JPS59110725A - 溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法Info
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- JPS59110725A JPS59110725A JP21916682A JP21916682A JPS59110725A JP S59110725 A JPS59110725 A JP S59110725A JP 21916682 A JP21916682 A JP 21916682A JP 21916682 A JP21916682 A JP 21916682A JP S59110725 A JPS59110725 A JP S59110725A
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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
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- Materials Engineering (AREA)
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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】
本発明は溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法
に関するものであり、特に本発明は溶接をともない低温
靭性が要求される高張力厚憎板、たとえば氷海域構造用
鋼板、造船用高張力鋼板。
に関するものであり、特に本発明は溶接をともない低温
靭性が要求される高張力厚憎板、たとえば氷海域構造用
鋼板、造船用高張力鋼板。
ブタン、プロパン向はタンクなどの圧力容器用鋼板、寒
冷地向はライ°ンパイプ用鋼板等を調質を施さずに製造
する方法に関するものである。
冷地向はライ°ンパイプ用鋼板等を調質を施さずに製造
する方法に関するものである。
従来溶接をともなう低温靭性の優れた高張力鋼板はＮｏ
ｒｍａ処理、ＱＴ処理によって製造されてきているが熱
処理費等の高騰に゛より製造コストが高くなるという欠
点がある。また熱処理を施さないいわゆる非調質で高張
力化、高靭性化を図る製造方法としては制御圧延（以下
ＣＲと称す）による方法があるが、 ＯＲ材でＮｏｒｍ
ａ材、ＱＴ材に代わる程の高張力化を図るためには、Ｏ
Ｒの仕上げ圧延温度を下げる必要があるため、圧延能率
が著しく低下するばかりか、得られた鋼板のシャルピー
衝撃破面ニハセパレーションが発生し、ユーザーから嫌
われ適用鋼種の拡大がむずかしいという欠点がある。
ｒｍａ処理、ＱＴ処理によって製造されてきているが熱
処理費等の高騰に゛より製造コストが高くなるという欠
点がある。また熱処理を施さないいわゆる非調質で高張
力化、高靭性化を図る製造方法としては制御圧延（以下
ＣＲと称す）による方法があるが、 ＯＲ材でＮｏｒｍ
ａ材、ＱＴ材に代わる程の高張力化を図るためには、Ｏ
Ｒの仕上げ圧延温度を下げる必要があるため、圧延能率
が著しく低下するばかりか、得られた鋼板のシャルピー
衝撃破面ニハセパレーションが発生し、ユーザーから嫌
われ適用鋼種の拡大がむずかしいという欠点がある。
ＯＲによる上記欠点を改善した低温域までのＯＲを必要
としないで高張力化を図る製造方法として圧延後の加速
冷却をなす方法があるが、この加速冷却による方法では
、第１図に示すＣθ、０６チ。
としないで高張力化を図る製造方法として圧延後の加速
冷却をなす方法があるが、この加速冷却による方法では
、第１図に示すＣθ、０６チ。
Ｍｎ ／、ｌＩ％ 、 Ｏｅｑθ、λ９優を含む鋼板に
ついて行った冷却速度と強度（以下ＴＳと称す）ならび
に降伏強度（以下Ｙ８と称す）との関係かられかるよう
に。
ついて行った冷却速度と強度（以下ＴＳと称す）ならび
に降伏強度（以下Ｙ８と称す）との関係かられかるよう
に。
冷却速度を速くすることによってＴＳは容易に上昇させ
ることはできるが、一方ＹＳは冷却速度が比較的遅いと
