JPS5834131A - 靭性と溶接性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
靭性と溶接性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法Info
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- JPS5834131A JPS5834131A JP13204781A JP13204781A JPS5834131A JP S5834131 A JPS5834131 A JP S5834131A JP 13204781 A JP13204781 A JP 13204781A JP 13204781 A JP13204781 A JP 13204781A JP S5834131 A JPS5834131 A JP S5834131A
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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
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、高靭性高張力鋼板の製造方法に関するもので
あり、！に本発明は、脆性破壊伝播停止特性などの低温
靭性及び溶接性の優れ喪主として６０〜ｔ０ｋＩ／−級
非鯛質低温用鋼板の製造方法に関する４のである。本発
明により製造される鋼板は主として寒冷地での天然ガス
輸送に用いる６０〜ｔｏｋｇ／−級大径２イ／パイプ用
鋼板として、あるいは従来のＶ〜りｏｋｐ／−級ＱＴ熱
処理鋼板に代り得る鋼板として使用することができる。
あり、！に本発明は、脆性破壊伝播停止特性などの低温
靭性及び溶接性の優れ喪主として６０〜ｔ０ｋＩ／−級
非鯛質低温用鋼板の製造方法に関する４のである。本発
明により製造される鋼板は主として寒冷地での天然ガス
輸送に用いる６０〜ｔｏｋｇ／−級大径２イ／パイプ用
鋼板として、あるいは従来のＶ〜りｏｋｐ／−級ＱＴ熱
処理鋼板に代り得る鋼板として使用することができる。
近年エネルギー需要が高まるにつれて天然ガスの大量輸
送が望まれ、ラインパイプの操業圧も従来の７Ｓ気圧か
ら１００気圧、／コ０気圧へと上昇の傾向にある。これ
にともない使用される素材社高張力化、厚内化が求めら
れるようになっておや、１０〜４０ｋｌｉ／−級であれ
はコ■厚以上の厚内化と、そして／１Ｗ１１厚であれば
７０−１０ ｋｇ ／−級の高強度化が必要とされてい
る。また同時に、これらのラインパイプには、現地での
円周溶接の能率の点から溶接性の向上が望まれ低炭素当
量化が要求され始めている。たとえば、強度的１０ゆ／
−級で□、Ｊ１−以下、ま良強度約７０ゆ／−級で０．
４１−チリ下の非常に低い炭素当量を要求し、なおかつ
優れた低温靭性を有するラインパイプ用鋼板が求められ
ている。このような要求を温良す従来鋼板として、ｌ−
以上のＮ１を添加し７ｔＱＴ熱処理鋼板が知られている
が、成分コスト、生産性の面から非常に経済的に不利で
ある。ま九従来の制御圧延後空冷して得られる微細化し
たフェライト＋パーライト組織よシなる鋼板では、いか
に析出強化を強めても上記の要求を温良すことはできな
い。
送が望まれ、ラインパイプの操業圧も従来の７Ｓ気圧か
ら１００気圧、／コ０気圧へと上昇の傾向にある。これ
にともない使用される素材社高張力化、厚内化が求めら
れるようになっておや、１０〜４０ｋｌｉ／−級であれ
はコ■厚以上の厚内化と、そして／１Ｗ１１厚であれば
７０−１０ ｋｇ ／−級の高強度化が必要とされてい
る。また同時に、これらのラインパイプには、現地での
円周溶接の能率の点から溶接性の向上が望まれ低炭素当
量化が要求され始めている。たとえば、強度的１０ゆ／
−級で□、Ｊ１−以下、ま良強度約７０ゆ／−級で０．
４１−チリ下の非常に低い炭素当量を要求し、なおかつ
優れた低温靭性を有するラインパイプ用鋼板が求められ
ている。このような要求を温良す従来鋼板として、ｌ−
以上のＮ１を添加し７ｔＱＴ熱処理鋼板が知られている
が、成分コスト、生産性の面から非常に経済的に不利で
ある。ま九従来の制御圧延後空冷して得られる微細化し
たフェライト＋パーライト組織よシなる鋼板では、いか
に析出強化を強めても上記の要求を温良すことはできな
い。
本発明は、低い炭ｌＡ轟量の成分鋼を素材に用いて、高
靭性化並びに高張力化させることのできる高靭性高張力
鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであり
、すなわち０．３！−以下の炭素当量のもので６０ゆ／
−級の、またθ、りチリ下の炭素当量のもので、７０に
９／−級の強度をもつ鋼板の製造を対象とするものであ
り、本発明の方法によって、このような鋼板を製造する
ことが可能である。
靭性化並びに高張力化させることのできる高靭性高張力
鋼板の製造方法を提供することを目的とするものであり
、すなわち０．３！−以下の炭素当量のもので６０ゆ／
