JPS60169516A - 溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法 - Google Patents
溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法Info
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- JPS60169516A JPS60169516A JP18713083A JP18713083A JPS60169516A JP S60169516 A JPS60169516 A JP S60169516A JP 18713083 A JP18713083 A JP 18713083A JP 18713083 A JP18713083 A JP 18713083A JP S60169516 A JPS60169516 A JP S60169516A
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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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- 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】
本発明は一溶接部の靭性がすぐれた低温用・鋼の製造法
に関するものである。
に関するものである。
ｒ、ｐａのタンク９タンカーのような低温構造物に使用
される鋼に幻１．低温靭性が重要な材質特性であるが、
溶接部の脆性破壊の発生と、母料の破壊伝播を防用する
ｍ」と部の高靭Ｐ１月利か請求されている。しかし、こ
れ寸での低（Ｒ１′ｉ〜造物用鋼の溶接？′ｉμおよび
溶接執影響部は、溶接時の高温度の熱影響を受けて、結
晶粒か粗大化シフ、靭性庖−著り、 ＜低−トする問題
があ′９た。
される鋼に幻１．低温靭性が重要な材質特性であるが、
溶接部の脆性破壊の発生と、母料の破壊伝播を防用する
ｍ」と部の高靭Ｐ１月利か請求されている。しかし、こ
れ寸での低（Ｒ１′ｉ〜造物用鋼の溶接？′ｉμおよび
溶接執影響部は、溶接時の高温度の熱影響を受けて、結
晶粒か粗大化シフ、靭性庖−著り、 ＜低−トする問題
があ′９た。
この間ｇ）Ｎ ｒｉ −Ｆ７の粗大化と島状マルテンザ
イ）・の生成に原因し、この問題をｌＳｈ屯するため、
鋼中ト１の低減、結晶粒の細粒化を泪っている。しかし
ｔｅｒ（ｌ中１くの低減化は、製鋼技術の問題から限界
があり。
イ）・の生成に原因し、この問題をｌＳｈ屯するため、
鋼中ト１の低減、結晶粒の細粒化を泪っている。しかし
ｔｅｒ（ｌ中１くの低減化は、製鋼技術の問題から限界
があり。
捷／こ溶１＞ボンド部の結晶お７の細粒化は、高温度の
熱影響を受けて期悄てきるものでなかった。
熱影響を受けて期悄てきるものでなかった。
本発明６づ、に記のような問題から、切材と」尤に溶接
部の靭・１（１か−すくれ／Ｃ低福、用鋼の製造法を提
供Ｊ゛ることを目的とするものて、極低Ｎ■−にして少
量のＢと・１・１を含治する鋼４二、ある条件の制飼１
圧延を杓い、続いて焼灰し７する製造法である。詳しく
（ｄ、Ｃ、’ ０．０２〜Ｏ，１６％ 、Ｓｉ ’、
０．０．５〜Ｏ，’／％。
部の靭・１（１か−すくれ／Ｃ低福、用鋼の製造法を提
供Ｊ゛ることを目的とするものて、極低Ｎ■−にして少
量のＢと・１・１を含治する鋼４二、ある条件の制飼１
