JPS605647B2 - 低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法Info
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- JPS605647B2 JPS605647B2 JP56147738A JP14773881A JPS605647B2 JP S605647 B2 JPS605647 B2 JP S605647B2 JP 56147738 A JP56147738 A JP 56147738A JP 14773881 A JP14773881 A JP 14773881A JP S605647 B2 JPS605647 B2 JP S605647B2
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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
- 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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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は「低温靭性と溶接性に優れた高張力鋼の製造
方法に関し、特にこの発明は、高い強度レベルを有する
低温靭性と溶接性に優れたポロン含有非議質高張力鋼の
製造方法に関するものである。
方法に関し、特にこの発明は、高い強度レベルを有する
低温靭性と溶接性に優れたポロン含有非議質高張力鋼の
製造方法に関するものである。
焼入れ、焼戻しなどの調質処理を施すことなく、すなわ
ち非調質で高い強度と低温靭Ｉ性を有する鋼を製造する
場合にＮｂ含有鋼を制御圧延し、その後加速冷却する方
法が知られている。
ち非調質で高い強度と低温靭Ｉ性を有する鋼を製造する
場合にＮｂ含有鋼を制御圧延し、その後加速冷却する方
法が知られている。
ところで「ボロンは暁入性を増大する元素として焼入れ
、焼戻しなどの調質鋼において使用されてきた。
、焼戻しなどの調質鋼において使用されてきた。
非調質鋼においても、ボロンを使用できれば炭素当量（
Ｃｅｑ）を上昇することなく高張力化が可能であり、そ
の利用方法の確立が切望されていた。しかしながら、非
議質鋼とくに制御圧延後の加速冷却のままで使用する鋼
の場合に、ボロンを使用する例は従来ほとんど知られて
いなかった。その理由は、非調質鋼においてはその加熱
温度が高いため、ボロンを利用するに際して、ボロンが
ボロン化合物となって有効に作用しないことが指摘され
ているからである。この点に関して、ｓｏｌ．ＡＩを０
．０６％以上添加し、かつ加熱温度を低温に設定（具体
的には１０５０〜１１５０こ○）することにより、圧延
後に加速冷却を行う非調質鋼にボロンを添加した例が袴
開昭５３一９７９２２号公報に唯一提案されているが、
ｓｏｌ．ＡＩの添加量が０．０６％以上と高いため、溶
接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が損なわれるのみならず「
溶接金属の靭性も劣化する欠点があった。
Ｃｅｑ）を上昇することなく高張力化が可能であり、そ
の利用方法の確立が切望されていた。しかしながら、非
議質鋼とくに制御圧延後の加速冷却のままで使用する鋼
の場合に、ボロンを使用する例は従来ほとんど知られて
いなかった。その理由は、非調質鋼においてはその加熱
温度が高いため、ボロンを利用するに際して、ボロンが
ボロン化合物となって有効に作用しないことが指摘され
ているからである。この点に関して、ｓｏｌ．ＡＩを０
．０６％以上添加し、かつ加熱温度を低温に設定（具体
的には１０５０〜１１５０こ○）することにより、圧延
後に加速冷却を行う非調質鋼にボロンを添加した例が袴
開昭５３一９７９２２号公報に唯一提案されているが、
ｓｏｌ．ＡＩの添加量が０．０６％以上と高いため、溶
接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が損なわれるのみならず「
溶接金属の靭性も劣化する欠点があった。
また加熱温度に関しても、低温加熱であるため、スケー
ルのはくり性が悪く、スラブの表面性状ひいては製品の
それにも問題を生じることは避けられなかった。この発
明は、上記従来方法によるよりもさらに＊強度の高い低
温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製
造方法を提供することを目的とするものであり、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。次にこの発明を詳細に説明する
。
ルのはくり性が悪く、スラブの表面性状ひいては製品の
それにも問題を生じることは避けられなかった。この発
明は、上記従来方法によるよりもさらに＊強度の高い低
温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製