−級の、またθ、りチリ下の炭素当量のもので、７０に
９／−級の強度をもつ鋼板の製造を対象とするものであ
り、本発明の方法によって、このような鋼板を製造する
ことが可能である。
しかして本発明の要旨は、以下のとおシのものである。
ａ：Ｏ，Ｏ参〜Ｏ，／２−、 Ｓｉ ： ０．θ５ Ａ
−０，３０−。
−０，３０−。
Ｍｎ ： ／、コＯ〜 コ、！ＴＯ’４． Ｗｂ
： ０．θ／ 〜０．１０ − 。
： ０．θ／ 〜０．１０ − 。
Ｂ ： ０．０００ｆ 〜０．００３０ ％ 、 Ｎ
：≦ｏ、 ｏｏｔｏ −。
：≦ｏ、 ｏｏｔｏ −。
τｉ ： ０．００！Ｉ〜０．０参〇’ｌｋ、ムｌ ：
０．００Ｚ〜ｏ、 ｏｓｏチを含有し、必要によシＭ
１：≦／−００％、ＭｏＨ≦０、ＳＯ＠ 、 Ｏｕ ：
≦００ｊＯ＠ 、 Ｑｒ 、≦ｏ、 ｓｏ ＊のうちか
ら選ばれる１種又はコ種以上と、更に必ｌ！によりＶ：
≦０．１０％、 Ｏａ ： ０．００２〜０．００３０
ＲＩＭ＝０．００λ〜０．０１０−のうちから選ばれ
る１種又はコ種以上を含有し、残部不可避的不純物（８
はｏ、 ｏｏｔ−以下とする。）及びｒθよりなる鋼の
スラブを、鋼スラブ中Ｉｔ）が少くとも０．０／−固溶
する温度に加熱した後、Ａｒ、点＋／１０℃颯上を越え
る温度で累積臣下率が少くとも舅−となるように圧延を
施し、引続いてム勺点＋／ＳＯ℃以下で、かつＡｒ３点
以上の未再結晶オーステナイト域の温度範囲内で累積臣
下率が少くとも！ｆＱ−となるよう圧延を施し、次いで
ムｒ、７点未満で、かつムｒ Ｊ ｇ ０℃以上のオ
ーステナイトとフェライトとの２相域の温度範囲内で累
積臣下率が少くと％１０％となるよう圧延を施し、その
後空冷して、このようにして得られ九熱延鋼板に、７エ
ライト、微細ベイナイト、島状マルテンサイト及び微細
加エフエライトを主体とする組織を形成させることを特
徴とする、靭性と＊＊性の優れた非調質高張力鋼板の製
造方法。
０．００Ｚ〜ｏ、 ｏｓｏチを含有し、必要によシＭ
１：≦／−００％、ＭｏＨ≦０、ＳＯ＠ 、 Ｏｕ ：
≦００ｊＯ＠ 、 Ｑｒ 、≦ｏ、 ｓｏ ＊のうちか
ら選ばれる１種又はコ種以上と、更に必ｌ！によりＶ：
≦０．１０％、 Ｏａ ： ０．００２〜０．００３０
ＲＩＭ＝０．００λ〜０．０１０−のうちから選ばれ
る１種又はコ種以上を含有し、残部不可避的不純物（８
はｏ、 ｏｏｔ−以下とする。）及びｒθよりなる鋼の
スラブを、鋼スラブ中Ｉｔ）が少くとも０．０／−固溶
する温度に加熱した後、Ａｒ、点＋／１０℃颯上を越え
る温度で累積臣下率が少くとも舅−となるように圧延を
施し、引続いてム勺点＋／ＳＯ℃以下で、かつＡｒ３点
以上の未再結晶オーステナイト域の温度範囲内で累積臣
下率が少くとも！ｆＱ−となるよう圧延を施し、次いで
ムｒ、７点未満で、かつムｒ Ｊ ｇ ０℃以上のオ
ーステナイトとフェライトとの２相域の温度範囲内で累
積臣下率が少くと％１０％となるよう圧延を施し、その
後空冷して、このようにして得られ九熱延鋼板に、７エ
ライト、微細ベイナイト、島状マルテンサイト及び微細
加エフエライトを主体とする組織を形成させることを特
徴とする、靭性と＊＊性の優れた非調質高張力鋼板の製
造方法。
次に本発明の詳細な説明する。
本発明者等は低い炭素当量で高張力化１高靭性化させる
ことのできる製造法について研究を重ねてき喪結果、非
常に細かいフェライト（大きくとも、ｙ４）を加工する
ことによって得られる１微細加エフエライト”と細粒オ
ーステナイトに・フェライト変態に引続きパーライト変
態に代って剪断変ｌｌ（ベイナイト質重とマルテンサイ
ト変態）を起こさせることによって得られる“低炭素の
微細ベイナイト及び島状マルテンサイト”が強度の上昇
と靭性の向上を同時にも友らすことがわかった。
ことのできる製造法について研究を重ねてき喪結果、非
常に細かいフェライト（大きくとも、ｙ４）を加工する
ことによって得られる１微細加エフエライト”と細粒オ
ーステナイトに・フェライト変態に引続きパーライト変
態に代って剪断変ｌｌ（ベイナイト質重とマルテンサイ
ト変態）を起こさせることによって得られる“低炭素の
微細ベイナイト及び島状マルテンサイト”が強度の上昇
と靭性の向上を同時にも友らすことがわかった。
そしてこれらのコ因子は、下記の適切な成分鋼を用いそ
して下記の製造１鶏を経由させることによって同時に得
られることを新規に知見し九。
して下記の製造１鶏を経由させることによって同時に得
られることを新規に知見し九。
すなわち炭素当量を上げずに焼入れ性の高いＢ元素を添
加した含ｗｂ鋼を用い、高温オーステナイト域において
細粒化圧延を施し、未再結晶オーステナイト域において
圧延を施して一部の未再結晶オーステナイト粒からフェ
ライト変態を先行させ、引続いてム勺とムｒ ａ Ｉ
０℃の温度範囲内で圧延を施し、°微細加エフエライ
ト”を生成させると同時に、残りの未再結晶オーステナ
イト粒からフエライ）ｌｉｌｌｌｌｌｌ−引続きベイナ
イト変態次いでマルテンサイト変態を起こさせ、１黴細
ベイナイトおよび島状マルチ／Ｖイト１を生成させるこ
とによって、フェライトを主体として微細ベイナイト、
島状マルテンサイＦおよび微細加工フェライトからなる
