐食割れ性に優れた液体アンモニア用低温圧力容器鋼材の製造方法 |
| JP5151090B2 (ja) * | 2006-08-18 | 2013-02-27 | 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 |
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| JP5181460B2 (ja) * | 2006-10-31 | 2013-04-10 | 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 |
| JP5181461B2 (ja) * | 2006-10-31 | 2013-04-10 | 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 |
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|---|---|---|---|---|
| JPH0232325B2 (ja) * | 1981-12-29 | 1990-07-19 | Kawasaki Steel Co | Itaatsuhokotokuseinosuguretahichoshitsukochoryokukonoseizohoho |
| JPS59123713A (ja) * | 1982-12-28 | 1984-07-17 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性が優れ高い降伏点を有する非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS59182915A (ja) * | 1983-03-31 | 1984-10-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力鋼の製造方法 |
-
1985
- 1985-07-19 JP JP60158370A patent/JPH0649897B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6220822A (ja) | 1987-01-29 |
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