JPS589815B2 - 低温靭性及び溶接性の優れた高張力鋼板の製造法 - Google Patents
低温靭性及び溶接性の優れた高張力鋼板の製造法Info
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- JPS589815B2 JPS589815B2 JP12096777A JP12096777A JPS589815B2 JP S589815 B2 JPS589815 B2 JP S589815B2 JP 12096777 A JP12096777 A JP 12096777A JP 12096777 A JP12096777 A JP 12096777A JP S589815 B2 JPS589815 B2 JP S589815B2
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- 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
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- 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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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は低温靭性及び溶接性の優れたＴｉ添加高張力鋼
板に関するものであって、基本的にはドロップ・ウェイ
ト・テイヤー・テスト（ＤｒｏｐＷｅｉｇｔ Ｔｅａｒ
Ｔｅｓｔ）（以下ＤＷＴＴという）の８５％延性破面
遷移温度が−１０℃以下で、かつ溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺという）の−１０℃でシャルビー吸収エネルギーが
５Ｋｇ・ｍ以上の厚鋼板（厚み８〜４ ０ ｍｍ）の製
造法に関するものである。
板に関するものであって、基本的にはドロップ・ウェイ
ト・テイヤー・テスト（ＤｒｏｐＷｅｉｇｔ Ｔｅａｒ
Ｔｅｓｔ）（以下ＤＷＴＴという）の８５％延性破面
遷移温度が−１０℃以下で、かつ溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺという）の−１０℃でシャルビー吸収エネルギーが
５Ｋｇ・ｍ以上の厚鋼板（厚み８〜４ ０ ｍｍ）の製
造法に関するものである。
最近、北極圏の極寒冷地において大規模なガス田、油田
が開発され、これに伴いガス、原油を効率的かつ経済的
に消費地にまで輸送するために、犬径厚肉の高張力ライ
ンパイプの需要が急増している。
が開発され、これに伴いガス、原油を効率的かつ経済的
に消費地にまで輸送するために、犬径厚肉の高張力ライ
ンパイプの需要が急増している。
このような気象条件下で使用されるラインパイプの素材
となる鋼板に対しては当然のことながら高強度と共に優
れた母材、溶接部の低温靭性（ＤＷＴＴ破面率及びシャ
ルピー衝撃値）及び溶接性が要求される。
となる鋼板に対しては当然のことながら高強度と共に優
れた母材、溶接部の低温靭性（ＤＷＴＴ破面率及びシャ
ルピー衝撃値）及び溶接性が要求される。
これらの厳しい材質特性を満足させるためにラインパイ
プ用鋼板は一般にいわゆるコントロールド・ローリング
法（以下ＣＲという）によって製造され、成分的にはＮ
ｂ含有鋼（以下Ｎｂ鋼という）が主体になっている。
プ用鋼板は一般にいわゆるコントロールド・ローリング
法（以下ＣＲという）によって製造され、成分的にはＮ
ｂ含有鋼（以下Ｎｂ鋼という）が主体になっている。
Ｎｂ鋼はＣＲにおいて最も一般的に使用されており、非
常に優れた強度、靭性を有している反面、又種々の欠点
も有している、その主なものは、■ Ｎｂを析出強化、
細粒化に有効に利用するためには鋼片中の粗犬Ｎｂ（Ｃ
Ｎ）を加熱時に十分固溶させてやる必要がある。
常に優れた強度、靭性を有している反面、又種々の欠点
も有している、その主なものは、■ Ｎｂを析出強化、
細粒化に有効に利用するためには鋼片中の粗犬Ｎｂ（Ｃ
Ｎ）を加熱時に十分固溶させてやる必要がある。
しかし、Ｎｂ（ＣＮ）の固溶量が多くなると加熱温度で
安定な析出物がなくなり加熱時のオーステナイト粒（加