圧延を杓い、続いて焼灰し７する製造法である。詳しく
（ｄ、Ｃ、’ ０．０２〜Ｏ，１６％ 、Ｓｉ ’、
０．０．５〜Ｏ，’／％。
Ｍｎ 、’ ０．５−１．．６％、 Ｐ 、’ ０．０
１５％以下、Ｓ：０、 ＯＯＯ５〜０００４％、 ＡＩ
！ ： （１０］−〜Ｏ１％。
１５％以下、Ｓ：０、 ＯＯＯ５〜０００４％、 ＡＩ
！ ： （１０］−〜Ｏ１％。
Ｂ ：Ｏ，ＯＯＯＥ）〜Ｏ，ＯＯ２係、ＩＶｌ：０．０
０４％以−Ｆ 、 Ｔｔ ’、 ０．００３〜０．０２
係を含イ］して−（ＨＯｃ（’。
０４％以−Ｆ 、 Ｔｔ ’、 ０．００３〜０．０２
係を含イ］して−（ＨＯｃ（’。
０４俤以下で残部か実質的に鉄からなる鋼）−１を。
必要に応じて温度１ ］、 Ｏ０℃以−１何、・こ加熱
して圧延１−、＋、冷却する前処理を杓なった後、（！
Ａ ＩＬル：１２．５０〜１３ろ５０’Ｃに００分間」
以−］−加熱して、放冷もしく ｉｃｌ：圧ＩＰ−１，
１ＡＩ！変態点以下の温度に？′１〒却し、さらに温四
９００〜・１．、 ］、 ００℃に加熱し７て、８００
℃以下の圧斗率が３０％舅、十の圧延を１−］なつ／ヒ
後、５う００℃１′−７，トヰでをｌ Ｏ〜・、５０℃
／秒で冷却し７、昌、いて４． ＯＯ〜・（３５０℃に
加熱１−７で、畑、戻す溶接部のパ１偶１４１がずぐれ
た低温用鋼の製造法である。
して圧延１−、＋、冷却する前処理を杓なった後、（！
Ａ ＩＬル：１２．５０〜１３ろ５０’Ｃに００分間」
以−］−加熱して、放冷もしく ｉｃｌ：圧ＩＰ−１，
１ＡＩ！変態点以下の温度に？′１〒却し、さらに温四
９００〜・１．、 ］、 ００℃に加熱し７て、８００
℃以下の圧斗率が３０％舅、十の圧延を１−］なつ／ヒ
後、５う００℃１′−７，トヰでをｌ Ｏ〜・、５０℃
／秒で冷却し７、昌、いて４． ＯＯ〜・（３５０℃に
加熱１−７で、畑、戻す溶接部のパ１偶１４１がずぐれ
た低温用鋼の製造法である。
以１・゛木イｉ′１明の製雀法について詳細に説明する
。
。
不発、明ｆ、ｌｌｊ、転炉、電気炉など通常の溶解炉を
使用して箔Ｘ（Ｑ）され／こ溶鋼を造塊・分塊法捷たは
連続柄ｌ告法によ一部で鋼片を製造する。鋼ハの鋼成分
組成に：Ｊ−，ｌ−、ｉｔｔ： シ／ｌ： 、にうに、
Ｃは鋼の強度を向上する不動な成分ノー（７て流力１１
するもので−０，０２係未満では溶接構造用１鋼とし７
て必要な強度が得られず１寸だ０、 Ｉｌ、 ６ ％を
ｉ１イ４ ｉ−る過剰な含有量では、溶接部に島状マル
テンサイトを析出して、鋼の靭性を著しく劣化させる。
使用して箔Ｘ（Ｑ）され／こ溶鋼を造塊・分塊法捷たは
連続柄ｌ告法によ一部で鋼片を製造する。鋼ハの鋼成分
組成に：Ｊ−，ｌ−、ｉｔｔ： シ／ｌ： 、にうに、
Ｃは鋼の強度を向上する不動な成分ノー（７て流力１１
するもので−０，０２係未満では溶接構造用１鋼とし７
て必要な強度が得られず１寸だ０、 Ｉｌ、 ６ ％を
ｉ１イ４ ｉ−る過剰な含有量では、溶接部に島状マル
テンサイトを析出して、鋼の靭性を著しく劣化させる。
Ｓｌ は溶鋼の脱酸元素として不動であるが１本発明の
ような圧４１６体１＋７ζおいては、溶接部靭性成分と
して０１％Ｊす、−トに規制する必安かある。Ｍ、ｎ
（ｔ」、鋼の強朋を向にする成分とし２て０．５係以上
を流力［Ｉする必要があるか、過剰な含有量では溶接部
の１ＦＶＪ ｔ４ｇを１９１１ジする。し７たがって−
Ｍｒ＋は強度と靭性を考慮し２てＣ１，，５〜−Ｌ Ｏ
係に親１１］シブこ。Ｐ姓」：島状マルテンサイトの４
プ白１・１ヶ促し、浴接部の靭性を劣化ぜＬ５める自害