圧延組繊が得られ、この結果低い炭素１量の成分鋼を用
いて高強度化と高靭性化を同時に達成することができる
ことを確認した。
加した含ｗｂ鋼を用い、高温オーステナイト域において
細粒化圧延を施し、未再結晶オーステナイト域において
圧延を施して一部の未再結晶オーステナイト粒からフェ
ライト変態を先行させ、引続いてム勺とムｒ ａ Ｉ
０℃の温度範囲内で圧延を施し、°微細加エフエライ
ト”を生成させると同時に、残りの未再結晶オーステナ
イト粒からフエライ）ｌｉｌｌｌｌｌｌ−引続きベイナ
イト変態次いでマルテンサイト変態を起こさせ、１黴細
ベイナイトおよび島状マルチ／Ｖイト１を生成させるこ
とによって、フェライトを主体として微細ベイナイト、
島状マルテンサイＦおよび微細加工フェライトからなる
圧延組繊が得られ、この結果低い炭素１量の成分鋼を用
いて高強度化と高靭性化を同時に達成することができる
ことを確認した。
ここでいうフェライトの大きさは平均粒径でｌθμ票以
下で、微細ベイナイトの大きさｄ？μ票以下、做細加エ
フエライトの大きさはＪＲ以下、島状マルテンサイトの
大きさも３声重以下であシ、 これらの量比は、フェラ
イトが約ｔｏｇｂ以上、微細ペイ英イト＋微細加工７工
２イト十島状マルテンサイトの和が釣りチリ下で、鋼板
の強度が４０゜９０ 、１０ ｋｇｆ ／−と増加する
にともないフェライト率が６０−に、また第１相が餐−
に近づく。
下で、微細ベイナイトの大きさｄ？μ票以下、做細加エ
フエライトの大きさはＪＲ以下、島状マルテンサイトの
大きさも３声重以下であシ、 これらの量比は、フェラ
イトが約ｔｏｇｂ以上、微細ペイ英イト＋微細加工７工
２イト十島状マルテンサイトの和が釣りチリ下で、鋼板
の強度が４０゜９０ 、１０ ｋｇｆ ／−と増加する
にともないフェライト率が６０−に、また第１相が餐−
に近づく。
−例として、ｔＯｋ１ｇｆ／−級強直の鋼板で島状マル
テンサイトが約１０％、微細ベイナイトが約ｔｚ １１
＃微細加工フェライトが１０−、フェライトが６ｊ−
の量比を示す。
テンサイトが約１０％、微細ベイナイトが約ｔｚ １１
＃微細加工フェライトが１０−、フェライトが６ｊ−
の量比を示す。
本発明の方法において、出発材とし九スラブの素材鋼の
４Ｉ愼は、０．Ｍ、Ｂ１含有量の低減及びＢ、〒１の有
効利用にある。 Ｃ含有量の軽減は、フェライト−ベイ
ナイト組織のベイナイト粒の靭性を良好にして母材Ｏ靭
性の向上を第１目的とするもので、その弛炭素当量を下
げ溶接部の靭性の向上及び溶接割れの防止を同時に計ろ
うとするものである。従来のベイナイト鋼の中にＦｉａ
含有量を０．０：１％以下として極度に低くして用いら
れているものもあるが、ベイナイトの靭性はＣ含有量の
他にその粒１１に強く依存し、微細化が十分であればｏ
３参〜０．７−−〇含有量でも靭性を十分確保すること
が出来るし、むしろ安価でベイナイト体積率を増やせて
強度の確保を容易にする利点があ八本発明で用いる鋼は
、ｏ、ｏｑ〜０．／２襲Ｃ含膚とするのが幹、黴の一つ
である。Ｂの微量添加は、ベイナイト化および島状マル
テンサイト化を促進し、０威分と他の添加合金成分の軽
減を目的とするものである。Ｂのこのような焼入れ性の
促進効果は未再結晶オーステナイト粒でＢが固溶してい
ることが重要で、そのためにはＢがＢＮ析出物にならな
いように（ｉ）Ｎ含有量を下げるか、又は（’＋ｉ）
Ｔ ｉを添加してＴｉＷ析出物にしてｙを固定してしま
うことが大切である。
４Ｉ愼は、０．Ｍ、Ｂ１含有量の低減及びＢ、〒１の有
効利用にある。 Ｃ含有量の軽減は、フェライト−ベイ
ナイト組織のベイナイト粒の靭性を良好にして母材Ｏ靭
性の向上を第１目的とするもので、その弛炭素当量を下
げ溶接部の靭性の向上及び溶接割れの防止を同時に計ろ
うとするものである。従来のベイナイト鋼の中にＦｉａ
含有量を０．０：１％以下として極度に低くして用いら
れているものもあるが、ベイナイトの靭性はＣ含有量の
他にその粒１１に強く依存し、微細化が十分であればｏ
３参〜０．７−−〇含有量でも靭性を十分確保すること
が出来るし、むしろ安価でベイナイト体積率を増やせて
強度の確保を容易にする利点があ八本発明で用いる鋼は
、ｏ、ｏｑ〜０．／２襲Ｃ含膚とするのが幹、黴の一つ
である。Ｂの微量添加は、ベイナイト化および島状マル
テンサイト化を促進し、０威分と他の添加合金成分の軽
減を目的とするものである。Ｂのこのような焼入れ性の
促進効果は未再結晶オーステナイト粒でＢが固溶してい
ることが重要で、そのためにはＢがＢＮ析出物にならな
いように（ｉ）Ｎ含有量を下げるか、又は（’＋ｉ）
Ｔ ｉを添加してＴｉＷ析出物にしてｙを固定してしま
うことが大切である。
またベイナイト化の促進には日１含有量の低下も非常に
有効である。
有効である。
次に本発明の構成要件のうちスラブの圧延及び熱処理の
条件を限定する理由を説明する。
条件を限定する理由を説明する。
本発明は、前述のとお抄、微細加エフエライト驚１び微
細ベイナイト組織を有する鋼を製造することを目的とし
ており、これらの微細粒を生成させるためにＷｂを含有
させる必要かあり、Ｍｌ）が０．０／−以上固溶するよ
