JPS61143517A - 低温用高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
低温用高強度鋼板の製造方法Info
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- JPS61143517A JPS61143517A JP59264320A JP26432084A JPS61143517A JP S61143517 A JPS61143517 A JP S61143517A JP 59264320 A JP59264320 A JP 59264320A JP 26432084 A JP26432084 A JP 26432084A JP S61143517 A JPS61143517 A JP S61143517A
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- steel
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- steel plate
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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
この発明は寒冷地で使用される橋梁、あるいは砕氷商船
、さらには低温化学反応容器など、−４０℃以下の低温
環境で使用される鋼板に関し、特に板厚５０ｍ腸程度以
上の厚内材として溶接部も含めた低温靭性が優れると同
時に、降伏強さ４６ｋＱｆ／−以上、引張り強さ５３ｋ
ａｆ／−以上の高強度を有する低温用鋼板を製造する方
法に関するものである。
、さらには低温化学反応容器など、−４０℃以下の低温
環境で使用される鋼板に関し、特に板厚５０ｍ腸程度以
上の厚内材として溶接部も含めた低温靭性が優れると同
時に、降伏強さ４６ｋＱｆ／−以上、引張り強さ５３ｋ
ａｆ／−以上の高強度を有する低温用鋼板を製造する方
法に関するものである。
従来の技術
寒冷地の橋梁や砕氷商船などには、通常５Ｑｍｍ程度以
上の厚内材が使用されるが、これらの厚内材としては安
全性等の観点から、低温靭性が優れていることと同時に
、高強度を有することが要求され、最近では降伏強度で
４６ｋｏｆ／−以上、引張強度で５３ｋｏｆ／−以上の
高強度を有することが望まれるようになっている。また
これらの厚肉材は通常溶接構造材として使用されるとこ
ろから、溶接部も含めて低温靭性が高いことが要求され
る。
上の厚内材が使用されるが、これらの厚内材としては安
全性等の観点から、低温靭性が優れていることと同時に
、高強度を有することが要求され、最近では降伏強度で
４６ｋｏｆ／−以上、引張強度で５３ｋｏｆ／−以上の
高強度を有することが望まれるようになっている。また
これらの厚肉材は通常溶接構造材として使用されるとこ
ろから、溶接部も含めて低温靭性が高いことが要求され
る。
そしてまた高能率で溶接を行なうためには、大入熱溶接
を行なうことが望ましいが、大入熱溶接の場合溶接部の
靭性の低下が大きいのが通常であり、そこで大入熱溶接
による靭性低下が少ない材料の開発が要望されている。
を行なうことが望ましいが、大入熱溶接の場合溶接部の
靭性の低下が大きいのが通常であり、そこで大入熱溶接
による靭性低下が少ない材料の開発が要望されている。
ところで、−４０℃以下の低温環境、例えば−１００℃
で使用される厚肉鋼板でしかも溶接部も含めた靭性が優
れた従来の材料としては、公知文献 ｒ Ｔｈｅ
Ｓｕｍｉｔｏｍｏ ５ｅａｒｃｈ、１２１３． Ｎ
ｏｖｅｍｂｅｒ。
で使用される厚肉鋼板でしかも溶接部も含めた靭性が優
れた従来の材料としては、公知文献 ｒ Ｔｈｅ
Ｓｕｍｉｔｏｍｏ ５ｅａｒｃｈ、１２１３． Ｎ
ｏｖｅｍｂｅｒ。
１９８１Ｊに示されているように、低Ｃ−Ｍｏ −３，
５％Ｎｉ鋼が知られている。また大入熱の溶接、例えば
５０ＫＪ／ｃｍ以上の入熱量の溶接によっても溶接部靭
性が低下しないようにした低温用鋼材としては、例えば
特公昭５９−１１６５８号公報に記載されているように
、鋼中Ｃの低減が有効であることが知られている。