な成分として０．０１５係以斗にノ、↓Ｌ制した。
ような圧４１６体１＋７ζおいては、溶接部靭性成分と
して０１％Ｊす、−トに規制する必安かある。Ｍ、ｎ
（ｔ」、鋼の強朋を向にする成分とし２て０．５係以上
を流力［Ｉする必要があるか、過剰な含有量では溶接部
の１ＦＶＪ ｔ４ｇを１９１１ジする。し７たがって−
Ｍｒ＋は強度と靭性を考慮し２てＣ１，，５〜−Ｌ Ｏ
係に親１１］シブこ。Ｐ姓」：島状マルテンサイトの４
プ白１・１ヶ促し、浴接部の靭性を劣化ぜＬ５める自害
な成分として０．０１５係以斗にノ、↓Ｌ制した。
Ｂはｍ ｌ′ｇ：都の靭性を向上ぜしめる治効な成分で
ある。その理由に、次に説明するように、）口つの四回
が挙げられる。（↓））−１の化合物Ｖ】Ｉ、高温度の
ｄ接菌を受けてぐ１：６１中に竹屑するか一冷却中に析
出してセメンタイトの核となって、残留オースブナイト
よりのパーライト変態を促進し、島状マルデンザイ）・
のＩｎ出を口上する。それによって’ＩＶ ｌイＩを向
Ｉ−する。ずなわちＢを添力１１シフこ鋼の溶接１η１
〜は、フェライトパーライト組織またＹ３を添加しない
淫日妾部ｔ」゛、フェライト島島状マルチテンサイトイ
する。
ある。その理由に、次に説明するように、）口つの四回
が挙げられる。（↓））−１の化合物Ｖ】Ｉ、高温度の
ｄ接菌を受けてぐ１：６１中に竹屑するか一冷却中に析
出してセメンタイトの核となって、残留オースブナイト
よりのパーライト変態を促進し、島状マルデンザイ）・
のＩｎ出を口上する。それによって’ＩＶ ｌイＩを向
Ｉ−する。ずなわちＢを添力１１シフこ鋼の溶接１η１
〜は、フェライトパーライト組織またＹ３を添加しない
淫日妾部ｔ」゛、フェライト島島状マルチテンサイトイ
する。
この組織の；１．′−が溶接部の靭１／８に影響するも
のと考えらＪ＋、、 Ｉ）、、ｔ’２） ｎの一部か、
フリー７１（ロン（Ｆｒｅｅ［３）どなって１＼゛ｌ宥
に偏析し１粒界フ」−ライトの４１：代部）口くｊ・ド
げ−（、おり内変態ケ促進し一破壊の４１匁）（波面ｒ
ｌ’ｆｓ＞を短縮７＼け、靭性を改善する。■ Ｂ４；
ｊ。
のと考えらＪ＋、、 Ｉ）、、ｔ’２） ｎの一部か、
フリー７１（ロン（Ｆｒｅｅ［３）どなって１＼゛ｌ宥
に偏析し１粒界フ」−ライトの４１：代部）口くｊ・ド
げ−（、おり内変態ケ促進し一破壊の４１匁）（波面ｒ
ｌ’ｆｓ＞を短縮７＼け、靭性を改善する。■ Ｂ４；
ｊ。
溶１ど後の栓用１中に１３１勺化して鋼中のフリー屋素
（］・’ｒ＋＋ｃ Ｎ ） ４−低減し、フリー窒素の
存在によりイ氏１・−する靭１つを１υノ止する。
（］・’ｒ＋＋ｃ Ｎ ） ４−低減し、フリー窒素の
存在によりイ氏１・−する靭１つを１υノ止する。
１−記のよりなＹ３の作用効果を得るためには、自（間
中に１３かＯ，ＯＯｔ、） 、”、］係以上を含崩され
ているの力＼必要である。−；１、／こ過剰の含有は、
Ｂの耽出物を多く１．てｊｌ・ｙｌ １１イＬ・劣什、
させる。したがって不発［す」（Ｇ１、）（のｌ’＋；
１１＋ ７ンカ１１ワ： ６１ｉｌの靭１自を考慮し
て０．０００５〜＋１．００２係に１１（１制した。
中に１３かＯ，ＯＯｔ、） 、”、］係以上を含崩され
ているの力＼必要である。−；１、／こ過剰の含有は、
Ｂの耽出物を多く１．てｊｌ・ｙｌ １１イＬ・劣什、
させる。したがって不発［す」（Ｇ１、）（のｌ’＋；
１１＋ ７ンカ１１ワ： ６１ｉｌの靭１自を考慮し
て０．０００５〜＋１．００２係に１１（１制した。
Ａｔ！ ＆；）： ０１回）：：Ｄ （／、） ｉ’＋
川効用＜ カラ０．１ ％ 以下ＶＣｍ ｆｌａｉｌ
