JPS60149720A - 板内の歪が少なく溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
板内の歪が少なく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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- JPS60149720A JPS60149720A JP395184A JP395184A JPS60149720A JP S60149720 A JPS60149720 A JP S60149720A JP 395184 A JP395184 A JP 395184A JP 395184 A JP395184 A JP 395184A JP S60149720 A JPS60149720 A JP S60149720A
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- 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
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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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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】
不発明は板肉の歪が少なく溶接性と低温靭性の優れた高
張力鋼の製造方法に係り、特にブタン、。
張力鋼の製造方法に係り、特にブタン、。
プロパン向はタンクなどの圧力容器用鋼板、寒地向はラ
インパイプ用鋼板等の歪を防止し、かつ調質を施δずに
製造する方法に関する。
インパイプ用鋼板等の歪を防止し、かつ調質を施δずに
製造する方法に関する。
従来、溶接をともなう低温靭性の優れた高張力鋼板は、
焼ならし又は焼入、焼戻処理によって製造場れてきてい
るが、熱処理費等の高騰により製造コヌトが高くなる欠
点がある。また、熱処理を飾石な力いわゆる非調質で高
張力化、高靭性化をばかろ製造方法としては制御圧延（
以下ＣＲと称する）による方法があるが、ＣＲの仕上げ
温度を下げると圧延能率が著しく低下するばかりか、得
うｎ−ａ鋼板のシャルピー衝撃破面にセパレーションが
発生し、需要家から嫌われ適用鋼種の拡大が難しいとい
う問題がある。
焼ならし又は焼入、焼戻処理によって製造場れてきてい
るが、熱処理費等の高騰により製造コヌトが高くなる欠
点がある。また、熱処理を飾石な力いわゆる非調質で高
張力化、高靭性化をばかろ製造方法としては制御圧延（
以下ＣＲと称する）による方法があるが、ＣＲの仕上げ
温度を下げると圧延能率が著しく低下するばかりか、得
うｎ−ａ鋼板のシャルピー衝撃破面にセパレーションが
発生し、需要家から嫌われ適用鋼種の拡大が難しいとい
う問題がある。
ＣＲによる上記問題を改善した低温域壕でのＣＲを必要
としないで高張力化と高靭性化をはかる製造方法として
例えば特開昭５７−１３４５１４の如き圧延後の加速冷
却を施す方法がある。この加速冷却による方法によれば
、第１図に示すＣ１０，０８％、Ｍｎ ： １．３％、
Ｔｉ：０．０１５％を含む鋼板について行った冷却速度
と引張強名および降伏強度との関係において、冷却停止
温度が５００℃未満では冷却速度が速くなるにつれて引
張強８は容易に上昇するが、一方降伏強度は冷却速度が
速くなるにつれて低下するため降伏強度不足のため焼な
らし材もしくは焼入、焼戻材の代替鋼とな９得る鋼種は
極めて少ない。
としないで高張力化と高靭性化をはかる製造方法として
例えば特開昭５７−１３４５１４の如き圧延後の加速冷
却を施す方法がある。この加速冷却による方法によれば
、第１図に示すＣ１０，０８％、Ｍｎ ： １．３％、
Ｔｉ：０．０１５％を含む鋼板について行った冷却速度
と引張強名および降伏強度との関係において、冷却停止
温度が５００℃未満では冷却速度が速くなるにつれて引
張強８は容易に上昇するが、一方降伏強度は冷却速度が
速くなるにつれて低下するため降伏強度不足のため焼な
らし材もしくは焼入、焼戻材の代替鋼とな９得る鋼種は
極めて少ない。
加速冷却による降伏強度低下の欠点を改善する方法とし
ては加速冷却後軽圧下を施す方法が考えられる。しかし
、この方法では冷却停止温度が５００℃未満であるため
、加速冷却時間が長くなシ、鋼板内における冷却むらが
生じやすく、更にベイナイトやマルテンサイト変態にと
もなう発熱や熱膨張量の差により鋼板に歪が生じやすく
なる欠点があり、筐た加速冷却時間が長いため生産性も
低下する欠点がある。
ては加速冷却後軽圧下を施す方法が考えられる。しかし
、この方法では冷却停止温度が５００℃未満であるため