５％Ｎｉ鋼が知られている。また大入熱の溶接、例えば
５０ＫＪ／ｃｍ以上の入熱量の溶接によっても溶接部靭
性が低下しないようにした低温用鋼材としては、例えば
特公昭５９−１１６５８号公報に記載されているように
、鋼中Ｃの低減が有効であることが知られている。
発明が解決すべき問題点
前記公知文献に示されている低Ｃ−Ｍｏ−３，５％Ｎｉ
鋼は、その降伏強度がせいぜい４０ｋｏｆ／−程度であ
り、この程度の強度では橋梁や砕氷商船に使用するには
未だ充分ではない。
鋼は、その降伏強度がせいぜい４０ｋｏｆ／−程度であ
り、この程度の強度では橋梁や砕氷商船に使用するには
未だ充分ではない。
また前述の特公昭５９−１１６５８号公報に示されてい
るように鋼中のＣＩを低減することは、それ自体は大入
熱溶接の場合を含めた溶接部靭性を向上させるに有効で
あるが、その反面、Ｃの低減は強度を低下させる原因と
なり、したがって前述のような橋梁や砕氷商船に望まれ
る強度を確保することは困難であった。
るように鋼中のＣＩを低減することは、それ自体は大入
熱溶接の場合を含めた溶接部靭性を向上させるに有効で
あるが、その反面、Ｃの低減は強度を低下させる原因と
なり、したがって前述のような橋梁や砕氷商船に望まれ
る強度を確保することは困難であった。
この発明は以上の問題を解決し、大入熱溶接の場合を含
めて優れた溶接部の低温靭性を有し、しかも５０１１以
上の厚肉材として降伏強度４６ｋａｆ／−以上、引張強
度５３ｋＯｆ／−以上の高強度を有する鋼板、すなわち
寒冷地の橋梁や砕氷商船などに用いるに適した低温用高
強度鋼板を製造する方法を提供することを目的とするも
のである。
めて優れた溶接部の低温靭性を有し、しかも５０１１以
上の厚肉材として降伏強度４６ｋａｆ／−以上、引張強
度５３ｋＯｆ／−以上の高強度を有する鋼板、すなわち
寒冷地の橋梁や砕氷商船などに用いるに適した低温用高
強度鋼板を製造する方法を提供することを目的とするも
のである。
問題点を解決するための手段
本発明者等は上述の目的を達成するべく、鋭意実験・検
討を重ねた結果、適切な鋼成分条件と適切な製造プロセ
ス条件とを組合せることによって、溶接部靭性を確保し
得ると同時に高強度を得ることができることを見出した
。すなわち、溶接部靭性を向上させるためにはＣ量を０
．００５〜０．０５％の範囲内の低Ｃとするとともに少
量の７ｉを添加することが有効であり、そしてＣ量低減
による強度低下を補うためには、Ｎｂもしくは■を添加
するに加えて、熱間圧延における仕上圧延終了温度を９
００〜６００℃の範囲内として圧延終了後直・ちにその
温度から２．５℃／ＳＥ以上の冷却速度で急冷し、その
後焼もどす、所謂直接焼入れ一焼もどしを適用すること
が有効であることを見出し、この発明をなすに至ったの
である。
討を重ねた結果、適切な鋼成分条件と適切な製造プロセ
ス条件とを組合せることによって、溶接部靭性を確保し
得ると同時に高強度を得ることができることを見出した
。すなわち、溶接部靭性を向上させるためにはＣ量を０
．００５〜０．０５％の範囲内の低Ｃとするとともに少
量の７ｉを添加することが有効であり、そしてＣ量低減
による強度低下を補うためには、Ｎｂもしくは■を添加
するに加えて、熱間圧延における仕上圧延終了温度を９
００〜６００℃の範囲内として圧延終了後直・ちにその
温度から２．５℃／ＳＥ以上の冷却速度で急冷し、その
後焼もどす、所謂直接焼入れ一焼もどしを適用すること
が有効であることを見出し、この発明をなすに至ったの
である。
具体的には、本願の第１発明の低温用高強度鋼板の製造
方法は、Ｇ ０．００５〜０．０５％（ＩＩ量％、以下
同じ） ３ ｉ ０．０２〜０．６０％、Ｍｎ ０．５
〜２．０％、Ｐ ０．０１０％以下、Ｓ０．００５％以
下、Ｎｉ１．０〜４．０％、Ｔｉ０．００３〜０．０５
％、Ａｌ ０．００５〜０．１０％を含有しかつＮ
ｂ ０．００５〜０．０５％およびｖ ｏ、ｏｏｓ〜０
．１０％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、
残部がｌ”ｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を素材と
