JPS59136419A - 溶接性にすぐれた超高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性にすぐれた超高張力鋼の製造方法Info
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- JPS59136419A JPS59136419A JP990783A JP990783A JPS59136419A JP S59136419 A JPS59136419 A JP S59136419A JP 990783 A JP990783 A JP 990783A JP 990783 A JP990783 A JP 990783A JP S59136419 A JPS59136419 A JP S59136419A
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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】
本発明は溶接性にすぐれた超高張力鋼の製造方法に関す
るもので、圧力容器等の溶接構造用に必要な高い低温靭
性（ｖＥ−４０，Ｔｈ７．Ｏｋｇ−ｍ ）と良好な浴接
性を有し、しかも引張強さが９０ ｋｇ７ｍｍ２以上の
高強度を有する鋼材を安価に製造する方法を提供するも
のである。
るもので、圧力容器等の溶接構造用に必要な高い低温靭
性（ｖＥ−４０，Ｔｈ７．Ｏｋｇ−ｍ ）と良好な浴接
性を有し、しかも引張強さが９０ ｋｇ７ｍｍ２以上の
高強度を有する鋼材を安価に製造する方法を提供するも
のである。
従来、引張強さが９０ ｋｇ７ｍｍ２以上の高強朋鋼は
５〜１０ｑ６のＮｉ添加を行ない焼入れ一焼戻しによっ
て製造するのが常識である。しかしながらこの方法では
高Ｎｉ故にコストが高く、マた含有成分が多いため溶接
性の劣化はさけられなかった。
５〜１０ｑ６のＮｉ添加を行ない焼入れ一焼戻しによっ
て製造するのが常識である。しかしながらこの方法では
高Ｎｉ故にコストが高く、マた含有成分が多いため溶接
性の劣化はさけられなかった。
本発明はこのような問題を有利に解決するためなされた
もので、適切な量のＣｒ Ｎｂ＋ Ｍａｎ Ｔｉ＋Ｂな
どを含有する鋼にオンライン焼入処理を施すことにより
９０ ｋｇ７朋２以上の高強度と高靭性および高溶接性
を同時に満足する鋼の低コスト製造法を見い出したもの
で、その要旨とするところはＣ： ０．０４〜０．１０
％ 、 Ｓｔ ： １．０％以下。
もので、適切な量のＣｒ Ｎｂ＋ Ｍａｎ Ｔｉ＋Ｂな
どを含有する鋼にオンライン焼入処理を施すことにより
９０ ｋｇ７朋２以上の高強度と高靭性および高溶接性
を同時に満足する鋼の低コスト製造法を見い出したもの
で、その要旨とするところはＣ： ０．０４〜０．１０
％ 、 Ｓｔ ： １．０％以下。
Ｍｎ ： ０．５０〜２．０％、 ＭＯ：０．１〜１
．０％。
．０％。
Ｔｉ ： ０．００５〜０．０５％、 Ｎｂ ： ０
．００５〜０．０５％。
．００５〜０．０５％。
Ｂ：０．０１％以下、 Ａｔ：０．１％以下で か
つ銑入れ性指数り、 ： ｏ、ｓ〜３．０インチを基本
とし、更に合金添加を行う場合は、Ｃｒ ： １％以下
＋ ’ Ｎｔ ： １％以下。
つ銑入れ性指数り、 ： ｏ、ｓ〜３．０インチを基本
とし、更に合金添加を行う場合は、Ｃｒ ： １％以下
＋ ’ Ｎｔ ： １％以下。
Ｖ：０．１％以下＋ （：ｕ ：１％以下。
Ｃａ：０．０１％以下の一種又は二種以上を含有し、残
部不可避不純物及びＦｅよりなる鋼を加熱温度１１５０
℃以上、圧延終了温度８５０℃以上の条件で加熱圧延し
、圧延後直ちに２ｏｏ℃以下まで急冷することを特徴と
する浴接性にすぐれた超高張力鋼の製造方法にある。但
し り、インチ−０，３４ｉＱ％（１＋０．６４Ｓｉ％）（
１＋４．１０Ｍｎ％Ｘｌ＋０．２７Ｃｕ％）（１＋０．
５２Ｎｉ％Ｘ１＋２．３３Ｃｒ％）（１＋３．１４Ｍ０