きは降下し、逆に冷却速度が速くなると上昇するが、そ
の上昇量は非常に少ないという欠点があり、加速冷却に
よって製造された鋼は、ｙｓ不足のためＮｏｒｍａ材ｒ
ＱＴ材の代替鋼となり得る鋼種は限られ、いまだ十分
満足されていない。
ることはできるが、一方ＹＳは冷却速度が比較的遅いと
きは降下し、逆に冷却速度が速くなると上昇するが、そ
の上昇量は非常に少ないという欠点があり、加速冷却に
よって製造された鋼は、ｙｓ不足のためＮｏｒｍａ材ｒ
ＱＴ材の代替鋼となり得る鋼種は限られ、いまだ十分
満足されていない。
本発明は、上記従来の製造方法においてみられる欠点を
除いた溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼を調質処理を
施さずに生産性の向上と低廉な製造方法を提供すること
を目的とし特許請求の範囲記載の方法を提供することに
より前記目的を達成することができる。
除いた溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼を調質処理を
施さずに生産性の向上と低廉な製造方法を提供すること
を目的とし特許請求の範囲記載の方法を提供することに
より前記目的を達成することができる。
次に本発明の詳細な説明する。
本発明者等は、熱処理を施さずにＹＳを上昇させる方法
を検討した結果、圧延後ただちに加速冷却をなし、圧延
鋼板がＳＯＯ℃未満の温度において加速冷却を停止し、
５００℃未満から２０θ℃以上の温度域で圧下率ｏ、！
ｒｆｙから〃チ未満の範囲内の軽圧下を施すことにより
ＹＳが著しく上昇することを新規に知見した。すなわち
ＹＳの急上昇は加速冷却後再び軽圧下を施すことにより
得ることができる。
を検討した結果、圧延後ただちに加速冷却をなし、圧延
鋼板がＳＯＯ℃未満の温度において加速冷却を停止し、
５００℃未満から２０θ℃以上の温度域で圧下率ｏ、！
ｒｆｙから〃チ未満の範囲内の軽圧下を施すことにより
ＹＳが著しく上昇することを新規に知見した。すなわち
ＹＳの急上昇は加速冷却後再び軽圧下を施すことにより
得ることができる。
ところでこの軽圧下を施すことにより、 Ｔ８はＹＳの
上昇率には及ばないながら、相当上昇するという利点が
あり、さらにシャルピー衝撃破面にはセパレーションが
発生しないという利点もあるが、一方との軽圧下は靭性
を悪化させるという欠点が生じ、低温靭性を要求する鋼
種には適用が難しいという問題が生起した。
上昇率には及ばないながら、相当上昇するという利点が
あり、さらにシャルピー衝撃破面にはセパレーションが
発生しないという利点もあるが、一方との軽圧下は靭性
を悪化させるという欠点が生じ、低温靭性を要求する鋼
種には適用が難しいという問題が生起した。
本発明者らは低温靭性を改善する方法について日夜研隋
の結果、本発明の特許請求の範囲記載の成分組成にしめ
すＴ１を含有させることにより、スラブ加熱においてγ
粒の細粒維持ができるので、ＯＲを施し引続き加速冷却
をなした鋼板の組織は微細化されておるので、加速冷却
停止後に軽圧下を施しても靭性の劣化が少なくして、Ｙ
Ｓ 、 Ｔ８が上昇することをさらに知見して本発明に
想到した。
の結果、本発明の特許請求の範囲記載の成分組成にしめ
すＴ１を含有させることにより、スラブ加熱においてγ
粒の細粒維持ができるので、ＯＲを施し引続き加速冷却
をなした鋼板の組織は微細化されておるので、加速冷却
停止後に軽圧下を施しても靭性の劣化が少なくして、Ｙ
Ｓ 、 Ｔ８が上昇することをさらに知見して本発明に
想到した。
次に本発明を実験データについて説明する。
第一図はＯＯ，０１−〜０．０７ ＊ 、 Ｍｎ ／、
１１ ％ ｆ含有するＴ１含有鋼（すなわち本発明鋼、
○印）と同じ（Ｔｉ無含有鋼（すなわち比較鋼、△印）
とのｙｓ。
１１ ％ ｆ含有するＴ１含有鋼（すなわち本発明鋼、
○印）と同じ（Ｔｉ無含有鋼（すなわち比較鋼、△印）
とのｙｓ。
Ｔ８および遷移温度（以下ｖＴｒｓと称す）の関係を１
１００℃において圧下率の変化により比較したものであ
る。同図によればＴ１含有鋼はＴ１無含有鋼にくらべＴ
Ｓ、ＹＳに悪影響を及ぼすことな（ｖＴｒｓを大幅に改
善できることがわかる。
１００℃において圧下率の変化により比較したものであ
