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 |
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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 |
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Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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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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