うに先ず鋼スラブを加熱しなければならない。
細ベイナイト組織を有する鋼を製造することを目的とし
ており、これらの微細粒を生成させるためにＷｂを含有
させる必要かあり、Ｍｌ）が０．０／−以上固溶するよ
うに先ず鋼スラブを加熱しなければならない。
その理由は、Ｗｂが未固溶のときには、未再結晶オース
テナイト域の上限はムｒｊ＋４Ｏ℃であるが、０．０１
−以上Ｍｂを固溶すると、前記未再結晶オーステナイト
域はムｒ、７ ＋ ／！０ ’Ｃまで上昇し、この未再
結晶オーステナイト域において舅−以上の圧延が可能と
なるようこの未再結晶オーステナイト域が拡大する丸め
であ抄、更にまた固溶ｌｉｂは鋼の焼入れ性を増し、ベ
イナイトならびに島状マルチ／サイトを生成させ易くす
るからでおる。
テナイト域の上限はムｒｊ＋４Ｏ℃であるが、０．０１
−以上Ｍｂを固溶すると、前記未再結晶オーステナイト
域はムｒ、７ ＋ ／！０ ’Ｃまで上昇し、この未再
結晶オーステナイト域において舅−以上の圧延が可能と
なるようこの未再結晶オーステナイト域が拡大する丸め
であ抄、更にまた固溶ｌｉｂは鋼の焼入れ性を増し、ベ
イナイトならびに島状マルチ／サイトを生成させ易くす
るからでおる。
ＡｒＪ＋ １１０℃を越える高温再結晶オーステナイト
域におけるｓＯ％の累積圧下率は、約Ｘμ以下の細粒に
する九めに必要な圧下率の下限である。
域におけるｓＯ％の累積圧下率は、約Ｘμ以下の細粒に
する九めに必要な圧下率の下限である。
、Ａ？７点＋メＳＱ℃以下でかつＡｒ、？点以上の未再
結晶オーステナイト域の温度範囲内で累積圧下率が少く
と４まθ−となるように圧延を施すのは、未再結晶オー
ステナイト粒をノくンケーキ状に伸展させ、その粒内に
亭〈の変形帯を導入しフェライト核を生成させるための
もので、それには少くとも３θ−の累積圧下量が必要で
ある。そこでこの温度域での圧下率の下限をｖ嘩にした
。
結晶オーステナイト域の温度範囲内で累積圧下率が少く
と４まθ−となるように圧延を施すのは、未再結晶オー
ステナイト粒をノくンケーキ状に伸展させ、その粒内に
亭〈の変形帯を導入しフェライト核を生成させるための
もので、それには少くとも３θ−の累積圧下量が必要で
ある。そこでこの温度域での圧下率の下限をｖ嘩にした
。
ムＴから計、 −１０℃までの（γ＋α）ユ相域での圧
延は、残夛の未再結晶オーステナイト粒から変態して生
じ九未成畏の細粒フェライトからは、微細加エフエライ
ト粒を生成するし、また、一方未再結晶オーステナイト
に有効に歪を蓄積させるので、フェライト粒とベイナイ
ト粒の微細化に有効である。しかしムｒ、ｙ −ｇｏ
”Ｃよシ低い温度域で圧延すると大きな７工２イト粒を
加工することになシ、φＴｒｓが劣化する。シ九がって
本発明は、ムｒ３−１０℃を２相域における圧延の下限
温度となし、またコ相域での圧延の圧下率が１０−より
小さいとＴ８の上昇効果がないので、前記圧下率は１０
−以上にする必要がある。
延は、残夛の未再結晶オーステナイト粒から変態して生
じ九未成畏の細粒フェライトからは、微細加エフエライ
ト粒を生成するし、また、一方未再結晶オーステナイト
に有効に歪を蓄積させるので、フェライト粒とベイナイ
ト粒の微細化に有効である。しかしムｒ、ｙ −ｇｏ
”Ｃよシ低い温度域で圧延すると大きな７工２イト粒を
加工することになシ、φＴｒｓが劣化する。シ九がって
本発明は、ムｒ３−１０℃を２相域における圧延の下限
温度となし、またコ相域での圧延の圧下率が１０−より
小さいとＴ８の上昇効果がないので、前記圧下率は１０
−以上にする必要がある。
次に本発明において成分組成を限定する理由を説明する
。
。
ｏｕ、ｏ、ｏ＊哄未満では鋼板の強度が低下すること及
び溶接熱影譬部（以下ＨＡＺと略記する）の軟化が大き
い喪めと製造コストが著しく高くなる友め、０含有量の
下限は０．０ダ一とした。を九Ｃが０．／Ｊ−を越える
と、母材の靭性が劣化するとともに溶接部の硬化、耐割
れ性の劣化が着しいので上限をｏ、ｔｘ−とした。
び溶接熱影譬部（以下ＨＡＺと略記する）の軟化が大き
い喪めと製造コストが著しく高くなる友め、０含有量の
下限は０．０ダ一とした。を九Ｃが０．／Ｊ−を越える
と、母材の靭性が劣化するとともに溶接部の硬化、耐割
れ性の劣化が着しいので上限をｏ、ｔｘ−とした。
ｅｌは、鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素であ
るが、０．０２−未満になると、母材靭性が劣化するた
め下限をＯ，ＯＸ ＠とした。一方８１含有量が０．３
０−を越えると、ベイナイトの促進が低下するので上限
をｏ、 、ｙｏ １１にとした。
るが、０．０２−未満になると、母材靭性が劣化するた
め下限をＯ，ＯＸ ＠とした。一方８１含有量が０．３
０−を越えると、ベイナイトの促進が低下するので上限
をｏ、 、ｙｏ １１にとした。
Ｍｎは／、−〇−未満では、鋼板の強度および靭性が低
下すること、そしてＨＡＺの軟化が大きくなる丸め下限
を／、−０％とした。一方Ｍｎが多過ぎると、■ム２の
靭性が劣化するため上限をコ、ＳＯ＠とじた。
下すること、そしてＨＡＺの軟化が大きくなる丸め下限