熱γ粒）が著しく粗犬混粒化してＣＲ後の靭性が悪化す
る。
安定な析出物がなくなり加熱時のオーステナイト粒（加
熱γ粒）が著しく粗犬混粒化してＣＲ後の靭性が悪化す
る。
■ 鋼板の溶接時に溶接熱によりＮｂ（ＣＮ）が再固溶
、再析出してＨＡＺの硬さが著しく上昇し、溶接金属及
びＨＡＺの靭性劣化が大きい。
、再析出してＨＡＺの硬さが著しく上昇し、溶接金属及
びＨＡＺの靭性劣化が大きい。
また応力除去焼鈍（以丁ＳＲという）を行うと、溶接時
の再固溶Ｎｂが析出し溶接部の靭性劣化が著しい。
の再固溶Ｎｂが析出し溶接部の靭性劣化が著しい。
■ 連続鋳造法（以下ＣＣという）に適用した場合、溶
鋼の凝固時にＮｂ（ＣＮ）がγ粒界に析出し、粒界脆化
を起こすため、表面ワレが発生しやすい。
鋼の凝固時にＮｂ（ＣＮ）がγ粒界に析出し、粒界脆化
を起こすため、表面ワレが発生しやすい。
ことなどである。
本発明者らは、上記のようなＮｂ鋼の短所を補いかつＮ
ｂ鋼の優れた長所である析出強化、細粒化効果を併わせ
てもつ成分系及び製造法について長年にわたって研究を
重ねた結果、特殊な製造法によってＴｉの析出硬化（Ｔ
ｉＣとして）及び細化効果（ＴｉＮとして）を利用する
ことが有効であることを見出した。
ｂ鋼の優れた長所である析出強化、細粒化効果を併わせ
てもつ成分系及び製造法について長年にわたって研究を
重ねた結果、特殊な製造法によってＴｉの析出硬化（Ｔ
ｉＣとして）及び細化効果（ＴｉＮとして）を利用する
ことが有効であることを見出した。
Ｔｉ添加の圧延まま高張力鋼板に関してはすでに多数の
文献及び特許文献（例えば特願昭４８−２８３２． ４
８−２８３３及び４９−３６７８４）が公表されている
。
文献及び特許文献（例えば特願昭４８−２８３２． ４
８−２８３３及び４９−３６７８４）が公表されている
。
これらの文献、特許文献においては、Ｔｉ添加鋼の靭性
改善に対する研究がなされており、一致するところは成
分元素の制約と圧延組織の細粒化（フエライト粒の細粒
化）に力点がおかれている。
改善に対する研究がなされており、一致するところは成
分元素の制約と圧延組織の細粒化（フエライト粒の細粒
化）に力点がおかれている。
本発明者らの研究によればＣＲをすることによって圧延
組織を細粒化することはＴｉ添加鋼の強度、靭性を向上
させるために確かに必要であるが、ＣＲの強化のみでは
Ｔｉ添加鋼の靭性は寒冷地で使用される大径厚肉ライン
パイプなどに適用可能なレベルのものではない。
組織を細粒化することはＴｉ添加鋼の強度、靭性を向上
させるために確かに必要であるが、ＣＲの強化のみでは
Ｔｉ添加鋼の靭性は寒冷地で使用される大径厚肉ライン
パイプなどに適用可能なレベルのものではない。
この原因は溶鋼−鋼片製造過程におけるＴｉＣ．ＴｉＮ
の析出挙動について配慮がまったくなされていないから
である。
の析出挙動について配慮がまったくなされていないから
である。
すなわち、通常の製鋼法では溶鋼の冷却速度（液相線直
下から１０００℃まで）が約３０℃／分以下であるため
、ＴｉＣ，ＴｉＮが粗大（１μ以上）に析出し、これら
の粗大析出物は１３５０℃以下の加熱温度では長時間加
熱しても完全に固溶しないため、最終圧延後も鋼板中に
粗大なＴｉＣ．ＴｉＮとして残存し衝撃試験時（ＤＷＴ
Ｔ及びシャルビー）にクラツクの発生点及び伝播径路と
して働き、鋼の靭性を著しく劣化させる。
下から１０００℃まで）が約３０℃／分以下であるため
、ＴｉＣ，ＴｉＮが粗大（１μ以上）に析出し、これら
の粗大析出物は１３５０℃以下の加熱温度では長時間加
熱しても完全に固溶しないため、最終圧延後も鋼板中に
粗大なＴｉＣ．ＴｉＮとして残存し衝撃試験時（ＤＷＴ
Ｔ及びシャルビー）にクラツクの発生点及び伝播径路と
して働き、鋼の靭性を著しく劣化させる。
本発明者らは、上記の点を考慮しつつ、Ｔｉ添加高張力
鋼を寒冷地向ラインパイプ材として適用すべく、その製
造法について鋭意研究の結果、従来のＮｂ鋼よりも安価
でかつ優れた新しいＴｉ添加高張力鋼板を製造し得るに
至った。
鋼を寒冷地向ラインパイプ材として適用すべく、その製
造法について鋭意研究の結果、従来のＮｂ鋼よりも安価
でかつ優れた新しいＴｉ添加高張力鋼板を製造し得るに
至った。
以下本発明について詳細に説明する。
本発明の特徴はＴｉをＴｉＣとして微細析出させ（１０