Ｌプら！： ｒ；、１、［Ｉの有効作用をもたらすため
（ｌこ一−−５’Ｆの範囲に含イ１４−る必要がある。
川効用＜ カラ０．１ ％ 以下ＶＣｍ ｆｌａｉｌ
Ｌプら！： ｒ；、１、［Ｉの有効作用をもたらすため
（ｌこ一−−５’Ｆの範囲に含イ１４−る必要がある。
鋼中のＳはＭｎ Ｓで存在し、溶接熱゛リイクルを受け
てその一部を溶解するが、４肩１中に微卸１なＭｎＳと
なって析出し、そｑ〕周りにＩ’３ Ｎを固定する作用
を呈して、溶接部の靭性を向上する。Ｓのその効果は多
過ぎると溶接熱で溶解しに＜＜、−１だ少なすき“ると
発揮されない。
てその一部を溶解するが、４肩１中に微卸１なＭｎＳと
なって析出し、そｑ〕周りにＩ’３ Ｎを固定する作用
を呈して、溶接部の靭性を向上する。Ｓのその効果は多
過ぎると溶接熱で溶解しに＜＜、−１だ少なすき“ると
発揮されない。
したがってＳは０． ＯＯ０５〜０．００４係に含有さ
せ、しかも１Ｊｎｓを出来るだけ微細分散さぜることか
々７寸しい。
せ、しかも１Ｊｎｓを出来るだけ微細分散さぜることか
々７寸しい。
Ｎ ｉＪ：低い含有］はど靭性が向上する。その理由に
次のような安置が考えられる。■ Ｎを低下さぜること
によって、溶接冷却時に転位密度が低下して強度を低下
させ、靭性を向上する。これυフェライト地そのものの
靭性を向上させる。■ Ｎはオーステナイト安定化元素
である。したがってフェライトが変態した残りのオース
テナイトの焼入性を増して島状マルテンサイトを殖やす
。っ１り低Ｎ化によって、島状マルテンサイｈ ｋ、
’７１３２． 少せしめることによって靭性の向上を泪
る。このような作用から本発明において、銅に含寸れる
Ｎを０．００／ｌ係以下に制限した。
次のような安置が考えられる。■ Ｎを低下さぜること
によって、溶接冷却時に転位密度が低下して強度を低下
させ、靭性を向上する。これυフェライト地そのものの
靭性を向上させる。■ Ｎはオーステナイト安定化元素
である。したがってフェライトが変態した残りのオース
テナイトの焼入性を増して島状マルテンサイトを殖やす
。っ１り低Ｎ化によって、島状マルテンサイｈ ｋ、
’７１３２． 少せしめることによって靭性の向上を泪
る。このような作用から本発明において、銅に含寸れる
Ｎを０．００／ｌ係以下に制限した。
１゛】 は少曜、添加する。従来から溶接部の靭１１゛
を改善するために＋ ’Ｉ’ｊの窒化物によるオーステ
ナイト粒の微細什１．フェライトの核サイトとして用い
られており、その／ζめに多量の添加が必要であった。
を改善するために＋ ’Ｉ’ｊの窒化物によるオーステ
ナイト粒の微細什１．フェライトの核サイトとして用い
られており、その／ζめに多量の添加が必要であった。
ところが本発明者らは詳細に検言Ｘｊシた結果。
ボンド部の融点近傍捷で加熱された部分は、これらの窒
化物とｌ−二えども、溶融して細粒化に効かないばかり
か、ｔｒＬろこれらの炭化物に」；る析出効果によって
劣化１′□′Ｊることか判つ／こ。
化物とｌ−二えども、溶融して細粒化に効かないばかり
か、ｔｒＬろこれらの炭化物に」；る析出効果によって
劣化１′□′Ｊることか判つ／こ。
したがってＩ’＋ １１；ｌ、微耽除加する。それによ
ってボンド＋′５１１で−７＜ｌ（が杓析出して粒内変
態の核サイトとなり、ま／こ熱影響部の細粒子ｌＺに役
立つ必要なＴｌｌ方力１１１Ｍ′として−０，００３〜
０．０２９１Ｓに規制した。
ってボンド＋′５１１で−７＜ｌ（が杓析出して粒内変
態の核サイトとなり、ま／こ熱影響部の細粒子ｌＺに役