造方法を提供することを目的とするものであり、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。次にこの発明を詳細に説明する
。
この発明者らは、圧延後加速冷却を施す非調質鋼におい
てボロンを有効に利用する方法について研究を重ねた結
果、ボロンとチタンを適量含有せしめた鋼に適切な加熱
−圧延を施し、以後加速冷却を施すことにより上記問題
点を解決することができること、すなわちボロンを有効
に利用するための諸条件により生ずる欠点を抑制してポ
ロンを有効に利用することができることを新規に知見し
てこの発明を完成した。
てボロンを有効に利用する方法について研究を重ねた結
果、ボロンとチタンを適量含有せしめた鋼に適切な加熱
−圧延を施し、以後加速冷却を施すことにより上記問題
点を解決することができること、すなわちボロンを有効
に利用するための諸条件により生ずる欠点を抑制してポ
ロンを有効に利用することができることを新規に知見し
てこの発明を完成した。
次にこの発明を研究データにもとづいて説明する。
まず圧延前の加熱温度が強度と靭性に及ぼす影響を調べ
た。
た。
ｎ第 １ 表
※Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／／６十（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５十
（Ｃｕ＋Ｎｉ）／／１５第１表に示す本発明成分範囲の
鋼１と従来鋼３を用いて加熱温度を１０００〜１２５０
ｑｏとして、９５０℃までに累積圧下率で５１％となる
まで圧延し、引続き９００ｑｏ以下で累積圧下率で６５
％となるまで圧延し、最終仕上温度を７４０ｑｏとした
。
（Ｃｕ＋Ｎｉ）／／１５第１表に示す本発明成分範囲の
鋼１と従来鋼３を用いて加熱温度を１０００〜１２５０
ｑｏとして、９５０℃までに累積圧下率で５１％となる
まで圧延し、引続き９００ｑｏ以下で累積圧下率で６５
％となるまで圧延し、最終仕上温度を７４０ｑｏとした
。
なお仕上板厚は１６側である。その後冷却速度を１０ｑ
Ｃ′ｓとして５００ｑｏまで冷却して以後空冷した後の
強度と靭性の結果を図に示す。この図から本発明成分範
囲の銅１は圧延後の加速冷却により、空冷した場合に比
べてＴ．Ｓ．で５ｋ９リか以上も高張力化している。し
かも級‘性は劣化していない。さらに、加熱温度を１０
５０〜１２５０ｑｏまで変化させても強度−轍性が安定
していることもわかる。一方、本発明の成分範囲でない
鋼３は加速冷却により高張力化はするものの、スラブ加
熱温度は狭い範囲（１０５０〜１１００℃）に限定され
、１１００ｑｏ以上とするとボロンは無効化し‘まじめ
強度低下が著るしい。すなわちチタンとボロンを組合せ
、適切な圧延を実施したのち加速冷却することにより、
非調質鋼でもボロンを有効に利用して、靭性の劣化を伴
なうことなく強度上昇させ得ること、しかも従来例にく
らべて適用加熱温度範囲を高くとれること、およびｓｏ
ｌ．ＡＩの含有量を高くする必要がないことが判明し、
前述の欠点を合理的に解決できるのである。したがって
この発明の構成要件の第１の要部は鋼の成分の限定にあ
り、まず各合金成分の限定理由を以下に詳述する。
Ｃ′ｓとして５００ｑｏまで冷却して以後空冷した後の
強度と靭性の結果を図に示す。この図から本発明成分範
囲の銅１は圧延後の加速冷却により、空冷した場合に比
べてＴ．Ｓ．で５ｋ９リか以上も高張力化している。し
かも級‘性は劣化していない。さらに、加熱温度を１０
５０〜１２５０ｑｏまで変化させても強度−轍性が安定
していることもわかる。一方、本発明の成分範囲でない
鋼３は加速冷却により高張力化はするものの、スラブ加
熱温度は狭い範囲（１０５０〜１１００℃）に限定され
、１１００ｑｏ以上とするとボロンは無効化し‘まじめ
強度低下が著るしい。すなわちチタンとボロンを組合せ
、適切な圧延を実施したのち加速冷却することにより、
非調質鋼でもボロンを有効に利用して、靭性の劣化を伴
なうことなく強度上昇させ得ること、しかも従来例にく
らべて適用加熱温度範囲を高くとれること、およびｓｏ
ｌ．ＡＩの含有量を高くする必要がないことが判明し、
前述の欠点を合理的に解決できるのである。したがって
この発明の構成要件の第１の要部は鋼の成分の限定にあ
り、まず各合金成分の限定理由を以下に詳述する。
Ｃはその含有量が０．０２％未満の場合には高強度が得
られず、かつ溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記）の軟化
が大きいこと、またそれが０．１２％以上の場合には溶
接性が害されるとともに、この発明における加熱−圧延
−冷却条件では競入組織となって靭性が害され、焼戻し
工程が必要となるので０．０２〜０．１２％とする必要
がある。
られず、かつ溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記）の軟化
が大きいこと、またそれが０．１２％以上の場合には溶
接性が害されるとともに、この発明における加熱−圧延
−冷却条件では競入組織となって靭性が害され、焼戻し
工程が必要となるので０．０２〜０．１２％とする必要
がある。
Ｓｉは鋼の脱酸を促進し、また強度を上昇させるので少
くとも０．０３％以上添加する。
くとも０．０３％以上添加する。