を／、−０％とした。一方Ｍｎが多過ぎると、■ム２の
靭性が劣化するため上限をコ、ＳＯ＠とじた。
ムＩは、鋼の脱酸上最低ｏ、 ｏｏｓ ＊のムｌが固溶
するよう添加することが必要であることがらＡ／ ｔｏ
ｔａｌの下限をｏ、ｏａｒ ＊ トした。一方向１１Ａ
／がｏ、ｏｒ４以上になるとＨＡＺの靭性のみならず溶
接金属の靭性も劣化する。このためＡ／ ｔｏｔａｌの
上限をｏ、ｏｓ。
するよう添加することが必要であることがらＡ／ ｔｏ
ｔａｌの下限をｏ、ｏａｒ ＊ トした。一方向１１Ａ
／がｏ、ｏｒ４以上になるとＨＡＺの靭性のみならず溶
接金属の靭性も劣化する。このためＡ／ ｔｏｔａｌの
上限をｏ、ｏｓ。
囁とした。
Ｂは、０．００１−以下でないと、本発明の製造方法で
はＣ方向のマＴｒ−が一７０’Ｃ以下にならないし、吸
収エネルギーも著しく低くなる。そこで不純物中％４１
Ｋ１３の上限を０．００ざチとした。
はＣ方向のマＴｒ−が一７０’Ｃ以下にならないし、吸
収エネルギーも著しく低くなる。そこで不純物中％４１
Ｋ１３の上限を０．００ざチとした。
Ｗｂは、溶接部の溶接金属靭性の劣化を避ける大めに０
−１０ｆｌＪＪ、下でなければならないので、Ｎｂの上
限を００１０−とした。一方Ｗｂ含有量が。、ｏｉφ未
構では、遷移温度を向上させる細粒効果が得られす、こ
のことから全Ｍｂ量の下限を０．０／ｌｌｉとした。
−１０ｆｌＪＪ、下でなければならないので、Ｎｂの上
限を００１０−とした。一方Ｗｂ含有量が。、ｏｉφ未
構では、遷移温度を向上させる細粒効果が得られす、こ
のことから全Ｍｂ量の下限を０．０／ｌｌｉとした。
Ｂは、ｏ、ｏｏｏｓｓ未満ではベイナイト化の促進には
有効でないし、一方０．００３０−を越えるとＨＡＺの
硬化が大きいのでＢの上限を０．００３０−とした。
有効でないし、一方０．００３０−を越えるとＨＡＺの
硬化が大きいのでＢの上限を０．００３０−とした。
テ１は、ｒ粒の微細効果による靭性向上と、上述のとお
りテ１炭窪化物の生成による未再結晶オーステナイト粒
中の固溶Ｎ量を低下させ、その結果Ｂ窒化物の生成を防
止することを目的として添加する。しかしＴｉ量がｏ、
ｏｏｓ−未満では、その効果はなく、また０、ＯＱＯ
％を越えると靭性が劣化するのでＴ１の下限をｏ、ｏａ
ｒ嘩、上限を０．０ダＯ嘩とした。
りテ１炭窪化物の生成による未再結晶オーステナイト粒
中の固溶Ｎ量を低下させ、その結果Ｂ窒化物の生成を防
止することを目的として添加する。しかしＴｉ量がｏ、
ｏｏｓ−未満では、その効果はなく、また０、ＯＱＯ
％を越えると靭性が劣化するのでＴ１の下限をｏ、ｏａ
ｒ嘩、上限を０．０ダＯ嘩とした。
■は０．００ｔ０−以上含有すると本発明の範囲のム４
Ｔ１量ではＴ１窒化物、ムｌ窒化物として固定するＫは
不十分で、その結果ＢがＢ窒化物を生成することになり
、Ｂの焼き入れ性を悪くするので、璽含有量の上限をｏ
、 ｏａｒ０−とした。
Ｔ１量ではＴ１窒化物、ムｌ窒化物として固定するＫは
不十分で、その結果ＢがＢ窒化物を生成することになり
、Ｂの焼き入れ性を悪くするので、璽含有量の上限をｏ
、 ｏａｒ０−とした。
以上が本発明において使用される鋼スラブの基本成分で
与り、必要によりＭｌ、 Ｍｏ、 Ｃｕ、 Ｏｒのうち
の１種以上と、更に必要によりＶ、Ｏａ、ＲＩＭのうち
から選んだいずれか少くとも１種を添加含有させること
かで龜、それぞれの元素の適正な量の含有によって後述
するように特有な効果が付加される。
与り、必要によりＭｌ、 Ｍｏ、 Ｃｕ、 Ｏｒのうち
の１種以上と、更に必要によりＶ、Ｏａ、ＲＩＭのうち
から選んだいずれか少くとも１種を添加含有させること
かで龜、それぞれの元素の適正な量の含有によって後述
するように特有な効果が付加される。
すなわち、Ｎｉは、ＨＡＺの硬化性および靭性に悪い影
響を与えることなく、母材の強度、靭性を向上させるが
、１．００−を越えて添加含有させると製造コストの上
昇を招き、また本発明の目的ならびに効果を達成するた
めに必要ではないので、Ｍｉの上限１１； ｔ、ｏｏ
＊ トＩ、＊。
響を与えることなく、母材の強度、靭性を向上させるが
、１．００−を越えて添加含有させると製造コストの上
昇を招き、また本発明の目的ならびに効果を達成するた
めに必要ではないので、Ｍｉの上限１１； ｔ、ｏｏ
＊ トＩ、＊。
Ｃｔｔは、Ｍｉとほぼ同様の効果があるだけでなく、耐
食性も向上させるが、ｏ、ｒｏ＠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、上限を０． ｊｏ−とした。
食性も向上させるが、ｏ、ｒｏ＠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、上限を０． ｊｏ−とした。
勤は圧延時のｒ粒を整粒にし、なおかつ微細なベイナイ
トを生成するので強度、靭性を向上させるが、この発明
の目的を達成するには、ｏ、ｒ−を越えて添加する必要
はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くので、上限
をＯ，Ｓ＠とした。
トを生成するので強度、靭性を向上させるが、この発明
