JPS60149722A - 溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 - Google Patents
溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法Info
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- JPS60149722A JPS60149722A JP537284A JP537284A JPS60149722A JP S60149722 A JPS60149722 A JP S60149722A JP 537284 A JP537284 A JP 537284A JP 537284 A JP537284 A JP 537284A JP S60149722 A JPS60149722 A JP S60149722A
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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
- 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】
（産業上の利用分野）
本発明は溶接部低温靭性の著しく優れたＣｕ添加鋼の製
造法に関するものである。
造法に関するものである。
近年、経済性、安全性等の面から溶接構造物（建築、圧
力容器、造船、ライン・ぐイブなど）における高張力鋼
の使用は多岐にわたり、溶接性高張力鋼の需要は銅版、
条（：ｄｌ、シームレスパイプ等として着実な増加を示
している。浴接＋７４遺物に使用される鋼は当然のこと
ながら高強度に那え、安全性、作梁性の面から、低温靭
性と俊才した溶接性を併せもつことが要求される。
力容器、造船、ライン・ぐイブなど）における高張力鋼
の使用は多岐にわたり、溶接性高張力鋼の需要は銅版、
条（：ｄｌ、シームレスパイプ等として着実な増加を示
している。浴接＋７４遺物に使用される鋼は当然のこと
ながら高強度に那え、安全性、作梁性の面から、低温靭
性と俊才した溶接性を併せもつことが要求される。
（従来技術）
Ｃｕは古くより時効硬化作用を有する元素として知られ
ており、鋼にＣｕを約０．５％以上添加し、適当な熱処
理を行なうことにより、容易に高強度を得ることができ
る。このため、Ｃｕ添加鋼では低炭素当量（Ｃｅｑ ）
、低Ｃでも高強度化が遂成可能である。しかし、Ｃｕ添
加鋼（Ｃｕ≧０．５％）は現在、低温靭性及び溶接性が
必要な高張力鋼にはほとんど使用されていない。この理
由は（１）製造上熱間圧延中にＣｕ−クラックを起こす
こと、（２）１だ、これを防止するためにはＣｕに対し
てＮ１を当量あるいは５０％以上添加せねばならず、極
めて高価になること、（３）材質上時効による強度上昇
によって低温靭性が著しく劣化するなどのためである。
ており、鋼にＣｕを約０．５％以上添加し、適当な熱処
理を行なうことにより、容易に高強度を得ることができ
る。このため、Ｃｕ添加鋼では低炭素当量（Ｃｅｑ ）
、低Ｃでも高強度化が遂成可能である。しかし、Ｃｕ添
加鋼（Ｃｕ≧０．５％）は現在、低温靭性及び溶接性が
必要な高張力鋼にはほとんど使用されていない。この理
由は（１）製造上熱間圧延中にＣｕ−クラックを起こす
こと、（２）１だ、これを防止するためにはＣｕに対し
てＮ１を当量あるいは５０％以上添加せねばならず、極
めて高価になること、（３）材質上時効による強度上昇
によって低温靭性が著しく劣化するなどのためである。
溶接性および低温靭性の侵れたＣｕ添加鋼の製造法に関
して本発明者らはすでに特許出願（特願昭５８−１４１
１７７ ）しているが、以後の研究の成果により、本発
明に従えば溶接部の低温靭性は一６０℃以下の低温か鏡
上においてＳ、、格段に侃れたものになることを見出し
、本発明を完成するに至ったものである。
して本発明者らはすでに特許出願（特願昭５８−１４１
１７７ ）しているが、以後の研究の成果により、本発
明に従えば溶接部の低温靭性は一６０℃以下の低温か鏡
上においてＳ、、格段に侃れたものになることを見出し
、本発明を完成するに至ったものである。
（本発明の目的）
そこで本発明はＣｕ添加鋼の大きな特徴である低Ｃ１低
Ｃｅｑでも高強度が得られる特徴を生かすため、製造上
、材質上のＩ′ｉ、！］題点を解決し、溶接部低温靭性
の優れｆ？：、ｃｕ添加鋼を製造しようとするものであ
る。
Ｃｅｑでも高強度が得られる特徴を生かすため、製造上
、材質上のＩ′ｉ、！］題点を解決し、溶接部低温靭性
の優れｆ？：、ｃｕ添加鋼を製造しようとするものであ
る。
（発明の要旨）
本発明の要旨とするところは以下の通υである。
（ｉ） ｃ ： ｏ、ｏｉ〜０．１２チ８１： ０．６
％以下 Ｍｎ： ０．６〜２．０％ Ｓ：０．００６％以下 Ａｔ：０．００３〜０．０８％ Ｃｕ： ０．５〜１．５％ Ｎ：０．００１〜０．００５多 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなりＣｕ Ｏ＜ Ｎ ｉ（２を満足する銅片を９００℃以上１０５