しかしあまり多いと級性や溶接性が著しく損なわれるた
め最大で０．６０％にとどめる。Ｍｎは１．０％未満で
は鋼板の強度および鰯性が低下すること、そしてＨＡＺ
の軟化が大きくなるため下限を１．０％とした。
め最大で０．６０％にとどめる。Ｍｎは１．０％未満で
は鋼板の強度および鰯性が低下すること、そしてＨＡＺ
の軟化が大きくなるため下限を１．０％とした。
一方Ｍｎが多すぎるとＨＡＺの轍性が劣化するため上限
を２．５％とした。山は鋼の脱酸上最低０．００５％の
添加含有が必要であり、一方ｓｏｌ．ＡＩが０．０６％
以上になるとＨＡＺの級性のみならず溶接金属の靭性も
著しく劣化する。このためｓｏｌ．ＡＩは０．００５〜
０．０６０％とした。Ｓは０．００８％より多いと衝撃
吸収エネルギー特にＣ方向のそれが低下して不利である
のでＳは０．００８％以下にする必要がある。Ｎは０．
００８％を越えて含有すると、本請求範囲のＡＩ、Ｔｉ
量ではＢがボロン窒化物となりＢの焼入性を無効とする
ので上限を０．００８％とした。
を２．５％とした。山は鋼の脱酸上最低０．００５％の
添加含有が必要であり、一方ｓｏｌ．ＡＩが０．０６％
以上になるとＨＡＺの級性のみならず溶接金属の靭性も
著しく劣化する。このためｓｏｌ．ＡＩは０．００５〜
０．０６０％とした。Ｓは０．００８％より多いと衝撃
吸収エネルギー特にＣ方向のそれが低下して不利である
のでＳは０．００８％以下にする必要がある。Ｎは０．
００８％を越えて含有すると、本請求範囲のＡＩ、Ｔｉ
量ではＢがボロン窒化物となりＢの焼入性を無効とする
ので上限を０．００８％とした。
この発明によれば、上記の如くＣ、Ｓｉ、ＭｎおよびＡ
Ｉを適正範囲に含有させ、かつＳを０．００８％以下、
Ｎを０．００８％以下とするほかに、さらにＮｂ、Ｔｉ
、Ｂを含有させる必要がある。Ｎｂは０．０１％より少
ないと後述するように加熱時に必要とされるＮｂの固溶
量を確保できず、一方０．１０％より多いと溶接金属の
轍性を劣化させるので、Ｎｂは０．０１〜０．１０％の
範囲内にする必要がある。
Ｉを適正範囲に含有させ、かつＳを０．００８％以下、
Ｎを０．００８％以下とするほかに、さらにＮｂ、Ｔｉ
、Ｂを含有させる必要がある。Ｎｂは０．０１％より少
ないと後述するように加熱時に必要とされるＮｂの固溶
量を確保できず、一方０．１０％より多いと溶接金属の
轍性を劣化させるので、Ｎｂは０．０１〜０．１０％の
範囲内にする必要がある。
ＴｉはＢを有効に利用するためと、加熱一圧延時のオー
ステナィト粒の微細化効果による轍性向上を目的として
添加するが、０．００５％未満では効果なく、一方０。
ステナィト粒の微細化効果による轍性向上を目的として
添加するが、０．００５％未満では効果なく、一方０。
０８％を越えて添加するとかえって鞠性が劣化するので
０．０８％以下とした。Ｂはいうまでもなく本発明の必
須成分であるが、０．０００３％以下では効果がなく、
一方０．００３％を越えて添加すると級性が劣化する。
さらに上記のとおりの基本成分系のほかに、高張力化あ
るいはその他の効果を達成するためにＮｉ、Ｍｏ、Ｃｕ
、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）のうちから選
んだ少くとも１種を添加含有させることができる。これ
ら元素を添加してもこの発明の特徴は何も失われること
なく、上記諸元素の添加によりそれぞれ適正に発揮され
る高張力化あるいは下記の諸効果が達成できるので有効
である。次に上記成分の添加の目的と添加量を限定する
理由を説明する。
０．０８％以下とした。Ｂはいうまでもなく本発明の必
須成分であるが、０．０００３％以下では効果がなく、
一方０．００３％を越えて添加すると級性が劣化する。
さらに上記のとおりの基本成分系のほかに、高張力化あ
るいはその他の効果を達成するためにＮｉ、Ｍｏ、Ｃｕ
、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、希土類元素（ＲＥＭ）のうちから選
んだ少くとも１種を添加含有させることができる。これ
ら元素を添加してもこの発明の特徴は何も失われること
なく、上記諸元素の添加によりそれぞれ適正に発揮され
る高張力化あるいは下記の諸効果が達成できるので有効
である。次に上記成分の添加の目的と添加量を限定する
理由を説明する。
ＮｉはＨＡＺの硬化性および靭性に悪い影響を与０える
ことなく母材の強度と靭性を向上させるので添加するが
、高価であるので１．０％を上限とした。
ことなく母材の強度と靭性を向上させるので添加するが
、高価であるので１．０％を上限とした。
ＣｕはＮｉとほぼ同機の効果があるだけでなく、耐食性
も向上させるが０．５０％を越えると熱間脆性５を生じ
やすく、鋼板の表面性状が劣化するので０．５０％を上
限とする。
も向上させるが０．５０％を越えると熱間脆性５を生じ
やすく、鋼板の表面性状が劣化するので０．５０％を上
限とする。
Ｍｏは圧延時のオーステナィト粒を微細かつ整粒化し、
なおかつ微細なべィナィトとマルテンサィトを生成する
ので強度と鞠陸を向上させるが、０高価であるので上限
を０．５０％とした。
なおかつ微細なべィナィトとマルテンサィトを生成する
ので強度と鞠陸を向上させるが、０高価であるので上限
を０．５０％とした。