、加速冷却時間が長くなシ、鋼板内における冷却むらが
生じやすく、更にベイナイトやマルテンサイト変態にと
もなう発熱や熱膨張量の差により鋼板に歪が生じやすく
なる欠点があり、筐た加速冷却時間が長いため生産性も
低下する欠点がある。
本発明の目的は上記従来技術の問題点を解決し、鋼板内
に歪がタカ〈溶接性と低温靭性の優ｎた高張力鋼を調質
処理を飾石ずに生産性を向上し低床に製造できる方法を
提供するにある。
に歪がタカ〈溶接性と低温靭性の優ｎた高張力鋼を調質
処理を飾石ずに生産性を向上し低床に製造できる方法を
提供するにある。
本発明の要旨とするところは次のとおりである。
すなわち、
重量比で Ｃ：０．００５〜０．１５％Ｓｉ：０．１〜
０５％ Ｍｎ ＋ ０．８〜２．０ ％ Ｔｉ：０．００３〜０．０４ ％ Ａ７・：０．００５〜０．０８ ％ Ｓ：０．００８％以下 Ｎ：０．００１０〜０．０１０ ％ を含み、かつＴｉ含有量との関係においてＮ含有量を下
記式の範囲内となし、 更に必要によりＣ：ｒ、 Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｖ、 Ｃ
ｕ、 Ｃａ。
０５％ Ｍｎ ＋ ０．８〜２．０ ％ Ｔｉ：０．００３〜０．０４ ％ Ａ７・：０．００５〜０．０８ ％ Ｓ：０．００８％以下 Ｎ：０．００１０〜０．０１０ ％ を含み、かつＴｉ含有量との関係においてＮ含有量を下
記式の範囲内となし、 更に必要によりＣ：ｒ、 Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｖ、 Ｃ
ｕ、 Ｃａ。
希土類金属の中から選ばれた少なくとも１種をＣｒ、
Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｃｕ ：それぞｔｌ、０．５％以下
Ｖ：０．０１〜０，１０チ Ｃａ ： ０．００２〜０．０１０ ％希土類金属：
０．００５〜０．０１０ ’％の範囲で含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物よ構成る鋼片を（Ａｒ、変態
点＋７０℃）〜Ａｒ８変態点の温度域で少なくとも５０
％の圧下率で圧延する段階と、前記熱延板を直ちに２〜
ｂｓｅｃの冷却速度で５００℃以上寸で加速冷却する段
階と、前記冷却板を６００〜２００℃の温度域で０．５
〜２０チの圧下率で軽圧下する段階と、前記軽圧下板を
２００℃以上の温度から空冷もしくは徐冷する段階と、
を有して成ることを％徴とする板肉の歪が少なく溶接性
と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法である・ 本発明者らは鋼板内の歪を少なくする目的で種々の検討
を行った結果、加速冷却後の停止温度を５００℃以上に
すれば冷却時間が短いので鋼板内の冷却むらが少なく、
更にベイナイト特にマルテンサイトが生成しないために
発熱や熱膨張ＢＬの差が少なくなるので鋼板内の歪の発
生が少なくなることが明らかになった。しかし第１図に
示す如く、冷却停止温度を５００℃以上とすると破面遷
移温度は向上するが、引張強烙の上昇量が少ない欠点が
ある。
Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｃｕ ：それぞｔｌ、０．５％以下
Ｖ：０．０１〜０，１０チ Ｃａ ： ０．００２〜０．０１０ ％希土類金属：
０．００５〜０．０１０ ’％の範囲で含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物よ構成る鋼片を（Ａｒ、変態
点＋７０℃）〜Ａｒ８変態点の温度域で少なくとも５０
％の圧下率で圧延する段階と、前記熱延板を直ちに２〜
ｂｓｅｃの冷却速度で５００℃以上寸で加速冷却する段
階と、前記冷却板を６００〜２００℃の温度域で０．５
〜２０チの圧下率で軽圧下する段階と、前記軽圧下板を
２００℃以上の温度から空冷もしくは徐冷する段階と、
を有して成ることを％徴とする板肉の歪が少なく溶接性
と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法である・ 本発明者らは鋼板内の歪を少なくする目的で種々の検討
を行った結果、加速冷却後の停止温度を５００℃以上に
すれば冷却時間が短いので鋼板内の冷却むらが少なく、
更にベイナイト特にマルテンサイトが生成しないために
発熱や熱膨張ＢＬの差が少なくなるので鋼板内の歪の発
生が少なくなることが明らかになった。しかし第１図に
示す如く、冷却停止温度を５００℃以上とすると破面遷
移温度は向上するが、引張強烙の上昇量が少ない欠点が
ある。
そこで、ＣＲを施した後、直ちに加速冷却を施し５００
℃以上で加速冷却を停止しても、引張強芒が上昇し高張
力が得られる方法について検討の結果、５００℃以上で
加速冷却を停止し、その後６００〜２００℃の温度域で
圧下率０．５〜２０％の範囲の軽圧下を施すことにより