１）従来、Ｎｂが含有される銅では高゛級うインノ悩グ
などを対象としてオンライン加速冷却により機械的性質
が向上することが知られているがこの場合加速冷却前に
制御圧延を施すことが必須の条件となっている。
部不可避不純物及びＦｅよりなる鋼を加熱温度１１５０
℃以上、圧延終了温度８５０℃以上の条件で加熱圧延し
、圧延後直ちに２ｏｏ℃以下まで急冷することを特徴と
する浴接性にすぐれた超高張力鋼の製造方法にある。但
し り、インチ−０，３４ｉＱ％（１＋０．６４Ｓｉ％）（
１＋４．１０Ｍｎ％Ｘｌ＋０．２７Ｃｕ％）（１＋０．
５２Ｎｉ％Ｘ１＋２．３３Ｃｒ％）（１＋３．１４Ｍ０
１）従来、Ｎｂが含有される銅では高゛級うインノ悩グ
などを対象としてオンライン加速冷却により機械的性質
が向上することが知られているがこの場合加速冷却前に
制御圧延を施すことが必須の条件となっている。
これに対し本発明は８５０℃以上で圧延を終了するのみ
であり、いわゆる制御圧延を行なわない点で従来のＮｂ
含有鋼で採用されているプロセスとは全く異質のもので
ある。
であり、いわゆる制御圧延を行なわない点で従来のＮｂ
含有鋼で採用されているプロセスとは全く異質のもので
ある。
また、Ｎｂ含有鋼について直接焼入れ一焼戻しの検討も
行なわれているが、直接焼入れまま状態での検討はほと
んどなされていない。直接焼入れ一焼戻しでは低温加熱
を行うことが常識となっている。
行なわれているが、直接焼入れまま状態での検討はほと
んどなされていない。直接焼入れ一焼戻しでは低温加熱
を行うことが常識となっている。
本発明者らはＮｂ含有鋼について多数の実験と詳細な検
討を行なった結果、先の常識とは異なシ、Ｎｂ−Ｔｉ−
Ｍｏの複合添加を行なうことにより比較的高温加熱でも
Ｂによる焼入性が飛躍的に向上し、少ない化学成分でも
高強度を達成することが可能であることを知見したもの
である。即ち前記Ｎｂ−Ｔ ｌ−Ｍｏ複合添加拐におい
ては、第１図の如き焼入れ性指数Ｄ□と機械的性質の関
係があることを見出したものである。第１図はＣ０，０
５〜０．１０’％。
討を行なった結果、先の常識とは異なシ、Ｎｂ−Ｔｉ−
Ｍｏの複合添加を行なうことにより比較的高温加熱でも
Ｂによる焼入性が飛躍的に向上し、少ない化学成分でも
高強度を達成することが可能であることを知見したもの
である。即ち前記Ｎｂ−Ｔ ｌ−Ｍｏ複合添加拐におい
ては、第１図の如き焼入れ性指数Ｄ□と機械的性質の関
係があることを見出したものである。第１図はＣ０，０
５〜０．１０’％。
Ｓｉ Ｏ，２４〜０．２７％ 、Ｍｎ０．６０〜１．６
７％ １Ｍｏ：０．２０〜０．８５チ、 Ｔｉ：０．０
０８〜０．０２２％、 Ｎｂ二０．０１〜０．０３％、
Ｂ ： ０．０００８〜０．００１３係、ＡＡ：０．０
２１〜０．０８２％の鋼を加熱温度１２５０℃、圧延終
了温度８５５〜９０２℃としたものにおいて得られたも
ので、引張強さが９０ ｋＦＩ／ｍｍ２以上の高強度で
あシながら焼入性指数Ｄ□を０．８〜３．０インチとす
ることによってｖＥ−４０＞ ７．０ｋｇ−ｍという良
好な低温靭性が得られることを示している。
７％ １Ｍｏ：０．２０〜０．８５チ、 Ｔｉ：０．０
０８〜０．０２２％、 Ｎｂ二０．０１〜０．０３％、
Ｂ ： ０．０００８〜０．００１３係、ＡＡ：０．０
２１〜０．０８２％の鋼を加熱温度１２５０℃、圧延終
了温度８５５〜９０２℃としたものにおいて得られたも
ので、引張強さが９０ ｋＦＩ／ｍｍ２以上の高強度で
あシながら焼入性指数Ｄ□を０．８〜３．０インチとす
ることによってｖＥ−４０＞ ７．０ｋｇ−ｍという良
好な低温靭性が得られることを示している。
これはＮｂ−Ｔｉ −Ｍｏ −Ｂ複合添加と圧延後の急
冷とが相俟ってアシキーラーフェライトーペイナイト主
体の非常に靭性良好な変態生成物が得られるからである
と渚えられる。
冷とが相俟ってアシキーラーフェライトーペイナイト主
体の非常に靭性良好な変態生成物が得られるからである