Ｖは強度と鰍性向上のためおよび溶接継手強度確保のた
め添加するが、０．１０％を越えて添加すると母材とＨ
ＡＺの級Ｉ性を著しく劣化させるので０．１０％を上限
とする。Ｃｒは微細なべィナィトやマルテンサィトを生
成し強度と靭性を向上させるが０．５０％以上の添加は
溶接性を害するので上限を０．５０％とした。
め添加するが、０．１０％を越えて添加すると母材とＨ
ＡＺの級Ｉ性を著しく劣化させるので０．１０％を上限
とする。Ｃｒは微細なべィナィトやマルテンサィトを生
成し強度と靭性を向上させるが０．５０％以上の添加は
溶接性を害するので上限を０．５０％とした。
ＣａとＲＥＭはＭｈＳの形態制御をしＣ方向の鋤性向上
に効果があり、１種または両者の複合添加を行うが、そ
れぞれ０．０１％を越えるＣａおよび０．１０％を越え
るＲＥＭの添加は鋼の清浄度を悪くし内部欠陥の原因と
なるので、それぞれ上限を０．０１％および０．１０％
とした。次に、この発明の構成要件の第２の要部は加熱
−圧延条件にある。
に効果があり、１種または両者の複合添加を行うが、そ
れぞれ０．０１％を越えるＣａおよび０．１０％を越え
るＲＥＭの添加は鋼の清浄度を悪くし内部欠陥の原因と
なるので、それぞれ上限を０．０１％および０．１０％
とした。次に、この発明の構成要件の第２の要部は加熱
−圧延条件にある。
本発明においてはボロンが暁入性に有効に作用するため
、圧延条件が不適当であると、冷却後の鋼板が組織中に
粗大なべィナィトやマルテンサィトが混入し、靭性の劣
化がおこりやすい。したがってＮｂを含有せしめ、後述
する適切な圧延条件で圧延を行い、冷却後の組織に微細
なべィナイトやマルテンサイトを分布させる必要がある
。スラブ加熱温度は、この理由から制限されるが上限を
１２５０００としたのは、これ以上だと加熱時のオース
テナイト粒が大きくなりすぎて、圧延によってもオース
テナィト粒の混粒化は避けられず、冷却後の組織に粗大
なべィナィトやマルテンサィトが混入して轍性が劣化す
るからである。一方下限はＮｂの間溶量と関係している
。すなわちＮｂをスラブ加熱時に固溶させ、圧延中に微
細に析出させてオーステナィトの再結晶を遅らせ、結果
としてオーステナィトの未再結晶領域をより高温側に拡
大させる必要がある。これによりオーステナィトの未再
結晶領域において高い累積圧下率の圧延が可能となり、
変形帯の密度が増加し、冷却前のオーステナィト粒は実
質的に微細化され、冷却後の鋼板は十分な低温靭性を示
す。これらの効果をもたらす加熱時のＮｂの固溶量は０
．０１％以上であればよく「 そのための最低の加熱温
度はＣ量とＮ量により異なるが、本発明の成分範囲では
１０５０ｏｏ以上とすれば良い。以上の理由からスラブ
加熱温度は１０５０〜１２５０ｑｏとした。
、圧延条件が不適当であると、冷却後の鋼板が組織中に
粗大なべィナィトやマルテンサィトが混入し、靭性の劣
化がおこりやすい。したがってＮｂを含有せしめ、後述
する適切な圧延条件で圧延を行い、冷却後の組織に微細
なべィナイトやマルテンサイトを分布させる必要がある
。スラブ加熱温度は、この理由から制限されるが上限を
１２５０００としたのは、これ以上だと加熱時のオース
テナイト粒が大きくなりすぎて、圧延によってもオース
テナィト粒の混粒化は避けられず、冷却後の組織に粗大
なべィナィトやマルテンサィトが混入して轍性が劣化す
るからである。一方下限はＮｂの間溶量と関係している
。すなわちＮｂをスラブ加熱時に固溶させ、圧延中に微
細に析出させてオーステナィトの再結晶を遅らせ、結果
としてオーステナィトの未再結晶領域をより高温側に拡
大させる必要がある。これによりオーステナィトの未再
結晶領域において高い累積圧下率の圧延が可能となり、
変形帯の密度が増加し、冷却前のオーステナィト粒は実
質的に微細化され、冷却後の鋼板は十分な低温靭性を示
す。これらの効果をもたらす加熱時のＮｂの固溶量は０
．０１％以上であればよく「 そのための最低の加熱温
度はＣ量とＮ量により異なるが、本発明の成分範囲では
１０５０ｏｏ以上とすれば良い。以上の理由からスラブ
加熱温度は１０５０〜１２５０ｑｏとした。
上記条件で加熱されたスラブを、まずオーステナィトの
再結晶領域において累積圧下率で５０％以上となるまで
繰返して圧延する。
再結晶領域において累積圧下率で５０％以上となるまで
繰返して圧延する。
この累積圧下率が５０％に満たないと、オーステナィト
の加工−再結晶の繰返し‘こよる紬粒化および整粒化が
十分でない。そのため、その後の圧延−冷却によって組
織中に粗大なべィナイトやマルテンサィトが混入し轍性
が著しく害される。しかも、この温度城における圧延に
よる紬粒化および整粒化の不十分さは、引続くオーステ
ナィトの禾再結晶領域での圧延によって補ない得ないの
で５０％以上と限定した。この累積圧下率の値を高くし
たとしてもやがて紬粒化の効果が飽和に達するのみであ
るので上限を限定する必要はないが、引続いて行なわれ
るオーステナイト末再結晶城での５０〜９０％の圧延を
確保さえすれば、あとはスラブ厚と製品厚との関係で決
定すればよい。続いてオーステナィトの未再結晶温度領
域における圧延に移るが、この発明によればオーステナ
ィトの未再結晶温度領域でも低温側にあたる〜３十１５
０ｑｏからＡｒ３点のあいだで５０〜９０％の累積圧下