引張強嘔が著しく上昇することを新規に見いだした。こ
の軽圧下な施すことにより、引張強嘔のみならず降伏強
度も上昇する利点があり、史にシャルピー衝８” 破面
にはセパレーションが発生しない特性があるが、一方こ
の軽圧下は靭性を劣化芒せるという欠点が生じ、低温靭
性な要求する鋼種には適用が難しいという問題が明らか
となった。
℃以上で加速冷却を停止しても、引張強芒が上昇し高張
力が得られる方法について検討の結果、５００℃以上で
加速冷却を停止し、その後６００〜２００℃の温度域で
圧下率０．５〜２０％の範囲の軽圧下を施すことにより
引張強嘔が著しく上昇することを新規に見いだした。こ
の軽圧下な施すことにより、引張強嘔のみならず降伏強
度も上昇する利点があり、史にシャルピー衝８” 破面
にはセパレーションが発生しない特性があるが、一方こ
の軽圧下は靭性を劣化芒せるという欠点が生じ、低温靭
性な要求する鋼種には適用が難しいという問題が明らか
となった。
本発明者らは低温靭性を改善する方法について種々調査
した結果、限定量のＴｉを含有尽せることにより、スラ
ブ加熱時においてγ粒の細粒維持ができるので、ＣＲを
施し引続き加速冷却を施した鋼板の組織は微細化芒れで
いること、更に加速冷却後の冷却停止温度を５００℃以
上（第１図参照）とすることにより、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、引張強嘔、降伏
強度が上昇することを新たに見いだし本発明を得ること
かで＠た。
した結果、限定量のＴｉを含有尽せることにより、スラ
ブ加熱時においてγ粒の細粒維持ができるので、ＣＲを
施し引続き加速冷却を施した鋼板の組織は微細化芒れで
いること、更に加速冷却後の冷却停止温度を５００℃以
上（第１図参照）とすることにより、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、引張強嘔、降伏
強度が上昇することを新たに見いだし本発明を得ること
かで＠た。
次に本発明の基礎となった実験について説明する。後記
の実施例における第１表に組成を示【またＴ１を含有す
る本発明鋼（○印、Ａｌ鋼）とＴｉを含有しない比較鋼
（Δ印、Ｂ１＠）を６００℃１で加速冷却し５００℃に
おいて圧下率を変えて圧延し、その引張強ち、降伏強度
および破面遷移温度（以下ｖＴｒｓ と称する）との関
係を調査し、その結果を第２図に示した。第２図からＴ
ｉ含有鋼はＴｉ非含有鋼に比し、引張強芯、降伏強度に
悪影響を及ぼすことな（ｖ’Ｉ”ｒｓを大幅に改善でき
ることがわかる。
の実施例における第１表に組成を示【またＴ１を含有す
る本発明鋼（○印、Ａｌ鋼）とＴｉを含有しない比較鋼
（Δ印、Ｂ１＠）を６００℃１で加速冷却し５００℃に
おいて圧下率を変えて圧延し、その引張強ち、降伏強度
および破面遷移温度（以下ｖＴｒｓ と称する）との関
係を調査し、その結果を第２図に示した。第２図からＴ
ｉ含有鋼はＴｉ非含有鋼に比し、引張強芯、降伏強度に
悪影響を及ぼすことな（ｖ’Ｉ”ｒｓを大幅に改善でき
ることがわかる。
更に圧延後の加速冷却を施すことによりどうしても避け
ら九ない冷却むらによる鋼板の歪を加速冷却停止後の軽
圧下によシ解消できることにも効果がある。
ら九ない冷却むらによる鋼板の歪を加速冷却停止後の軽
圧下によシ解消できることにも効果がある。
すなわち、Ｔ１含有鋼にＣＲを施し、直ちに加速冷却を
することにより降伏強度とｖＴ ｒｓが向上し、更に引
続き冷却停止後に軽圧下な施すことにより、引張強芯の
上昇をはかることができるので、加速冷却と軽圧下を適
正に組合せることによって鋼板内の歪が少なく、溶接性
と低温靭性の優れた鋼板を熱処理を施すことなく製造す
ることができ、引張強さ５０〜６０ ｋｑｆ／−級の高
張力鋼板が従来の焼ならし材、焼入、焼戻材より低め炭
素当量と高い生産性で安価に得ることができる。
することにより降伏強度とｖＴ ｒｓが向上し、更に引
続き冷却停止後に軽圧下な施すことにより、引張強芯の
上昇をはかることができるので、加速冷却と軽圧下を適
正に組合せることによって鋼板内の歪が少なく、溶接性
と低温靭性の優れた鋼板を熱処理を施すことなく製造す
ることができ、引張強さ５０〜６０ ｋｑｆ／−級の高
張力鋼板が従来の焼ならし材、焼入、焼戻材より低め炭
素当量と高い生産性で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：
Ｃは０．００５％未満では鋼板の強度が低下し、また溶
接熱影響部（以下ＨＡＺと称する）の軟化が大きくなり
、一方０．１５％乞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０００５〜０．１５％の範囲内にする必要がある。
接熱影響部（以下ＨＡＺと称する）の軟化が大きくなり
、一方０．１５％乞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０００５〜０．１５％の範囲内にする必要がある。