立つ必要なＴｌｌ方力１１１Ｍ′として−０，００３〜
０．０２９１Ｓに規制した。
さらに上記のような成分と組成で構成される鋼のＣｅｑ
を、０４０％以下とした。Ｃｅｑ Ｉｄ次なる式で算出
される値で、 ｏ、 ４０ ’Ｉｒ ｔｒｔ？（＊ると
溶接割れ感受１牛を強め、靭性を著しく劣化せしめる。
を、０４０％以下とした。Ｃｅｑ Ｉｄ次なる式で算出
される値で、 ｏ、 ４０ ’Ｉｒ ｔｒｔ？（＊ると
溶接割れ感受１牛を強め、靭性を著しく劣化せしめる。
上記のような成分組成に構成された沖ｉ片は一温度１２
５０〜弓：Ｓ ５０℃に６０分以上加熱して。
５０〜弓：Ｓ ５０℃に６０分以上加熱して。
放冷ま／ζは熱間圧４ｊＥ してＡ３変態点以下の温度
に冷却する・この加熱は１本発明製造後の＠１ｉ１ （
母料）と共に、溶接部の靭性を著しく改善する。この改
善の原因は、現在明らかでないが１本発明者らの考案に
よると、上記したＢの作用効果の他に、高温度で］部阿
溶解したＭｎ、Ｔｊが、降席１中微細なＭｎＳ 、 ’
ｌ’ｉ Ｎに生成し１粒内変態核となって粒内フェライ
トを生成させ、微細な鋼組織を呈するためと考えている
。
に冷却する・この加熱は１本発明製造後の＠１ｉ１ （
母料）と共に、溶接部の靭性を著しく改善する。この改
善の原因は、現在明らかでないが１本発明者らの考案に
よると、上記したＢの作用効果の他に、高温度で］部阿
溶解したＭｎ、Ｔｊが、降席１中微細なＭｎＳ 、 ’
ｌ’ｉ Ｎに生成し１粒内変態核となって粒内フェライ
トを生成させ、微細な鋼組織を呈するためと考えている
。
第コー図は、加熱温度が溶接後の鋼の靭性に及ぼす影響
を示す。すなわち加熱温度（加熱時間１２０分）の上昇
に１粒内変態面積率を増加し、低６１昌靭性を改善する
。しかしこの効果は、」２５０℃未満の低温ＩＷあるい
は１３５０′Ｃを越える高い温度で得られるものでなく
、６０分に満たない短時間加熱で一１粒内変態核のＭｎ
Ｓ 、 Ｔｉ Ｎなどの生成が不十分なため、図示す
るように顕著に現われない。
を示す。すなわち加熱温度（加熱時間１２０分）の上昇
に１粒内変態面積率を増加し、低６１昌靭性を改善する
。しかしこの効果は、」２５０℃未満の低温ＩＷあるい
は１３５０′Ｃを越える高い温度で得られるものでなく
、６０分に満たない短時間加熱で一１粒内変態核のＭｎ
Ｓ 、 Ｔｉ Ｎなどの生成が不十分なため、図示す
るように顕著に現われない。
また加ス１（温度からの降温において□□□、 Ｆ７．
内変態核の生成を一層促すため、放冷し−あるいは粒内
変態核の粒内偏析を拡散する／ζめの圧延を施しながら
１粒内変態核生成の分散形状に影響のないＡ３変態点以
下の温１す″に冷却することによって、本発明が目的の
鋼４・製造する。この降ａ、は、微イ１１１分散するた
め、空冷より早い方が望せしい。
内変態核の生成を一層促すため、放冷し−あるいは粒内
変態核の粒内偏析を拡散する／ζめの圧延を施しながら
１粒内変態核生成の分散形状に影響のないＡ３変態点以
下の温１す″に冷却することによって、本発明が目的の
鋼４・製造する。この降ａ、は、微イ１１１分散するた
め、空冷より早い方が望せしい。
このようにして処ｑ（された錫”−片は、角び温度９ｏ
ｏ−・Ｌ １．５０℃に加熱し、熱間圧延する。該Ｌ
ＩＥ列ニ時の高い加熱温度は１本発明において鋼中成分
のうし、！１′１に溶接部の靭性を考慮して、フリー１
＝１を少なくしているため、母材熱処理時のオーステナ
イｌ−％が相くなる傾向にあり、しかも前処理＋’−Ａ
ｐｌ’の効用も消滅する。したかつて１１５０℃を越え