０Å以下）析出硬化に利用すると共に従来の製造法では
鋼片又は鋼板中に粗大析出し（１μ以上）、衝撃試験時
のクラツクの発生点ないし、クラツクの伝播径路となっ
て靭性にとって極めて有害であったＴｉＮをも微細析出
させ（０．０．５μ以下）、加熱γ粒の細粒化によるＣ
Ｒ後の靭性の向上と溶接ＨＡＺ部の細粒化によるＨＡＺ
靭性の向上に有効利用するところにある。
０Å以下）析出硬化に利用すると共に従来の製造法では
鋼片又は鋼板中に粗大析出し（１μ以上）、衝撃試験時
のクラツクの発生点ないし、クラツクの伝播径路となっ
て靭性にとって極めて有害であったＴｉＮをも微細析出
させ（０．０．５μ以下）、加熱γ粒の細粒化によるＣ
Ｒ後の靭性の向上と溶接ＨＡＺ部の細粒化によるＨＡＺ
靭性の向上に有効利用するところにある。
このためにはＴｉを強度上必要最小限に抑えかつＮ量も
合せて制限すると共に、溶鋼を急速に凝固冷却してやる
ことが極めて有効である。
合せて制限すると共に、溶鋼を急速に凝固冷却してやる
ことが極めて有効である。
具体的には溶鋼の液相線直下の温度力らＴｉＮ，ＴｉＣ
（またはＴｉ（ＣＮ））の析出が完了する１０００℃ま
での平均冷却速度を６０℃／分以上２（望しくは１００
℃／分以上）とする必要がある。
（またはＴｉ（ＣＮ））の析出が完了する１０００℃ま
での平均冷却速度を６０℃／分以上２（望しくは１００
℃／分以上）とする必要がある。
（１０００℃以後の冷却は任意であるが、Ａｒ１点以下
に冷却した後再加熱することが望しい。
に冷却した後再加熱することが望しい。
）このようにすれば１μ以上のＴｉＮの量は激減し加熱
γ粒及びＨＡＺの細粒化に有効な０．０５μ以下のＴｉ
Ｎの量が増加し靭性の向上が著しい。
γ粒及びＨＡＺの細粒化に有効な０．０５μ以下のＴｉ
Ｎの量が増加し靭性の向上が著しい。
溶鋼の平均冷却速度と靭性の関係を第１図に示す。
６０℃／分以上の凝固冷却速度を得るためには、工業的
には連続鋳造法（ＣＣ）よるのが最適である。
には連続鋳造法（ＣＣ）よるのが最適である。
この場合、Ｔｉｃが多量にできてもＴｉｊＮ量が０．０
１≦Ｔｉ％−３．４（Ｎ％）≦０．１２を満足するなら
ばＣＣにおける表面疵は完全に防止することが可能であ
る。
１≦Ｔｉ％−３．４（Ｎ％）≦０．１２を満足するなら
ばＣＣにおける表面疵は完全に防止することが可能であ
る。
上式の内容について説明を加える。
添加したＴｉはまずＴｉＯ２，ＴｊＳ．ＴｉＮ等の化合
物をつくり、残りのＴｉがＴｉＣとなって析出硬化に有
効である。
物をつくり、残りのＴｉがＴｉＣとなって析出硬化に有
効である。
しかしこの種の低Ｓのキルド鋼ではＴｉ０２，ＴｉＳと
なるＴｉ量は無視してもよく、ＴｉＣとなるＴｉ量は一
般にＴｉ％−３．４（Ｎ％）にほゞ等しい。
なるＴｉ量は無視してもよく、ＴｉＣとなるＴｉ量は一
般にＴｉ％−３．４（Ｎ％）にほゞ等しい。
下限を０．０１％と限定したのは、ＴｉＣによる析出硬
化に十分に利用するためであり、また上限を０．１２％
としたのはこれを超えると鋼片中に多量に析出したＴｉ
Ｃによって表面疵が著しくなるからである。
化に十分に利用するためであり、また上限を０．１２％
としたのはこれを超えると鋼片中に多量に析出したＴｉ
Ｃによって表面疵が著しくなるからである。
しかし微細析出させても、次の加熱圧延条件が不適当で
あればＴｉ添加鋼の優れた材質上の特徴は失なわれてし
まう。
あればＴｉ添加鋼の優れた材質上の特徴は失なわれてし
まう。
このため、加熱圧延条件も合わせて限定してやる必要が
ある。
ある。
Ｔｉ添加鋼では十分に圧延組織を細粒化しておかなけれ
ば、ＴｉＣの析出による脆化現象を示し、十分な低温靭
性を確保することができない。
ば、ＴｉＣの析出による脆化現象を示し、十分な低温靭
性を確保することができない。
このためにはまず加熱γ粒を可及的に小さくしてやる必
要があり、加熱温度を１０５０〜１２５０℃に限定した
。
要があり、加熱温度を１０５０〜１２５０℃に限定した
。
加熱温度の下限は鋼片中のＴｉＣをほぼ完全固溶させる
ためであり、未固溶の粗大ＴｉＣをなくすためであって
ＴｉＣが微細析出する本発明鋼では１０５０℃である。
ためであり、未固溶の粗大ＴｉＣをなくすためであって
ＴｉＣが微細析出する本発明鋼では１０５０℃である。
未固溶の粗犬ＴｉＣは粗大なＴｉＮと同様、靭性にとっ
て有害である。
て有害である。