Ｓｉ：
Ｓｉは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有ちれる元素である
が、０．１％未満では母材靭性が劣化し、一方０．５％
を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低下するので、Ｓ
ｉば０１〜０．５％の範囲内にする必要がある。
が、０．１％未満では母材靭性が劣化し、一方０．５％
を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低下するので、Ｓ
ｉば０１〜０．５％の範囲内にする必要がある。
Ｍｎ：
Ｍｎは０．８％未満では鋼板の強度および靭性が低下し
、更にＨＡＺの軟化が大きくなり、一方２．０％を越え
るとＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎは０，８〜２．
０％の範囲内にする必要がある。
、更にＨＡＺの軟化が大きくなり、一方２．０％を越え
るとＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎは０，８〜２．
０％の範囲内にする必要がある。
Ｔｌ：
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，，０
０３％未満ではＴｉＮ析出物が不足し細粒効果がなく、
一方０．０４％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０．００３〜０、０４ ％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，，０
０３％未満ではＴｉＮ析出物が不足し細粒効果がなく、
一方０．０４％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０．００３〜０、０４ ％の
範囲内にする必要がある。
Ａｔ：
ｋｔは鋼の脱酸上最低０．００５飴のＡｔを固溶するよ
う添加することが必要であシ、一方０．０８％を越える
とＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も者しく劣化
するので、Ａｔはｏ、ｏｏ５〜０．８％の範囲内にする
必要がある。
う添加することが必要であシ、一方０．０８％を越える
とＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も者しく劣化
するので、Ａｔはｏ、ｏｏ５〜０．８％の範囲内にする
必要がある。
Ｓ：
Ｓは０．００８％を越えると圧延と直角方向の吸収エネ
ルギーが著しく低下するので、Ｓはｏ、ｏ ｏ ｓチ以
下に限定する必要がある。
ルギーが著しく低下するので、Ｓはｏ、ｏ ｏ ｓチ以
下に限定する必要がある。
Ｎ：
Ｎは溶接部靭性の劣化を防止するために限定する必要が
ある。すなわち、ＨＡＺ靭件のためには固溶Ｎが少々い
程、望１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芒せるが、０．００１０％未満では
細粒に必要なＴｉＮ析出物が不足し、一方０．０１０％
を越えるとＴｉＮ析出物が過剰もしくは固溶Ｎが残存し
、いずれにおいても溶接部の靭性な劣化１せるので、Ｎ
ば０．００１０〜０．０１０％の範囲内にする必要があ
り、更にＴｉ含有量との関係においてＮ量を下式に限定
したのは固溶Ｎを減少爆ぜるためである。
ある。すなわち、ＨＡＺ靭件のためには固溶Ｎが少々い
程、望１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芒せるが、０．００１０％未満では
細粒に必要なＴｉＮ析出物が不足し、一方０．０１０％
を越えるとＴｉＮ析出物が過剰もしくは固溶Ｎが残存し
、いずれにおいても溶接部の靭性な劣化１せるので、Ｎ
ば０．００１０〜０．０１０％の範囲内にする必要があ
り、更にＴｉ含有量との関係においてＮ量を下式に限定
したのは固溶Ｎを減少爆ぜるためである。
すなわち、ＮとＴｉの関係において両元素が過不足な（
ＴｉＮ析出物となるためには、Ｎ含有量は理することは
事実上不可能であるので、Ｎは実操業未満の範囲内に限
定する。
ＴｉＮ析出物となるためには、Ｎ含有量は理することは
事実上不可能であるので、Ｎは実操業未満の範囲内に限
定する。
以上が本発明において使用ちれる鋼片の基本組成である
が、更に必要により限定量のＣｒ 、 Ｎｉ 。
が、更に必要により限定量のＣｒ 、 Ｎｉ 。
Ｍｏ 、 Ｖ’、 Ｃｕ 、 Ｃａ 、希土類金属の中
から選ばれた少なくとも１種を添加含有させることがで
き、それぞれの適正な含有によって後述するように特有
な効果が付加ちれる。これらの添加元素の限定理由は次
の如くである。
から選ばれた少なくとも１種を添加含有させることがで
き、それぞれの適正な含有によって後述するように特有
