JPS59123713A - 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 - Google Patents
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Info
- Publication number
- JPS59123713A JPS59123713A JP22765982A JP22765982A JPS59123713A JP S59123713 A JPS59123713 A JP S59123713A JP 22765982 A JP22765982 A JP 22765982A JP 22765982 A JP22765982 A JP 22765982A JP S59123713 A JPS59123713 A JP S59123713A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- cooling
- less
- rolling
- yield point
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- 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、溶接性が優れ、高い降伏点を有する非調質高
張力鋼に関するものであり、特に本発明は溶接をともな
い強度５０〜ｔ、ｏｋ！９ｒ／朋２級高張力厚鋼板、た
とえば溶接構造用鋼板、造船用高張力鋼板、タンクなど
の圧力容器用鋼板金調質処理を施さずに製造する方法に
関するものである。
張力鋼に関するものであり、特に本発明は溶接をともな
い強度５０〜ｔ、ｏｋ！９ｒ／朋２級高張力厚鋼板、た
とえば溶接構造用鋼板、造船用高張力鋼板、タンクなど
の圧力容器用鋼板金調質処理を施さずに製造する方法に
関するものである。
従来溶接をともない強度左θ〜６０ｋｇｆ／朋２級の高
張力鋼板は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り製造コストが
高くなるという欠点がある。捷た熱処理を施きない、い
わゆる非調質で高張力化を図る製造方法として制（財）
圧延（以下ＣＲと称す）による方法があるが、 ＯＲ″
′ｃＮｏｒｍａ材、ＱＴ材に代る程の高張力化を図るた
め（ではＣＲの圧延仕上げ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、潜られた鋼板の
７ヤルピ一衝撃破面にはセパレーションが発生し、ユー
ザーに嫌われ適用鋼種の拡大がむずかしいという欠点が
ある。
張力鋼板は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り製造コストが
高くなるという欠点がある。捷た熱処理を施きない、い
わゆる非調質で高張力化を図る製造方法として制（財）
圧延（以下ＣＲと称す）による方法があるが、 ＯＲ″
′ｃＮｏｒｍａ材、ＱＴ材に代る程の高張力化を図るた
め（ではＣＲの圧延仕上げ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、潜られた鋼板の
７ヤルピ一衝撃破面にはセパレーションが発生し、ユー
ザーに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ＣＲ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
速冷却を施す方法があるが、この加速冷却による方法に
よれば第１図に示すｃｏ、ｏｑ％。
としないで高張力化を図る製造方法として、圧延後の加
速冷却を施す方法があるが、この加速冷却による方法に
よれば第１図に示すｃｏ、ｏｑ％。
Ｍｎ／、ｌｌチを含む鋼板について行った冷却速度と強
度（以１′：′ＴＳと１）Ｆす）ならびに降伏強閃（以
１；ＹＳと称す）および遷移温度（以上ｖＴｒｓと称す
）との関係において冷却停止温度による影響かられかる
ように、冷却停止温度がｓｏｏ°ｃ未済では冷却速度を
速くするにつれＴＳは容易に上昇するが、一方ＹＳは冷
却速度を速くすることにより低下し、さらにｖＴｒｓも
劣化するという欠点があり、逆に冷却停止温度がＳＯＯ
℃す、上では、ＹＳは冷却速度を速くすると上昇し、か
つｖＴｒｓも良好になるが、一方ＴＳは冷却速度を速く
しても空冷材にくらベグｋｇ ｆ ／闘２Ｑ上昇量にし
かならないことがわかり、上記冷却停止温度が３００′
ｃ未満ではＮｏｒｍａ材、 ＱＴ材の代替片１となり得
る鋼（重はきわめて少なく、また冷却停止ヒ温度が！；
００’（ＪＪ、以上では著しい高張力化は望めないとい
う欠点がありい１だ十分満足されていない。
度（以１′：′ＴＳと１）Ｆす）ならびに降伏強閃（以
１；ＹＳと称す）および遷移温度（以上ｖＴｒｓと称す
）との関係において冷却停止温度による影響かられかる
ように、冷却停止温度がｓｏｏ°ｃ未済では冷却速度を