と渚えられる。
本発明において成分限定理由は次の通シである。
Ｃ：Ｃは高強度を得るために０．０４％以上は必要であ
るが、多くなると低温靭性が低下するため上限を０．１
チとする。
るが、多くなると低温靭性が低下するため上限を０．１
チとする。
Ｓｔ ： Ｓｌは脱酸剤として使用されるほか強度向上
にも有用であるが多くなると低温靭性が低下するため１
チ以下とする。
にも有用であるが多くなると低温靭性が低下するため１
チ以下とする。
Ｍｎ ： Ｍｎは高強度を得るために０．５％以上は必
要であるが２．０％を超えると低温靭性、溶接性を損う
ので０．５０〜２．０係とする。
要であるが２．０％を超えると低温靭性、溶接性を損う
ので０．５０〜２．０係とする。
Ｍｏ ： Ｍｏは強度、靭性の向上に有用な元素で、少
くとも０．１％以上は必要であるが１％を超えると強度
が上がシすぎ低温靭性の低下を招くため０、１〜１．０
チとする。望ましくは０．２５〜０．６０−である。
くとも０．１％以上は必要であるが１％を超えると強度
が上がシすぎ低温靭性の低下を招くため０、１〜１．０
チとする。望ましくは０．２５〜０．６０−である。
Ｔｉ ： Ｔｉは細粒化およびＮを固定しＮｂ−Ｔｉ−
Ｍ。
Ｍ。
の複合添加によｐＢの焼入れ性向上効果を飛躍的に高め
るのに有用であるがこれらの効果を得るのに少くとも０
．００５％は必要である。しかし多くなると低温靭性全
阻害するので上限は０．０５係とする。
るのに有用であるがこれらの効果を得るのに少くとも０
．００５％は必要である。しかし多くなると低温靭性全
阻害するので上限は０．０５係とする。
Ｎｂ ： Ｎｂは細粒化に有用な元素であるがその効果
を得るには少くとも０．００５％は必要でちる。また多
くなると溶接性を損うので上限を０．０ ’５ ％とす
る。望ましくは００１０〜０．０２５％である。
を得るには少くとも０．００５％は必要でちる。また多
くなると溶接性を損うので上限を０．０ ’５ ％とす
る。望ましくは００１０〜０．０２５％である。
Ｂ：Ｂは焼入れ性を高めるのに有用な元素であるがその
量が多くなると低温靭性を阻害するので上限を０．Ｄｌ
チとする。
量が多くなると低温靭性を阻害するので上限を０．Ｄｌ
チとする。
Ａｔ： ＡＡは鋼の脱酸のために添加されるが、添加量
が多くなると鋼の清浄性を阻害するため上限を０，１％
とする。
が多くなると鋼の清浄性を阻害するため上限を０，１％
とする。
Ｄｘ：Ｄｌの規制は本発明にとって極めて重要であ９０
．８インチ未満では安定して９０ ｋｇ／ｍｙｎ２以上
の高強度が得られないことのほか低温靭性の低下が大き
くなる。また３、０インチを超えると強度が高くなシす
ぎるほか、低温靭性の低下が大きくなるのでＯ７８〜３
．０インチとする。
．８インチ未満では安定して９０ ｋｇ／ｍｙｎ２以上
の高強度が得られないことのほか低温靭性の低下が大き
くなる。また３、０インチを超えると強度が高くなシす
ぎるほか、低温靭性の低下が大きくなるのでＯ７８〜３
．０インチとする。
Ｃｒ ： Ｃｒは焼入性向上に有用であるが、添加量が
多いと溶接性を阻害するので１％を上限とする。
多いと溶接性を阻害するので１％を上限とする。
Ｎｉ：ＮＩは低温靭性改善に有用であるが、多くなると
溶接性を損うことのほか高価な元素であり製造コストを
高めるため上限１係とする。
溶接性を損うことのほか高価な元素であり製造コストを
高めるため上限１係とする。
ｖ−■は析出硬化もしくは焼入れ性をやや高めるのに有
用であるが多くなると低温靭性を損うので上限を１９６
とする。
用であるが多くなると低温靭性を損うので上限を１９６
とする。
Ｃｕ ： Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め強度を上昇するの
に有用であるが高価であるため１％以下とする。
に有用であるが高価であるため１％以下とする。
Ｃａ ： Ｃａは製鋼時に添加して銅の脱酸を良好にし