な効果が付加ちれる。これらの添加元素の限定理由は次
の如くである。
Ｃｒ：
Ｃｒは鋼板の母材強度と継手部強度確保のために添加含
有−ｇｎるが、０，５チ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、０．５％以下にする必要が
ある。
有−ｇｎるが、０，５チ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、０．５％以下にする必要が
ある。
Ｎｉ：
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、靭性を向上毛せるが、０．５％を越
えて添加含有系せると製造コストの上昇を招き、また本
発明の目的ならひに効果を達成するために必要ではない
ので０．５％以下に限定したＯ ＭＯ： Ｍｏは圧延時の７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、靭性な向上芒せるが、この
発明の目的を達成するには０．５％を越えて添加含有毛
せる必要はなく、−１九以上は製造コストの上昇を招く
ので０．５％以下に限定した。
となく母材の強度、靭性を向上毛せるが、０．５％を越
えて添加含有系せると製造コストの上昇を招き、また本
発明の目的ならひに効果を達成するために必要ではない
ので０．５％以下に限定したＯ ＭＯ： Ｍｏは圧延時の７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、靭性な向上芒せるが、この
発明の目的を達成するには０．５％を越えて添加含有毛
せる必要はなく、−１九以上は製造コストの上昇を招く
ので０．５％以下に限定した。
Ｃｕ ：
Ｃｕ１ｄＮｉとほぼ同様の効果があるだけでなく、耐食
性も向上ネせるが、０５％を越えろと熱間圧延中にクラ
ックが発圧しゃすくなり、鋼板の表面性状が劣化するの
で、Ｃｕは０．５％以下にする必要がある。
性も向上ネせるが、０５％を越えろと熱間圧延中にクラ
ックが発圧しゃすくなり、鋼板の表面性状が劣化するの
で、Ｃｕは０．５％以下にする必要がある。
■＝
■は鋼板の母材の強度と靭性向上、継手部強度確保のた
め添加含有系れるが、０．０１％未満ではその効果がな
く、一方０．１０％を越えると母材およびＨＡ Ｚの靭
性を著しく劣化石セるので、■は０．０１〜０．１０％
の範囲内に限定した。
め添加含有系れるが、０．０１％未満ではその効果がな
く、一方０．１０％を越えると母材およびＨＡ Ｚの靭
性を著しく劣化石セるので、■は０．０１〜０．１０％
の範囲内に限定した。
Ｃａ：
Ｃａは０．００２％未満ではＭｎ Ｓの形態制御に不十
分で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でなく、一
方０．０１０％を越えると鋼の清浄度が怒〈なり内部欠
陥の原因となるので、Ｃａは０．００２〜０．０１０％
の範囲内とした。
分で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でなく、一
方０．０１０％を越えると鋼の清浄度が怒〈なり内部欠
陥の原因となるので、Ｃａは０．００２〜０．０１０％
の範囲内とした。
希土類金属（以下ＲＥＭと称する）：
ＲＥＭｌ−ｊ：０．００５％未満ではＭｎＳの形態制御
に不十分で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でな
く、一方０．０１０％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、ＲＥＭばＱ、
００５〜０．０１０％の範囲内とする必要がある。
に不十分で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でな
く、一方０．０１０％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、ＲＥＭばＱ、
００５〜０．０１０％の範囲内とする必要がある。
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変態点＋７０℃がら人ｒ。
変態点１での未再結晶γ域で少なくとも５ｏ係の圧下を
施す理由は、圧延を施すことにょる細粒化機構はオース
テナイト粒内にフェライト核となる変形帯を多く生成す
ることであるが、Ａｒ、＋７０Ｃを越える温度域におけ
る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、未満の温度域
で圧延を施すとシャルピー衝撃面にセパレーションが生
じるので、圧延温度域は（Ａｒ、＋７０℃）〜Ａｒ３の
温度域に限定した。上記温度域における圧延において圧
下率が５０％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嘔れないので、（Ａｒ３＋７