０℃以下の温度に加熱し、その後の圧延にあたって９０
０℃以下の累積圧下率が６０チ以上でかつ仕上温度８０
０℃以下の圧延２行ない、放冷または強ηｉｌｌ冷却後
、３００℃以上Ａｃｌ以下の温度で焼戻しを行なうこと
を特徴とする６接部低′ＶＡ靭性の優れたＣｕ添加鋼の
製造法。
％以下 Ｍｎ： ０．６〜２．０％ Ｓ：０．００６％以下 Ａｔ：０．００３〜０．０８％ Ｃｕ： ０．５〜１．５％ Ｎ：０．００１〜０．００５多 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなりＣｕ Ｏ＜ Ｎ ｉ（２を満足する銅片を９００℃以上１０５
０℃以下の温度に加熱し、その後の圧延にあたって９０
０℃以下の累積圧下率が６０チ以上でかつ仕上温度８０
０℃以下の圧延２行ない、放冷または強ηｉｌｌ冷却後
、３００℃以上Ａｃｌ以下の温度で焼戻しを行なうこと
を特徴とする６接部低′ＶＡ靭性の優れたＣｕ添加鋼の
製造法。
（２） Ｃ： ０．０１〜０．１２％
Ｓｉ： ０．６係以下
Ｍｎ： ０．６〜２．０ ％
Ｓ：０．００６多以下
ＡＡ：０．００３〜００８％
Ｃｕ： ０．５〜１．５％
Ｎ、：０．００１〜０．００５％
−ｒ含有し、さらに
Ｃｒ： ０．１〜０．５ ％
Ｍｏ： ０．０５〜０．３％
′Ｖ：０．０１〜０．１０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３５チ
Ｃａ： ０．０００５〜０．００５ ％ＲＥＩｖＩ ：
０．００３〜０．０３％の１釉または２釉以上を含有
し、残部鉄及び不可ｕ 避的不純物よりなりＯ’；−” ＜ ２ ｅ満足する鑓
片を９００℃以上１０５０℃以下の已度に加熱し、その
後の圧延にあたって９００℃以下の累積圧下率が６０チ
以上でかつ仕上温度８００℃以下の圧延を行ない、放冷
または強制冷却後、３００℃以上Ａｃｌ以下の温度で焼
戻しを行なうことを特徴とする溶接部低温靭性の俊れた
Ｃｕ添加鋼の製造法。
０．００３〜０．０３％の１釉または２釉以上を含有
し、残部鉄及び不可ｕ 避的不純物よりなりＯ’；−” ＜ ２ ｅ満足する鑓
片を９００℃以上１０５０℃以下の已度に加熱し、その
後の圧延にあたって９００℃以下の累積圧下率が６０チ
以上でかつ仕上温度８００℃以下の圧延を行ない、放冷
または強制冷却後、３００℃以上Ａｃｌ以下の温度で焼
戻しを行なうことを特徴とする溶接部低温靭性の俊れた
Ｃｕ添加鋼の製造法。
即ち、本発明法の特徴とするところは、Ｎｂを添Ｃｕ
加せず、ＯｐＮｉ ＜Ｔ−とＮｉ量の少ない含Ｃｕ鋼を
極低温加熱圧延−制御圧延もしくは冷却し、その後焼戻
処理を行なうことにある。
極低温加熱圧延−制御圧延もしくは冷却し、その後焼戻
処理を行なうことにある。
一般的に鋼中にＣｕを添加すると、（１） Ｎｉ ｆｉ
ｔが少ない場合熱間圧延中の銅表面におけるＣｕ−クラ
ックの発生、（２） Ｃｕの析出硬化にともなう低温靭
性の劣化などの欠点を有するものであるが、Ｃｕの析出
硬化を有効にオリ用して強度、靭性、溶接性共に優れた
鋼を安価に製造するためには、これらの欠点を克服せね
ばならない。
ｔが少ない場合熱間圧延中の銅表面におけるＣｕ−クラ
ックの発生、（２） Ｃｕの析出硬化にともなう低温靭
性の劣化などの欠点を有するものであるが、Ｃｕの析出
硬化を有効にオリ用して強度、靭性、溶接性共に優れた
鋼を安価に製造するためには、これらの欠点を克服せね
ばならない。
そこで本発明法では■Ｎｉ無添加でもＣｕ岐化物の融点
（約１０８３℃）以下の極低温加熱にすればＣｕ−クラ
ックは発生しないとの知見から加熱温度を１０５０℃以
下とし、■またＣｕの析出硬化による低温靭性劣化を防
ぐためにはミクロｍ緑の細粒化が極めて有効との知見に
より極低温加熱によるオーステナイト粒の細粒化に加え
て、９００℃以下のオーステナイト未再結晶域で十分な
圧下（６０％以上）を加え、８００℃以下で圧延を終了
しミクロ組織の細粒化を徹底した。さらに、■溶接部の
低温靭性を劣化させるＮｂを添加しないため１．−６０
℃程度の低温域においても優れた特性が得られる。
（約１０８３℃）以下の極低温加熱にすればＣｕ−クラ
ックは発生しないとの知見から加熱温度を１０５０℃以
下とし、■またＣｕの析出硬化による低温靭性劣化を防
ぐためにはミクロｍ緑の細粒化が極めて有効との知見に
より極低温加熱によるオーステナイト粒の細粒化に加え
て、９００℃以下のオーステナイト未再結晶域で十分な
圧下（６０％以上）を加え、８００℃以下で圧延を終了
しミクロ組織の細粒化を徹底した。さらに、■溶接部の
低温靭性を劣化させるＮｂを添加しないため１．−６０
℃程度の低温域においても優れた特性が得られる。
（発明の構成）
次に本発明の構成要件について説明する。
Ｃは、＃接性及び溶接部靭性改善のため０．０１〜０．
１２ ％に限定した。一般に小人熱治接部は硬化しやす
く、各種の溶接割れが発生する。これを防ぐためには銅
の硬化性を低めることが有効であや、これは溶接部靭性
の数倍にも効果的である。このためＣ含有量の上限を０
．１２％とした。しかしながら、Ｃｕの析出硬化作用を
利用するとい゛ってもあまりにも極端なＣ含有量の低減
は母材及び溶接部の強度を低下させるため、下限を０．
０１係に限定した。最も望ましいＣ含有量は０．０２〜