の目的を達成するには、ｏ、ｒ−を越えて添加する必要
はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くので、上限
をＯ，Ｓ＠とした。
マは、この発明による鋼板の母材強度と靭性向上、継手
部強度確保のために添加するものである。
部強度確保のために添加するものである。
しかし添加量が多きに失すると、母材及びＨＡＺの靭性
を著しく劣化させる九め、上限な０．１０−とじた。
を著しく劣化させる九め、上限な０．１０−とじた。
０＆は、０．００２−未満では、Ｍｎ８の形態制御に不
十分で、Ｃ方向の靭性向上に効果がないので、Ｏａの下
限を０．００コチとした。一方ＣＩ！Ｌをｏ、ｏｔｏ−
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、Ｏａの上限をｏ、ｙｉｏ−とした。
十分で、Ｃ方向の靭性向上に効果がないので、Ｏａの下
限を０．００コチとした。一方ＣＩ！Ｌをｏ、ｏｔｏ−
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、Ｏａの上限をｏ、ｙｉｏ−とした。
ＲＩＭは、０．００コ一未満では、Ｍｎ８０形態制御に
不十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でないので、Ｒ
ＩＭの下限をｏ、ｏｏｓ−とした、−万ＲＩＭが、０．
０１０％を越えると、鋼の清浄度が悪くなり、またアー
ク溶接面でも不利であるので、ＲＢＭの上限を０．０１
０−とした。
不十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でないので、Ｒ
ＩＭの下限をｏ、ｏｏｓ−とした、−万ＲＩＭが、０．
０１０％を越えると、鋼の清浄度が悪くなり、またアー
ク溶接面でも不利であるので、ＲＢＭの上限を０．０１
０−とした。
次に本発明の実施例について説明する。
第１表に成分組成を示す供試鋼種のス２プｌム〜ｌｌム
（比較例に係るもの）、ｔｙｓ−ｔｔｙｙａ（実施例に
係るもの）を用いて、それぞれ第２表に示すとおシの正
弧条件により鋼板の製造試験を行なつた。
（比較例に係るもの）、ｔｙｓ−ｔｔｙｙａ（実施例に
係るもの）を用いて、それぞれ第２表に示すとおシの正
弧条件により鋼板の製造試験を行なつた。
各例によって製造された鋼板の機械的性質を第２表に併
せて示す。
せて示す。
試験例４／−／／は、本発明において用いることのでき
る成分組成を有するｌＢ鋼のスラブについて種々圧嬌条
件を変えて製造したものである。
る成分組成を有するｌＢ鋼のスラブについて種々圧嬌条
件を変えて製造したものである。
ムｌとムコは、スラブの固溶Ｎｌ）量がｏ、ｏｔｓに達
せず、雇雫はｋｒｙ点以下の臣下量が零であり、すなわ
ちそれぞれ本発明の構成要件が完全には満喪されていな
いために、製造された鋼板の強度は？（７Ｍ ／ −に
達していない。／ＷＡＳは、オーステナイト再結晶域に
おける圧下量が５０−未満であり、屑りと７％ｔは、Ａ
ｒ、点＋ｉｒｏ℃からムｒ３点に至る未再結晶オーステ
ナイト域における累横圧下車がｇ。
せず、雇雫はｋｒｙ点以下の臣下量が零であり、すなわ
ちそれぞれ本発明の構成要件が完全には満喪されていな
いために、製造された鋼板の強度は？（７Ｍ ／ −に
達していない。／ＷＡＳは、オーステナイト再結晶域に
おける圧下量が５０−未満であり、屑りと７％ｔは、Ａ
ｒ、点＋ｉｒｏ℃からムｒ３点に至る未再結晶オーステ
ナイト域における累横圧下車がｇ。
哄未満でお抄、ム／ｌは、仕上は温度がＡｒ）点−１０
℃未満であり、すなわち、それぞれ本発明の構成要件が
完全には満たされていない九めに、製造さスラブを出発
材とし九試験例のＡ、７．Ｉ’、Ａ、／θは、本発明の
実施例であって、それらにより製造され喪鋼板は、それ
ぞれγＯｋｇ／−以上の’ｒ８と一７０℃以下のマチｒ
ｓを有し、上記の諸比較例の方法より優れた高張力かつ
高靭性を有する鋼板であることが判る。
℃未満であり、すなわち、それぞれ本発明の構成要件が
完全には満たされていない九めに、製造さスラブを出発
材とし九試験例のＡ、７．Ｉ’、Ａ、／θは、本発明の
実施例であって、それらにより製造され喪鋼板は、それ
ぞれγＯｋｇ／−以上の’ｒ８と一７０℃以下のマチｒ
ｓを有し、上記の諸比較例の方法より優れた高張力かつ
高靭性を有する鋼板であることが判る。
比較例＆／２とＡｌ１により製造された鋼板は、スラブ
においてＮｂを含有しないため、靭性が本発明の実施例
によるものに比し劣っている。比較例Ａ／ダｔ ／ｊ
ｅ ／りは、スラブにおいてＴ１を本発明の下限値０．
ｏｏ、ｌｔ ３以上含有しないため、またＡ／Ａでは、
スラブの＄１含有量が０．３％以上であるため、強度が
７０／ｌｌ５２未満で実施例による鋼板に比し劣ってい
る。比較例＆／ｌは、そのスラブにおいてＴ１を本発明
の上限値ｏ、ｏ４Ｉａ＠を越える量で含有しているため
、その鋼板の衝撃吸収工専ルギーマＥ−，Ｊｊが実施例
による鋼板に比し劣っている。比較例ムｉｔは、そのス
ラブＢ含有量が本発明の下限値のｏ、ｏｏｏｓ−に満た