０℃）〜Ａｒｓにおける圧下率は少なくとも５０％とす
る必要がある。
施す理由は、圧延を施すことにょる細粒化機構はオース
テナイト粒内にフェライト核となる変形帯を多く生成す
ることであるが、Ａｒ、＋７０Ｃを越える温度域におけ
る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、未満の温度域
で圧延を施すとシャルピー衝撃面にセパレーションが生
じるので、圧延温度域は（Ａｒ、＋７０℃）〜Ａｒ３の
温度域に限定した。上記温度域における圧延において圧
下率が５０％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嘔れないので、（Ａｒ３＋７
０℃）〜Ａｒｓにおける圧下率は少なくとも５０％とす
る必要がある。
この熱延板を直ちに２〜ｂ
度で５００℃以上の温度域まで加速冷却を施す理由は、
γ→α変態後のフェライト粒の成長を抑え、靭性な向上
芒ぜること、パーライト組織となる変態域をベイナイト
組織に変態ネぜることにより王として降伏強度を上昇さ
せることにあるが、冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満ではベ
イナイト組織の生成効果がなく、一方４０℃／ Ｓｅｅ
を越えると塊状のベイナイトやマルテンサイト組織が生
成して著しく靭性を劣化名せるので冷却速度は２〜ｂｓ
ｅｃ’の範囲内にする必要がある。また、冷却停止温度
は５００℃未満ではベイナイトやマ／Ｌ＝テンサイド組
織が多量生成するため降伏強度が著しく低下すること、
更に冷却時間が長くなるために冷却むらを生じ、鋼板内
に歪が発生しやすく、本発明の目的である歪の少ない鋼
板を得ることができないので、冷却停止温度は５００℃
以上に限定した。
γ→α変態後のフェライト粒の成長を抑え、靭性な向上
芒ぜること、パーライト組織となる変態域をベイナイト
組織に変態ネぜることにより王として降伏強度を上昇さ
せることにあるが、冷却速度が２℃／ｓｅｃ未満ではベ
イナイト組織の生成効果がなく、一方４０℃／ Ｓｅｅ
を越えると塊状のベイナイトやマルテンサイト組織が生
成して著しく靭性を劣化名せるので冷却速度は２〜ｂｓ
ｅｃ’の範囲内にする必要がある。また、冷却停止温度
は５００℃未満ではベイナイトやマ／Ｌ＝テンサイド組
織が多量生成するため降伏強度が著しく低下すること、
更に冷却時間が長くなるために冷却むらを生じ、鋼板内
に歪が発生しやすく、本発明の目的である歪の少ない鋼
板を得ることができないので、冷却停止温度は５００℃
以上に限定した。
冷却停止後６００℃以下から２００℃以上の温度域にお
いて、０．５〜２０％の圧下率の軽圧下を施す理由は、
主にして引張飾石の上昇を目的とするものであり、６０
０℃を越える温度域における軽圧下では引張強づの上昇
量が少なく、一方２００℃未満の温度で軽圧下を施すと
水素の除去が十分できないため水素欠陥が起きるので軽
圧下の温度域は６００〜２００℃に限定した。
いて、０．５〜２０％の圧下率の軽圧下を施す理由は、
主にして引張飾石の上昇を目的とするものであり、６０
０℃を越える温度域における軽圧下では引張強づの上昇
量が少なく、一方２００℃未満の温度で軽圧下を施すと
水素の除去が十分できないため水素欠陥が起きるので軽
圧下の温度域は６００〜２００℃に限定した。
軽圧下の圧下率は第２図に示す如＜０．５％未満では引
張強嘔の上昇効果がなく、一方２０％を越えるとシャル
ピー衝撃破面にセパレーションが発生するので６００〜
２００℃の温度域における軽圧下の圧下率は０．５〜２
０％の範囲内に゛する必要がある。
張強嘔の上昇効果がなく、一方２０％を越えるとシャル
ピー衝撃破面にセパレーションが発生するので６００〜
２００℃の温度域における軽圧下の圧下率は０．５〜２
０％の範囲内に゛する必要がある。
また、軽圧下板を２００℃以上の温度から空冷もしくは
徐冷するのは、水素の除去を容易にし、水素欠陥を防止
するためである。
徐冷するのは、水素の除去を容易にし、水素欠陥を防止
するためである。
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、その鋼板の機械的性質等を調査
し、同じく第２表に結果を示した。
冷却条件により処理し、その鋼板の機械的性質等を調査
し、同じく第２表に結果を示した。
第２表において供試材７ｙ６１〜９は本発明の成分組成
を有するＡＩ＃Ｉの鋼片を種々の圧延−冷却条件により
製造したものであり、ｊｌＥｇ １は圧延後加速冷却を
施しておらす、ｊｂ２は加速冷却後の軽圧下な施してい
ないためいずれも引張強嘔が５０ｋｑｆ／−を満足して
いない。Ａ３は（Ａｒ３＋７０℃）〜Ａｒ、の温度域に
おける圧下率が５０％未満であるためｖＴｒｓが一４０
℃以上であシ、Ａ７は冷却停止温度が５００℃未満であ
るため、軽圧下を施しても鋼板の歪が完全に除去芒れで
おらず、Ａ８は徐冷開始温度が２００℃未満であるため