０，０６％である。
１２ ％に限定した。一般に小人熱治接部は硬化しやす
く、各種の溶接割れが発生する。これを防ぐためには銅
の硬化性を低めることが有効であや、これは溶接部靭性
の数倍にも効果的である。このためＣ含有量の上限を０
．１２％とした。しかしながら、Ｃｕの析出硬化作用を
利用するとい゛ってもあまりにも極端なＣ含有量の低減
は母材及び溶接部の強度を低下させるため、下限を０．
０１係に限定した。最も望ましいＣ含有量は０．０２〜
０，０６％である。
ｓｉは脱醒上、銅に必然的に含有される元素であるが、
Ｓｔが多過ぎると溶接部の靭性を脆化させるばかりでな
く、鋼材自体の清浄度をも阻害するため上限を０．６チ
とした。Ｓｔは少ない程望ましいが実用上、下限は０．
０１％である。
Ｓｔが多過ぎると溶接部の靭性を脆化させるばかりでな
く、鋼材自体の清浄度をも阻害するため上限を０．６チ
とした。Ｓｔは少ない程望ましいが実用上、下限は０．
０１％である。
Ｍｎは０．６％未満ではＩ（ＡＺ （熱彩智部）軟化が
木きいこと及び母材の強度靭性が劣化するため下限ｆ：
０．６％とした。一方Ｍｎが多過ぎると溶接性及び、Ｈ
ＡＺ靭性が急倣に低下するため、上限を２．０チとした
。
木きいこと及び母材の強度靭性が劣化するため下限ｆ：
０．６％とした。一方Ｍｎが多過ぎると溶接性及び、Ｈ
ＡＺ靭性が急倣に低下するため、上限を２．０チとした
。
不純物であるＳを９．００６φ以下に限定した理由は、
母材及び浴接部の吸収エネルギーを高めるためである。
母材及び浴接部の吸収エネルギーを高めるためである。
前述の如く、Ｃｕ添加にょる銅表面におけるＣｕ−クラ
ック、Ｉ−ＬＡＺの粒界割れ防止のためＳを０．００６
％以下とした。Ｃｕ添加悌［では０．００２φ以下とす
ることが特に効果的である。
ック、Ｉ−ＬＡＺの粒界割れ防止のためＳを０．００６
％以下とした。Ｃｕ添加悌［では０．００２φ以下とす
ることが特に効果的である。
ｋｔは脱能主、この釉のキルド鋼に必然的に含有ちれる
元素であるが、Ａｔｔｏｔａｌ Ｏ，００３％未満では
脱酸が不十分となシ、母材靭性が劣化するため下限’！
ｒＯ，００３％とした。一方ＡｔｔｏｔａｌがＯ，ＯＳ
％を超えるとＨＡＺの靭性が劣化するｆｃめ上限を０．
０８チとした。
元素であるが、Ａｔｔｏｔａｌ Ｏ，００３％未満では
脱酸が不十分となシ、母材靭性が劣化するため下限’！
ｒＯ，００３％とした。一方ＡｔｔｏｔａｌがＯ，ＯＳ
％を超えるとＨＡＺの靭性が劣化するｆｃめ上限を０．
０８チとした。
Ｃｕは酬猿境腐食性に効果がある他、本発明鋼の如き、
低Ｃ１低Ｃｅｑ餉において析出硬化にょ９強度を向上さ
せる賃重な元素である。そのため材質上の効果を得るた
めに下限に０．５％とした。しがし１．５％を超えると
、本発明の条件内であっても鋼の熱間圧延中のＣｕ−り
、ラック、ＨＡＺの粒界割れが顕著になり、製造は難し
くｋる。このため上限を１，５条とした。
低Ｃ１低Ｃｅｑ餉において析出硬化にょ９強度を向上さ
せる賃重な元素である。そのため材質上の効果を得るた
めに下限に０．５％とした。しがし１．５％を超えると
、本発明の条件内であっても鋼の熱間圧延中のＣｕ−り
、ラック、ＨＡＺの粒界割れが顕著になり、製造は難し
くｋる。このため上限を１，５条とした。
ＮはＴｉと結びついてＴｉＮを形成する。微細析出した
ＴｉＮは母材及びＨＡｚの組織を細粒化し、靭性向上に
極めて有効に作用する。すなわち、Ｎの下限は母材及び
ＨＡＺの靭性を向上させるための必要最少量である。ま
た過剰のＮは母材及びＨＡＺの靭性を著しく劣化させる
ので、Ｎの上限を０．００５係とする。Ｎの望ましい範
囲は０．０００５〜０．００３０係である。
ＴｉＮは母材及びＨＡｚの組織を細粒化し、靭性向上に
極めて有効に作用する。すなわち、Ｎの下限は母材及び
ＨＡＺの靭性を向上させるための必要最少量である。ま
た過剰のＮは母材及びＨＡＺの靭性を著しく劣化させる
ので、Ｎの上限を０．００５係とする。Ｎの望ましい範
囲は０．０００５〜０．００３０係である。
Ｎｌは母材の強度、靭性、溶接部ＦＡ性を向上させる好
ましい元素であるが、高価であり、本発明鋼ではＣｕ−
クラック防止上必ずしもＮｉミラ加する必要がない。し
かし、強度、靭性バランス上添加を女する場合がある。
ましい元素であるが、高価であり、本発明鋼ではＣｕ−
クラック防止上必ずしもＮｉミラ加する必要がない。し
かし、強度、靭性バランス上添加を女する場合がある。
この場合の望ましい範囲はＯ〜０．５チである。
特許請求の範囲第２項に示した第２の発明の出発鋼にお
いては、第１項に示した第１の発明の川発録の成分にさ
らにＴｉ：０．００５〜０．０３５％、■＝０．０１〜
０．１０％ 、 Ｃｒ ： ０．１〜０．５％、 Ｍｏ
： ０．０５〜０．３％。
いては、第１項に示した第１の発明の川発録の成分にさ
らにＴｉ：０．００５〜０．０３５％、■＝０．０１〜
０．１０％ 、 Ｃｒ ： ０．１〜０．５％、 Ｍｏ
： ０．０５〜０．３％。
Ｃａ ： ０．０００５〜０．００５％、 ＲＦＪＭ
： ０．００３〜０．０３％の１種または２種以上を含
有するものである。
： ０．００３〜０．０３％の１種または２種以上を含
有するものである。