速くするにつれＴＳは容易に上昇するが、一方ＹＳは冷
却速度を速くすることにより低下し、さらにｖＴｒｓも
劣化するという欠点があり、逆に冷却停止温度がＳＯＯ
℃す、上では、ＹＳは冷却速度を速くすると上昇し、か
つｖＴｒｓも良好になるが、一方ＴＳは冷却速度を速く
しても空冷材にくらベグｋｇ ｆ ／闘２Ｑ上昇量にし
かならないことがわかり、上記冷却停止温度が３００′
ｃ未満ではＮｏｒｍａ材、 ＱＴ材の代替片１となり得
る鋼（重はきわめて少なく、また冷却停止ヒ温度が！；
００’（ＪＪ、以上では著しい高張力化は望めないとい
う欠点がありい１だ十分満足されていない。
冷却停止温度が５θＯ℃未満の場合、冷却停止温度が低
いために加速冷却時間が長くなり鋼板内で冷却むらが生
じやすくなること、さらにベイナイトやマルテンサイト
変態にともなう発熱や膨張量の差により鋼板に歪が生じ
やすくなる欠点があるが、冷却停止温度が５００℃以上
の場合は加速冷却時間が短かく、ベイナイトやマルテン
サイト組織が生成しないため鋼板内の歪の発生が少なく
なる。
いために加速冷却時間が長くなり鋼板内で冷却むらが生
じやすくなること、さらにベイナイトやマルテンサイト
変態にともなう発熱や膨張量の差により鋼板に歪が生じ
やすくなる欠点があるが、冷却停止温度が５００℃以上
の場合は加速冷却時間が短かく、ベイナイトやマルテン
サイト組織が生成しないため鋼板内の歪の発生が少なく
なる。
本発明は上記従来Ｃつ方法においてみられる欠点を除い
た浴接性が優れ、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こと
ができる。
た浴接性が優れ、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こと
ができる。
次と本発明の詳細な説明する。
本発明者等は、 ＣＲを施した後直ちに加速冷却を施し
５００°Ｃ以上で加速冷却を停止してもＴＳが上昇し高
張力を得ることのできる方法について検討の結果、Ｓ０
０°Ｃ以上で加速冷却を停止し、その後５θＯ〜コ００
℃の温度域で圧下率Ｏ，Ｓ〜７０％の範囲内で軽圧下を
施ずことによりＴＳが著しく上昇することを新規に知見
し本発明に想到した。
５００°Ｃ以上で加速冷却を停止してもＴＳが上昇し高
張力を得ることのできる方法について検討の結果、Ｓ０
０°Ｃ以上で加速冷却を停止し、その後５θＯ〜コ００
℃の温度域で圧下率Ｏ，Ｓ〜７０％の範囲内で軽圧下を
施ずことによりＴＳが著しく上昇することを新規に知見
し本発明に想到した。
次に本発明を実験テータについて説明する。
第２図はＣθ、０７係、 Ｍｎ ／、ｑ係を含有する鋼
板をＣＲを飾した後、１０°Ｃ／ ｅθＣで６ｏｏ°Ｃ
１で加速冷却を施し、次いで１Ｉ−ＯＯＯｃにおいて施
したθ〜／２係の範囲内の圧下率とＴＳ 、 ＹＳ 、
ｖＴｒｅとの関係を示したものである。同図によれば
軽圧下を施すことにより、ＹＳの上昇度は圧下率が高く
なるにつれ急上昇し、ＴＳの上昇度と少なくとも同程度
であることがわかる。贅だ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があり、さらに圧延
後の加速冷却を施すことによりどうしてもさけられない
冷却むらからなる板の歪を加速冷却停止後の軽圧下を施
すことにより解消するにも有効である。
板をＣＲを飾した後、１０°Ｃ／ ｅθＣで６ｏｏ°Ｃ
１で加速冷却を施し、次いで１Ｉ−ＯＯＯｃにおいて施
したθ〜／２係の範囲内の圧下率とＴＳ 、 ＹＳ 、
ｖＴｒｅとの関係を示したものである。同図によれば
軽圧下を施すことにより、ＹＳの上昇度は圧下率が高く
なるにつれ急上昇し、ＴＳの上昇度と少なくとも同程度
であることがわかる。贅だ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があり、さらに圧延
後の加速冷却を施すことによりどうしてもさけられない
冷却むらからなる板の歪を加速冷却停止後の軽圧下を施
すことにより解消するにも有効である。
すなわち圧延後の加速冷却を施すことによりＹＳとｖＴ
ｒｅが向上し、さらに引き続いて冷却停止後に軽圧下を
施すことによりＴＳの上昇を図ることができるので、加
速冷却と軽圧下を適正に組み合せることによって溶接性
に優れ、高強度と高靭性を有する鋼板を熱処理を施すこ
となくして製造することができ、ＴＢ！；０〜ＡＯｋｇ
ｆ／ｍｍ２ 級の高張力鋼板がＮｏｒｍａ材、 ＱＴ
材よりも低い炭素当量（以下Ｃｅｑと称す）で高い生産
性でかつ安価に得ることができる。
ｒｅが向上し、さらに引き続いて冷却停止後に軽圧下を
施すことによりＴＳの上昇を図ることができるので、加
速冷却と軽圧下を適正に組み合せることによって溶接性
に優れ、高強度と高靭性を有する鋼板を熱処理を施すこ
となくして製造することができ、ＴＢ！；０〜ＡＯｋｇ
ｆ／ｍｍ２ 級の高張力鋼板がＮｏｒｍａ材、 ＱＴ
材よりも低い炭素当量（以下Ｃｅｑと称す）で高い生産