る商い温度の加熱温度は避けるべきである。
ｏ−・Ｌ １．５０℃に加熱し、熱間圧延する。該Ｌ
ＩＥ列ニ時の高い加熱温度は１本発明において鋼中成分
のうし、！１′１に溶接部の靭性を考慮して、フリー１
＝１を少なくしているため、母材熱処理時のオーステナ
イｌ−％が相くなる傾向にあり、しかも前処理＋’−Ａ
ｐｌ’の効用も消滅する。したかつて１１５０℃を越え
る商い温度の加熱温度は避けるべきである。
しかし０００℃未満の低い温度の加熱は、鋼の変形４〕
（抗が大きくなって圧延作業性を悪化する問題４・起す
。
（抗が大きくなって圧延作業性を悪化する問題４・起す
。
さらに本発明Ｉ＝Ｉ１．この熱間圧延において、温度８
００℃以Ｉで月：■率が３ｏ％以上の制ｉｌｌ圧延を（
−＋う必要が、（りる。この制伺ｊ圧廷は、フリーＢが
存在する未内結晶域圧延を施すことによって、オーステ
ナイトが細粒化し、フェライト変態が遅れ。
００℃以Ｉで月：■率が３ｏ％以上の制ｉｌｌ圧延を（
−＋う必要が、（りる。この制伺ｊ圧廷は、フリーＢが
存在する未内結晶域圧延を施すことによって、オーステ
ナイトが細粒化し、フェライト変態が遅れ。
変Ｉｐ後のフェライトが細粒化して靭性が改善される。
この場合の温度と圧下率（Ｉ′ｉ靭廿にが改善される境
界値である。このようにして靭性が改善される範囲で圧
延を終えた鋼片は一３００℃以下の低い温度に、＋−０
〜ｂ 冷却速度は、フェライト＋ベイナイトまたはフェライト
−１−パーライトの微細な混合組絨を呈する。
界値である。このようにして靭性が改善される範囲で圧
延を終えた鋼片は一３００℃以下の低い温度に、＋−０
〜ｂ 冷却速度は、フェライト＋ベイナイトまたはフェライト
−１−パーライトの微細な混合組絨を呈する。
しかしこの才までは靭性が低く、この鋼を温度４００〜
６５０℃に加熱して９’８戻し靭性を改善する。この場
合の６ｍ度は靭性の改善が得ら）する範囲である。
６５０℃に加熱して９’８戻し靭性を改善する。この場
合の６ｍ度は靭性の改善が得ら）する範囲である。
第２図は、第１表に示す成分の各鋼片を、温度１３００
’Ｃに１２０分間加熱して、温度２００℃まで放冷し
た後、占び温度１１００℃に加熱して圧延し＋ ８００
℃以下の圧下率を６０係で、福−ヰー３００℃まで３０
℃／秒で水冷した」易合の圧延−ま捷のヤＶＪ件と、温
度５００℃で１分間力］ｌ熱する焼戻した。鴇合の靭性
を、各鎖ｉの降伏強度に関係させてプロンｌ−したもの
である。すなわち圧延後焼戻しを施した鋼は、高強度に
して低部セ・ソ性か著しく改善される。
’Ｃに１２０分間加熱して、温度２００℃まで放冷し
た後、占び温度１１００℃に加熱して圧延し＋ ８００
℃以下の圧下率を６０係で、福−ヰー３００℃まで３０
℃／秒で水冷した」易合の圧延−ま捷のヤＶＪ件と、温
度５００℃で１分間力］ｌ熱する焼戻した。鴇合の靭性
を、各鎖ｉの降伏強度に関係させてプロンｌ−したもの
である。すなわち圧延後焼戻しを施した鋼は、高強度に
して低部セ・ソ性か著しく改善される。
さらに寸だ本発明は、上記のような本発明法の前処理と
して、造塊・分塊法捷プこは連続１．Ｊ造法によって製
造された鋼片を、温度１１００℃以上に加熱して圧延す
る。この熱間圧延は、後続圧延機能力適応素相の圧延で
あると共に、鋼片製造中に偏４１１シて生＋ｉ２された
粒内変態核、すなわちＭｎＳ。
して、造塊・分塊法捷プこは連続１．Ｊ造法によって製
造された鋼片を、温度１１００℃以上に加熱して圧延す
る。この熱間圧延は、後続圧延機能力適応素相の圧延で