上限を１２５０℃としたのは、この温度を超えると鋼片
中の微細ＴｉＮが粗大化し、加熱γ粒及び溶接ＨＡＺ部
の細粒化効果がなくなるためである。
中の微細ＴｉＮが粗大化し、加熱γ粒及び溶接ＨＡＺ部
の細粒化効果がなくなるためである。
って若干異なるが通常のＮｂ鋼又は溶鋼の凝固冷却速度
の遅いＴｉ添加一に比して約３番程度細粒の加熱γ粒が
得られる。
の遅いＴｉ添加一に比して約３番程度細粒の加熱γ粒が
得られる。
しかし、この細粒加熱γ粒からただ単に普通圧延しただ
けでは、高強度と優れた低温靭性をもうた鋼板を製造す
ることは難しい。
けでは、高強度と優れた低温靭性をもうた鋼板を製造す
ることは難しい。
それ故、本発明においては圧延条件において制限を加え
る。
る。
本発明は圧延条件として、８５０℃以下の累積圧下率が
５０％以上で、かつ仕上温度を７００〜７８０℃に限定
した。
５０％以上で、かつ仕上温度を７００〜７８０℃に限定
した。
この圧延条件で圧延を行えば鋼板の強度及び靭性は大巾
に向上する。
に向上する。
以下圧延条件をこのように限定した理由について述べる
。
。
まず、８５０℃以下の累積圧下率が５０％以上であれば
第２図に示す如く降伏点と靭性が大巾に向上する。
第２図に示す如く降伏点と靭性が大巾に向上する。
しかし累積圧下率が５０％未満であると、優れた高強度
及び優れた靭性を得ることができない。
及び優れた靭性を得ることができない。
一方８５０℃以下の累積圧下率が５０％以上であっても
仕上温度が７８０℃を超えると第３図に示す如く、目的
とする強度及び靭性をもつ鋼板とはならない。
仕上温度が７８０℃を超えると第３図に示す如く、目的
とする強度及び靭性をもつ鋼板とはならない。
なお、仕上あるいは仕上前の数圧下の圧延搗度について
は、Ａｒ３変態点を切ったものについても本発明の成分
範囲、圧延条件であれば、低温靭性は良好である。
は、Ａｒ３変態点を切ったものについても本発明の成分
範囲、圧延条件であれば、低温靭性は良好である。
従って本発明鋼においては、仕上温度の下限を７００℃
とした。
とした。
以上のことがら未再結晶域の圧延条件として、８５０℃
以下で５０係以上の累積圧下を加えかつ仕上温度を７０
０〜７８０℃とすることを限定した。
以下で５０係以上の累積圧下を加えかつ仕上温度を７０
０〜７８０℃とすることを限定した。
次に成分範囲の限定理由について説明する。
前記特徴をもつ本発明鋼中、特許請求の範囲第１項に示
した第１の発明の鋼の成分範囲は、Ｃ０．０２〜０．１
３％，Ｓｉ０．８％以Ｔ，Ｍｎ１．０〜１．８０％，Ａ
ｌｔｏｔａｌ０．００５〜０．０８％，Ｓ０．０１０％
以下、Ｔｉ０．０４〜０．１５％，Ｎ０．００１〜０．
００８％を含有させたものである。
した第１の発明の鋼の成分範囲は、Ｃ０．０２〜０．１
３％，Ｓｉ０．８％以Ｔ，Ｍｎ１．０〜１．８０％，Ａ
ｌｔｏｔａｌ０．００５〜０．０８％，Ｓ０．０１０％
以下、Ｔｉ０．０４〜０．１５％，Ｎ０．００１〜０．
００８％を含有させたものである。
Ｃの下限０．０２％はＴｉなとの炭化物形成元素がその
効果を十分に発揮し、母材組織の細粒化、溶接部の確保
をするためである。
効果を十分に発揮し、母材組織の細粒化、溶接部の確保
をするためである。
一方Ｃが多過ぎるとＴｉＣが完全固溶せず、靭性に悪影
響を及ぼすばかりか、溶接性が低下するため、Ｃの上限
を０．１３％とした。
響を及ぼすばかりか、溶接性が低下するため、Ｃの上限
を０．１３％とした。
Ｓｉは脱酸上、鋼に必然的に含有される元素であるが、
０．８％超になると鋼の清浄度が劣化するため上限を０
．８％とした。
０．８％超になると鋼の清浄度が劣化するため上限を０
．８％とした。
Ｍｎは本発明鋼の強度、靭性を確保するための重要な元
素であるが、１．０％未満では鋼板の強度、靭性が劣化
するため下限を１．０％とした。
素であるが、１．０％未満では鋼板の強度、靭性が劣化
するため下限を１．０％とした。
一方、Ｍｎが多過ぎると焼入性が増加し、ベイナトある
いは島状マルテンサイトが多量に生成し、母材靭性及び
ＨＡＺの靭性が劣化するため１．８％とした。
いは島状マルテンサイトが多量に生成し、母材靭性及び
ＨＡＺの靭性が劣化するため１．８％とした。
Ａｌは脱酸上この種のキルド鋼には必然的に含有される
元素であるが、ＡｔｔｏｔａｌＯ．００５％未満では脱
酸が不十分となり、鋼の母材靭性が劣化するため、下限