率で圧延を行う必要がある。
の加工−再結晶の繰返し‘こよる紬粒化および整粒化が
十分でない。そのため、その後の圧延−冷却によって組
織中に粗大なべィナイトやマルテンサィトが混入し轍性
が著しく害される。しかも、この温度城における圧延に
よる紬粒化および整粒化の不十分さは、引続くオーステ
ナィトの禾再結晶領域での圧延によって補ない得ないの
で５０％以上と限定した。この累積圧下率の値を高くし
たとしてもやがて紬粒化の効果が飽和に達するのみであ
るので上限を限定する必要はないが、引続いて行なわれ
るオーステナイト末再結晶城での５０〜９０％の圧延を
確保さえすれば、あとはスラブ厚と製品厚との関係で決
定すればよい。続いてオーステナィトの未再結晶温度領
域における圧延に移るが、この発明によればオーステナ
ィトの未再結晶温度領域でも低温側にあたる〜３十１５
０ｑｏからＡｒ３点のあいだで５０〜９０％の累積圧下
率で圧延を行う必要がある。
本発明の成分範囲では前述のようにＢが健入性に十分効
くのでこの範囲での圧延が不適当だと加速冷却後の組織
に粗大なべイナイトやマルテンサィトが混入して靭一性
が大きく劣化する。この領域で圧下率が５０％未満では
上述のように粗大なべィナィトやマルテンサィトが混入
して靭Ｉ性が大きく劣化する。また９０％を越える圧下
率が圧延するとポリゴナルフェラィトの量が多くなり強
度低下がおこる。なお、オーステナィトの再結晶域から
Ａｒ３十１５０午０に至る間の温度範囲においては圧延
条件を限定しないが、この間の圧延を行っても、この発
明の目的を妨げるものではない。上記圧延後加速冷却を
行うが、冷却速度は２℃′ｓに満たないと加速冷却の効
果がなく、一方３０℃／ｓを越えると焼入組織となり、
焼戻し工程が必要となる。
くのでこの範囲での圧延が不適当だと加速冷却後の組織
に粗大なべイナイトやマルテンサィトが混入して靭一性
が大きく劣化する。この領域で圧下率が５０％未満では
上述のように粗大なべィナィトやマルテンサィトが混入
して靭Ｉ性が大きく劣化する。また９０％を越える圧下
率が圧延するとポリゴナルフェラィトの量が多くなり強
度低下がおこる。なお、オーステナィトの再結晶域から
Ａｒ３十１５０午０に至る間の温度範囲においては圧延
条件を限定しないが、この間の圧延を行っても、この発
明の目的を妨げるものではない。上記圧延後加速冷却を
行うが、冷却速度は２℃′ｓに満たないと加速冷却の効
果がなく、一方３０℃／ｓを越えると焼入組織となり、
焼戻し工程が必要となる。
前記加速冷却は６００００以下４５０ｑ０を越える温度
まで続け以後空冷するが、６００ｏ○を越える温度で冷
却を停止すると加速冷却による強度上昇効果はほとんど
なく、また４５０つ０以下で冷却を停止すると水素の放
出が十分でなく水素性の欠陥が生じ易いので、加速冷却
を停止する温度は６００午０以下４５０００より高い温
度範囲内にする必要がある。
まで続け以後空冷するが、６００ｏ○を越える温度で冷
却を停止すると加速冷却による強度上昇効果はほとんど
なく、また４５０つ０以下で冷却を停止すると水素の放
出が十分でなく水素性の欠陥が生じ易いので、加速冷却
を停止する温度は６００午０以下４５０００より高い温
度範囲内にする必要がある。
なお冷却は圧延終了後直ちに行うことが必要であり、具
体的にはＡｒ３点以上から冷却を開始するのが望ましい
。
体的にはＡｒ３点以上から冷却を開始するのが望ましい
。
しかしながら、冷却開始までに時間を要して鋼板の温度
がふ３点を下廻っても〜３一４０００までの間ならば、
その空冷時に〜８点を切ってから析出するフェライトの
粒成長は事実上無視できるので微細化の目的は達成でき
る。次にこの発明を実施例について説明する。
がふ３点を下廻っても〜３一４０００までの間ならば、
その空冷時に〜８点を切ってから析出するフェライトの
粒成長は事実上無視できるので微細化の目的は達成でき
る。次にこの発明を実施例について説明する。
実施例 １
第１表に示す成分組成にそれぞれ溶製した供試鋼の鋼番
１〜６のうちで鋼番２、３は比較例、鋼番１、４〜６は
この発明の成分組成の範囲内にある実施例の鋼である。
１〜６のうちで鋼番２、３は比較例、鋼番１、４〜６は
この発明の成分組成の範囲内にある実施例の鋼である。
これらの各供試鋼は造塊後分塊圧延するかあるいは連続
鋳造により、必要厚みを有するスラブとなし、これらス
ラブをそれぞれ第２表に示す通りの加熱−圧延−冷却条
件で処理した。得られた鋼板の強度、靭性を測定したと
ころ第２表に示す通りであった。なお最終板厚は１６側
とし、試験片は圧延直角方向に採取し、引張試験２側Ｖ
ノッチの衝撃試験を行った。
鋳造により、必要厚みを有するスラブとなし、これらス
ラブをそれぞれ第２表に示す通りの加熱−圧延−冷却条
件で処理した。得られた鋼板の強度、靭性を測定したと
ころ第２表に示す通りであった。なお最終板厚は１６側
とし、試験片は圧延直角方向に採取し、引張試験２側Ｖ
ノッチの衝撃試験を行った。
各鋼板における数字１、２、３はそれぞれ第２表に示す
鋼番１、２、３の鋼を使用したことを意味し、サフィッ
クスのアルファベット文字は製造条件を示す。第２表 ２Ａおよび３Ａはこの発明の成分範囲をはずれている比
較例であり、またＩＢは〜３〜Ａｒ３十１５０ｏｏでの