Ｔｉは、圧延組織及び）ＩＡＺの細粒化１に有効な元素
であって、ＮをＴｉＮとして固定しＢの焼入性向上効果
を十分に発揮させる他、鋼片中に微細析出したＴｉＮ
（０，，０５μ以下）は加熱時のオーステナイト粒を細
粒化し、圧延組織の細粒化に有効である。また鋼板中に
存在する微細ＴＩＮは溶接時にＨＡＺ組織を細粒化する
。しかしながら、通常の製鋼法で生成する粗大なＴｉＮ
１ｌ：靭性に対し悪影響を与える。従ってＴｉ を添加
して母材及び）ＬＡＺの靭性向上に役立てるためには、
ＴｉＮを微細析出させることが重要である。このために
Ｔｉを０．００５〜００３５％に限定する。Ｔｉ の下
限は母材及びＨＡＺの靭性を向上させるだめの必要最小
量であシ、また上限はこれを超えると通常の製造工程で
は微細なＴｉＮが得られず母材及びＩＨＡＺ靭性を劣化
させるためである。
であって、ＮをＴｉＮとして固定しＢの焼入性向上効果
を十分に発揮させる他、鋼片中に微細析出したＴｉＮ
（０，，０５μ以下）は加熱時のオーステナイト粒を細
粒化し、圧延組織の細粒化に有効である。また鋼板中に
存在する微細ＴＩＮは溶接時にＨＡＺ組織を細粒化する
。しかしながら、通常の製鋼法で生成する粗大なＴｉＮ
１ｌ：靭性に対し悪影響を与える。従ってＴｉ を添加
して母材及び）ＬＡＺの靭性向上に役立てるためには、
ＴｉＮを微細析出させることが重要である。このために
Ｔｉを０．００５〜００３５％に限定する。Ｔｉ の下
限は母材及びＨＡＺの靭性を向上させるだめの必要最小
量であシ、また上限はこれを超えると通常の製造工程で
は微細なＴｉＮが得られず母材及びＩＨＡＺ靭性を劣化
させるためである。
■は、本発明鋼の圧延ｍ織の細粒化と析出硬化のために
添加するもので強度、靭性を共に向上させる元素である
。しかし、０．０１％未満では十分にその効果が得られ
ず、また溶接性及び溶接部靭性の点からその上限を０．
１０％とした。
添加するもので強度、靭性を共に向上させる元素である
。しかし、０．０１％未満では十分にその効果が得られ
ず、また溶接性及び溶接部靭性の点からその上限を０．
１０％とした。
Ｃｒ は圧延組織のベイナイト化を促進し、強度、靭性
を向上させる他、１ｌｉｉ１環境腐食性を有し安価な元
素であるため、その利用価値は高い。しかし多聞に添加
すると溶接部の硬化性を増大させ、靭性及び耐割れ性の
低下を招き好ましくない。そこで上限を（１５％とし、
下限は添加による材質上の効果が得られるだめの必要最
小量とすることが望ましく ０．１９６とした。
を向上させる他、１ｌｉｉ１環境腐食性を有し安価な元
素であるため、その利用価値は高い。しかし多聞に添加
すると溶接部の硬化性を増大させ、靭性及び耐割れ性の
低下を招き好ましくない。そこで上限を（１５％とし、
下限は添加による材質上の効果が得られるだめの必要最
小量とすることが望ましく ０．１９６とした。
ＭＯは本発明鋼の強度を向上させる元素であるが、多き
に失すると＃拐及び溶接部靭性、溶接性が劣化するため
、上限を０３％とし、下限は必要最小量の０．０５チと
した。
に失すると＃拐及び溶接部靭性、溶接性が劣化するため
、上限を０３％とし、下限は必要最小量の０．０５チと
した。
ＲＥＭ （希土類金為）、Ｃ８はＭｎＳ を球状化させ
衝撃値を向上させる他、制御圧延（ＣＲ）によって延伸
化したＭｎＳと水素による欠陥の発生を防止する。ＲＥ
Ｍの含有量については０．００１％未治であると実用上
効果がなく、また０、 ０３ ％を越えて添加するとＲ
ＥＭ −８またはＲＥＭ −０−Ｓが大量に生成して大
域介在物となシ、鋼板の靭性のみならず清浄度を損いか
つ溶接性に対し悪影響を及ぼす。 ゛またＲＥＭはＳと
の相関において靭性向上、安定化に効果があシ、この最
適絣囲は（ＲＥＭ％）／（８％）で１〜１０である。よ
ってＲＥＭの範囲を０．００３〜０．０３ ％とした。
衝撃値を向上させる他、制御圧延（ＣＲ）によって延伸
化したＭｎＳと水素による欠陥の発生を防止する。ＲＥ
Ｍの含有量については０．００１％未治であると実用上
効果がなく、また０、 ０３ ％を越えて添加するとＲ
ＥＭ −８またはＲＥＭ −０−Ｓが大量に生成して大
域介在物となシ、鋼板の靭性のみならず清浄度を損いか
つ溶接性に対し悪影響を及ぼす。 ゛またＲＥＭはＳと
の相関において靭性向上、安定化に効果があシ、この最
適絣囲は（ＲＥＭ％）／（８％）で１〜１０である。よ
ってＲＥＭの範囲を０．００３〜０．０３ ％とした。
Ｃａ についてもＲＥＭと同様の効果をもちその有効範
囲は０．０００５〜０．００５％である。特にＣａ 添
加は本発明鋼の如き、Ｃｕ 添加鋼における熱間圧延中
のＣｕ−クランク、ＨＡＺ割れの防止に極めて有効でｓ
ｂ、低Ｓ化と共にＣａ 添加が対ましい。
囲は０．０００５〜０．００５％である。特にＣａ 添
加は本発明鋼の如き、Ｃｕ 添加鋼における熱間圧延中
のＣｕ−クランク、ＨＡＺ割れの防止に極めて有効でｓ
ｂ、低Ｓ化と共にＣａ 添加が対ましい。
この銅はその他不純物として、ｐ、ｏを含む。通常しｌ
ベルはＰ＜０．０３０チ、０く０．００８％であるが、
Ｃｕ 添加鋼においては特に製造上、材質上可能グ限り
低減する必要がある。望ましい量は、 Ｐく０．０１０
％、０＜０．θ０３０チである。