を０．００５％とした。
元素であるが、ＡｔｔｏｔａｌＯ．００５％未満では脱
酸が不十分となり、鋼の母材靭性が劣化するため、下限
を０．００５％とした。
一方、Ａｌｔｏｔａｌが０．０８％超になると、ＨＡＺ
の靭性が劣化するためＡｌｔｏｔａｌの上限を０．０８
％とした。
の靭性が劣化するためＡｌｔｏｔａｌの上限を０．０８
％とした。
不純物であるＳを０．０１０％以下と限定した理由は特
に厳しい低温靭性が要求されるラインパルプ用鋼板では
母材及びＨＡＺにおける高いシャルビー衝撃値が要求さ
れるからである。
に厳しい低温靭性が要求されるラインパルプ用鋼板では
母材及びＨＡＺにおける高いシャルビー衝撃値が要求さ
れるからである。
しかしＣ−Ｒした鋼板の衝撃破面にはセパレーションが
発生し延性破面率を向上させるが、衝撃値を低下させる
。
発生し延性破面率を向上させるが、衝撃値を低下させる
。
このため衝撃値の改善策としてＳを０．０１０％以下と
した。
した。
（０．００５％以下とすると特に有効である。
）この場合Ｓが低い程靭性が改善されることは当然であ
る。
る。
本発明鋼は不純物としてＰを含有するが、通常は０．０
３％以下であり、本発明では故意に添加しないが、低い
程靭性が向上する。
３％以下であり、本発明では故意に添加しないが、低い
程靭性が向上する。
ＴｉはＴｉＣとして鋼の析出硬化に、またＴｉＮとして
加熱γ粒及びＨＡＺ組織の細粒化に利用され、本発明に
とって極めて重要な元素であるが、０．０４％未満では
微細ＴｉＣ，ＴｉＮが不十分であって上述の効果が十分
に生かされない。
加熱γ粒及びＨＡＺ組織の細粒化に利用され、本発明に
とって極めて重要な元素であるが、０．０４％未満では
微細ＴｉＣ，ＴｉＮが不十分であって上述の効果が十分
に生かされない。
一方、０．１５％超になると加熱時に未固溶の粗犬Ｔｉ
Ｃができ母材及び溶接部の靭性に有害であり、上限を０
．１５％とした。
Ｃができ母材及び溶接部の靭性に有害であり、上限を０
．１５％とした。
またＴｉの析出硬化を効果的に利用するためには、（Ｔ
ｉ％）／（Ｃ％）≦４とする必要があり、この比が４以
上ではＴｉの析出硬化が十分に生かされなＧ）。
ｉ％）／（Ｃ％）≦４とする必要があり、この比が４以
上ではＴｉの析出硬化が十分に生かされなＧ）。
またＮはＴｉと結合してＴｉＣの生成量を減ずるがＴｉ
Ｎとして、母材及び溶接部の靭性を向上させる。
Ｎとして、母材及び溶接部の靭性を向上させる。
このための下限として０．００１％は必要である。
しかし０．００８％超になると６０℃／分以上の凝固冷
却速度（こおいても、ＴｉＮが粗大析出し靭性劣化させ
るため上限を０．００８％とした。
却速度（こおいても、ＴｉＮが粗大析出し靭性劣化させ
るため上限を０．００８％とした。
特許請求の範囲第２項に示した第２の発明においては、
第１項に示した第１の発明の鋼成分及び製造プロセスに
さらにＶ０．０１〜０．０６％，Ｍｏ０．０５〜０．３
０％，Ｎｉ０．１〜１．０％．Ｃｕ０．１〜０．６％の
１種又は２種以上を含有させるものである。
第１項に示した第１の発明の鋼成分及び製造プロセスに
さらにＶ０．０１〜０．０６％，Ｍｏ０．０５〜０．３
０％，Ｎｉ０．１〜１．０％．Ｃｕ０．１〜０．６％の
１種又は２種以上を含有させるものである。
■は本発明鋼の母材強度、靭性向上、製造可能板厚並び
に溶接部の強度確保のために添加するものであるが、Ｔ
Ｉ添加鋼においては、０．０６％を超えて含有させると
母材靭性、ＨＡＺの靭性が劣化するため上限を０．０６
％とした。
に溶接部の強度確保のために添加するものであるが、Ｔ
Ｉ添加鋼においては、０．０６％を超えて含有させると
母材靭性、ＨＡＺの靭性が劣化するため上限を０．０６
％とした。
また、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｎｉ，ｃｕを含有させる主たる目的
は、Ｔｉ添加の特徴を大きく失なうことなく、母材の強
度、靭性向上、製造板厚の拡大を可能とするところにあ
り、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである
が低Ｃ鋼、Ｎｂ無添加である本発明鋼においては通常Ｃ
鋼よりも、上限の緩和が可能である。
は、Ｔｉ添加の特徴を大きく失なうことなく、母材の強
度、靭性向上、製造板厚の拡大を可能とするところにあ