あると共に、鋼片製造中に偏４１１シて生＋ｉ２された
粒内変態核、すなわちＭｎＳ。
１１１寸 などの偏析拡散処理のだめの圧延である。
しかるにｌ ］−□ ｏ℃未尚の低い温度では、そのよ
うな効果を同時に得ることはできない。
うな効果を同時に得ることはできない。
次に木３１′、明の実施ｆりｉｌについて説明する。
転炉で溶製さｊシた第２表に示す鋼成分組成の供試鋼片
を ；Ｊ ３表に示す製造条件で圧延し、焼戻しだ。そ
の時の鋼の機械的性質を第４表に示す。
を ；Ｊ ３表に示す製造条件で圧延し、焼戻しだ。そ
の時の鋼の機械的性質を第４表に示す。
本発明法で製造された鋼（ｌオ、比軸の製造法で得られ
た鋼に較べ、製造後の鋼（刊′Ａ′Ａ）あるいは溶接熱
形ＭＩＪ（Ｎｙ、の低６１１．靭注がずぐれている。
た鋼に較べ、製造後の鋼（刊′Ａ′Ａ）あるいは溶接熱
形ＭＩＪ（Ｎｙ、の低６１１．靭注がずぐれている。
第４表
４ 図面の簡弓１． ｌ欣１明
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｉ Ｃ’：０．０２−０．１６％、Ｓｉ：’Ｏ，Ｏ’５
−０、７ ％ 、Ｍｎ ’、 ０．５−−１．６％、Ｐ
：００１３係以下、Ｓ ： ０．０００５−０．００４
％、ＪＶ：０．０ ］、−０，１％、 Ｂ ： ０．０
００５−０００２％、 Ｎ ： ０．０ ０ ４％ＤＪ
、下 、 Ｔｊ：０．００３ −０、０２ ％を含有し
て−Ｃｅｑ０．４％以下で残部が実質的に鉄からなる鋼
片を、温＃、］２５゜へ弓３，５０℃に６０分以上加熱
して、放冷もしく＆：Ｉ：ｉ王延してＡ、変態点以下の
温度に冷却し、再び温度９００〜１ ］、 ５０ ℃に
加熱して。 ８００℃以下の圧下率が３０係以上の圧延を行なって、
３００℃以下までを１．Ｏ〜５０℃／ｓｅｃテ冷却し、
しかる後部席４００〜６５０℃に加熱して焼戻すことを
Ｌ１イ徴とする溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法
。 ２ Ｃ：０．０２〜０．００２． Ｓｉ ：０．０５＝
０７ ％ 、 Ｍｎ ： ０．４５〜１．６％、Ｐ ：
０．０ １ ５係、！−＋”、（１，０００５〜００
０４ 係、Ａ＋’、： ０．０１〜ＯＩ 係、１１：０
．０００５〜０．００２ ％、１り： （Ｊ、 （ｌ
Ｏ’ｌ係以下−Ｔｉ：０．００３〜０．０２係を名イｊ
して、Ｃｅｑ ：０．４係以下で残部が実質的に鉄から
なる鋼片を、温度１１００℃以上に力１１熱して圧延し
冷却し、再び温Ｉ象１２５０〜・」：′）ζ）０℃に６
０分間以上加熱して一放冷もしくは圧延してＡ３ 変態
点以下の温度に冷却し、さらに１だ温度９００〜１１５
０℃に加熱１．７で、８００℃以下の圧下率が３０係以
上の庄１．ｉｊ；イ（：行なって、３００℃１以下寸で
を１０〜ｂ 〜６５０℃に加熱して焼戻すことを特徴とする溶接部イ
・η性のすぐれた低温用鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18713083A JPS60169516A (ja) | 1983-10-07 | 1983-10-07 | 溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18713083A JPS60169516A (ja) | 1983-10-07 | 1983-10-07 | 溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60169516A true JPS60169516A (ja) | 1985-09-03 |
