JPS59113120A - 溶接性と低温靭性の優れた低炭素当量高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性と低温靭性の優れた低炭素当量高張力鋼の製造方法Info
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- JPS59113120A JPS59113120A JP22034082A JP22034082A JPS59113120A JP S59113120 A JPS59113120 A JP S59113120A JP 22034082 A JP22034082 A JP 22034082A JP 22034082 A JP22034082 A JP 22034082A JP S59113120 A JPS59113120 A JP S59113120A
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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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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低炭素当量高張力
鋼の製造方法に関するものであシ、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鋼板、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処理を施さずに製造する方法
に関するものである。
鋼の製造方法に関するものであシ、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鋼板、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処理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刃厚゛゛鋼板
は、Ｎｏｒｍａ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υ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制御圧
延（以下ＯＲと称す）パによる方法があるが、ＯＲ材で
Ｎｏｒｍａ材、 ＱＴ材１に代わる程の高張力化を図る
ためにはＯＲの仕上げ圧廷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
ャルピー衝撃破面には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。
は、Ｎｏｒｍａ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υ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制御圧
延（以下ＯＲと称す）パによる方法があるが、ＯＲ材で
Ｎｏｒｍａ材、 ＱＴ材１に代わる程の高張力化を図る
ためにはＯＲの仕上げ圧廷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
ャルピー衝撃破面には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
法によれば、第１図に示すＣ０，０１，％＞ Ｍｎ ／
、ｔＩ％＋ Ｃｅｑ ０−２９％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ＹＳ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つ′□てＴＳは容易に上昇させ
ることができるが、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、
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。
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
法によれば、第１図に示すＣ０，０１，％＞ Ｍｎ ／
、ｔＩ％＋ Ｃｅｑ ０−２９％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ＹＳ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つ′□てＴＳは容易に上昇させ
ることができるが、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、
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低炭素当量高張力鋼を
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
提供することによって前記目的を達成するととができる
。
除いた溶接性と低温靭性の優れた低炭素当量高張力鋼を
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