性でかつ安価に得ることができる。
次に本発明の成分組成を限定する理由を説明する。
Ｃは００ＯＯＳチ未満ではωｉ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．／夕係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０．００！ｔ〜０．ｌＳ係の範囲内にする必要がある
。
溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）の軟化が大きくなシ
、一方０．／夕係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０．００！ｔ〜０．ｌＳ係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、０．／％未綱では母材靭性が劣化し、一方０．５％
を越えると桐の清浄度が劣化し靭性が低下するので、Ｓ
ｌは０． ／〜０．左係 の範囲内にする必要がある
。
が、０．／％未綱では母材靭性が劣化し、一方０．５％
を越えると桐の清浄度が劣化し靭性が低下するので、Ｓ
ｌは０． ／〜０．左係 の範囲内にする必要がある
。
Ｍｎはｏ、 ｇ％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、一方コ、０悌を
越えるとＨＡＺ ｃ／）靭性が劣化するりで、Ｍｎば０
、 ｇ −２，０係の範囲内にする必要がある。
し、さらにＨＡＺの軟化が犬きくなり、一方コ、０悌を
越えるとＨＡＺ ｃ／）靭性が劣化するりで、Ｍｎば０
、 ｇ −２，０係の範囲内にする必要がある。
Ａｌは鋼の脱酸上最低Ｑ。００５係のＡＩが固溶するよ
うに添加することが必要であり、一方０゜θｇ係を越え
るとＨＡＺの靭性のみならず溶接金７属の靭性も著しく
劣化するので、Ａｌは０゜００５〜０゜ｏｇ係の範囲内
にする必要がある。
うに添加することが必要であり、一方０゜θｇ係を越え
るとＨＡＺの靭性のみならず溶接金７属の靭性も著しく
劣化するので、Ａｌは０゜００５〜０゜ｏｇ係の範囲内
にする必要がある。
Ｓは０゜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０．０θｇ係以下にする必要
がある。
著しく低下するので、Ｓは０．０θｇ係以下にする必要
がある。
以上が本発明において使用さｎる鋼スラブ（１）基本成
分であり、さらに必要によりＮｉ 、 ＭＯ、Ｃｕ 。
分であり、さらに必要によりＮｉ 、 ＭＯ、Ｃｕ 。
Ｖ ＋ Ｏｒ ＋ Ｃａ ＋ ＲＥＭ ｖうちから選ば
扛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ＡＩな含有によって後述するように
特有な効果が付加きれる。
扛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ＡＩな含有によって後述するように
特有な効果が付加きれる。
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、靭性全向上させるが１ａＳチを越え
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１」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０゜ｓ％以下にする。
となく母材の強度、靭性全向上させるが１ａＳチを越え
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１」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０゜ｓ％以下にする。
（、ｕはＮ１とほぼ同様の効果があるだけでなく、耐食
性も向上はせるが、ｏ、ｓ％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、Ｃｕは０．５係以下にする必要がある。
性も向上はせるが、ｏ、ｓ％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、Ｃｕは０．５係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（ｆこ（はｏ、５ｔｆＡ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、λ’１０は０．古φ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（ｆこ（はｏ、５ｔｆＡ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、λ’１０は０．古φ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さ
れるが、０．５係を越えると母材の靭性ばかりか浴接部
靭性も劣化するので、 Ｃｒは０．５係以下にする必要