る。同図によればＴ１含有鋼はＴ１無含有鋼にくらべＴ
Ｓ、ＹＳに悪影響を及ぼすことな（ｖＴｒｓを大幅に改
善できることがわかる。
すなわちＴ１含有鋼にＯＲを施し、ただちに加速冷却を
なすことによｌＴｓが上昇し、引き続き加速冷却を停止
したのち軽圧下を施すことによ＃）ＹＳが上昇するので
熱処理を施すことなく高いＴＳ、ＹＳを得ることができ
、さらに低温靭性も非常に高くなるのでＮｏｒｍａ材、
ＱＴ材より低いか多くとも同量の炭素当ｉｔ（以下Ｏ
ｅｑと称す）で高張力を得ることができる。
なすことによｌＴｓが上昇し、引き続き加速冷却を停止
したのち軽圧下を施すことによ＃）ＹＳが上昇するので
熱処理を施すことなく高いＴＳ、ＹＳを得ることができ
、さらに低温靭性も非常に高くなるのでＮｏｒｍａ材、
ＱＴ材より低いか多くとも同量の炭素当ｉｔ（以下Ｏ
ｅｑと称す）で高張力を得ることができる。
次に本発明の成分組成を限定する理由株明する。
ｃ Ｆｉｏ、 ｏｏｓｑ６未満では鋼板の強度が低下し
、また溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）の軟化が大き
くなシ、一方０．／ｒ％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、耐割れ性の劣化が著しくなる
ので、ＣはＯ０θｏｓ −ｏ、 ｙｓ ｔｌｒの範囲内
にするＩ必要がある。
、また溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）の軟化が大き
くなシ、一方０．／ｒ％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、耐割れ性の劣化が著しくなる
ので、ＣはＯ０θｏｓ −ｏ、 ｙｓ ｔｌｒの範囲内
にするＩ必要がある。
Ｓｌは鋼梢錬時に脱酸上必然的に含有される元素である
が、０．／ｑｌｒ未満では母材靭性が劣化し、一方θＪ
％を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低下するので％
Ｓ１は０．ｔ −ｏ、 ｓ ％の範囲内にする必要があ
る。
が、０．／ｑｌｒ未満では母材靭性が劣化し、一方θＪ
％を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低下するので％
Ｓ１は０．ｔ −ｏ、 ｓ ％の範囲内にする必要があ
る。
Ｍｎは００ｇ％未満では鋼板の強度および靭性が低下し
、さらにＨＡＺの軟化が犬きくなり、一方２．０チを越
えるとＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎは０．ｇ〜コ
、ｏ４の範囲内にする必要がある。
、さらにＨＡＺの軟化が犬きくなり、一方２．０チを越
えるとＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎは０．ｇ〜コ
、ｏ４の範囲内にする必要がある。
Ａｌは鋼の脱酸上最低ｏ、 ｏｏｓ％のＡｌが固溶する
ように添加することが必要であり、一方θ。ｏｇ ％を
越えるとＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も著し
く劣化するので、Ａｌはｏ、 ｏｏｓ〜θ、θｇｑｂ
の範囲内にする必要がある。
ように添加することが必要であり、一方θ。ｏｇ ％を
越えるとＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も著し
く劣化するので、Ａｌはｏ、 ｏｏｓ〜θ、θｇｑｂ
の範囲内にする必要がある。
Ｓはθ、θｏｇ ％を越えるとＣ方向の吸収エネルギー
が著しく低下するので、Ｓはθ。００ｇ ％以下にする
必要がある。
が著しく低下するので、Ｓはθ。００ｇ ％以下にする
必要がある。
Ｔ１はＴｉＮ 析出物となりγ粒を微細化させフェライ
ト、ベイナイト粒を微細にする効果があるが、ｏ、 ｏ
ｏ３Ｓ未満ではＴｉＮ析出物量が不足し細粒効果がなく
、一方ｏ、ｏｔｔｔｔ４を越えるとＴｉＮ 析出物が
過剰となり靭性が劣化するので、 Ｔｉは０．００３〜
ｏ、 ｏｑチの範囲内にする必要がある。
ト、ベイナイト粒を微細にする効果があるが、ｏ、 ｏ