提供することによって前記目的を達成するととができる
。
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２００°Ｃ未満から２００’Ｃ：、以上の温度域で
圧下率ｏ、ｒ％から、Ｗ％未満の軽圧下を施ずことによ
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２００°Ｃ未満から２００’Ｃ：、以上の温度域で
圧下率ｏ、ｒ％から、Ｗ％未満の軽圧下を施ずことによ
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、との軽圧下を施すことにより、ＴＳ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１う欠点が生じ、低温靭性を要求する
鋼種には適用が離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１う欠点が生じ、低温靭性を要求する
鋼種には適用が離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
鎌の結果、本発明の特許請求の範囲記載の成分組成に示
すＮｂを含有させ、更にＮｂを固溶状態となしてＯＲを
施し、その後直ちに加速冷却をなすことによシフエライ
トやベイナイト等の組織が一段と微細化されるので、加
速冷却停止後軽圧下を施しても靭性の劣化が少なくして
、ｙｓ 、 ’“□ＴＳが上昇することをさらに知見し
て本発明に想到した。
鎌の結果、本発明の特許請求の範囲記載の成分組成に示
すＮｂを含有させ、更にＮｂを固溶状態となしてＯＲを
施し、その後直ちに加速冷却をなすことによシフエライ
トやベイナイト等の組織が一段と微細化されるので、加
速冷却停止後軽圧下を施しても靭性の劣化が少なくして
、ｙｓ 、 ’“□ＴＳが上昇することをさらに知見し
て本発明に想到した。
すなわち聞含有鋼にＣＲｔ施しその後直ちに加速冷却を
施すことによりＴＳ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り′□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ＮｏｒｔＩｌ
＆材、ＱＴ材の炭素当量（以下（３ｓｑと称す）以下で
高張力を得ることができ前記に示す適用鋼種の拡大を容
易になすことが′□゛できる。
施すことによりＴＳ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り′□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ＮｏｒｔＩｌ
＆材、ＱＴ材の炭素当量（以下（３ｓｑと称す）以下で
高張力を得ることができ前記に示す適用鋼種の拡大を容
易になすことが′□゛できる。
次に本発明の成分組成を限定する理由を説明する。
Ｃは０．００ｓ％未満では鋼板の強度が低下し、また溶
接熱影響部（以下ＨＡ、Ｚと称す）の軟化が大き゛くな
シ、一方０．／ｊ％を越えると母材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ｏ、ｏｏ３〜０．／！；％の範囲内にする必要があ
る。
接熱影響部（以下ＨＡ、Ｚと称す）の軟化が大き゛くな
シ、一方０．／ｊ％を越えると母材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ｏ、ｏｏ３〜０．／！；％の範囲内にする必要があ
る。
Ｓｌは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元゛″素で
あるが、０６７％未満では母材靭性が劣化し、一方０．
に％を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低下するので
、Ｓｉは０．／〜Ｏ，Ｓ％の範囲内にする必要がある。
あるが、０６７％未満では母材靭性が劣化し、一方０．
に％を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低下するので
、Ｓｉは０．／〜Ｏ，Ｓ％の範囲内にする必要がある。
Ｍｎは０．１％未満では鋼板の強度および靭性が“′低
下し、さらにＨＡＺの軟化が大きくなシ、一方コ、θ％
を越えるとＨＡＺの靭性が劣化するので、ＭｎはＯ０ｇ
〜コ、０％の範囲内にする必要がある。
下し、さらにＨＡＺの軟化が大きくなシ、一方コ、θ％
を越えるとＨＡＺの靭性が劣化するので、ＭｎはＯ０ｇ
〜コ、０％の範囲内にする必要がある。
Ａｌは鋼の脱酸上最低ｏ 、 ｏｏｒ％のＡｌが固溶す
るように添加することが必要であり、一方ｏ、ｏｒ ”
’％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、ＡＩはθ、Ｏθり〜０．０５
％の範囲内にする必要がある。
るように添加することが必要であり、一方ｏ、ｏｒ ”
’％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、ＡＩはθ、Ｏθり〜０．０５
％の範囲内にする必要がある。
Ｓはｏ、ｏｏｇ％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、ＯＯ【％以下にする必要
がある。
著しく低下するので、Ｓはθ、ＯＯ【％以下にする必要