がある。
れるが、０．５係を越えると母材の靭性ばかりか浴接部
靭性も劣化するので、 Ｃｒは０．５係以下にする必要
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
に添加するものであるか、０．０ｉ係未満ではその効果
がなく、一方０．７θ係を越えると母材及び＋ｉＡＺの
靭性を著しく劣化させるので、■は０．０７〜０．１０
％の範囲内にする必要がある。
に添加するものであるか、０．０ｉ係未満ではその効果
がなく、一方０．７θ係を越えると母材及び＋ｉＡＺの
靭性を著しく劣化させるので、■は０．０７〜０．１０
％の範囲内にする必要がある。
Ｃａ１ｉ ｏ、 ｏθ２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、一方〇。０１
０係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ば０．００２〜０゜θ１０係の範囲内に
する必要がある。
不十分でＣ方向の靭性向上に効果がなく、一方〇。０１
０係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ば０．００２〜０゜θ１０係の範囲内に
する必要がある。
ＲＥＭはｏ、 ｏｏｓ係未満では］φｎｓ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、−万〇
、ｏ１０％を越えると鋼の清浄度が悪くなり、壕だアー
ク溶接面でも不利であるので、 ＲＥＭ ｕ Ｏ，ｏｏ
ｓ；〜ｏ、ｏ１０％の範囲内にする必要がある。
不十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でなく、−万〇
、ｏ１０％を越えると鋼の清浄度が悪くなり、壕だアー
ク溶接面でも不利であるので、 ＲＥＭ ｕ Ｏ，ｏｏ
ｓ；〜ｏ、ｏ１０％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Ａｒ３＋？０°ＣからＡｒ３までの未
再結晶γ域で少なくともｓＯ係の圧下率で圧延を施す理
由は、Ａｒ３＋７０°Ｃを越える温度域のみの圧延では
、オーステナイト粒を十分に微組化できない。
再結晶γ域で少なくともｓＯ係の圧下率で圧延を施す理
由は、Ａｒ３＋７０°Ｃを越える温度域のみの圧延では
、オーステナイト粒を十分に微組化できない。
この圧延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はオーステナイト粒内に変形帯が生成
される上限（１） ？ｌｉＭ度であり、こＣ／） 偏度
以下で圧延を施すことにより微細粒化し靭性を確保する
ことができ、一方Ａ ｒ ３未満で圧延を施すと７ヤル
ビ一衝撃破面に七ノくレーションが発生するので、鋼片
の圧延温度域はＡｒ３＋ ７０°Ｃ−Ａｒ３の範囲内に
する必要がある。上記温度域における圧下率は、５０％
未満ではフェライト粒の細粒化に有効でないので、圧下
率は少なくともｓＯ％にする必要がある。
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はオーステナイト粒内に変形帯が生成
される上限（１） ？ｌｉＭ度であり、こＣ／） 偏度
以下で圧延を施すことにより微細粒化し靭性を確保する
ことができ、一方Ａ ｒ ３未満で圧延を施すと７ヤル
ビ一衝撃破面に七ノくレーションが発生するので、鋼片
の圧延温度域はＡｒ３＋ ７０°Ｃ−Ａｒ３の範囲内に
する必要がある。上記温度域における圧下率は、５０％
未満ではフェライト粒の細粒化に有効でないので、圧下
率は少なくともｓＯ％にする必要がある。
圧延後直ちに、２〜ｂ
度で加速冷却速度し、その後ＳＯＯ°Ｃ以上の温度域で
加速冷却を停止する理由は、γ→α変態後のフェライト
粒の成長を抑え、さらにノく−ライト組織の一部をベイ
ナイト組織に変態させることにより、主として靭性の向
上およびＹＳの上昇をさせることにあるが、冷却速度が
λ℃／ＳｅＣ未満ではフェライト粒の成長を抑制する効
果が少すく、一方３０ ’Ｃ／ｅｅＣを越えろと塊状の
ベイナイト組織が生成して著しく靭性を劣化させるので
、加速冷却速度は２〜３０°Ｃ／θθＣの範囲内にする
必要がある。また停止温度はＳＯＯ℃未満ではパーライ
ト組餓とならずマルテンサイト組織が生成され靭性の劣
化およびＹＳの低下が生じ、３０− ＡＯｋｇｆ／ｍｍ
２級鋼の代替とならないので、冷却停止温度はｓｏｏ’
ｃ以上にする必要がある。
加速冷却を停止する理由は、γ→α変態後のフェライト
粒の成長を抑え、さらにノく−ライト組織の一部をベイ
ナイト組織に変態させることにより、主として靭性の向
上およびＹＳの上昇をさせることにあるが、冷却速度が
λ℃／ＳｅＣ未満ではフェライト粒の成長を抑制する効
果が少すく、一方３０ ’Ｃ／ｅｅＣを越えろと塊状の
ベイナイト組織が生成して著しく靭性を劣化させるので
、加速冷却速度は２〜３０°Ｃ／θθＣの範囲内にする