し、その鋼を熱間圧延するにあたって仕上圧延終了温度
を９００℃以下６００℃以上の範囲内とし、かつその仕
上圧延終了直後に室温まで２．５℃／ＳａＣ以上の冷却
速度で急冷し、その後焼もどすことを特徴とするもので
ある。
方法は、Ｇ ０．００５〜０．０５％（ＩＩ量％、以下
同じ） ３ ｉ ０．０２〜０．６０％、Ｍｎ ０．５
〜２．０％、Ｐ ０．０１０％以下、Ｓ０．００５％以
下、Ｎｉ１．０〜４．０％、Ｔｉ０．００３〜０．０５
％、Ａｌ ０．００５〜０．１０％を含有しかつＮ
ｂ ０．００５〜０．０５％およびｖ ｏ、ｏｏｓ〜０
．１０％のうちから選ばれた１種または２種を含有し、
残部がｌ”ｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を素材と
し、その鋼を熱間圧延するにあたって仕上圧延終了温度
を９００℃以下６００℃以上の範囲内とし、かつその仕
上圧延終了直後に室温まで２．５℃／ＳａＣ以上の冷却
速度で急冷し、その後焼もどすことを特徴とするもので
ある。
また第２発明の製造方法は、鋼素材として、第１発明で
規定した成分のほか、さらに０ＬＩ０．１〜１．５％、
Ｃｒ ０．１〜２．０％、およびＭｏ０．５％のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含有する鋼を用い、第
１発明と同じプロセスで熱間圧延−急冷一焼もどし処理
を行なうものである。
規定した成分のほか、さらに０ＬＩ０．１〜１．５％、
Ｃｒ ０．１〜２．０％、およびＭｏ０．５％のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含有する鋼を用い、第
１発明と同じプロセスで熱間圧延−急冷一焼もどし処理
を行なうものである。
発明の詳細な説明
先ずこの発明の方法で使用する鋼素材の成分限定理由に
ついて説明する。
ついて説明する。
Ｃ：
Ｃの含有量はこの発明において溶接部も含めて優れた低
温靭性を得るために重要な条件である。
温靭性を得るために重要な条件である。
すなわちＣがｏ、ｏｏｓ％未満では結晶粒が粗大化して
母材の靭性を劣化させるとともに溶接部靭性を劣化させ
、一方ＣＩが０．０５％を越えれば溶接部靭性が低下し
、特に大入熱溶接の場合の溶接部靭性を低下させるから
、Ｃは０．００５〜０．０５の範囲内とした（第１図参
照）。
母材の靭性を劣化させるとともに溶接部靭性を劣化させ
、一方ＣＩが０．０５％を越えれば溶接部靭性が低下し
、特に大入熱溶接の場合の溶接部靭性を低下させるから
、Ｃは０．００５〜０．０５の範囲内とした（第１図参
照）。
Ｓｉ ：
Ｓｌは鋼の精錬時において脱酸のために不可欠な元素で
あり、また安価な綱強化元素である。しかしながら３ｉ
量が０．６０％を越えれば鋼の清浄度が低下して溶接性
や靭性の低下をもたらし、一方０．０２％未満では脱酸
および強化の効果が不充分となるから、３ｉは０．０２
％以上０．６０％以下の範囲内とした。
あり、また安価な綱強化元素である。しかしながら３ｉ
量が０．６０％を越えれば鋼の清浄度が低下して溶接性
や靭性の低下をもたらし、一方０．０２％未満では脱酸
および強化の効果が不充分となるから、３ｉは０．０２
％以上０．６０％以下の範囲内とした。
Ｍｎ ：
Ｍｎは靭性を低下させることなく強度を高めるに有効な
元素であり、そのためには０．５％以上の添加が必要で
ある。しかしながらＭｎ量が２．０％を越えれば溶接性
が損われるから、Ｍｎ量は０．５％以上、２．０％以下
の範囲内とした。
元素であり、そのためには０．５％以上の添加が必要で
ある。しかしながらＭｎ量が２．０％を越えれば溶接性
が損われるから、Ｍｎ量は０．５％以上、２．０％以下
の範囲内とした。
ＰおよびＳ：
これらは鋼中に不可避的に含有される不純物元素であっ
て、いずれも母材および溶接部の靭性を著しく損なう元
素であり、したがってこの発明では溶接部を含めて優れ
た靭性を確保するためにＰは０．０１０％以下、Ｓはｏ
、ｏｏｓ％以下に規制することとした。
て、いずれも母材および溶接部の靭性を著しく損なう元
素であり、したがってこの発明では溶接部を含めて優れ
た靭性を確保するためにＰは０．０１０％以下、Ｓはｏ