| JPH021209B2 JPH021209B2 (ja) | 1990-01-10 |
Family
ID=16200643
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18713083A Granted JPS60169516A (ja) | 1983-10-07 | 1983-10-07 | 溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60169516A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6267151A (ja) * | 1985-09-19 | 1987-03-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼 |
| JPS6314843A (ja) * | 1986-07-07 | 1988-01-22 | Kawasaki Steel Corp | 入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼 |
| JPH02133520A (ja) * | 1988-07-02 | 1990-05-22 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造方法 |
| JPH02217416A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-08-30 | Nippon Steel Corp | アレスト特性に優れた鋼材の製造方法 |
-
1983
- 1983-10-07 JP JP18713083A patent/JPS60169516A/ja active Granted
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6267151A (ja) * | 1985-09-19 | 1987-03-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼 |
| JPH0555584B2 (ja) * | 1985-09-19 | 1993-08-17 | Nippon Kokan Kk | |
| JPS6314843A (ja) * | 1986-07-07 | 1988-01-22 | Kawasaki Steel Corp | 入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼 |
| JPH02133520A (ja) * | 1988-07-02 | 1990-05-22 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造方法 |
| JPH02217416A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-08-30 | Nippon Steel Corp | アレスト特性に優れた鋼材の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH021209B2 (ja) | 1990-01-10 |
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