含有Ｈ２による割れが発生しており、Ａ９はＡｒ３点以
下の（γ＋α）２相域で圧延を施したためセパレーショ
ンが発圧している。これに対し、Ｉ（ｒ、４，５．６は
本発明の全ての構成要件を満足しているので、適用鋼種
の拡大の目的の１つである造船用高張力鋼の規格に示て
れている降伏強度３６ｋｙｆｌ−以上、引張強芒５０
ｋｖｆ／−以上、ｖＴｒｓ −４０℃以下の条件ないす
ｎも十分満足している。
を有するＡＩ＃Ｉの鋼片を種々の圧延−冷却条件により
製造したものであり、ｊｌＥｇ １は圧延後加速冷却を
施しておらす、ｊｂ２は加速冷却後の軽圧下な施してい
ないためいずれも引張強嘔が５０ｋｑｆ／−を満足して
いない。Ａ３は（Ａｒ３＋７０℃）〜Ａｒ、の温度域に
おける圧下率が５０％未満であるためｖＴｒｓが一４０
℃以上であシ、Ａ７は冷却停止温度が５００℃未満であ
るため、軽圧下を施しても鋼板の歪が完全に除去芒れで
おらず、Ａ８は徐冷開始温度が２００℃未満であるため
含有Ｈ２による割れが発生しており、Ａ９はＡｒ３点以
下の（γ＋α）２相域で圧延を施したためセパレーショ
ンが発圧している。これに対し、Ｉ（ｒ、４，５．６は
本発明の全ての構成要件を満足しているので、適用鋼種
の拡大の目的の１つである造船用高張力鋼の規格に示て
れている降伏強度３６ｋｙｆｌ−以上、引張強芒５０
ｋｖｆ／−以上、ｖＴｒｓ −４０℃以下の条件ないす
ｎも十分満足している。
供試材Ａ１０は製造条件においては本発明の限定要件を
満足しているが、他の１つの限定要件である化学組成に
おいてＴｉ乞金含有ていないため、ｖＴｒｓが一４０℃
以上となっている。
満足しているが、他の１つの限定要件である化学組成に
おいてＴｉ乞金含有ていないため、ｖＴｒｓが一４０℃
以上となっている。
機械的性質を示しており、本発明鋼Ａ１の炭素当量は比
較鋼の焼ならし材および焼入、焼戻材に比較してＯ，（
１４〜０．０８％も少ないことがわかる。
較鋼の焼ならし材および焼入、焼戻材に比較してＯ，（
１４〜０．０８％も少ないことがわかる。
供試材Ａ、１３．１４は本発明のすべての構成要件の範
囲内にて製造烙れでおり、特に成分組織においてＣｕ、
Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｃａ等を連成に含有しておるので
、いずれも６０ ｋｇｆ／ｌｎａ級の高張力を満足して
いる。
囲内にて製造烙れでおり、特に成分組織においてＣｕ、
Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｃａ等を連成に含有しておるので
、いずれも６０ ｋｇｆ／ｌｎａ級の高張力を満足して
いる。
本発明は上記実施例からも明らかな如く、成分を限定し
、特に適量のＴｉを含有せしめ、（Ａｒ３変態点＋７０
℃）〜Ａｒ３変態点の温度域で５０％以上の制御圧延を
行い、５００℃以上の温度１で加速冷却を行い、引続い
て６００〜２００℃の温度域で０５〜２０％の軽圧下な
施し、その後空冷もしくは徐冷することにより、鋼板内
に歪が少なく溶接性と低温靭性の優れた５０〜６０ｋｙ
ｆ／＋ｌ＋４級の高張力鋼を非調質で安価にかつ安定し
て製造することができた。
、特に適量のＴｉを含有せしめ、（Ａｒ３変態点＋７０
℃）〜Ａｒ３変態点の温度域で５０％以上の制御圧延を
行い、５００℃以上の温度１で加速冷却を行い、引続い
て６００〜２００℃の温度域で０５〜２０％の軽圧下な
施し、その後空冷もしくは徐冷することにより、鋼板内
に歪が少なく溶接性と低温靭性の優れた５０〜６０ｋｙ
ｆ／＋ｌ＋４級の高張力鋼を非調質で安価にかつ安定し
て製造することができた。
第１図は制御圧延後の加速冷却条件が引張特性、シャル
ピー衝撃特性におよぼす影響を示す線図、第２図は制御
圧延後加速冷却を行いその後５００℃において施した圧
延の圧下率が引張特性、シャルピー衝撃特性におよぼす
影響を示す線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄
ピー衝撃特性におよぼす影響を示す線図、第２図は制御
圧延後加速冷却を行いその後５００℃において施した圧
延の圧下率が引張特性、シャルピー衝撃特性におよぼす
影響を示す線図である。 代理人 弁理士 中 路 武 雄
Claims (1)
- （１） 重量比で Ｃ：０．００５〜０．１５％Ｓｉ：
０．１〜０．５％ Ｍｎ：０．８〜２．０％ Ｔｉ：０．００３〜０．０４％ Ａｔ：０．００５〜０．０８％ Ｓ：０．００８％以下 Ｎ：０．００１０〜００１０％ を含み、かつＴｉ含有量との関係においてＮ含有量を下
記式の範囲内となし 更に必要によりＣｒ、 Ｎｉ 、 Ｍｏ、Ｖ、 Ｃｕ、
Ｃａ、希土類金属の中から選はｆｌ、た少なくとも１
種をＣｒ、 Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｃｕ ：それぞれ０．
５％以下Ｖ：０．０１〜０．１０％ Ｃａ ： ０．０ ０ ２〜０．０ １ ０ ％希土類