ないため、また比較例ＡＪでは同じくＮ含有量が本発明
の上限値を越しているため、それによる鋼板の強度がり
Ｏｋｖ’−未満で実施例による鋼板に比し劣っている。
においてＮｂを含有しないため、靭性が本発明の実施例
によるものに比し劣っている。比較例Ａ／ダｔ ／ｊ
ｅ ／りは、スラブにおいてＴ１を本発明の下限値０．
ｏｏ、ｌｔ ３以上含有しないため、またＡ／Ａでは、
スラブの＄１含有量が０．３％以上であるため、強度が
７０／ｌｌ５２未満で実施例による鋼板に比し劣ってい
る。比較例＆／ｌは、そのスラブにおいてＴ１を本発明
の上限値ｏ、ｏ４Ｉａ＠を越える量で含有しているため
、その鋼板の衝撃吸収工専ルギーマＥ−，Ｊｊが実施例
による鋼板に比し劣っている。比較例ムｉｔは、そのス
ラブＢ含有量が本発明の下限値のｏ、ｏｏｏｓ−に満た
ないため、また比較例ＡＪでは同じくＮ含有量が本発明
の上限値を越しているため、それによる鋼板の強度がり
Ｏｋｖ’−未満で実施例による鋼板に比し劣っている。
比較例コｌは、同じく０含有量が本発明におけるＯの上
限値を越しているため、それによる鋼板のマ！ｒ−は一
７０℃以上である。
限値を越しているため、それによる鋼板のマ！ｒ−は一
７０℃以上である。
、実施例である７％μ、刀、評、コ、コアは、本発明に
おいて用いることのできる成分組成の鋼種のスラブを出
発材とするものであって、これら実施例によって、０．
４４２％以下のＣ当量で、りθｋｇ／−以上の強度と一
７０℃以下のｖＴｒｓを有する鋼板が得られている。ま
た実施例の／１６２４９コ、コ？、、７１７も、本発明
において用いることのできる成分組成スラブから、ｏ、
、ｔｒ＊以下のＣ当量でｂｏｋｇ／−以上の強度と一７
０℃以下のｖＴｒｓを有する鋼板が得られている。
おいて用いることのできる成分組成の鋼種のスラブを出
発材とするものであって、これら実施例によって、０．
４４２％以下のＣ当量で、りθｋｇ／−以上の強度と一
７０℃以下のｖＴｒｓを有する鋼板が得られている。ま
た実施例の／１６２４９コ、コ？、、７１７も、本発明
において用いることのできる成分組成スラブから、ｏ、
、ｔｒ＊以下のＣ当量でｂｏｋｇ／−以上の強度と一７
０℃以下のｖＴｒｓを有する鋼板が得られている。
比較例の／％３１．３２による鋼板は、それぞれ７０に
９／−以上、ｂｏ’ｋｇ／−以上の強度、そしてまた−
７０℃以下のｖＴｒｅを有している。しかし、０轟量が
それぞれ０．ＩＩコチ以上と０．３！−以上であるので
、それらの溶接性は、実施例による鋼板に比べて劣って
いることは明らかである。
９／−以上、ｂｏ’ｋｇ／−以上の強度、そしてまた−
７０℃以下のｖＴｒｅを有している。しかし、０轟量が
それぞれ０．ＩＩコチ以上と０．３！−以上であるので
、それらの溶接性は、実施例による鋼板に比べて劣って
いることは明らかである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｌ Ｃ： ０．０４１〜ａ、／Ａ％、 ８１
： ０．０！ 〜０．ＪＯ’ｌ。 Ｍｎ ： ／、−〇、〜コ＃０％、 Ｗｂ ： ０．０
／ 〜０．０１０゜Ｂ ： ０．０００に〜０．００３
０ ％ 、 Ｍ ：≦０．００１０１ 。 テｉ ： ０．００に−０，０参０１１Ｇ 、
ムｌ ： ０．０（Ｄ 〜６０１０れる１種又は一
種以上と、更に必要によりＶ：≦０．１０ ％ 、
Ｃａ ： ０．００２〜０．０１０ ’４
、 ＲＩＭ ：ｏ、ｏｏコ〜ｏ、 ｏｉｏ−のうち
から遺ばれる／１ｍ又は２１１以上を含有し、残部不可
避的不純物（８はｏ、゛ｏｏｔ−以下とする。）及び１
Ｆｅよりなる鋼のスラブを、鋼スラブ中Ｗｂが少くとも
０．０／−固溶する温度に加熱した後、ムｒ１点＋ｔｚ
ｏ”ｃ。 を越える温度で累積圧下率が少くともｍｌとなるように
圧延を施し、引続いてムｒ１点＋／ｋＯ℃以下で、かつ
ム勺点以上の未再結晶オーステナイト域の温度範囲内で
累積圧下率が少くともｊＯ−となるよう圧延を施し、次
いでム勺点未満でかつムｒ５点−１０℃以上のオーステ
ナイトとフェライトとのコ相域の温度範囲内で累積圧下
率が少くとも１０％となるよう圧延を施し、その後空冷
して、このようにして得られ友熱砥鋼板に、フェライト
、微細ベイナイト、島状マルテンナイト及び黴細加エフ
エライトを主体とする組機を形成させることを特徴とす
る、靭性と溶接性の優れ良非調質高張力鋼板の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13204781A JPS5834131A (ja) | 1981-08-25 | 1981-08-25 | 靭性と溶接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 |
|---|---|---|---|
| JP13204781A JPS5834131A (ja) | 1981-08-25 | 1981-08-25 | 靭性と溶接性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5834131A true JPS5834131A (ja) | 1983-02-28 |