ｏ３Ｓ未満ではＴｉＮ析出物量が不足し細粒効果がなく
、一方ｏ、ｏｔｔｔｔ４を越えるとＴｉＮ 析出物が
過剰となり靭性が劣化するので、 Ｔｉは０．００３〜
ｏ、 ｏｑチの範囲内にする必要がある。
Ｎは溶接部靭性の劣化を防止するために限定す（７）
る必要がある。すなわちＨＡＺ靭性のためには固溶Ｎが
少ない程好ましく、また溶接時に溶接金属へＮが流入し
溶接金属の靭性をも劣化させるが０．００１０チ以下で
は細粒に必要なＴｉＮ析出物量が不足し、一方θ、０１
０％以上ではＴｉＮ析出物量が過剰もしくは固溶Ｎが残
在し、いずれにおいても溶接部の靭性を劣化させるので
、Ｎはｏ、ｏｏｌｏ ％を越え０．０１０係未満の範囲
内にする必要があり、史にＴ１含有量との関係において
Ｎ量を下式に限定したのはＴ１壬 （−−ｏ、 ｏｏ２ｏ％） ＜ Ｎ ＜ （−’−”＋
ｏ、 ｏｏｘ％ ）３、グ
３．’１固溶Ｎを減少させるだめ
のものである。すなわちＮとＴ１の関係で両元素が過不
足な（ＴｉＮ析出物となるためには、Ｎ含有量は理論上
では二ま−とな３、グ の範囲内にする。
少ない程好ましく、また溶接時に溶接金属へＮが流入し
溶接金属の靭性をも劣化させるが０．００１０チ以下で
は細粒に必要なＴｉＮ析出物量が不足し、一方θ、０１
０％以上ではＴｉＮ析出物量が過剰もしくは固溶Ｎが残
在し、いずれにおいても溶接部の靭性を劣化させるので
、Ｎはｏ、ｏｏｌｏ ％を越え０．０１０係未満の範囲
内にする必要があり、史にＴ１含有量との関係において
Ｎ量を下式に限定したのはＴ１壬 （−−ｏ、 ｏｏ２ｏ％） ＜ Ｎ ＜ （−’−”＋
ｏ、 ｏｏｘ％ ）３、グ
３．’１固溶Ｎを減少させるだめ
のものである。すなわちＮとＴ１の関係で両元素が過不
足な（ＴｉＮ析出物となるためには、Ｎ含有量は理論上
では二ま−とな３、グ の範囲内にする。
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
あり、さらに必要によりＮｉ、Ｍｏ、Ｃｕ。
あり、さらに必要によりＮｉ、Ｍｏ、Ｃｕ。
（１
Ｖ、 Ｏｒ、 Ｃ！ａ、 ＲＫＭのうちから選ばれる何
れか少なくとも７棟を添加含有させることができ、それ
ぞれの元素の適正な含有によって後述するように特有な
効果が付加される。
れか少なくとも７棟を添加含有させることができ、それ
ぞれの元素の適正な含有によって後述するように特有な
効果が付加される。
Ｎ１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、０．５嗟を越
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、Ｎｉはｏ、！ｒｅ１６以下にする。
となく母材の強度、靭性を向上させるが、０．５嗟を越
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、Ｎｉはｏ、！ｒｅ１６以下にする。
ＯｕはＮ１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、θ。ｓｑ＆を越えると熱間圧延中にク
ラックが発生しｆすくなり、鋼板の表面性状が劣化する
ので、 ＯｕはＯ，Ｓ％以下にする必要がある。
も向上させるが、θ。ｓｑ＆を越えると熱間圧延中にク
ラックが発生しｆすくなり、鋼板の表面性状が劣化する
ので、 ＯｕはＯ，Ｓ％以下にする必要がある。
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、靭性を向上させるが、この
発明の目的を達成するには０．ｓ％を越えて添加含有さ
せる必要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くの
で、 ＭＯはｏ、ｓ％以下にする。
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０．ｓ％を越えて添加含有さ
せる必要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くの
で、 ＭＯはｏ、ｓ％以下にする。
Ｏｒは鋼板の母材強度と継手部強度確保のために添加含
有させるがθ、５ｔｌｙを越えると母材の靭性ばかりか