り、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである
が低Ｃ鋼、Ｎｂ無添加である本発明鋼においては通常Ｃ
鋼よりも、上限の緩和が可能である。
Ｍｏについては■と同様、多きに失すると母材靭性、Ｈ
ＡＺ靭性が劣化するため上限を０．３０％とした。
ＡＺ靭性が劣化するため上限を０．３０％とした。
Ｃｒについては多きに失すると、ＨＡＺの硬化性を増大
させ、靭性及び耐溶接ワレ性の低下を招き好ましくない
。
させ、靭性及び耐溶接ワレ性の低下を招き好ましくない
。
その上限は０，６％である。
Ｎｉについては、ＨＡＺの硬化性及び靭性に悪影響を与
えることなしに母材の強度、靭性を向上させるが、本発
明鋼程度の低いＣ量の場合でもＮｉが１．０％を超える
とＨＡＺの硬化性、靭性に好ましくないために、上限を
１．０１％とした。
えることなしに母材の強度、靭性を向上させるが、本発
明鋼程度の低いＣ量の場合でもＮｉが１．０％を超える
とＨＡＺの硬化性、靭性に好ましくないために、上限を
１．０１％とした。
Ｃｕについては、Ｎｉとほぼ同様の効果と共に耐食性に
効果があるが、Ｃｕについては０．６％を超えると、鋼
板の圧延中にＣｕ−クラツクが発生し、製造が難しくな
る。
効果があるが、Ｃｕについては０．６％を超えると、鋼
板の圧延中にＣｕ−クラツクが発生し、製造が難しくな
る。
このため上限を０．６％とした。
なお、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｃｕの下限については添加し
たことによる材質上の効果が得られるためにはＭｏにつ
いては０．０５％、その他は０．１％とすることが好ま
しい。
たことによる材質上の効果が得られるためにはＭｏにつ
いては０．０５％、その他は０．１％とすることが好ま
しい。
特許請求の範囲第３項及び第４項に示した発明において
は、第１及び第２項の発明の鋼成分及び製造プロセスに
ざらにＲＥＭ０．００１〜０．０３％，Ｃａ０．００５
〜０．０１％の１種又は２種を含有させ、ＲＥＭを添加
する場合にはＲＥＭ／Ｓの比を１．０〜６．０に制限し
たものである。
は、第１及び第２項の発明の鋼成分及び製造プロセスに
ざらにＲＥＭ０．００１〜０．０３％，Ｃａ０．００５
〜０．０１％の１種又は２種を含有させ、ＲＥＭを添加
する場合にはＲＥＭ／Ｓの比を１．０〜６．０に制限し
たものである。
かくして本発明鋼の靭性は各段に優れたものになる。
ＲＥＭ，ＣａはＭｎＳを球状化させ、衝撃値を向上させ
ると共にＣＲによって延伸化した巨大ＭｎＳによるＵＳ
Ｔ欠陥の防止にも役立つ。
ると共にＣＲによって延伸化した巨大ＭｎＳによるＵＳ
Ｔ欠陥の防止にも役立つ。
ＲＥＭの添加量については０．００１％未満であると実
用上効果がなく、また０．０３１％を超えて添加すると
ＲＥＭ−Ｓｕｌｆｉｄｅが大量に生成して大型介在物と
なり、鋼板の靭性のみならず清浄度をも著しく害うこと
になる。
用上効果がなく、また０．０３１％を超えて添加すると
ＲＥＭ−Ｓｕｌｆｉｄｅが大量に生成して大型介在物と
なり、鋼板の靭性のみならず清浄度をも著しく害うこと
になる。
ＲＥＭはＳ量との相関において鋼板の靭性向上、安定化
に効果があり、この最適範囲はＲＥ４／Ｓ比で１．０〜
６．０である。
に効果があり、この最適範囲はＲＥ４／Ｓ比で１．０〜
６．０である。
ＣａについてもＲＥＭと同様の効果をもち、その範囲を
０．０００５〜０．０１％と制限した。
０．０００５〜０．０１％と制限した。
なお、本発明の熱間圧延工程としては、厚板ミルが最も
望ましい。
望ましい。
第１〜４項の発明の実施例を第１〜２表に示す。
なお実施例において、仕上圧延後の鋼材はすべて室温ま
で放冷（空冷）とした。
で放冷（空冷）とした。
【図面の簡単な説明】
第１図は溶鋼の平均冷却速度と靭性の関係を示す図（第
１表鋼１：板厚２０ｍｍ、加熱圧延条件：１１５０℃加
熱、８５０°以下の圧延率７０％、仕上温度７４０℃）
仕上圧延後室温まで放冷（空冷）第２図は本発明鋼（第
１表鋼１）における８５０℃以下の累積圧下率と降伏点
及びＤＷＴＴ８５％延性破面遷移温度を示す図、第３図
は本発明鋼（第１表鋼ｌ）における仕上温度と降伏点及
びＤＷＴＴ８５％延性破面遷移温度を示す図、第４図は
ＤＷＴＴ（ＡＰＩ規格）の試験片形状および寸法を示し