ベルはＰ＜０．０３０チ、０く０．００８％であるが、
Ｃｕ 添加鋼においては特に製造上、材質上可能グ限り
低減する必要がある。望ましい量は、 Ｐく０．０１０
％、０＜０．θ０３０チである。
以上の如く成分系を限定しても製造条件が不適当であれ
ば、優れた強度、靭性、溶接部低温靭性を得ることがで
きない。このため加熱圧延条件も合わせて限定する。
ば、優れた強度、靭性、溶接部低温靭性を得ることがで
きない。このため加熱圧延条件も合わせて限定する。
まず加熱温度についてであるが、Ｃｕ 添加鋼における
鋼表面のＣｕ−クラック発生を防ぐためには、低温加熱
をＣｕ 酸化物の融点以下とするのが極めて効果的であ
り、このため上限を１０５０℃とした。
鋼表面のＣｕ−クラック発生を防ぐためには、低温加熱
をＣｕ 酸化物の融点以下とするのが極めて効果的であ
り、このため上限を１０５０℃とした。
しかし、９００℃未満の加熱では低温靭性が劣化するの
で下限を９００℃以上とした。
で下限を９００℃以上とした。
極低温加熱ではオーステナイト粒が細粒となシ適切な圧
延条件下では低温靭性も改善される。
延条件下では低温靭性も改善される。
本発明では圧延条件として９００℃以下の累積圧下率を
６０％以上かつ仕上温度を８００℃以下と限定した。こ
の条件に従えば銅板の強度、靭性は大幅に向上する。以
下圧延条件の限定理由について述べる。壕ず９００℃以
下の累積圧下率が６０％以上であると、フェライト粒が
著しく小さくなり強度と靭性が大幅に向上する。しかし
、累積圧下率が６０％未満であると高強度と優れた靭性
を得ることができない。一方９００℃以下の累積圧下率
が６０％以上であっても、仕上温度が８００℃を超える
と優れた強度と靭性をもつ銅板が製造できない。仕上温
度を８００℃以下とすることによって、フェライト粒の
細粒化は著しく促進され、強度、靭性の両方の向上また
は靭性な劣化させずに強度を向上させることができる。
６０％以上かつ仕上温度を８００℃以下と限定した。こ
の条件に従えば銅板の強度、靭性は大幅に向上する。以
下圧延条件の限定理由について述べる。壕ず９００℃以
下の累積圧下率が６０％以上であると、フェライト粒が
著しく小さくなり強度と靭性が大幅に向上する。しかし
、累積圧下率が６０％未満であると高強度と優れた靭性
を得ることができない。一方９００℃以下の累積圧下率
が６０％以上であっても、仕上温度が８００℃を超える
と優れた強度と靭性をもつ銅板が製造できない。仕上温
度を８００℃以下とすることによって、フェライト粒の
細粒化は著しく促進され、強度、靭性の両方の向上また
は靭性な劣化させずに強度を向上させることができる。
また、本発明鋼の成分範囲、加熱圧延条件であれば、フ
ェライト−オーステナイト域で相尚量の圧延を行なって
も低温靭性は良好であり、強度を高めるために有効であ
る。圧延後の冷却においては、放冷でもよいが、スフ０
レー水、ミストあるいは空仇で強制冷却することは圧延
組織のベイナイト化、細粒化をはかる上で非常に効果的
である。
ェライト−オーステナイト域で相尚量の圧延を行なって
も低温靭性は良好であり、強度を高めるために有効であ
る。圧延後の冷却においては、放冷でもよいが、スフ０
レー水、ミストあるいは空仇で強制冷却することは圧延
組織のベイナイト化、細粒化をはかる上で非常に効果的
である。
Ｃｕ の析出硬化による強度向上をはかるために、圧延
、冷却後鋼板を３００℃以上Ａｃｍ以下の温度で焼戻し
を行なう。この場合焼戻し温度３００℃未満ではＣｕ
の析出硬化が充分に達成できず、又焼戻し温度Ａｃ１超
になると変態を開始し析出効果が消失する。
、冷却後鋼板を３００℃以上Ａｃｍ以下の温度で焼戻し
を行なう。この場合焼戻し温度３００℃未満ではＣｕ
の析出硬化が充分に達成できず、又焼戻し温度Ａｃ１超
になると変態を開始し析出効果が消失する。
また、本発明の焼戻し作業は脱水素、島状マルテンサイ
トの分解による降伏点の向上にも有効である。
トの分解による降伏点の向上にも有効である。
実施例
次に本発明の実施例について述べる。
転炉一連鋳工程で製造（７だ第１表に示す種々の化学成
分の鋼片を用い、加熱、圧延、冷却条件の異なる板厚１
４〜３２喘の鋼板を製造した。大部分の鋼板は圧延後に
焼戻し処理を行なっており、一部のものは圧延ままで母
材および溶接部の機械的性質について調べた。結果を第
２表に示す。表中の鋼１〜６は本発明鋼であり、鋼７〜
１０は比較鋼である。鋼７は、母材の強度、低温衝撃特
性は優れているがＮｂ 添加のため溶接部靭性が劣って
いる。またＮｉ がＯ＜ Ｎｉ （”の範囲を超えてい
て非常に高価である。鋼８，９は、母相の強度、低温衝
撃的−性、溶接部靭性共に優れているが、加熱温度が上
限を超え、熱間圧延中にＣｕ−クラックが発生し、製品
にならない。鋼ｌＯはＣｕ が下限値に満たず、焼戻処
理による析出硬化が得られず十分な強度が得られず、ま
た、Ｎｂ 添加によシ溶接部低温靭性が劣っている。
分の鋼片を用い、加熱、圧延、冷却条件の異なる板厚１
４〜３２喘の鋼板を製造した。大部分の鋼板は圧延後に
焼戻し処理を行なっており、一部のものは圧延ままで母
材および溶接部の機械的性質について調べた。結果を第
２表に示す。表中の鋼１〜６は本発明鋼であり、鋼７〜