Family
ID=15072271
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13204781A Pending JPS5834131A (ja) | 1981-08-25 | 1981-08-25 | 靭性と溶接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) | JPS5834131A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6029452A (ja) * | 1983-07-29 | 1985-02-14 | Nippon Steel Corp | 脆性破壊伝播停止特性に優れた高張力鋼 |
| JPS60152626A (ja) * | 1984-01-20 | 1985-08-10 | Kawasaki Steel Corp | 溶接構造用高張力鋼のじん性安定化方法 |
| JPS60204863A (ja) * | 1984-03-28 | 1985-10-16 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接構造用鋼 |
| JPS6164824A (ja) * | 1984-09-05 | 1986-04-03 | Kobe Steel Ltd | ５０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級低温用鋼板の製造方法 |
| JPS63503119A (ja) * | 1986-04-17 | 1988-11-17 | エィス・メディカル・カンパニー | 外科用固定ピン張力調整器 |
| JPH03219046A (ja) * | 1989-10-18 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板及びその製造方法 |
| US5123970A (en) * | 1988-04-30 | 1992-06-23 | Qinghua University | Method of producing an air-hardenable bainite-martensite steel |
| WO1996017965A1 (en) * | 1994-12-06 | 1996-06-13 | Exxon Research & Engineering Company | Method of making dual phase steel plate |
| 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 |
| EP1144698A1 (en) * | 1998-12-19 | 2001-10-17 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness |
| CN103834870A (zh) * | 2014-02-24 | 2014-06-04 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 含稀土高强钢板及其生产工艺 |
-
1981
- 1981-08-25 JP JP13204781A patent/JPS5834131A/ja active Pending
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN1060814C (zh) * | 1994-12-06 | 2001-01-17 | 埃克森研究工程公司 | 韧性和焊接性良好的双相钢板的制造方法 |
| 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 |
| EP1144698A1 (en) * | 1998-12-19 | 2001-10-17 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness |
| EP1144698A4 (en) * | 1998-12-19 | 2004-10-27 | Exxonmobil Upstream Res Co | ULTRA RESISTANT TRIPLE PHASE STEELS WITH EXCELLENT CRYOGENIC TEMPERATURE TENACITY |
| CN103834870A (zh) * | 2014-02-24 | 2014-06-04 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 含稀土高强钢板及其生产工艺 |
| CN103834870B (zh) * | 2014-02-24 | 2017-01-04 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 含稀土高强钢板的生产工艺 |
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