、介在物を減少して低温靭性向上に有用であるが鋼中に
多量に存在すると有害な非金属介在物となυ逆に低温靭
性を阻害するため０．１％以下とする。
、介在物を減少して低温靭性向上に有用であるが鋼中に
多量に存在すると有害な非金属介在物となυ逆に低温靭
性を阻害するため０．１％以下とする。
その他不純物として不可避的に大府するＰ、Ｓについて
は特に限定するものではないが鋼の清浄性を通じて材質
を安定化するためすくない程よくこのような観点からＰ
は０．０２０ ％以下、Ｓは０．０１’０チ以下が望ま
しい。
は特に限定するものではないが鋼の清浄性を通じて材質
を安定化するためすくない程よくこのような観点からＰ
は０．０２０ ％以下、Ｓは０．０１’０チ以下が望ま
しい。
次に前記組成を有する鋼の加熱−圧延−熱処理条件につ
いて述べる。
いて述べる。
加熱温度はＴｉ系以外の析出物が十分固溶できるように
１１５０℃以上とする。
１１５０℃以上とする。
圧延終了温度は低くなると焼入れ性が低下し高強度が得
られないため８５０℃以上とする。
られないため８５０℃以上とする。
次いで圧延終了後直ちに急冷を行うが、急冷停止温度が
高いと十分に焼入れることかむずかしいため、急冷停止
温度は２００℃以下とする。
高いと十分に焼入れることかむずかしいため、急冷停止
温度は２００℃以下とする。
次に実施例を比較例と共に挙げる。
第１表に示す化学成分を有する鋼を用いて、年２表に示
す製造条件で板厚２５ｍｍの厚鋼板を製造した。得られ
た厚鋼板の機械的性質と溶接性能を併せて第２表に示す
。
す製造条件で板厚２５ｍｍの厚鋼板を製造した。得られ
た厚鋼板の機械的性質と溶接性能を併せて第２表に示す
。
しかして例Ａ、Ｂは第１発明の実施例を示し例ｃ、ｎ、
Ｅは基本成分以外の合金元素を添加した第２発明の実施
例を示す。
Ｅは基本成分以外の合金元素を添加した第２発明の実施
例を示す。
本発明の実施例はいづれも高強度、高靭性を有し且つＹ
割れ停止温度が室温という非常に良好な耐溶接割れ性を
示すのに対し、比較例ＦはＨｂ 。
割れ停止温度が室温という非常に良好な耐溶接割れ性を
示すのに対し、比較例ＦはＨｂ 。
Ｔｉが含壕れていないため強度、靭性ともに非常に低い
値を示す。また比較鋼ＧはＣ量が高く、Ｔｉが添加され
ていない鋼であシ強度は高いが低温靭性が低く、かつＹ
割れ停止温度が１００℃と悪い値を示す・ 以上、詳細に述べた通シ本発明はＮｂ ＊ Ｔｌ ｒ
Ｍ。
値を示す。また比較鋼ＧはＣ量が高く、Ｔｉが添加され
ていない鋼であシ強度は高いが低温靭性が低く、かつＹ
割れ停止温度が１００℃と悪い値を示す・ 以上、詳細に述べた通シ本発明はＮｂ ＊ Ｔｌ ｒ
Ｍ。
を複合添加し、焼入性指数り、を規制することによって
少ない合金元素成分でかつ制御圧延によらなくても比較
的高温加熱で圧延後急玲するのみで９０ｋｇ／ｍｍ２以
上の高強度と十分な低温靭性と良好な溶接性を備えた厚
鋼板を低コストで製造可能としたものであり産業上有用
なものである。
少ない合金元素成分でかつ制御圧延によらなくても比較
的高温加熱で圧延後急玲するのみで９０ｋｇ／ｍｍ２以
上の高強度と十分な低温靭性と良好な溶接性を備えた厚
鋼板を低コストで製造可能としたものであり産業上有用
なものである。
第１図は焼入性指数ＤＩインチと機械的性質の関係を示
す説明図である。
す説明図である。
Claims (1)
- （１）Ｃ：０．０４〜０１０％、８１：１．Ｏｑ６以下
。 Ｍｎ ： ０．５０〜２．０％ 、 Ｍｏ ： ０．
１〜１．０％。 Ｔｉ：０．００５〜０，０５ヂ、 Ｎｂ ： ０．０
０５〜０．０５％。 Ｂ：０．０１チ以下、 Ａｔ：０．１％以下でかつ
焼入性指数Ｄｒ： ０．８〜３．０インチ。 残部Ｆｅ及び不可避不純物よシなる鋼を、加熱温度１１
５０℃以上、圧延終了温度８５０℃以上の条件で加熱圧
延し１圧延後直ちに２００℃以下まで急冷することを特