必要がある。また停止温度はＳＯＯ℃未満ではパーライ
ト組餓とならずマルテンサイト組織が生成され靭性の劣
化およびＹＳの低下が生じ、３０− ＡＯｋｇｆ／ｍｍ
２級鋼の代替とならないので、冷却停止温度はｓｏｏ’
ｃ以上にする必要がある。
冷却停止後ＳＯＯ°Ｃ未満から２００°Ｃ以上の温度域
で０６５〜７０呪の範囲内で軽圧下金施す理由は、主と
してＴＳの上昇を目的とするものであるが、ＳＯＯ℃以
上の軽圧下ではＴＳの上昇量が少なく、一方〃０°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ＳＯ
Ｏ℃未満から２０θ℃以上の範囲内にする必要がある。
で０６５〜７０呪の範囲内で軽圧下金施す理由は、主と
してＴＳの上昇を目的とするものであるが、ＳＯＯ℃以
上の軽圧下ではＴＳの上昇量が少なく、一方〃０°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ＳＯ
Ｏ℃未満から２０θ℃以上の範囲内にする必要がある。
また軽圧下り圧下率は、第二図に示されているように０
．５％未満ではＴＳの上昇に効果がなく、一方１０係を
越えるとｖＴｒｓが０℃以上となるので、 ＳＯＯ°
Ｃ未満から２００°Ｃ以上の温度域における圧下率は０
．５〜７０悌の範囲内にする必要がある。
．５％未満ではＴＳの上昇に効果がなく、一方１０係を
越えるとｖＴｒｓが０℃以上となるので、 ＳＯＯ°
Ｃ未満から２００°Ｃ以上の温度域における圧下率は０
．５〜７０悌の範囲内にする必要がある。
２００℃未満（１） ｅＫ度域において空冷ないし徐冷
をするのは、水素の除去を容易にし水素欠陥を防止する
ためである。
をするのは、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
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。
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。
Ｍ、−２表に示す実験例７〜には本発明の成分組成を有
するＡＩの鋼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−表によれば、実験例／は圧延後
加速冷却を施しておらず、実験例コは加速冷却後の軽圧
下を施していないため、いずれもＴＳはｓｏ ｋｇ ｆ
／−ｑ、ｚ２を満足していないことがわかり、実験例３
はＡｒ３＋ ７０℃〜Ａｒ３の温度域での圧下率が５０
係未満であるためｖＴｒｅが０°Ｃ以上であることがわ
かり、実験例６は冷却停止温度が５００°Ｃ未満である
ため、軽圧下金節しても鋼板の歪が完全に除去さ扛てい
ないことがわかり、実験例２は徐冷開始温度が２００°
Ｃ未満であるため含有Ｈ３による割れが発生しているこ
とがわかり、実験例とはＡｒ３以下（１）（γ＋α）２
相域で圧延を施したためセパレーションが発生している
ことがわかり、実験例ｙ、ｓ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つである造船用高張力鋼の規格に示されているＹ
Ｂ３乙ｋｇｆ／ｍｍ”以上、 ＴＢｓＯｋｇｆ／ｍｒｉ
２以上、 ｖＴｒｓθ℃以下の条件をいずれも十分満足
していること実験例？、１０は従来の製造方法であるＮ
Ｏｒｍａ 利’ 。
するＡＩの鋼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−表によれば、実験例／は圧延後
加速冷却を施しておらず、実験例コは加速冷却後の軽圧
下を施していないため、いずれもＴＳはｓｏ ｋｇ ｆ
／−ｑ、ｚ２を満足していないことがわかり、実験例３
はＡｒ３＋ ７０℃〜Ａｒ３の温度域での圧下率が５０
係未満であるためｖＴｒｅが０°Ｃ以上であることがわ
かり、実験例６は冷却停止温度が５００°Ｃ未満である
ため、軽圧下金節しても鋼板の歪が完全に除去さ扛てい
ないことがわかり、実験例２は徐冷開始温度が２００°
Ｃ未満であるため含有Ｈ３による割れが発生しているこ
とがわかり、実験例とはＡｒ３以下（１）（γ＋α）２
相域で圧延を施したためセパレーションが発生している
ことがわかり、実験例ｙ、ｓ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つである造船用高張力鋼の規格に示されているＹ
Ｂ３乙ｋｇｆ／ｍｍ”以上、 ＴＢｓＯｋｇｆ／ｍｒｉ
２以上、 ｖＴｒｓθ℃以下の条件をいずれも十分満足
していること実験例？、１０は従来の製造方法であるＮ
Ｏｒｍａ 利’ 。
ＱＴ材によるりＯゆｆ／麗２級の比軟鋼の機械的性質を
示しており、本発明鋼ＣＩ）Ｏｅｑは比較鋼のＮｏｒｍ
ａ材。
示しており、本発明鋼ＣＩ）Ｏｅｑは比較鋼のＮｏｒｍ
ａ材。
ＱＴ材にくらべてθ、ｏｑ〜θ。ｏｇ ％も少ないこと
がわかる。
がわかる。
実験例／／、／２は本発明Ｖ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Ｎｉ。