１０は比較鋼である。鋼７は、母材の強度、低温衝撃特
性は優れているがＮｂ 添加のため溶接部靭性が劣って
いる。またＮｉ がＯ＜ Ｎｉ （”の範囲を超えてい
て非常に高価である。鋼８，９は、母相の強度、低温衝
撃的−性、溶接部靭性共に優れているが、加熱温度が上
限を超え、熱間圧延中にＣｕ−クラックが発生し、製品
にならない。鋼ｌＯはＣｕ が下限値に満たず、焼戻処
理による析出硬化が得られず十分な強度が得られず、ま
た、Ｎｂ 添加によシ溶接部低温靭性が劣っている。
本発明鋼の鋼１〜６については母材における強度、低温
＠Ｉｉ撃特性及び溶接部靭性共に優れている。
＠Ｉｉ撃特性及び溶接部靭性共に優れている。
Ｃｕ
また、Ｎｉ ｆｊ５をＯくＮｌ＜７ に制限しているた
め安価な鋼である。
め安価な鋼である。
以上の実施例からもわかるように、本発明は特定成分の
鋼を低温加熱し、特定の圧延条件で圧延後、放冷または
強制冷却を行ない、その後焼戻し処理を行なった状態で
、強度、靭性及び溶接特性のバランスの著しく優れた安
価な鋼板の製造を可能ならしめるものであって工業上稗
益するところが極めて大である。
鋼を低温加熱し、特定の圧延条件で圧延後、放冷または
強制冷却を行ない、その後焼戻し処理を行なった状態で
、強度、靭性及び溶接特性のバランスの著しく優れた安
価な鋼板の製造を可能ならしめるものであって工業上稗
益するところが極めて大である。
手続補正書 （自発）
昭和５９年１１月２７日
特許庁長官 志 賀 学 殿
１、事件の表示
昭和５９年特許願第００５３７２号
２、発明の名称
溶接部低湿靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法３、ｉｉ＋
Ｉｒ市をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３−号（６６５）新１
」本製鐵株式會社 代表に 武 １） 豊 １１代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内ニーＪ用」４番１号５、補正命令
の１旧」” 昭和 年 月 日６、補正の対象 明細書の特許請求の範囲の（岡及び発明の詳細な説明の
欄 ７、補正の内容 １）特許請求の範囲を別紙の通り補正する。
Ｉｒ市をする者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３−号（６６５）新１
」本製鐵株式會社 代表に 武 １） 豊 １１代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内ニーＪ用」４番１号５、補正命令
の１旧」” 昭和 年 月 日６、補正の対象 明細書の特許請求の範囲の（岡及び発明の詳細な説明の
欄 ７、補正の内容 １）特許請求の範囲を別紙の通り補正する。
２）明細１５頁１１行「満足する鋼片」を「満足する連
続鋳造法により製造した鋼片」に補正する・３）同６頁
１３行「満足する鋼片」を「満足する連続鋳造法によシ
製造した鋼片」に補正する。
続鋳造法により製造した鋼片」に補正する・３）同６頁
１３行「満足する鋼片」を「満足する連続鋳造法によシ
製造した鋼片」に補正する。
４）同１６頁１２行〜最下行［を得ることができない。
・・・・・・Ｃｕ添加鋼に」を下記の通シ補正する。
［を得ることができない。このため製造条件も合わせて
限定する。
限定する。
丑ず、鋼片の製造法であるが、従来の造塊−分塊法では
Ｃｕ添加鋼に発生するＣｕ−クラックを防止することが
できないため、連続鋳造法によって製造することを限定
した。即ち、造塊−分塊法では概ね１２００℃以上の均
熱、圧延工程が必須であシ、鋼表面におけるスケール発
生が犬となるためＣｕ−クラックが発生する。しかし、
均熱温度を低温（１０５’Ｏ℃以下）とすると、大型鋼
塊では均熱までに長時間を必要とし、工業化は不可能で
ある。
Ｃｕ添加鋼に発生するＣｕ−クラックを防止することが
できないため、連続鋳造法によって製造することを限定
した。即ち、造塊−分塊法では概ね１２００℃以上の均
熱、圧延工程が必須であシ、鋼表面におけるスケール発
生が犬となるためＣｕ−クラックが発生する。しかし、
均熱温度を低温（１０５’Ｏ℃以下）とすると、大型鋼
塊では均熱までに長時間を必要とし、工業化は不可能で
ある。
次に加熱温度についてであるが、Ｃｕ添加鋼に」５）同
１６頁１２行「焼戻しを行なう。」の次に［鋼板を冷間
加工によ構成形した銅管（例えばＴＪＯ鋼管）を同様の
焼戻し温度で焼戻ししてもよい。Ｊを特徴する 特許請求の範囲 （１） ｃ ： ０．０１〜０，１２チＳｉ：０．６％
以下 Ｍｎ ： ０．６〜２．０１ｉ Ｓ：０．００６％以下 Ａｔ：０．００３〜０．０８係 Ｃｕ ： ０．５〜１．５％ Ｎ：０．００１〜０．００５％ を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よシなシ０ ＜Ｎ
ｉ（’−を満足する連続鋳造法により製造した鋼片を９
００℃以上１０５０℃以下の温度に加熱し、その後の圧
延にあたって９００℃以下の累積圧下率が６０％以上で
かつ仕上温度８００℃以下の圧延を行ない、放冷または
強制冷却後、３００℃以上Ａｃ１以下の温度で焼戻しを