がある。
Ｎｂはフェライトの細粒化に効果があるが０．００に％
未満ではその効果がなく、一方θ、／％を越えると溶接
時に溶接金属に拡赦し、溶接金属の靭性を低下させるの
で、Ｎｂはｏ、ｏｏｓ〜０．７％の範囲内゛゛にする必
要がある。
未満ではその効果がなく、一方θ、／％を越えると溶接
時に溶接金属に拡赦し、溶接金属の靭性を低下させるの
で、Ｎｂはｏ、ｏｏｓ〜０．７％の範囲内゛゛にする必
要がある。
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υＮｉ 、 Ｍｏ 、 Ｃｕ＋Ｖ
＋ Ｃｒ ＋ Ｃａ ＋ ＲＩＭのうちから選ばれる
何れか少なくとも７種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。
あり、さらに必要によυＮｉ 、 Ｍｏ 、 Ｃｕ＋Ｖ
＋ Ｃｒ ＋ Ｃａ ＋ ＲＩＭのうちから選ばれる
何れか少なくとも７種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彰響を与えるこ
となく母材の強度、靭性を向上させるが、Ｏ，Ｓ％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ｌするために必要で
はないので、ＮｘはＯ，Ｓ％以下にする。
となく母材の強度、靭性を向上させるが、Ｏ，Ｓ％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ｌするために必要で
はないので、ＮｘはＯ，Ｓ％以下にする。
ＣｕけＮ１とほぼ同様の効果があるだけで寿ぐ、耐食性
も向上させるが、０．Ｓ％を越えると熱間圧゛低中にク
ラックが発生しゃすぐ々す、鋼板の表面性状が劣化する
ので、Ｃｕはθ。夕％以下にする必要がある。
も向上させるが、０．Ｓ％を越えると熱間圧゛低中にク
ラックが発生しゃすぐ々す、鋼板の表面性状が劣化する
ので、Ｃｕはθ。夕％以下にする必要がある。
Ｍｏは圧延時の１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慶靭性を向上□°″させるが
、この発明の目的を達成するには０．２％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、ＭＯは０．３％以下にする。
ナイトを生成するので強度慶靭性を向上□°″させるが
、この発明の目的を達成するには０．２％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、ＭＯは０．３％以下にする。
ＣｒＢｆＭ板の母材強度と継手部強度確保のために添加
されるが、Ｏ，Ｓ％を越えると母材の靭性ばパかシか溶
接部靭性も劣化するので、ＣｒはＯ，Ｓ％以下にする必
要がある。
されるが、Ｏ，Ｓ％を越えると母材の靭性ばパかシか溶
接部靭性も劣化するので、ＣｒはＯ，Ｓ％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
に添加されるが、０．０７％未満ではその効果がなく、
−万〇。７０％を越えると母材及びＨｈｉ”″の靭性を
著しく劣化させるので、■は０．Ｏ／〜０．７０％の範
囲内にする必要がある。
に添加されるが、０．０７％未満ではその効果がなく、
−万〇。７０％を越えると母材及びＨｈｉ”″の靭性を
著しく劣化させるので、■は０．Ｏ／〜０．７０％の範
囲内にする必要がある。
Ｃ＆はＯ８θ０，２％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０．０／θ％
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０．００λ〜Ｏ０θ１０％の範囲内にする
必要がある。
分でＣ方向の靭性向上に効果がなく、一方０．０／θ％
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０．００λ〜Ｏ０θ１０％の範囲内にする
必要がある。
ＲＩＭはｏ、ｏｏｓ％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Ｏ０θ
１０％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ｏ、ｏｏ！ｒ〜
θ、ｏｉｏ％の範囲内にする必要がある。
分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でなく、一方Ｏ０θ
１０％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ｏ、ｏｏ！ｒ〜
θ、ｏｉｏ％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。
Ｎｂが少なくともｏ、ｏｏｓ％固溶する温度まで加”熱
した後、Ａｒ３ ＋／！ｒＯ″ＣからＡｒ３までの温度
域で少なくともｈｏ％の圧下率で圧延を施す理由は、固
溶Ｎｂの未再結晶γ域の開始温度は未固溶Ｎｂの上記開
始温度がＡｒ３ ＋ ７０°Ｃであるのに比べＡｒ３＋
／よ０℃と高く、未再結晶γ域を拡大することが一゛□
でき、また未再結晶γ域での圧下によシ、変形帯ｌを有
効に生成することができ、これらはいずれもフェライト
の細粒化を促進させ靭性を高める効果があるが、固溶Ｎ
ｂはθ、ＯＯ！ｒ％未満では十分その効果を得ることが
