JPS62207B2 - - Google Patents
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Classifications
-
- 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)
Description
本発明は、溶接性が優れ、高い降伏点を有する
非調質高張力鋼に関するものであり、特に本発明
は溶接をともない強度50〜60Kg／mm2級高張力厚鋼
板、たとえば溶接構造用鋼板、造船用高張力鋼
板、タンクなどの圧力容器用鋼板を調質処理を施
さずに製造する方法に関するものである。 従来溶接をともない強度50〜60Kgｆ／mm2級の高
張力鋼板はNorma処理、QT処理によつて製造さ
れてきているが、熱処理費等の高騰により製造コ
ストが高くなるという欠点がある。また熱処理を
施きない、いわゆる非調質で高張力化を図る製造
方法として制御圧延（以下CRと称す）による方
法があるが、CRでNorma材、QT材に代る程の高
張力化を図るためにはCRの圧延仕上げ温度を下
げる必要があるため、圧延能率が著しく低下する
ばかりか、得られた鋼板のシヤルピー衝撃破面に
はセパレーシヨンが発生し、ユーザーに嫌われ適
用鋼種の拡大がむずかしいという欠点がある。 CRによる上記欠点を改善した低温域までのCR
を必要としないで高張力化を図る製造方法とし
て、圧延後の加速冷却を施す方法があるが、この
加速冷却による方法によれば第１図に示すC0.07
％、Mn1.4％を含む鋼板について行つた冷却速度
と強度（以下TSと称す）ならびに降伏強度（以
下YSと称す）および遷移温度（以下vTrsと称
す）との関係において冷却停止温度による影響か
らわかるように、冷却停止温度が500℃未満では
冷却速度を速くするにつれTSは容易に上昇する
が、一方YSは冷却速度を速くすることにより低
下し、さらにvTrsも劣化するという欠点があ
り、逆に冷却停止温度が500℃以上では、YSは冷
却速度を速くすると上昇し、かつvTrsも良好に
なるが、一方TSは冷却速度を速くしても空冷材
にくらべ４Kgｆ／mm2の上昇量にしかならないこと
がわかり、上記冷却停止温度が500℃未満では
Norma材、QT材の代替鋼となり得る鋼種はきわ
めて少なく、また冷却停止温度が500℃以上では
著しい高張力化は望めないという欠点がありいま
だ十分満足されていない。 冷却停止温度が500℃未満の場合、冷却停止温
度が低いために加速冷却時間が長くなり鋼板内で
冷却むらが生じやすくなること、さらにベイナイ
トやマルテンサイト変態にともなう発熱や膨張量
の差により鋼板に歪が生じやすくなる欠点がある
が、冷却停止温度が500℃以上の場合は加速冷却
時間が短かく、ベイナイトやマルテンサイト組織
が生成しないため鋼板内の歪の発生が少なくな
る。 本発明は上記従来の方法においてみられる欠点
を除いた溶接性が優れ、高い降伏点を有する非調
質高張力鋼の製造方法を提供することを目的とし
特許請求の範囲記載の方法を提供することによつ
て前記目的を達成することができる。 次に本発明を詳細に説明する。 本発明者等は、CRを施した後直ちに加速冷却
を施し500℃以上で加速冷却を停止してもTSが上
昇し高張力を得ることのできる方法について検討
の結果、500℃以上で加速冷却を停止し、その後
500〜200℃の温度域で圧下率0.5〜10％の範囲内
で軽圧下を施すことによりTSが著しく上昇する
ことを新規に知見し本発明に想到した。 次に本発明を実験データについて説明する。 第２図はC0.07％、Mn1.4％を含有する鋼板を
CRを施した後、10℃／secで600℃まで加速冷却
を施し、次いで400℃において施した０〜12％の
範囲内の圧下率とTS、YS、vTrsとの関係を示し
たものである。同図によれば軽圧下を施すことに
より、YSの上昇度は圧下率が高くなるにつれ急
上昇し、TSの上昇度と少なくとも同程度である
ことがわかる。またシヤルピー衝撃破面にはセパ
レーシヨンが発生しないという利点があり、さら
に圧延後の加速冷却を施すことによりどうしても