製造されており、特に成分組成においてＮｉ。
ｆｌｕ、 Ｃｒ、 Ｃａ等を適正に含有しており、いず
れも／、Ｏｋｙ ｆ／、、２級の高張力を満足している
ことがわかり、実験例／３はｂＯｋｇｆ ／ｒｎｒｒ？
級のＱＴ材の比較鋼を示しており、本発明鋼の実験例／
／、／；ｌばＣｅｑにおいてもＱＴ材にくらべ低くなっ
ていることがわかる。
れも／、Ｏｋｙ ｆ／、、２級の高張力を満足している
ことがわかり、実験例／３はｂＯｋｇｆ ／ｒｎｒｒ？
級のＱＴ材の比較鋼を示しており、本発明鋼の実験例／
／、／；ｌばＣｅｑにおいてもＱＴ材にくらべ低くなっ
ていることがわかる。
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
ば溶接性が優れ、５０〜ｂｏ ｙ、ｇ ｆ／ｍｖｒ２級
の高張力鋼を非調質で安価にかつ安定して得ることがで
きる。
ば溶接性が優れ、５０〜ｂｏ ｙ、ｇ ｆ／ｍｖｒ２級
の高張力鋼を非調質で安価にかつ安定して得ることがで
きる。
第１図は制御圧延後の加速冷却栄件（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およぼす
影響を示す図、第２図は制御圧延後１０℃／θｅｃで６
０θ℃まで加速冷却を施した後、１Ｉｏｏ℃において施
した種々の軽圧下量が引張り特性と７ヤルビー衝撃特性
におよほ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７ 第１図 ０．０７°１０ Ｃ−１４°／０Ｍｒ）啓絆井止シム度 Ａ、Ｃ，Ｔｏ ２０ ３０ ４０飾支
？」廣 °ｃ１５ 第２図 ０．０７°／、−１，４°／０Ｍｎ ル下牢（４００”Ｃ）、 ’／。
止温度）が引張り特性とシャルピー衝撃特性におよぼす
影響を示す図、第２図は制御圧延後１０℃／θｅｃで６
０θ℃まで加速冷却を施した後、１Ｉｏｏ℃において施
した種々の軽圧下量が引張り特性と７ヤルビー衝撃特性
におよほ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７ 第１図 ０．０７°１０ Ｃ−１４°／０Ｍｒ）啓絆井止シム度 Ａ、Ｃ，Ｔｏ ２０ ３０ ４０飾支
？」廣 °ｃ１５ 第２図 ０．０７°／、−１，４°／０Ｍｎ ル下牢（４００”Ｃ）、 ’／。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、 Ｃ０，００３〜０．１５チ、ＳｉＯ，／〜Ｏ，
Ｓ係。 Ｍｎ Ｏ，ｇ −２，０係、 Ａ１０．００３−０．０
１％、Ｓｏ、０Ｏｇ％以下を含有し、必要によりＶ、Ｃ
ｕ。 Ｃｒ 、 Ｎｉ 、 ｋｉｏ 、 Ｃａ 、 ＲＥ＋１
Ａのなかから選ばれる何れか少なくとも７種を、■にあ
っては０．０７−０．７０％、 Ｃｕ、 Ｏｒ、 Ｎｉ
、 ＭＯにあっではそれぞれ０．３％以下、 Ｃａにあ
ってはｏ、００．２〜０．０１０φ、 ＲＥＭにあって
はｏ、 ｏｏｓ〜０．０１０係含有し、残部Ｆ ｅおよ
び不可避的不純物よりなる鋼片を、Ａｒ ＋７０℃か
らＡｒ３までの温度域で少なくともＳＯ％の圧下率で圧
延を施し、その後直ちに２〜３０°Ｃ／ ｓｅｃの冷却
速度でＳＯＯ°Ｃ以上の温度まで加速冷却を施し、その
後ＳＯＯ℃未満から２００℃以上の温度域においてＯ，
Ｓ〜１０チの軽圧下を施し、次いで空冷ないし徐冷する
ことを特徴とする溶接性が優れ、高い降伏点を有する非
調質高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22765982A JPS59123713A (ja) | 1982-12-28 | 1982-12-28 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22765982A JPS59123713A (ja) | 1982-12-28 | 1982-12-28 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59123713A true JPS59123713A (ja) | 1984-07-17 |
| JPS62207B2 JPS62207B2 (ja) | 1987-01-06 |
Family
ID=16864321
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22765982A Granted JPS59123713A (ja) | 1982-12-28 | 1982-12-28 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59123713A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6220822A (ja) * | 1985-07-19 | 1987-01-29 | Kawasaki Steel Corp | 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 |