溶接部靭性も劣化するので、 ＯｒはＯ，ＳＳ以下にす
る必要がある。
有させるがθ、５ｔｌｙを越えると母材の靭性ばかりか
溶接部靭性も劣化するので、 ＯｒはＯ，ＳＳ以下にす
る必要がある。
■は鋼板の母材強度と靭性向上、継手部強度確保のため
に添加含有させるが、ｏ、ｏｔｆｙ 未満ではその効果
がなく、−万〇、ｙｏｎ を越えると母材及びＨＡＺ
の靭性を著しく劣化させるので、■は０．０／〜ｏ、
ｔｏ ４の範囲内にする必要がある。
に添加含有させるが、ｏ、ｏｔｆｙ 未満ではその効果
がなく、−万〇、ｙｏｎ を越えると母材及びＨＡＺ
の靭性を著しく劣化させるので、■は０．０／〜ｏ、
ｔｏ ４の範囲内にする必要がある。
Ｃａは００００２チ未満ではＭｎＳの形態制御に不十分
でＣ方向の靭性向上に効果がなく、一方０．θ／θチを
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、Ｃａはθ、 ｏｏ、２〜ｏ、 ｏｌｏ ｆＤの範囲
内にする必要がある。
でＣ方向の靭性向上に効果がなく、一方０．θ／θチを
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、Ｃａはθ、 ｏｏ、２〜ｏ、 ｏｌｏ ｆＤの範囲
内にする必要がある。
ＲＥＭはＯ０θＯｓ ４未満ではＭｎＳの形態制御に不
十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でなく、一方ｏ、
ｏｉｏ％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、 ＲＩＭはθ、 ＯＯＳ〜
ｏ、ｏｌｏチの範囲内にする必要がある。
十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でなく、一方ｏ、
ｏｉｏ％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、 ＲＩＭはθ、 ＯＯＳ〜
ｏ、ｏｌｏチの範囲内にする必要がある。
次に本発明の製造条件を限定する理由を説明する。
鋼片の加熱温度をＡｒ ＋７０℃からＡｒ３までの未
再結晶γ域で少なくともｇｏ ｓの圧下を施す理由は、
圧延を施すことによる細粒化機構はオーステナイト粒内
にフェライト粒となる変形帯を多く生成させることにあ
るが、Ａｒ３＋７０″Ｃを越える温度域だけの圧延では
オーステナイト粒内に変形帯が生成されず、フェライト
粒を十分に微細化できないので微細粒による高い靭性を
得ることができず、一方Ａｒ ３点未満の温度域で圧延
を施すとシャルピー衝撃破面にセパレーションが生じる
ので、圧延温度域はＡｒ３＋ ７０℃〜Ａｒ３の範囲内
にする必要がある。上記温度域における圧延において圧
下率がｊｔＯ係未満ではフェライトの細粒化に有効でな
く、その結果低温靭性が満足されないので、Ａｒ３＋？
θ℃〜Ａｒ３における圧下率は少なくともＳＯチとする
必要がある。
再結晶γ域で少なくともｇｏ ｓの圧下を施す理由は、
圧延を施すことによる細粒化機構はオーステナイト粒内
にフェライト粒となる変形帯を多く生成させることにあ
るが、Ａｒ３＋７０″Ｃを越える温度域だけの圧延では
オーステナイト粒内に変形帯が生成されず、フェライト
粒を十分に微細化できないので微細粒による高い靭性を
得ることができず、一方Ａｒ ３点未満の温度域で圧延
を施すとシャルピー衝撃破面にセパレーションが生じる
ので、圧延温度域はＡｒ３＋ ７０℃〜Ａｒ３の範囲内
にする必要がある。上記温度域における圧延において圧
下率がｊｔＯ係未満ではフェライトの細粒化に有効でな
く、その結果低温靭性が満足されないので、Ａｒ３＋？
θ℃〜Ａｒ３における圧下率は少なくともＳＯチとする
必要がある。
圧延後直ちにコ〜ｑｏ℃／θθＣの冷却速度でＳＯＯ℃
未満の温度域まで加速冷却を施す理由は（ハγ→α変態
後のフェライト粒の成長を抑え、靭性を向上させること
、（λ）パーライト組織となる変態域をベイナイト組織
あるいは島状マルテンサイト組織に変態させることによ
り主としてＴＳｆｆ：上昇させることにあるが、冷却速
度が、２°Ｃ／θθＣ未満ではベイナイト組織等の生成
効果がなく、一方グθ℃／ＢｅＣを越えると塊状のマル
テンサイト組織が生成して著しく靭性を劣化させるので