、ｏｏｓ％以下に規制することとした。
Ｎｉ ：
Ｎｉはこの発明において靭性を向上させるために重要な
添加元素であり、Ｃ量を前述のようにｏ、ｏｏｓ〜０．
０５％の範囲内とした場合に溶接部靭性を最も良好にす
るＮｉ量は１．０〜４．０％である。
添加元素であり、Ｃ量を前述のようにｏ、ｏｏｓ〜０．
０５％の範囲内とした場合に溶接部靭性を最も良好にす
るＮｉ量は１．０〜４．０％である。
Ｎｉが１．０％未満では溶接部靭性が良好とはならず、
一方４．０％を越えれば島状マルテンサイトが生成され
て靭性を劣化させる（第２図参照）。なお６．０％以上
のＮｉを添加すれば靭性は良好になるがコストが上昇し
て経済的でない。したがってこの発明ではＮｉ量を１．
０〜４．０％の範囲内とした。
一方４．０％を越えれば島状マルテンサイトが生成され
て靭性を劣化させる（第２図参照）。なお６．０％以上
のＮｉを添加すれば靭性は良好になるがコストが上昇し
て経済的でない。したがってこの発明ではＮｉ量を１．
０〜４．０％の範囲内とした。
Ｔｉ：
Ｔ１は溶接部靭性を著しく改善するに有効な元素であり
、この発明の特徴的な添加元素の一つである。上述の効
果を得るためには、Ｔｉは０．００３％以上添加する必
要がある。しかしながら０．０５％を越えるＴｉを添加
した場合には逆に靭性を損うから、Ｔｉは０．００３％
以上０．０５％以下とした。
、この発明の特徴的な添加元素の一つである。上述の効
果を得るためには、Ｔｉは０．００３％以上添加する必
要がある。しかしながら０．０５％を越えるＴｉを添加
した場合には逆に靭性を損うから、Ｔｉは０．００３％
以上０．０５％以下とした。
Ａｌ：
Ａｌは鋼の精錬過程で脱酸のために有効な元素であり、
また鋼中のＮを固定して細粒化するに有効な元素である
。これらの効果を得るためにはＡｌは０．００５％以上
は必要であるが、０．１０％を越えれば鋼の健全性が悪
化し、靭性等を損なうから、Ａｌ含有量は０．００５％
以上０．１０％以下とした。
また鋼中のＮを固定して細粒化するに有効な元素である
。これらの効果を得るためにはＡｌは０．００５％以上
は必要であるが、０．１０％を越えれば鋼の健全性が悪
化し、靭性等を損なうから、Ａｌ含有量は０．００５％
以上０．１０％以下とした。
Ｎｂおよび／または■：
これらはいずれも鋼の強化元素として有効なものであり
、その効果を発揮させるためにはいずれもｏ、ｏｏｓ％
以上の添加が必要である。しかしながらＮ＋）が０．０
５％を、またＶが０．１０％を越えれば靭性を著しく劣
化させるから、Ｎｂはｏ、ｏｏｓ〜０．０５％、■はｏ
、ｏｏｓ〜０．１０％の範囲内とした。
、その効果を発揮させるためにはいずれもｏ、ｏｏｓ％
以上の添加が必要である。しかしながらＮ＋）が０．０
５％を、またＶが０．１０％を越えれば靭性を著しく劣
化させるから、Ｎｂはｏ、ｏｏｓ〜０．０５％、■はｏ
、ｏｏｓ〜０．１０％の範囲内とした。
なおＮｂ、Ｖはいずれか一方を単独で添加しても、ある
いは両者を複合添加しても良い。
いは両者を複合添加しても良い。
本願の第１発明の場合には上記各成分のほかはＦｅおよ
び不可避的不純物とすれば良いが、第２発明の場合に、
さらに高強度化を図るためにＣｔｌ。
び不可避的不純物とすれば良いが、第２発明の場合に、
さらに高強度化を図るためにＣｔｌ。
Ｃｒ 、Ｍｏのうちの１種または２種以上を添加する。
Ｃｕ 、Ｃｒ 、Ｍｏはいずれも焼入性を向上させて強
度を上昇させるに有効な元素である。その効果を得るた
めには、Ｃｕ 、Ｃｒは０．１％以上が必要であり、ま
たＭＯは０．０５％以上が必要である。
度を上昇させるに有効な元素である。その効果を得るた
めには、Ｃｕ 、Ｃｒは０．１％以上が必要であり、ま
たＭＯは０．０５％以上が必要である。
しかしながらＣｕが１．５％を、Ｑｒが２，０％を、Ｍ
Ｏが０．５％を越えれば著しく靭性を低下させる。
Ｏが０．５％を越えれば著しく靭性を低下させる。
したがって第２発明においてはＣｕは０．１〜１．５％
、Ｃｒは０．１〜２．０％、Ｍｏは０．０５〜０．５％
の範囲内とした。なおこれらはいずれか１種を単独で添
加しても、２種以上を複合添加しても良い。
、Ｃｒは０．１〜２．０％、Ｍｏは０．０５〜０．５％