、第５図は試験片における破面の見方を示す図、第６図
は第１表注５）のノツチ位置を示す図である。 第４図においてＰはプレスノツチ、ｔは板厚、矢印は打
撃方向を示す。 第５図においてＰはプレスノツチを示す。 第６図においてイは溶接金属ＷＭのノツチ位置Ｎを示し
、ロは溶接熱影響部ＨＡＺのノツチ位置Ｎを示す。
１表鋼１：板厚２０ｍｍ、加熱圧延条件：１１５０℃加
熱、８５０°以下の圧延率７０％、仕上温度７４０℃）
仕上圧延後室温まで放冷（空冷）第２図は本発明鋼（第
１表鋼１）における８５０℃以下の累積圧下率と降伏点
及びＤＷＴＴ８５％延性破面遷移温度を示す図、第３図
は本発明鋼（第１表鋼ｌ）における仕上温度と降伏点及
びＤＷＴＴ８５％延性破面遷移温度を示す図、第４図は
ＤＷＴＴ（ＡＰＩ規格）の試験片形状および寸法を示し
、第５図は試験片における破面の見方を示す図、第６図
は第１表注５）のノツチ位置を示す図である。 第４図においてＰはプレスノツチ、ｔは板厚、矢印は打
撃方向を示す。 第５図においてＰはプレスノツチを示す。 第６図においてイは溶接金属ＷＭのノツチ位置Ｎを示し
、ロは溶接熱影響部ＨＡＺのノツチ位置Ｎを示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ０．０２〜０．１３％，Ｓｉ０．８％以乍、Ｍｎ
１．０〜１．８％．ＳＯ．０１０％以下、Ａｌ ｔｏｔ
ａｌ０．００５〜０．０８％．Ｔｉ０．０４〜０．１５
％，ＮＯ．ＯＯｌ〜０．００８％を含有し、残部Ｆｅ及
び不可避的不純物からなり０．０１≦Ｔｉ％−３．４（
Ｎ％）≦０．１２．（Ｔｉ％）／（Ｃ％）≦４を満足す
る溶鋼を液相線直下の温度から１０００’Ｃまでの平均
冷却速度が６０℃／分以上となるように冷却させた鋼片
を１０５０〜１２５０℃の温度に加熱し、その後の圧延
にあたって８５０℃以下の累積圧下率を５０％以上かつ
仕上温度を７００〜７８０℃とすることを特徴とする低
温靭性及び溶接性の優れた高張力鋼板の製造法。 ２ Ｃ０．０２〜０．１３％．Ｓｉ０．８％以下、Ｍｎ
１．０〜１．８％，Ｓ０．０１０％以下、Ａｔｔｏｔａ
ｌ０．００５〜０．０８％．Ｔｉ０．０４〜０．１５％
，Ｎ０．００１〜ｏ．ｏｏ８％にさらにＶ０．０１〜０
．０６％’．Ｍ００．０５〜０．３０％’．Ｃｒ０．１
〜０．６％，ＮｉＯ．１〜１．０％，Ｃｕ０．１〜０．
６％の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可
避不純物からなり、０．０１≦Ｔｉ％−３．４（Ｎ％）
≦０．１２，（Ｔｉ％）／（Ｃ％）≦４を満足する溶鋼
を液相線直下の温度から１０００℃までの平均冷却速度
が６０℃／分以上となるように冷却させた鋼片を１０５
０〜１２５０℃の温度に加熱し、その後の圧延にあたっ
て、８５０℃以下の累積圧下率を５０％以上かつ仕上温
度を７００〜７８０℃とすることを特徴とする低混靭性
及び溶接性の優れた高張力鋼板の製造法。 ３ Ｃ０．０２〜０．１３％．Ｓｉ０．８％以下、Ｍｎ
１．０〜１．８％．Ｓ０．０１０１％以下、Ａｌ ｔｏ
ｔａｌ０．０５〜０．０８％．Ｔｉ０．０４〜０．１５
％，ＮＯ．００１〜ｏ．ｏｏｓ％にざらにＲＥＭ０．０
０１〜０．０３％．ＣａＯ．０００５〜０．０１％の１
種又は２種を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から
なり、０．０１≦Ｔｉ％−３４（Ｎ％）≦０．１２，（
Ｔｉ％）／（Ｃ％）≦４．ＲＥＭを含有する場合には（
ＲＥＭ％）／（Ｓ％）＝１〜６を満足する溶鋼を液相線
直下の塩度から１０００℃までの平均冷却速度が６０℃
／分以上となるよう｝こ冷却させた鋼片を１０５０〜１
２５０℃の淵度に加熱し、その後の圧延にあたって、８
５０℃以下の累積圧下率を５０％以上かつ仕上温度を７
００〜７８０℃とすることを特徴とする低温靭性及び溶
接性の優れた高張力鋼板の製造法。 ４ Ｃ０．０２〜０．１３％．Ｓｉ０．８％以下、Ｍｎ
１．０〜１．８％．ＳＯ．０１０％以下、Ａ７ｔｏｔａ
ｌ０．００５〜０．０８％，Ｔｉ０．０４〜０．１５％
，Ｎ０．００１〜０．００８％にさらにＶ０．０１〜０
．０６％．Ｍｏ０．０５〜０．３０％，ＣｒＯ．１〜０
．６％、ＮｉＯ．１〜１．０％．ＣｕＯ．１〜０．６％
の１種又は２種以上及びＲＥＭＯ．００１〜０．０３％
ｓＣａＯ．０００５〜０．０１％の１種又は２種を含有