累積圧下量、ＩＣはオーステナィト再結晶城の累積圧下
量、ＩＤはスラブ加熱温度、ＩＥは圧延後の加速冷却の
冷却停止温度、ＩＦは圧延後の冷却速度においてそれぞ
れこの発明の範囲を外れているものであって、これらに
対しＩＡ、ＩＧ、ＩＨはこの発明による鋼板である。
鋼番１、２、３の鋼を使用したことを意味し、サフィッ
クスのアルファベット文字は製造条件を示す。第２表 ２Ａおよび３Ａはこの発明の成分範囲をはずれている比
較例であり、またＩＢは〜３〜Ａｒ３十１５０ｏｏでの
累積圧下量、ＩＣはオーステナィト再結晶城の累積圧下
量、ＩＤはスラブ加熱温度、ＩＥは圧延後の加速冷却の
冷却停止温度、ＩＦは圧延後の冷却速度においてそれぞ
れこの発明の範囲を外れているものであって、これらに
対しＩＡ、ＩＧ、ＩＨはこの発明による鋼板である。
なお上記の関係をわかりやすくするために第２表中にこ
の発明の範囲を外れている条件のものにアンダーライン
を施した。まずこの発明の成分範囲でなし、すなわちＴ
ｉとＢを添加していない鋼板沙は強度が十分でない。
の発明の範囲を外れている条件のものにアンダーライン
を施した。まずこの発明の成分範囲でなし、すなわちＴ
ｉとＢを添加していない鋼板沙は強度が十分でない。
同じく本発明の成分範囲を外れている従来鋼板３Ａ（高
ＡＩ−Ｂ−Ｎｂ鋼）と本発明鋼板ＩＡを比べると通常用
いられる加熱強度でも下限にあたる１１５０ｑｏ加熱で
は、本発明鋼板の方が同じＣｅｑでも高強度化されてい
る。次に圧延条件において、この発明の範囲をはずれて
いる鋼板ＩＢとＩＣはこの発明による鋼板ＩＡに比べて
靭性が十分でなく、この発明における圧延条件の重要さ
があきらかである。
ＡＩ−Ｂ−Ｎｂ鋼）と本発明鋼板ＩＡを比べると通常用
いられる加熱強度でも下限にあたる１１５０ｑｏ加熱で
は、本発明鋼板の方が同じＣｅｑでも高強度化されてい
る。次に圧延条件において、この発明の範囲をはずれて
いる鋼板ＩＢとＩＣはこの発明による鋼板ＩＡに比べて
靭性が十分でなく、この発明における圧延条件の重要さ
があきらかである。
また加熱温度がこの発明の範囲をはずれている鋼板ＩＤ
はこの発明鋼板ＩＡに比べて強度が十分でない。
はこの発明鋼板ＩＡに比べて強度が十分でない。
さらに圧延後空冷した従来法による鋼板ＩＦと加速冷却
を行った鋼板ＩＡを比べるとＩＡの方が強度において大
きく上廻っており、しかも轍性は同等であり、本発明の
効果が示されている。また冷却停止温度においてこの発
明の範囲をはずれている鋼板ＩＥは加速冷却の効果がほ
とんどあらわれていない。一方、この発明による鋼板Ｉ
Ａ、ＩＧ、ＩＨ‘ま何れも、強度、鞠性とも優れている
。
を行った鋼板ＩＡを比べるとＩＡの方が強度において大
きく上廻っており、しかも轍性は同等であり、本発明の
効果が示されている。また冷却停止温度においてこの発
明の範囲をはずれている鋼板ＩＥは加速冷却の効果がほ
とんどあらわれていない。一方、この発明による鋼板Ｉ
Ａ、ＩＧ、ＩＨ‘ま何れも、強度、鞠性とも優れている
。
すなわち本発明によれば、以上述べた実施例からもわか
るように、圧延後加速冷却を実施する非調質鋼において
もボロンを高強度化に有効に利用できた。
るように、圧延後加速冷却を実施する非調質鋼において
もボロンを高強度化に有効に利用できた。
このため低Ｃｅｑですなわち溶接性が優れ、かつ十分な
低温轍性を備えた高張力鋼を製造できるのである。実施
例 ２ 非調質で７０ｋ９ｆ′協以上のＴ．Ｓ．を有する、低温
靭性と溶後性の優れた２５〜３２肌厚の鋼板を製造する
目的で第１表に示す成分組成の鋼４、５、６を溶製して
スラブとしたのち第３表に示すとおりの加熱−圧延−冷
却条件を適用して２５〜３２側厚の鋼板を製造し、強度
−靭性を測定したところ第３表に示すとおりであった。
低温轍性を備えた高張力鋼を製造できるのである。実施
例 ２ 非調質で７０ｋ９ｆ′協以上のＴ．Ｓ．を有する、低温
靭性と溶後性の優れた２５〜３２肌厚の鋼板を製造する
目的で第１表に示す成分組成の鋼４、５、６を溶製して
スラブとしたのち第３表に示すとおりの加熱−圧延−冷
却条件を適用して２５〜３２側厚の鋼板を製造し、強度
−靭性を測定したところ第３表に示すとおりであった。
圧延後空冷した従来法による鋼板燈、班、解はいずれも
Ｔ．Ｂ．が目標に達していないのに対し、本発明によれ
ばいづれも７０ｋｇｆ′磯以上のＴ。Ｓを有し、しかも
低温籾性もすぐれている。さらに、第１表に示すＣｅｑ
からもわかるように０．４２〜０．４３％のＣｅｑで２
５〜３２側厚のＴ．Ｓ．２７０ｋ９ｆ／地鋼が非調質で
製造でき、これは工業界の常識からは画期的なものであ
る。第３表 以上説明したようにこの発明の方法によれば「十分な低
温靭性を備えた高張力鋼を低いＣｅｑで製造可能であり
「寒冷地向けのラインパイプ用素材やその他の低温鞠性
の要求される溶接構造物用鋼として最適である。
Ｔ．Ｂ．が目標に達していないのに対し、本発明によれ
ばいづれも７０ｋｇｆ′磯以上のＴ。Ｓを有し、しかも
低温籾性もすぐれている。さらに、第１表に示すＣｅｑ
からもわかるように０．４２〜０．４３％のＣｅｑで２
５〜３２側厚のＴ．Ｓ．２７０ｋ９ｆ／地鋼が非調質で
製造でき、これは工業界の常識からは画期的なものであ
る。第３表 以上説明したようにこの発明の方法によれば「十分な低