徴とする溶接性にすぐれた超高張力鋼の製造方法。 Ｄ１インチ＝０．３４ｙ’５％（１＋０．６４Ｓｉ％）
（１＋４．１０Ｍｎ％）（１＋０．２７０ｕ％）（１＋
０．５２Ｎｉ％）（１＋２．３３Ｃｒ％） （１＋３．
１４ ＭＯ％）（２） ｃ ： ０．０４〜０．１０
％、Ｓｔ：１．０％以下。 Ｍｎ ： ０．５０〜２．０％、 Ｍｏ ： ０．１
〜１．０％。 Ｔｉ ： ０．００５〜０．０５％ 、 Ｎｂ ：
０．００５〜０．０５％ 。 Ｂ：０．０１％以下、 Ａｔ：０．１％以下でがっ
焼入性指数Ｄ□：０．８〜３．０インチ。 更にＣｒ ： １．％以下ＩＮｉ：１％以下。 Ｖ ： ０．１％以下、Ｃｕ：１％以下。 Ｃａ ： ０．０１％以下の一種又は二種以上を含有し
、残部Ｆｅおよび不可避不純物よシなる鋼を、加熱温度
１１５０℃以上、圧延終了温度８５０℃以上の条件で加
熱圧延し、圧延後直ちに２００℃以下まで急冷すること
を特徴とする溶接性にすぐれた超高張力鋼の製造方法。 Ｄ、インチ＝０．３４＃％（１＋０．６４８ｉ％）（１
＋４．１０Ｍｎ％Ｘ１＋０．２７Ｃｕ％）（１＋０．５
２Ｎｉ％）（１＋２．３３Ｃｒ％）（１＋３．１４Ｍｏ
％）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP990783A JPS59136419A (ja) | 1983-01-26 | 1983-01-26 | 溶接性にすぐれた超高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP990783A JPS59136419A (ja) | 1983-01-26 | 1983-01-26 | 溶接性にすぐれた超高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59136419A true JPS59136419A (ja) | 1984-08-06 |
Family
ID=11733178
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP990783A Pending JPS59136419A (ja) | 1983-01-26 | 1983-01-26 | 溶接性にすぐれた超高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59136419A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0165774A2 (en) * | 1984-06-19 | 1985-12-27 | Nippon Steel Corporation | Method for producing high-strength steel having improved weldability |
| KR100654156B1 (ko) | 2005-11-23 | 2006-12-06 | 고려용접봉 주식회사 | 용접성이 우수한 가스실드아크용접용 솔리드와이어 |
-
1983
- 1983-01-26 JP JP990783A patent/JPS59136419A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0165774A2 (en) * | 1984-06-19 | 1985-12-27 | Nippon Steel Corporation | Method for producing high-strength steel having improved weldability |
| KR100654156B1 (ko) | 2005-11-23 | 2006-12-06 | 고려용접봉 주식회사 | 용접성이 우수한 가스실드아크용접용 솔리드와이어 |
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