の範囲内とした。なおこれらはいずれか１種を単独で添
加しても、２種以上を複合添加しても良い。
この発明の方法では以上のような成分の鋼索材を熱間圧
延するにあたって、その仕上圧延終了温度が９００〜６
００℃の範囲内となるように制御する。圧延仕上温度が
９００℃を越える場合には結晶粒が粗大化して靭性が劣
化するとともに充分な強度が得られなくなる。この圧延
仕上温度は低いほど強度が増加する（第４図参照）が、
大きな圧延動力を必要とするようになって経済的でなく
なる。したがって仕上圧延終了温度は９００〜６００℃
の範囲内とした。
延するにあたって、その仕上圧延終了温度が９００〜６
００℃の範囲内となるように制御する。圧延仕上温度が
９００℃を越える場合には結晶粒が粗大化して靭性が劣
化するとともに充分な強度が得られなくなる。この圧延
仕上温度は低いほど強度が増加する（第４図参照）が、
大きな圧延動力を必要とするようになって経済的でなく
なる。したがって仕上圧延終了温度は９００〜６００℃
の範囲内とした。
このようにして熱間仕上圧延を９００〜６００℃の範囲
内で終了した鋼板は、直ちに２．５℃／ｓｅｃ以上の平
均冷却速度で室温まで急冷する。すなわち所謂直接焼入
れを行なう。この熱間仕上圧延終了直後の平均冷却速度
が２．５℃／式未満では焼入れが不充分となって所要の
強度が得られない（第３図参照）。
内で終了した鋼板は、直ちに２．５℃／ｓｅｃ以上の平
均冷却速度で室温まで急冷する。すなわち所謂直接焼入
れを行なう。この熱間仕上圧延終了直後の平均冷却速度
が２．５℃／式未満では焼入れが不充分となって所要の
強度が得られない（第３図参照）。
上述のように熱間圧延後急冷した後には、焼もどしを行
なう。この焼もどし条件は通常の調質鋼の場合と同様で
あれば良い。すなわち鋼のＡＣＩ変態点〜（ＡＣＩ変態
点−２００℃）の範囲内の温度に加熱保持した優、冷却
すれば良い。
なう。この焼もどし条件は通常の調質鋼の場合と同様で
あれば良い。すなわち鋼のＡＣＩ変態点〜（ＡＣＩ変態
点−２００℃）の範囲内の温度に加熱保持した優、冷却
すれば良い。
なお熱間圧延前の素材製造過程は常法に従えば良く、例
えば転炉等で溶製し、真空脱ガス処理や成分調整を行な
って、連続鋳造あるいは造塊法によって鋼塊とすれば良
い。
えば転炉等で溶製し、真空脱ガス処理や成分調整を行な
って、連続鋳造あるいは造塊法によって鋼塊とすれば良
い。
実施例
第１表のＮａ１〜Ｎ１１１９に示す成分組成の鋼塊を１
１５０℃に加熱して熱間圧延した。熱間圧延は仕上圧延
終了温度が７３０℃となるように行ない、また仕上板厚
は５５ｓ＋ｅとした。圧延仕上終了直後直ちに平均冷却
速度５℃／ｓｅｅで室温まで冷却（直接焼入れ）し、そ
の後６３０’Ｃで１６０分間の焼もどし処理を施した。
１５０℃に加熱して熱間圧延した。熱間圧延は仕上圧延
終了温度が７３０℃となるように行ない、また仕上板厚
は５５ｓ＋ｅとした。圧延仕上終了直後直ちに平均冷却
速度５℃／ｓｅｅで室温まで冷却（直接焼入れ）し、そ
の後６３０’Ｃで１６０分間の焼もどし処理を施した。
また比較のため、同じ供試鋼１〜１９について従来の通
常の方法にしたがって仕上圧延終了濃度１１５０℃で熱
間圧延を終了して空冷（冷却速度０．５℃／濃程度）し
、その後９１０’Ｃに再加熱して冷却速度５℃／Ｅで焼
入れし、その後６３０℃で１６０分間の焼もどし処理を
行なった。前者の本発明プロセス条件に従った直接焼入
れ一焼もどし法による焼もどし慢の鋼板（ＤＱ−Ｔ材）
および後者の従来法に従った再加熱焼入れ一焼もどし法
による焼もどし後の鋼板（ＲＱ−Ｔ材）について、降伏
強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、およびｖノツチシャルピー試
躾における破面遷移温度ｖＴ ｒｓを調べた結果を第２
表に示す。
常の方法にしたがって仕上圧延終了濃度１１５０℃で熱
間圧延を終了して空冷（冷却速度０．５℃／濃程度）し
、その後９１０’Ｃに再加熱して冷却速度５℃／Ｅで焼
入れし、その後６３０℃で１６０分間の焼もどし処理を
行なった。前者の本発明プロセス条件に従った直接焼入
れ一焼もどし法による焼もどし慢の鋼板（ＤＱ−Ｔ材）