温靭性を備えた高張力鋼を低いＣｅｑで製造可能であり
「寒冷地向けのラインパイプ用素材やその他の低温鞠性
の要求される溶接構造物用鋼として最適である。
さらに副次的な効果として母３点以上で圧延を終了でき
ることからセパレーションの低減に効果があり「また圧
延能率の上昇に効果がある。
ることからセパレーションの低減に効果があり「また圧
延能率の上昇に効果がある。
図はスラブの加熱温度が鋼板の強度と靭性に及ぼす影響
を示す図である。
を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．０２〜０．１２％、Ｓｉ０．０３〜０．６０
％、Ｍｎ１．０〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ０．００５〜
０．０６％、Ｎｂ０．０１〜０．１０％、Ｂ０．０００
３〜０．００３％、Ｔｉ０．００５〜０．０８％を含有
し、残部Ｆｅと不可避的不純物とよりなり、前記不可避
的不純物のうちＮとＳはそれぞれ０．００８％以下であ
るスラブを１０５０〜１２５０℃に加熱した後、オース
テナイトの再結晶温度域において累積圧下率で５０％以
上となるまで圧延し、引続きＡｒ＿３〜Ａｒ＿３＋１５
０℃の温度範囲内で累積圧下率で５０〜９０％となるま
で圧延し、その後直ちに２〜３０℃／ｓの冷却速度で６
００℃以下４５０℃を越える温度範囲まで冷却し、以後
放冷することを特徴とする低温靭性と溶接性に優れたボ
ロン含有非調質高張力鋼の製造方法。 ２ Ｃ０．０２〜０．１２％、Ｓｉ０．０３〜０．６０
％、Ｍｎ１．０〜２．５％、ｓｏｌ．Ａｌ０．００５〜
０．０６％、Ｎｂ０．０１〜０．１０％、Ｂ０．０００
３〜０．００３％、Ｔｉ０．００５〜０．０８％を含有
し、さらにＮｉ１．０％以下、Ｃｕ０．５％以下、Ｍｏ
０．４％以下、Ｖ０．１％以下、Ｃｒ０．５％以下、Ｃ
ａ０．０１％以下、希土類元素０．１０％以下のうちか
ら選ばれる何れか１種または２種以上を含有し、残部Ｆ
ｅと不可避的不純物とよりなり、前記不可避的不純物の
うちＮとＳはそれぞれ０．００８％以下であるスラブを
１０５０〜１２５０℃に加熱した後、オーステナイトの
再結晶温度域において累積圧下率で５０％以上となるま
で圧延し、引続きＡｒ＿３〜Ａｒ＿３＋１５０℃の温度
範囲内で累積圧下率で５０〜９０％となるまで圧延し、
その後直ちに２〜３０℃／ｓの冷却速度で６００℃以下
４５０℃を越える温度範囲まで冷却し、以後放冷するこ
とを特徴とする低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非
調質高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56147738A JPS605647B2 (ja) | 1981-09-21 | 1981-09-21 | 低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56147738A JPS605647B2 (ja) | 1981-09-21 | 1981-09-21 | 低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5852423A JPS5852423A (ja) | 1983-03-28 |
| JPS605647B2 true JPS605647B2 (ja) | 1985-02-13 |
Family
ID=15437020
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56147738A Expired JPS605647B2 (ja) | 1981-09-21 | 1981-09-21 | 低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS605647B2 (ja) |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS63235430A (ja) * | 1987-03-24 | 1988-09-30 | Nippon Steel Corp | 靭性、溶接性に優れた調質高張力鋼材の製造法 |
| JPH066740B2 (ja) * | 1987-08-26 | 1994-01-26 | 日本鋼管株式会社 | 低降伏比厚肉高張力鋼の製造方法 |
| JPH01176027A (ja) * | 1987-12-29 | 1989-07-12 | Nippon Steel Corp | 低降伏比高張力溶接構造用鋼板の製造方法 |
| JPH10237583A (ja) | 1997-02-27 | 1998-09-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力鋼およびその製造方法 |
| US6056833A (en) * | 1997-07-23 | 2000-05-02 | Usx Corporation | Thermomechanically controlled processed high strength weathering steel with low yield/tensile ratio |