できないので、Ｎｂが少なくと□もｏ、ｏｏｓ％固溶す
る温度に加熱する必要がある。
した後、Ａｒ３ ＋／！ｒＯ″ＣからＡｒ３までの温度
域で少なくともｈｏ％の圧下率で圧延を施す理由は、固
溶Ｎｂの未再結晶γ域の開始温度は未固溶Ｎｂの上記開
始温度がＡｒ３ ＋ ７０°Ｃであるのに比べＡｒ３＋
／よ０℃と高く、未再結晶γ域を拡大することが一゛□
でき、また未再結晶γ域での圧下によシ、変形帯ｌを有
効に生成することができ、これらはいずれもフェライト
の細粒化を促進させ靭性を高める効果があるが、固溶Ｎ
ｂはθ、ＯＯ！ｒ％未満では十分その効果を得ることが
できないので、Ｎｂが少なくと□もｏ、ｏｏｓ％固溶す
る温度に加熱する必要がある。
Ａｒ３ ＋ ／よ０℃からＡｒ３までの温度域で圧延を
施す理由は、上記固溶Ｎｂの未再結晶γ域の開始温度で
あるＡｒ３＋／＆Ｏ″Ｃから圧延を施すことによシフニ
ライト核となる変形帯が生成され、一方Ａ ｒ３ Ｉｌ
ｌよシ低い湿度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 ＋
／！ｒＯ″Ｃ−Ａｒ３の範囲内にする必要がある。。
施す理由は、上記固溶Ｎｂの未再結晶γ域の開始温度で
あるＡｒ３＋／＆Ｏ″Ｃから圧延を施すことによシフニ
ライト核となる変形帯が生成され、一方Ａ ｒ３ Ｉｌ
ｌよシ低い湿度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 ＋
／！ｒＯ″Ｃ−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ＳＯ％未満で
は遷移温度（以下ｖＴｒｓと称す）を−ｍ”ｃ以゛゛下
にすることができないので、上記湿度域における圧下率
は少なくともｇｏ％にする必要がある。
は遷移温度（以下ｖＴｒｓと称す）を−ｍ”ｃ以゛゛下
にすることができないので、上記湿度域における圧下率
は少なくともｇｏ％にする必要がある。
圧延後直ちに−〜４１０ ”Ｃ／ Ｂ ｅ Ｏの冷却速
度で２００゛Ｃ未満の温度まで加速冷却を施すのは（１
）ｒ→α変態後のフェライト粒の成長を抑え、靭性を向
上さパせること、（２）パーライト組織となる変態域を
ベイ１ナイト組織あるいは島状骨ルチンサイト組織に変
態させることにより主としてＴＳを上昇させることにあ
るが、冷却速度がコ°Ｃ／ ｓｅａ未満ではベイナイト
組織等の生成効果がなく、一方りＯ″Ｃ／１Ｉｅｏ′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−〜り０°Ｃ／８θ０
の範囲内にする必要がある。また加速冷却停止温度はｇ
ｏθ°Ｃ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ＴＳの上昇が空冷１材に比べｊ ｋｇｆ／
ｍ２以下となシ、強度が不足しＱＴ鋼の代替とならない
ので、加速冷却停止温度はｓｏｏ”ｃ未満にする必要が
ある。
度で２００゛Ｃ未満の温度まで加速冷却を施すのは（１
）ｒ→α変態後のフェライト粒の成長を抑え、靭性を向
上さパせること、（２）パーライト組織となる変態域を
ベイ１ナイト組織あるいは島状骨ルチンサイト組織に変
態させることにより主としてＴＳを上昇させることにあ
るが、冷却速度がコ°Ｃ／ ｓｅａ未満ではベイナイト
組織等の生成効果がなく、一方りＯ″Ｃ／１Ｉｅｏ′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−〜り０°Ｃ／８θ０
の範囲内にする必要がある。また加速冷却停止温度はｇ
ｏθ°Ｃ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ＴＳの上昇が空冷１材に比べｊ ｋｇｆ／
ｍ２以下となシ、強度が不足しＱＴ鋼の代替とならない
ので、加速冷却停止温度はｓｏｏ”ｃ未満にする必要が
ある。
加速冷却停止後ＳＯＯ″Ｃ未満からＳＯＯ″Ｃ以上の温
度域において０．５％以上から９％未満の圧下率で１軽
圧下を施す理由は、主としてＹＳを上昇させることにあ
り、ＳＯＯ″Ｃ以上の温度域による軽圧下ではＹＳの上
昇量が少なく、一方２０θ°Ｃ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一′□ｇｏθ°Ｃ未満から
コｏｏ”ｃ以上の範囲内にする必要が１ある。軽圧下の
圧下率はｏ、ｒ％未満ではＹＳの上昇に顕著な効果がな
く、一方に％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、圧下率は０６５％以上から、２０
％未満の範囲内にする−・必要がある。
度域において０．５％以上から９％未満の圧下率で１軽
圧下を施す理由は、主としてＹＳを上昇させることにあ
り、ＳＯＯ″Ｃ以上の温度域による軽圧下ではＹＳの上
昇量が少なく、一方２０θ°Ｃ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一′□ｇｏθ°Ｃ未満から
コｏｏ”ｃ以上の範囲内にする必要が１ある。軽圧下の
圧下率はｏ、ｒ％未満ではＹＳの上昇に顕著な効果がな
く、一方に％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、圧下率は０６５％以上から、２０
％未満の範囲内にする−・必要がある。
、２００″Ｃ未満の温度域において空冷ないし徐冷を施