、冷却速度はコ〜ｉｔ。
未満の温度域まで加速冷却を施す理由は（ハγ→α変態
後のフェライト粒の成長を抑え、靭性を向上させること
、（λ）パーライト組織となる変態域をベイナイト組織
あるいは島状マルテンサイト組織に変態させることによ
り主としてＴＳｆｆ：上昇させることにあるが、冷却速
度が、２°Ｃ／θθＣ未満ではベイナイト組織等の生成
効果がなく、一方グθ℃／ＢｅＣを越えると塊状のマル
テンサイト組織が生成して著しく靭性を劣化させるので
、冷却速度はコ〜ｉｔ。
℃／ｓθＣ（Ｄ範囲内にする必要がある。また冷却停止
温度は！；０００Ｃ以上ではベイナイトやマルテンサイ
ト組織の生成量が不足しＴＳＩ／）上昇が空冷材に比べ
ｓ ｋｇｆ／、−以丁となり、本発明の目的とするＱＴ
鋼の代替とならないので、冷却停止温度はＳＯＯ℃未満
にする必要がある。
温度は！；０００Ｃ以上ではベイナイトやマルテンサイ
ト組織の生成量が不足しＴＳＩ／）上昇が空冷材に比べ
ｓ ｋｇｆ／、−以丁となり、本発明の目的とするＱＴ
鋼の代替とならないので、冷却停止温度はＳＯＯ℃未満
にする必要がある。
冷却停止後ＳＯＯ℃未満から、２００℃以上の２ｇ度域
においてｏ、ｓｔ４からＸ）４未満の圧下率で軽圧下を
施す理由は、主としてＹＳの上昇を目的とするものであ
り、ＳＯＯ℃以上の温度域による軽圧下ではＹＳの上昇
菫が少なく、一方２００℃より低い温度域で軽圧下を施
すと水素の除去が十分出来ないため水素欠陥が起るので
、軽圧下を施す温度域はＳＯＯ”Ｃ未満から２００℃以
上の範囲内にする必要がある。
においてｏ、ｓｔ４からＸ）４未満の圧下率で軽圧下を
施す理由は、主としてＹＳの上昇を目的とするものであ
り、ＳＯＯ℃以上の温度域による軽圧下ではＹＳの上昇
菫が少なく、一方２００℃より低い温度域で軽圧下を施
すと水素の除去が十分出来ないため水素欠陥が起るので
、軽圧下を施す温度域はＳＯＯ”Ｃ未満から２００℃以
上の範囲内にする必要がある。
軽圧下の圧下率は第２図に示されているように０．５チ
未満ではＹＳの上昇に顕著な効果がなく、一方〃チ以上
ではシャルピー衝撃破面にセパレーションが発生するの
で、５００℃未満から２００℃以上の温度域による圧下
率はｏ、ｓ４ｒからｘｅｌｒ未満の範囲内にする必要が
ある。
未満ではＹＳの上昇に顕著な効果がなく、一方〃チ以上
ではシャルピー衝撃破面にセパレーションが発生するの
で、５００℃未満から２００℃以上の温度域による圧下
率はｏ、ｓ４ｒからｘｅｌｒ未満の範囲内にする必要が
ある。
２００℃未満の温度域において空冷ないし徐冷をなすの
は水素の除去を容易にし水素欠陥を防止するためである
。
は水素の除去を容易にし水素欠陥を防止するためである
。
次に本発明を実施例について説明する。
実施例
第１表に成分組成を示す供試鋼種を第−表に示す圧延−
冷却条件によシ処理した鋼板の様械的性質を同表に示す
。
冷却条件によシ処理した鋼板の様械的性質を同表に示す
。
特開昭５９−１１０７２５ （５）
−１２３−
第２表に示す実験例／−１０は本発明の成分組成を有す
るＡ／の銅片について種々の圧延−冷却条件により製造
したものであり、第２表によれば、実験例／は圧延後加
速冷却を施しておらず、実験例Ｓは加速冷却を施してい
るがＳＯＯ℃以上で冷却を停止したため、いずれもＴＳ
がｓｏ ｋｙ ｆ／朋２未満であることがわかり、実験
例コは冷却後の軽圧下がないためＬＹＳが３ｂ ｋｇ
ｆ／闘２であることがわかり、実験例３けＡｒ３＋７θ
℃からＡｒ３ ’Ｊでの圧下率が、’；。
るＡ／の銅片について種々の圧延−冷却条件により製造
したものであり、第２表によれば、実験例／は圧延後加
速冷却を施しておらず、実験例Ｓは加速冷却を施してい
るがＳＯＯ℃以上で冷却を停止したため、いずれもＴＳ
がｓｏ ｋｙ ｆ／朋２未満であることがわかり、実験
例コは冷却後の軽圧下がないためＬＹＳが３ｂ ｋｇ
ｆ／闘２であることがわかり、実験例３けＡｒ３＋７θ
℃からＡｒ３ ’Ｊでの圧下率が、’；。
チ未満であるためｖＴｒｓが−ｙｏ℃であることがわか
り、実験例りは冷却停止温度が２００℃以下となってい
るため含有Ｈ２による割れが発生していることがわかり
、実験例１０は（α＋γ）コ相域で圧延を施しているた