| US6224689B1 (en) | 1997-07-28 | 2001-05-01 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, essentially boron-free steels with superior toughness |
| AU736035B2 (en) | 1997-07-28 | 2001-07-26 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable steels with excellent ultra-low temperature toughness |
| WO1999005336A1 (en) * | 1997-07-28 | 1999-02-04 | Exxonmobil Upstream Research Company | Ultra-high strength, weldable, boron-containing steels with superior toughness |
| KR100386767B1 (ko) * | 1997-07-28 | 2003-06-09 | 닛폰 스틸 가부시키가이샤 | 인성이 우수한 초고강도 용접성 강의 제조방법 |
| KR100946051B1 (ko) | 2002-12-27 | 2010-03-09 | 주식회사 포스코 | 용접성이 우수한 고강도 후육강판 제조방법 |
| JP2008280602A (ja) * | 2007-05-14 | 2008-11-20 | Nippon Steel Corp | 高生産性型高強度・高靭性鋼板とその製造方法 |
| CN105624555A (zh) * | 2016-01-20 | 2016-06-01 | 宋晓玲 | 一种高强度、高韧性合金钢 |
| CN106521314B (zh) * | 2016-11-09 | 2018-02-23 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 通体硬化的高韧性易焊接特厚耐磨钢板及其制造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US421937A (en) * | 1890-02-25 | Bolster-beam journal | ||
| JPS5397922A (en) * | 1977-02-08 | 1978-08-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of non-refined high tensile steel |
| JPS5510092A (en) * | 1978-06-27 | 1980-01-24 | Gutehoffnungshuette Sterkrade | Surging prevention method of turbo compressor |
| JPS55100924A (en) * | 1979-01-25 | 1980-08-01 | Nippon Steel Corp | Production of high toughness bainite high tension steel plate having excellent weldability |
| JPS5621810A (en) * | 1979-07-31 | 1981-02-28 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Manufacture of anisotropic oxide sintered body |
-
1981
- 1981-09-21 JP JP56147738A patent/JPS605647B2/ja not_active Expired
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US421937A (en) * | 1890-02-25 | Bolster-beam journal | ||
| JPS5397922A (en) * | 1977-02-08 | 1978-08-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of non-refined high tensile steel |
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| JPS5621810A (en) * | 1979-07-31 | 1981-02-28 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | Manufacture of anisotropic oxide sintered body |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5852423A (ja) | 1983-03-28 |
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