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。
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。
次に本発明を実施例について説明する。 １パ実施
例 第１表に成分組成を示す供試鋼種を第２表に示す圧延−
冷却条件により処理した鋼板の機械的性質を同表に示す
。
例 第１表に成分組成を示す供試鋼種を第２表に示す圧延−
冷却条件により処理した鋼板の機械的性質を同表に示す
。
第２表に示す実験例Ａ／〜／／は本発明の成分組成を有
するＡＩの鋼片について種々の加熱−圧延−冷却条件に
よシ製造したものであシ、第−表によれば実験例＆／＝
ＱはＮｂの固溶条件ｐ圧延条件を冷却条件、冷却後の軽
圧下条件９徐冷開始条件待の本発明の全ての構成要件の
範囲内において製造されているため、適用鋼種の拡大の
目標の１つとする溶接用構造用高張力鋼板の規格に示す
ＷＥＳ−ｔ３！ｒｔ ＨＷ ３ｂ ノ機械的性質ノ基準
テあるＬＹＳ Ｊ＆ Ｊｃ９ｆ／ｇ−以上ｒ ’ｒｓ
ｊ３ｋｇｆ７１１１１１２以上の値を非常に低い炭素当
量で得ることができ、さらに低温靭性も優れていること
がわかる。
するＡＩの鋼片について種々の加熱−圧延−冷却条件に
よシ製造したものであシ、第−表によれば実験例＆／＝
ＱはＮｂの固溶条件ｐ圧延条件を冷却条件、冷却後の軽
圧下条件９徐冷開始条件待の本発明の全ての構成要件の
範囲内において製造されているため、適用鋼種の拡大の
目標の１つとする溶接用構造用高張力鋼板の規格に示す
ＷＥＳ−ｔ３！ｒｔ ＨＷ ３ｂ ノ機械的性質ノ基準
テあるＬＹＳ Ｊ＆ Ｊｃ９ｆ／ｇ−以上ｒ ’ｒｓ
ｊ３ｋｇｆ７１１１１１２以上の値を非常に低い炭素当
量で得ることができ、さらに低温靭性も優れていること
がわかる。
実験例Ａ５〜ｌダは本発明の構成要件のいずれかが満足
されていないため溶接用構造用高張力鋼の規格（たとえ
ばＨＷ、ｙ＋）を満足することかで゛きないことがわか
る。すなわち実験例ＡＳは圧延後加速冷却を施さず空冷
（以下ＡＣと称す）したものであるため、また実験何屋
／／は固溶Ｎｂ ＠がｏ、ｏｏｒ％未満であるためいず
れも目標とするＴＳり３ｋｇｆ／１ｌｓ２を満足してい
ない゛”ことがわかり、実験例ＡＡは冷却後の軽圧下を
施１しておらないためＬＹＳがＪ６Ｊ９ｆ／−を満足し
ていないことがわかシ、実験例Ａ７はＡｒ３＋ ／３；
０℃からＡｒ３までの圧下率がよ０％未満であるため、
ｖＴｒｌｌが目標とする一ｉｍ ”Ｃより高いことがわ
かり、実験・何屋？は軽圧下後の徐冷開始温度が、２０
０″Ｃ未満であるため、水素割れが起っていることがわ
かシ、実験例Ａ１０はＡｒ３以下の温度で圧下率３０％
の圧延ｔｌｉｌｌｉしｆｃためセパレーションが発生し
ていることがわかる。
されていないため溶接用構造用高張力鋼の規格（たとえ
ばＨＷ、ｙ＋）を満足することかで゛きないことがわか
る。すなわち実験例ＡＳは圧延後加速冷却を施さず空冷
（以下ＡＣと称す）したものであるため、また実験何屋
／／は固溶Ｎｂ ＠がｏ、ｏｏｒ％未満であるためいず
れも目標とするＴＳり３ｋｇｆ／１ｌｓ２を満足してい
ない゛”ことがわかり、実験例ＡＡは冷却後の軽圧下を
施１しておらないためＬＹＳがＪ６Ｊ９ｆ／−を満足し
ていないことがわかシ、実験例Ａ７はＡｒ３＋ ／３；
０℃からＡｒ３までの圧下率がよ０％未満であるため、
ｖＴｒｌｌが目標とする一ｉｍ ”Ｃより高いことがわ
かり、実験・何屋？は軽圧下後の徐冷開始温度が、２０
０″Ｃ未満であるため、水素割れが起っていることがわ
かシ、実験例Ａ１０はＡｒ３以下の温度で圧下率３０％
の圧延ｔｌｉｌｌｉしｆｃためセパレーションが発生し
ていることがわかる。
実験例＆／左〜／りは本発明の構成要件の範囲内におい
て製造されており、特に成分組成においてＮ１１ Ｃｕ
ｌ ｃｒ ｌ Ｍｏ ｌ Ｖ ｒ ＣｆＬ ＋ ＲＩ
Ｍ等を適正に含有しておるので、実験例Ａ／、ｔによれ
ばｂＯ’１９ｆ九−級、実験何屋／６によれば７ｏ ｋ
ｐｔ／−級、そして実１験例Ａ／？によればｔＯｋｇｆ
／−級の鋼板を、非常に低い炭素当量でＬＹＳとＴＳの
バランスもよく、さらに低温靭性の優れたかつシャルピ
ー衝撃破面にセパレーションの発生もなしに、得ること
ができることがわかる。
て製造されており、特に成分組成においてＮ１１ Ｃｕ
ｌ ｃｒ ｌ Ｍｏ ｌ Ｖ ｒ ＣｆＬ ＋ ＲＩ
Ｍ等を適正に含有しておるので、実験例Ａ／、ｔによれ
ばｂＯ’１９ｆ九−級、実験何屋／６によれば７ｏ ｋ
ｐｔ／−級、そして実１験例Ａ／？によればｔＯｋｇｆ
／−級の鋼板を、非常に低い炭素当量でＬＹＳとＴＳの
バランスもよく、さらに低温靭性の優れたかつシャルピ
ー衝撃破面にセパレーションの発生もなしに、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力１法によ
れば、低炭素当量で溶接性が優れた、シャルピー衝撃破
面にセパレーションの発生しない、ｙＴｒｓの低い、低
温靭性の優れた低炭素当量高張力鋼を安価にかつ安定し
て製造することができるみ
れば、低炭素当量で溶接性が優れた、シャルピー衝撃破
面にセパレーションの発生しない、ｙＴｒｓの低い、低
温靭性の優れた低炭素当量高張力鋼を安価にかつ安定し
て製造することができるみ
図は制御圧延後の加速冷却条件（冷却速度。
冷却停止温度）が引張シ特性とシャルピー衝撃特性にお