めセパレーションが発生していることがわかり、実１験
例４’、Ａ、？、ｇは本発明の全ての構成要件の範囲内
において製造をなしたため適用鋼種の拡大の目標の７つ
である造船用ＹＰ３１゜キロ鋼の規格に示されているＬ
ＹＳ ３ｂ ｋｇ ｆ／ｍｕ２以上。
り、実験例りは冷却停止温度が２００℃以下となってい
るため含有Ｈ２による割れが発生していることがわかり
、実験例１０は（α＋γ）コ相域で圧延を施しているた
めセパレーションが発生していることがわかり、実１験
例４’、Ａ、？、ｇは本発明の全ての構成要件の範囲内
において製造をなしたため適用鋼種の拡大の目標の７つ
である造船用ＹＰ３１゜キロ鋼の規格に示されているＬ
ＹＳ ３ｂ ｋｇ ｆ／ｍｕ２以上。
ＴＳ ｓｏ ｋｇｆ／朋２以上２以上ｒｓ −Ｉ／−０
℃以丁の条件をいずれも十分に満足していることがわか
る。
℃以丁の条件をいずれも十分に満足していることがわか
る。
実験例／ｌは本発明の圧延−冷却条件の範囲内において
製造されているが、成分組成が第１表に示すＢ／鋼をも
ちいたため、Ｔｉが含有されていないのでｖＴｒｅが−
ｑｏ℃以上であることがわかる。
製造されているが、成分組成が第１表に示すＢ／鋼をも
ちいたため、Ｔｉが含有されていないのでｖＴｒｅが−
ｑｏ℃以上であることがわかる。
実検例／２．／３は従来の製造方法であるＮｏｒｍａ材
ＱＴのＳθキロ級の比較鋼の機械的性質を示しており、
本発明鋼のＯｅｑは比較鋼のＯｅｑに比べｌＪＯｒｍａ
材においてはｏ、ｏｇｑｂも少なくＱＴ材においては０
．０３係も少ないことがわかる。
ＱＴのＳθキロ級の比較鋼の機械的性質を示しており、
本発明鋼のＯｅｑは比較鋼のＯｅｑに比べｌＪＯｒｍａ
材においてはｏ、ｏｇｑｂも少なくＱＴ材においては０
．０３係も少ないことがわかる。
実験例／’Ｉ、Ｂは本発明の構成要件の範囲内において
製造をなしており、特に成分組成においてＮｉ。
製造をなしており、特に成分組成においてＮｉ。
Ｏｕ、Ｏｒ、Ｏａ等を適正に含有しており、実験例／４
’によればＴＳ！０キロ級において一層の低炭素当量を
、実験例１ＳによればＴＳ ７０キロ級の高張力鋼を得
ることができることがわかる。
’によればＴＳ！０キロ級において一層の低炭素当量を
、実験例１ＳによればＴＳ ７０キロ級の高張力鋼を得
ることができることがわかる。
以上実施例からもわかるように本発明の製造方法によれ
ば低炭素当量で高降伏強度を有し、シャルピー衝撃破面
のセパレーション現象がなく、ｖＴｒｓの低い溶接性と
低温靭性の優れた高張力鋼板を安価にかつ安定して製造
することができる。
ば低炭素当量で高降伏強度を有し、シャルピー衝撃破面
のセパレーション現象がなく、ｖＴｒｓの低い溶接性と
低温靭性の優れた高張力鋼板を安価にかつ安定して製造
することができる。
第１図は制御圧延後の加速冷却条件（冷却速度、冷却停
止温度）が引張り特性とシャルピー衝撃特性に及ぼす影
響を示す図、第一図は加速冷却後に１Ｉｏｏ℃における
軽圧下量が引張り特性とシャルピー衝撃特性に及ぼす影
響（制御圧延後１０℃／ｓｅａの冷却速度で１Ｉｓｏ℃
まで冷却）を示す図である。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 代理人弁理士 村 １） 政 油 力１１’違戻、 ”Ｃ／Ｓ
止温度）が引張り特性とシャルピー衝撃特性に及ぼす影
響を示す図、第一図は加速冷却後に１Ｉｏｏ℃における
軽圧下量が引張り特性とシャルピー衝撃特性に及ぼす影
響（制御圧延後１０℃／ｓｅａの冷却速度で１Ｉｓｏ℃
まで冷却）を示す図である。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 代理人弁理士 村 １） 政 油 力１１’違戻、 ”Ｃ／Ｓ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ＬＣｏ、０θｓ−ｏ、／ｓ％、 ｓｉ ｏ、／〜ｏ、ｓ
％。 Ｍｎ Ｏ，ｇ−，２，（７％、 Ｔｉ Ｏ，００３〜０
．０１％、 ｋｌＯ，００！ｆ −０，Ｏｇ ％ 、
８０．００ｇ ％以Ｔ’； ＮＯ，００１０チを越え０
．０／θ係未満でかつＴｉ含有量との関係においてＮ含
有量を下式の範囲内となしＴｉチ １
１％ 一、、−−０，００２０％＜ Ｎ ＜ π＋ 、 ｏ、