および後者の従来法に従った再加熱焼入れ一焼もどし法
による焼もどし後の鋼板（ＲＱ−Ｔ材）について、降伏
強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、およびｖノツチシャルピー試
躾における破面遷移温度ｖＴ ｒｓを調べた結果を第２
表に示す。
第２表から明らかなようにこの発明のプロセス条件で熱
間圧延後、直接焼入れ一焼もどし処理をした場合（ＤＱ
−Ｔ材）には、従来プロセスに従って熱間圧延後、再加
熱−焼もどし処理した場合（ＲＱ−Ｔ材）と比較して強
度、靭性がともに改善されており、特に本発明成分範囲
内の１ｉｌ（本発明１１：に７〜Ｎａ１９）のＤＱ−Ｔ
材は、いずれも降伏強度（ＹＳ） ４６ ｋｏｆ／−以
上、引張強度５３ ｋｏｆ／−以上の要求値を充分に満
たす高強度を有し、しかも破面遷移温度（ＶＴｒＳ）も
−１２８℃以下と優れた低温靭性を有することがわかる
。
間圧延後、直接焼入れ一焼もどし処理をした場合（ＤＱ
−Ｔ材）には、従来プロセスに従って熱間圧延後、再加
熱−焼もどし処理した場合（ＲＱ−Ｔ材）と比較して強
度、靭性がともに改善されており、特に本発明成分範囲
内の１ｉｌ（本発明１１：に７〜Ｎａ１９）のＤＱ−Ｔ
材は、いずれも降伏強度（ＹＳ） ４６ ｋｏｆ／−以
上、引張強度５３ ｋｏｆ／−以上の要求値を充分に満
たす高強度を有し、しかも破面遷移温度（ＶＴｒＳ）も
−１２８℃以下と優れた低温靭性を有することがわかる
。
さらに本発明者等は、各供試鋼のうち、Ｃ量の異なる代
表的な７種のＤＱ−Ｔ材について、入熱１３６ＫＪ１０
１および９６ＫＪ／ｃｗ＋の２条件でサブマージアーク
溶接したときの最終層の一６０℃における衝撃吸収エネ
ルギーＶＥ−ｔｏを調べた。その結果をＣ量とＶＥ−ｔ
ｏとを対応させて第１図に示す。第１図から明らかなよ
うにＣ量が０．００５〜０．０５％の範囲内で優れた溶
接部低温靭性が得られることがわかる。
表的な７種のＤＱ−Ｔ材について、入熱１３６ＫＪ１０
１および９６ＫＪ／ｃｗ＋の２条件でサブマージアーク
溶接したときの最終層の一６０℃における衝撃吸収エネ
ルギーＶＥ−ｔｏを調べた。その結果をＣ量とＶＥ−ｔ
ｏとを対応させて第１図に示す。第１図から明らかなよ
うにＣ量が０．００５〜０．０５％の範囲内で優れた溶
接部低温靭性が得られることがわかる。
また各供試鋼のうち、Ｎｉ量の異なる代表的な５種のＤ
Ｑ−Ｔ材について、前記同様に２種の入熱量条件でサブ
マージアーク溶接したときの最終層のＶ Ｅ−６ｏを調
べた結果を、Ｎｉ量と対応して第２図に示す。第２図か
ら明らかなようにＮｉｆｌが１．０〜４．０９６の範囲
で優れた溶接部低温靭性が得られことがわかる。
Ｑ−Ｔ材について、前記同様に２種の入熱量条件でサブ
マージアーク溶接したときの最終層のＶ Ｅ−６ｏを調
べた結果を、Ｎｉ量と対応して第２図に示す。第２図か
ら明らかなようにＮｉｆｌが１．０〜４．０９６の範囲
で優れた溶接部低温靭性が得られことがわかる。
次に、熱間仕上圧延後の冷却速度が強度（降伏強度ＹＳ
および引張強度ＴＳ）に及ぼす影響を調べるため、第１
表の供試ＷＡＮα８について、熱間仕上圧延俊の冷却速
度を１℃／ｓｅｃから３０℃／ｓｅｅの間で種々変化さ
せる実験を行なった。なお熱間仕上圧延終了温度は７３
０℃とし、交易まで冷却後に６３０℃×１６０分の焼も
どしを行ない、焼もどし後の強度を調べた。その結果を
第３図に示す。
および引張強度ＴＳ）に及ぼす影響を調べるため、第１
表の供試ＷＡＮα８について、熱間仕上圧延俊の冷却速
度を１℃／ｓｅｃから３０℃／ｓｅｅの間で種々変化さ
せる実験を行なった。なお熱間仕上圧延終了温度は７３
０℃とし、交易まで冷却後に６３０℃×１６０分の焼も
どしを行ない、焼もどし後の強度を調べた。その結果を
第３図に示す。
第３図から明らかなように冷却速度を２．５℃／ｓｅｃ
以上とすることによって高強度が得られ、４６ｋＱｆ／
−以上のＹＳ、５３ｋｇｆ／−以上の丁Ｓを確保できる
ことがわかる。
以上とすることによって高強度が得られ、４６ｋＱｆ／
−以上のＹＳ、５３ｋｇｆ／−以上の丁Ｓを確保できる
ことがわかる。
また熱間仕上圧延終了温度が強度（ＹＳおよびＴＳ）に
及ぼす影響を調べるため、第１表のＮα８の鋼について