行なうことを特徴とする溶接部低温靭性の優れたＣｕ添
加鋼の製造法。
１６頁１２行「焼戻しを行なう。」の次に［鋼板を冷間
加工によ構成形した銅管（例えばＴＪＯ鋼管）を同様の
焼戻し温度で焼戻ししてもよい。Ｊを特徴する 特許請求の範囲 （１） ｃ ： ０．０１〜０，１２チＳｉ：０．６％
以下 Ｍｎ ： ０．６〜２．０１ｉ Ｓ：０．００６％以下 Ａｔ：０．００３〜０．０８係 Ｃｕ ： ０．５〜１．５％ Ｎ：０．００１〜０．００５％ を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よシなシ０ ＜Ｎ
ｉ（’−を満足する連続鋳造法により製造した鋼片を９
００℃以上１０５０℃以下の温度に加熱し、その後の圧
延にあたって９００℃以下の累積圧下率が６０％以上で
かつ仕上温度８００℃以下の圧延を行ない、放冷または
強制冷却後、３００℃以上Ａｃ１以下の温度で焼戻しを
行なうことを特徴とする溶接部低温靭性の優れたＣｕ添
加鋼の製造法。
（２） Ｃ： ０．０１〜０．１２係
Ｓｉ：０．６−以下
Ｍｎ： ０．６〜２．０％
Ｓ二〇Ω０６チ以下
Ａｔ：０．００３〜０．０８％
Ｃｕ： ０．５〜１．５％
Ｎ ： Ｑ、００１〜０．００５％
を含有し、さらに
Ｃｒ： ０．１〜０．５％
Ｍｏ ： ０．０５〜０．３ ％
Ｖ：０．０１〜０．１０チ
Ｔｉ 二 〇〇 〇 ５〜０．０３５ ％Ｃａ ： ０
．０００５〜０．０ Ｏ５％ＲＥＭ ： ０．００３〜
０．０３％ の１種または゛２種以上を含有し、残部鉄及び不可ｕ 避的不純物よシなシＯ≦Ｎｌ＜Ｔを満足する連続鋳以下
の温度に加熱し、その後の圧延にあたって９００℃以下
の累積圧下率が６０％以上でかつ仕上温度８００℃以下
の圧延を行ない、放冷または強制冷却後、３００℃以上
Ａｃ１以下の温度で焼戻しを行なうことを％徴とする溶
接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法。
．０００５〜０．０ Ｏ５％ＲＥＭ ： ０．００３〜
０．０３％ の１種または゛２種以上を含有し、残部鉄及び不可ｕ 避的不純物よシなシＯ≦Ｎｌ＜Ｔを満足する連続鋳以下
の温度に加熱し、その後の圧延にあたって９００℃以下
の累積圧下率が６０％以上でかつ仕上温度８００℃以下
の圧延を行ない、放冷または強制冷却後、３００℃以上
Ａｃ１以下の温度で焼戻しを行なうことを％徴とする溶
接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法。
手続補正帯 （自発）
昭和６０年２月７日
特許庁長官 志 賀 学 殿
■、事件の表示
昭和５９年特許願第００５３７２号
２、発明の名称
溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法３、補正を
する者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６ 補正の対象 明細書の発明の詳細な説明の榴 ７、補正の内容 （１）明細書９頁下から４行「耐環境腐食性」を「耐環
境腐食性（ＨＩＣ，’ＳＣＣ等）」に補正する。
する者 事件との関係 特許出願人 東京都千代田区大手町二丁目６番３号 （６６５）新日本製鐵株式會社 代表者 武 １） 豊 ４代理人〒１００ 東京都千代田区丸の内二丁目４番１号 ６ 補正の対象 明細書の発明の詳細な説明の榴 ７、補正の内容 （１）明細書９頁下から４行「耐環境腐食性」を「耐環
境腐食性（ＨＩＣ，’ＳＣＣ等）」に補正する。
（２）同１４頁１０行「好ましい。」の次に「特に耐サ
ワー性に関してＣａ添加は極めて有効である。」を挿入
する。
ワー性に関してＣａ添加は極めて有効である。」を挿入
する。
Claims (2)
- （１） Ｃ： ０８０１〜０．１２％ Ｓｔ： ０．６％以下 Ｍｎ：０６〜２．０％ Ｓ ： ０．００６％以下 Ａ、〆：、二 〇、００３〜０．０８ ％Ｃｕ： ０．
５〜１．５％ Ｎ：Ｏ，ＯＯ１〜０．００５％ を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなり以下の温
度に加熱し、その後の圧延にあたって９００℃以下の累
ｙｌＪ′を圧下率が６０％以上でかつ仕上温度８００℃
以下の圧延を行ない、放冷または強制冷却後、３００℃
以上Ａｃｌ以下の温度で焼戻しを行なうことを特徴とす
る溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加’ＡＭの製造法。 - （２） ｃ ： ０．０１〜０．１２％Ｓｉ：０．６％
以下 Ｍｎ： ０．６〜２．０ ％ Ｓ：０．００６％以下 ＡＡ：０．００３〜０．０８係 Ｃｕ： ０．５〜１．５ ％ Ｎ：０．００１〜０００５％ 全含有し、さらに Ｃｒ：０．１〜０．５％ Ｍｏ： ０．０５〜０．３％ Ｖ：０．０１〜０．１０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３５％ Ｃａ： ０．０００５〜０．００５ ％ＲＥＭ ： ０
．００３〜０．０３％ の１種または２種以上を含有し、残部鉄及び不可を９０
０℃以上１０５０℃以下の温度に加熱し、その後の圧延