ｏｏ２ｏ ４必要によりＶ、Ｏｕ、Ｏｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、
Ｃａ。 ＩｕｎＭのなかから選ばれる何れが少なくとも１種を、
■にあッテはｏ、ｏｉ −ｏ、ｉｏ％、Ｏｕ。 Ｏｒ、Ｎｉ、Ｍｏにあってはそれぞれｏ、ｓｔ４以下（
３ａにあっては０．００１〜０．０１０ ％ 、 ＲＥ
Ｍにあっては０．００３〜０．０１０ ％含有し、残部
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼片をＡｒ３ ＋
７０ ’ＣからＡｒ３までの温度域で少なくともｇｏ
ｔ４の圧下率で圧延を施し、その後直ちにコ〜ｑｏ℃／
８θＣの加速冷却速度ＳＯＯ℃未満の温度になるまで冷
却を施し、次いで加速冷却を停止した後５ＯＯ０Ｃ未満
から、２００℃以上の温度域で圧下率が０．３；４以上
から２０チ未満の範囲内の圧下を施し、その後空冷ない
し徐冷することを特徴とする溶接性と低温靭性の優れた
高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21916682A JPS59110725A (ja) | 1982-12-16 | 1982-12-16 | 溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21916682A JPS59110725A (ja) | 1982-12-16 | 1982-12-16 | 溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59110725A true JPS59110725A (ja) | 1984-06-26 |
| JPS625215B2 JPS625215B2 (ja) | 1987-02-03 |
Family
ID=16731231
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21916682A Granted JPS59110725A (ja) | 1982-12-16 | 1982-12-16 | 溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59110725A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0190312A1 (en) * | 1984-08-06 | 1986-08-13 | The Regents Of The University Of California | Controlled rolling process for dual phase steels and application to rod, wire, sheet and other shapes |
| JPH04297549A (ja) * | 1990-10-18 | 1992-10-21 | Sollac | 溶接性が改善された鋼材 |
-
1982
- 1982-12-16 JP JP21916682A patent/JPS59110725A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0190312A1 (en) * | 1984-08-06 | 1986-08-13 | The Regents Of The University Of California | Controlled rolling process for dual phase steels and application to rod, wire, sheet and other shapes |
| JPH04297549A (ja) * | 1990-10-18 | 1992-10-21 | Sollac | 溶接性が改善された鋼材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS625215B2 (ja) | 1987-02-03 |
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