し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、０．０１≦
Ｔｉ％−３．４ （ Ｎ％）≦０．１２，（Ｔｉ％）／
（Ｃ％）≦４，ＲＥＭを含有する場合には（ＲＥＭ％）
／（Ｓ％）＝１〜６を満足する溶鋼を液相線直下の温度
から１０００℃までの平均冷却速度が６０℃／分以上と
なるように冷却させた鋼片を１０５０〜１２５０℃の温
度に加熱し、その後の圧延にあたって、８５０℃以下の
累積圧下率を５０％以上かつ仕上温度を７００〜７８０
℃とすることを特徴とする低温靭性及び溶接性の優れた
高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12096777A JPS589815B2 (ja) | 1977-10-11 | 1977-10-11 | 低温靭性及び溶接性の優れた高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12096777A JPS589815B2 (ja) | 1977-10-11 | 1977-10-11 | 低温靭性及び溶接性の優れた高張力鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5454915A JPS5454915A (en) | 1979-05-01 |
| JPS589815B2 true JPS589815B2 (ja) | 1983-02-23 |
Family
ID=14799436
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12096777A Expired JPS589815B2 (ja) | 1977-10-11 | 1977-10-11 | 低温靭性及び溶接性の優れた高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS589815B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01144279U (ja) * | 1988-03-29 | 1989-10-03 | ||
| JPH01147785U (ja) * | 1988-03-28 | 1989-10-12 | ||
| JP2008223081A (ja) * | 2007-03-12 | 2008-09-25 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板 |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60204826A (ja) * | 1984-03-29 | 1985-10-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性の優れたＴｉ系高張力鋼の製造方法 |
| JPS61264160A (ja) * | 1985-05-13 | 1986-11-22 | Kobe Steel Ltd | ６０ｋｇｆ／ｍｍ↑２級直流バツト溶接用高強度熱延鋼板 |
| JPS61264159A (ja) * | 1985-05-13 | 1986-11-22 | Kobe Steel Ltd | ５５ｋｇｆ／ｍｍ↑２級直流バツト溶接用高強度熱延鋼板 |
-
1977
- 1977-10-11 JP JP12096777A patent/JPS589815B2/ja not_active Expired
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01147785U (ja) * | 1988-03-28 | 1989-10-12 | ||
| JPH01144279U (ja) * | 1988-03-29 | 1989-10-03 | ||
| JP2008223081A (ja) * | 2007-03-12 | 2008-09-25 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5454915A (en) | 1979-05-01 |
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