にあたって９００℃以下の累イノｉ圧下率が６０％以上
でかつ仕上温度８００℃以下の圧延を行・ない、放冷ま
たは強制冷却後、３００℃以上Ａｃ１以下の温度で焼戻
しを行なうことを特徴とする特許部低温靭件の優れたＣ
ｕ添加鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP537284A JPS60149722A (ja) | 1984-01-14 | 1984-01-14 | 溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP537284A JPS60149722A (ja) | 1984-01-14 | 1984-01-14 | 溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60149722A true JPS60149722A (ja) | 1985-08-07 |
| JPH0247525B2 JPH0247525B2 (ja) | 1990-10-22 |
Family
ID=11609335
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP537284A Granted JPS60149722A (ja) | 1984-01-14 | 1984-01-14 | 溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60149722A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6254019A (ja) * | 1985-09-03 | 1987-03-09 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性および低温靭性に優れた８０キロ級極厚高張力鋼板の製造方法 |
| JPS63286517A (ja) * | 1987-05-19 | 1988-11-24 | Nippon Steel Corp | 低降状比高張力鋼の製造方法 |
| JPH0225517A (ja) * | 1988-07-15 | 1990-01-29 | Kawasaki Steel Corp | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製造方法 |
| JPH02125812A (ja) * | 1988-07-14 | 1990-05-14 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5625924A (en) * | 1979-08-06 | 1981-03-12 | Kobe Steel Ltd | Production of aluminum killed steel for low temperature use |
-
1984
- 1984-01-14 JP JP537284A patent/JPS60149722A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5625924A (en) * | 1979-08-06 | 1981-03-12 | Kobe Steel Ltd | Production of aluminum killed steel for low temperature use |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6254019A (ja) * | 1985-09-03 | 1987-03-09 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性および低温靭性に優れた８０キロ級極厚高張力鋼板の製造方法 |
| JPS63286517A (ja) * | 1987-05-19 | 1988-11-24 | Nippon Steel Corp | 低降状比高張力鋼の製造方法 |
| JPH02125812A (ja) * | 1988-07-14 | 1990-05-14 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
| JPH0225517A (ja) * | 1988-07-15 | 1990-01-29 | Kawasaki Steel Corp | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製造方法 |
| JPH0668126B2 (ja) * | 1988-07-15 | 1994-08-31 | 川崎製鉄株式会社 | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0247525B2 (ja) | 1990-10-22 |
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|---|---|---|---|
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