よぼす影響を示す図である。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 代理人弁理士 村 １） 政 治 （ｌり ）
よぼす影響を示す図である。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 代理人弁理士 村 １） 政 治 （ｌり ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、 Ｇ ｏ、ｏｏｓ −ｏ、／ｓ％ｔ Ｓｔ ｏ、
ｉ〜０．５％。 Ｍｕ ｏ、ｇ 〜ａ、θ％ ＋ Ｎｂ Ｏ，θ０！ｒ
〜０．／％、 Ａｊθ、θθり〜Ｏ０θに％、Ｓθ、ｏ
ｏｇ％以下を含有し、必要により Ｖ 、 Ｃｕ ｌ
Ｏｒ 、 Ｎｉ ｌ Ｍｏ ｌ Ｃａ ｌＦ（ＥＭのな
かから選ばれる何れか少なくとも／′□□種を、■にあ
っては０．０／ 〜０．１０％ｔ Ｃｕ ＋Ｏｒ ＋
Ｎｉ 、 Ｍｏにあってはそれぞれｏ、ｓ％以下１ Ｃ
＆にあってはＯ２Ｏ３：１〜０．０１０％＋ ＲＩＭに
あってはｏ、ｏｏｒ〜０．０１０％含有し、残部Ｆｅお
よび不可避的不純物よシなる鋼片を、″□鋼片に含有さ
れているＮｂが少なくともθ、ｏｏｒ％固溶する温度に
加熱した後、Ａｒ３＋ ／！ｒθ°ＣからＡｒ ３まで
の温度域で少なくとも５０％の圧下率で圧延を施し、そ
の後直ちにコ〜ａＯ’Ｃ／ｓｅａの冷却速度でｇｏｏ″
Ｃ未満の温度まで一″□冷却をなし、冷却停止後２００
℃未満から２００１℃以上の温度域でｏ、ｒ％以上から
に％未満の圧下率で圧延を施し、引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靭性の優れた低炭素
当量高張力鋼の製造方法。 −
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22034082A JPS59113120A (ja) | 1982-12-17 | 1982-12-17 | 溶接性と低温靭性の優れた低炭素当量高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22034082A JPS59113120A (ja) | 1982-12-17 | 1982-12-17 | 溶接性と低温靭性の優れた低炭素当量高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59113120A true JPS59113120A (ja) | 1984-06-29 |
| JPS622613B2 JPS622613B2 (ja) | 1987-01-21 |
Family
ID=16749609
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22034082A Granted JPS59113120A (ja) | 1982-12-17 | 1982-12-17 | 溶接性と低温靭性の優れた低炭素当量高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59113120A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62205230A (ja) * | 1986-03-04 | 1987-09-09 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法 |
| CN100396809C (zh) * | 2005-09-12 | 2008-06-25 | 鞍钢股份有限公司 | 大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板及其生产方法 |
| CN110714171A (zh) * | 2019-10-13 | 2020-01-21 | 河钢股份有限公司 | 一种高延展性的eh420级别船板钢及其生产方法 |
-
1982
- 1982-12-17 JP JP22034082A patent/JPS59113120A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62205230A (ja) * | 1986-03-04 | 1987-09-09 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性の優れた低温用鋼板の製造方法 |
| CN100396809C (zh) * | 2005-09-12 | 2008-06-25 | 鞍钢股份有限公司 | 大线能量低焊接裂纹敏感性厚钢板及其生产方法 |
| CN110714171A (zh) * | 2019-10-13 | 2020-01-21 | 河钢股份有限公司 | 一种高延展性的eh420级别船板钢及其生产方法 |
| CN110714171B (zh) * | 2019-10-13 | 2021-08-24 | 河钢股份有限公司 | 一种高延展性的eh420级别船板钢及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS622613B2 (ja) | 1987-01-21 |
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