、熱間仕上圧延温度を種々変化させる実験を行なった。
及ぼす影響を調べるため、第１表のＮα８の鋼について
、熱間仕上圧延温度を種々変化させる実験を行なった。
なお熱間仕上圧延終了直後の冷却速度は５℃／ｓｅ０．
その後の焼もどしは６３０’ＣＸ１６０分とし、焼もど
し後の強度を調べた。
その後の焼もどしは６３０’ＣＸ１６０分とし、焼もど
し後の強度を調べた。
その結果を第４図に示す。第４図から、仕上圧延終了温
度が低い程高強度が得られ、９００℃以下の仕上圧延終
了温度とすることによって４６ｋｏｆ・ ／−以上のＹ
Ｓ、 ５３ ｋｏｆ／−以上のＴＳが確保できることが
明らかである。
度が低い程高強度が得られ、９００℃以下の仕上圧延終
了温度とすることによって４６ｋｏｆ・ ／−以上のＹ
Ｓ、 ５３ ｋｏｆ／−以上のＴＳが確保できることが
明らかである。
第２表
発明の効果
以上の実施例からも明らかなようにこの発明の製造方法
によれば、大入熱溶接の場合も含めて溶接部低温靭性が
高くかつ母材の低温靭性も勿論良好で、しかも降伏強度
４６ｋａｆ／−以上、引張強度５３ｋＱｆ／ｄ以上の高
い強度を有する低温用厚肉鋼板を得ることができ、した
がってこの発明の方法は寒冷地用の橋梁材あるいは砕氷
船用鋼材などの製造に最適なものである。
によれば、大入熱溶接の場合も含めて溶接部低温靭性が
高くかつ母材の低温靭性も勿論良好で、しかも降伏強度
４６ｋａｆ／−以上、引張強度５３ｋＱｆ／ｄ以上の高
い強度を有する低温用厚肉鋼板を得ることができ、した
がってこの発明の方法は寒冷地用の橋梁材あるいは砕氷
船用鋼材などの製造に最適なものである。
第１図は鋼中Ｃ量と溶接部靭性（−６０℃における衝撃
吸収エネルギーＶＥ−ｔｏ）との関係を示す相関図、第
２図は鋼中Ｎ１量と溶接部靭性（ＶＥ−ｔｏ）との関係
を示す相関図、第３図は熱間仕上圧延終了直、後の平均
冷却速度と焼もどし後の降伏強度（ＹＳ）および引張強
度（ＴＳ）との関係を示す相関図、第４図は熱間圧延仕
上温度と焼もどし後の降伏強度（ＹＳ）および引張強度
（ＴＳ）との関係を示す相関図である。 ψ Ｕ ■ Φ ＹＳ、ＴＳ （ｋａｆ／ｍｍ”） 姻
吸収エネルギーＶＥ−ｔｏ）との関係を示す相関図、第
２図は鋼中Ｎ１量と溶接部靭性（ＶＥ−ｔｏ）との関係
を示す相関図、第３図は熱間仕上圧延終了直、後の平均
冷却速度と焼もどし後の降伏強度（ＹＳ）および引張強
度（ＴＳ）との関係を示す相関図、第４図は熱間圧延仕
上温度と焼もどし後の降伏強度（ＹＳ）および引張強度
（ＴＳ）との関係を示す相関図である。 ψ Ｕ ■ Φ ＹＳ、ＴＳ （ｋａｆ／ｍｍ”） 姻
Claims (2)
- （１）Ｃ０．００５〜０．０５％（重量％、以下同じ）
Ｓｉ０．０２〜０．６０％、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｐ
０．０１０％以下、Ｓ０．００５％以下、Ｎｉ１．０〜
４．０％、Ｔｉ０．００３〜０．０５％、Ａｌ０．００
５〜０．１０％を含有しかつＮｂ０．００５〜０．０５
％およびＶ０．００５〜０．１０％のうちから選ばれた
１種または２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物よりなる鋼を、仕上圧延終了温度が９００℃以下６
００℃以上の温度範囲内となるように熱間圧延し、熱間
圧延後直ちに２．５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で室
温まで冷却し、その後焼もどし処理を施すことを特徴と
する低温用高強度鋼板の製造方法。 - （２）Ｃ０．００５〜０．０５％、Ｓｉ０．０２〜０．
６０％、Ｍｎ０．５〜２．０％、Ｐ０．０１０％以下、
Ｓ０．００５％以下、Ｎｉ１．０〜４．０％、Ｔｉ０．
００３〜０．０５％、Ａｌ０．００５〜０．１０％を含
有しかつＮｂ０．００５〜０．０５％およびＶ０．００
５〜０．１０％のうちから選ばれた１種または２種を含
有し、さらにＣｕ０．１〜１．５％、Ｃｒ０．１〜２．
０％、Ｍｏ０．０５〜０．５％のうちから選ばれた１種
または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不