金属： ０． Ｏ（１５〜０．０１０％の範囲で含有し
、残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼片を（Ａ
ｒ、変態点＋７０℃）〜Ａｒ。 変態点の温度域で少なくとも５０％の圧下率で圧延する
段階と、前記熱延板を直ちに２〜ｂｓ ｅ、ｃの冷却速
度で５００℃以上１で加速冷却する段階と、前記冷却板
を６００〜２００℃の温度域で０．５〜２０％の圧下率
で軽圧下する段階と、前記軽圧下板を２００℃以上の温
度から空冷もしくは徐冷する段階と、を有して成ること
を特徴とする板肉の歪が少なく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 |
|---|---|---|---|
| JP395184A JPS60149720A (ja) | 1984-01-12 | 1984-01-12 | 板内の歪が少なく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 |
|---|---|---|---|
| JP395184A JPS60149720A (ja) | 1984-01-12 | 1984-01-12 | 板内の歪が少なく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 |
|---|---|
| JPS60149720A true JPS60149720A (ja) | 1985-08-07 |
| JPH0517286B2 JPH0517286B2 (ja) | 1993-03-08 |
Family
ID=11571413
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP395184A Granted JPS60149720A (ja) | 1984-01-12 | 1984-01-12 | 板内の歪が少なく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) | JPS60149720A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62214126A (ja) * | 1986-03-17 | 1987-09-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部ｃｏｄ特性に優る高張力鋼の製造方法 |
| JPS62238326A (ja) * | 1986-04-08 | 1987-10-19 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた非調質低温用鋼の製造方法 |
| JPS6415319A (en) * | 1987-07-08 | 1989-01-19 | Kawasaki Steel Co | Production of high tensile steel plate having excellent brittle fracture generation resistance characteristic |
-
1984
- 1984-01-12 JP JP395184A patent/JPS60149720A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62214126A (ja) * | 1986-03-17 | 1987-09-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部ｃｏｄ特性に優る高張力鋼の製造方法 |
| JPS62238326A (ja) * | 1986-04-08 | 1987-10-19 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた非調質低温用鋼の製造方法 |
| JPH0645821B2 (ja) * | 1986-04-08 | 1994-06-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた非調質低温用鋼の製造方法 |
| JPS6415319A (en) * | 1987-07-08 | 1989-01-19 | Kawasaki Steel Co | Production of high tensile steel plate having excellent brittle fracture generation resistance characteristic |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0517286B2 (ja) | 1993-03-08 |
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