| JPH0660489A (ja) * | 1992-08-06 | 1994-03-04 | Yamauchi Corp | 磁気式トルクリミッタ |
-
1982
- 1982-12-28 JP JP22765982A patent/JPS59123713A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6220822A (ja) * | 1985-07-19 | 1987-01-29 | Kawasaki Steel Corp | 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 |
| JPH0660489A (ja) * | 1992-08-06 | 1994-03-04 | Yamauchi Corp | 磁気式トルクリミッタ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62207B2 (ja) | 1987-01-06 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5522084B2 (ja) | 厚鋼板の製造方法 | |
| JP2009270194A (ja) | 低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2008214754A (ja) | 脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、脆性破壊伝播停止特性と大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| JPWO2011148755A1 (ja) | 溶接構造用高強度鋼板の製造方法 | |
| JP7411072B2 (ja) | 低温衝撃靭性に優れた高強度極厚物鋼材及びその製造方法 | |
| JP2020504236A (ja) | 低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材、及びその製造方法 | |
| JP2005139517A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP2011052244A (ja) | 脆性き裂伝播停止特性に優れた、板厚５０〜１２５ｍｍの厚手高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH04285119A (ja) | 低温靱性の優れた厚肉高張力鋼板の製造法 | |
| JPS626730B2 (ja) | ||
| JP2007138203A (ja) | 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JPH05195058A (ja) | 高靱性厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4038166B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP3374688B2 (ja) | 溶接割れ感受性と低温靭性に優れた調質型６００Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造方法 | |
| JPS59123713A (ja) | 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 | |
| JP2005272949A (ja) | 耐火性に優れた低降伏比圧延ｈ形鋼およびその製造法 | |
| JP2006233301A (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH05295432A (ja) | オンライン加工熱処理による高強度高靭性鋼板の製造方法 | |
| JPH05148544A (ja) | 板厚方向の硬さ分布が均一な高強度高靭性鋼板の製造法 | |
| JPS59113120A (ja) | 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 | |
| JP2562771B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた超高張力鋼の製造方法 | |
| JPH1121625A (ja) | 強度、靱性に優れる厚鋼板の製造方法 | |
| JPWO2021123130A5 (ja) | ||
| JPH06179908A (ja) | 溶接性と脆性亀裂伝播停止性能に優れた厚肉高張力鋼の製造方法 | |
| JPH0517286B2 (ja) |