純物よりなる鋼を、仕上圧延終了温度が９００℃以下６
００℃以上となるように熱間圧延し、熱間圧延後直ちに
２．５℃／ｓｅｃ以上の平均冷却速度で室温まで冷却し
、その後焼もどし処理を施すことを特徴とする低温用高
強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59264320A JPS61143517A (ja) | 1984-12-13 | 1984-12-13 | 低温用高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59264320A JPS61143517A (ja) | 1984-12-13 | 1984-12-13 | 低温用高強度鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61143517A true JPS61143517A (ja) | 1986-07-01 |
Family
ID=17401542
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59264320A Pending JPS61143517A (ja) | 1984-12-13 | 1984-12-13 | 低温用高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61143517A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103614660A (zh) * | 2013-10-24 | 2014-03-05 | 铜陵市经纬流体科技有限公司 | 一种泵阀用高屈服强度合金钢材料及其制备方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS589919A (ja) * | 1981-07-09 | 1983-01-20 | Kawasaki Steel Corp | 低温靭性にすぐれた高張力熱延鋼帯の製造方法 |
| JPS5896817A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靭性を有する高張力熱間圧延鋼材の製造法 |
| JPS58100624A (ja) * | 1981-12-09 | 1983-06-15 | Nippon Steel Corp | Ｎｉ系脆性亀裂高停止性能鋼の製造法 |
| JPS59211529A (ja) * | 1983-05-17 | 1984-11-30 | Nippon Steel Corp | 溶接性にすぐれた極厚５０キロ鋼の製造方法 |
-
1984
- 1984-12-13 JP JP59264320A patent/JPS61143517A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS589919A (ja) * | 1981-07-09 | 1983-01-20 | Kawasaki Steel Corp | 低温靭性にすぐれた高張力熱延鋼帯の製造方法 |
| JPS5896817A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靭性を有する高張力熱間圧延鋼材の製造法 |
| JPS58100624A (ja) * | 1981-12-09 | 1983-06-15 | Nippon Steel Corp | Ｎｉ系脆性亀裂高停止性能鋼の製造法 |
| JPS59211529A (ja) * | 1983-05-17 | 1984-11-30 | Nippon Steel Corp | 溶接性にすぐれた極厚５０キロ鋼の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103614660A (zh) * | 2013-10-24 | 2014-03-05 | 铜陵市经纬流体科技有限公司 | 一种泵阀用高屈服强度合金钢材料及其制备方法 |
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