さけられない冷却むらからなる板の歪を加速冷却
停止後の軽圧下を施すことにより解消するにも有
効である。 すなわち圧延後の加速冷却を施すことにより
YSとvTrsが向上し、さらに引き続いて冷却停止
後に軽圧下を施すことによりTSの上昇を図るこ
とができるので、加速冷却と軽圧下を適正に組み
合せることによつて溶接性に優れ、高強度と高靭
性を有する鋼板を熱処理を施すことなくして製造
することができ、TS50Kgｆ／mm2級の高張力鋼板
がNorma材、QT材よりも低い炭素当量（以下
Ceqと称す）で高い生産性でかつ安価に得ること
ができる。 次に本発明の成分組成を限定する理由を説明す
る。 Ｃは0.005％未満では鋼板の強度が低下し、ま
た溶接熱影響部（以下HAZと称す）の軟化が大
きくなり、一方0.15％を越えると母材靭性が劣化
するとともに溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が著
しくなるので、Ｃは0.005〜0.15％の範囲内にす
る必要がある。 Siは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素
であるが、0.1％未満では母材靭性が劣化し、一
方0.5％を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低
下するので、Siは0.1〜0.5％の範囲内にする必要
がある。 Mnは0.8％未満では鋼板の強度および靭性が低
下し、さらにHAZの軟化が大きくなり、一方2.0
％を越えるとHAZの靭性が劣化するので、Mnは
0.8〜2.0％の範囲内にする必要がある。 Alは鋼の脱酸上最低0.005％のAlが固溶するよ
うに添加することが必要であり、一方0.08％を越
えるとHAZの靭性のみならず溶接金属の靭性も
著しく劣化するので、Alは0.005〜0.08％の範囲
内にする必要がある。 Ｓは0.008％を越えるとＣ方向の吸収エネルギ
ーが著しく低下するので、Ｓは0.008％以下にす
る必要がある。 以上が本発明において使用される鋼のスラブの
基本成分であり、さらに必要によりNi、Mo、
Cu、Ｖ、Cr、Ca、REMのうちから選ばれる何れ
か少なくとも１種を添加含有させることができ、
それぞれの元素の適正な含有によつて後述するよ
うに特有な効果が付加される。 NiはHAZの硬化性および靭性に悪い影響を与
えることなく母材の強度、靭性を向上させるが、
0.5％を越えて添加含有させると製造コストの上
昇を招き、また本発明の目的ならびに効果を達成
するために必要ではないので、Niは0.5％以下に
する。 CuはNiとほぼ同様の効果があるだけでなく、
耐食性も向上させるが、0.5％を越えると熱間圧
延中にクラツクが発生しやすくなり、鋼板の表面
性状が劣化するので、Cuは0.5％以下にする必要
がある。 Moは圧延時のγ粒を整粒となし、なおかつ微
細なベイナイトを生成するので強度、靭性を向上
させるが、この発明の目的を達成するには0.5％
を越えて添加する必要はなく、それ以上は製造コ
ストの上昇を招くので、Moは0.5％以下にする。 Crは鋼板の母材強度と継手部強度確保のため
に添加されるが、0.5％を越えると母材の靭性ば
かりか溶接部靭性も劣化するので、Crは0.5％以
下にする必要がある。 Ｖは鋼板の母材強度と靭性向上、継手部強度確
保のために添加するものであるが、0.01％未満で
はその効果がなく、一方0.10％を越えると母材及
びHAZの靭性を著しく劣化させるので、Ｖは0.01
〜0.10％の範囲内にする必要がある。 Caは0.002％未満ではMnSの形態制御に不十分
でＣ方向の靭性向上に効果がなく、一方0.010％
を越えると鋼の清浄度が悪くなり内部欠陥の原因
となるので、Caは0.002〜0.010％の範囲内にする
必要がある。 REMは0.005％未満ではMnSの形態制御に不十
分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でなく、一方
0.010％を越えると鋼の清浄度が悪くなり、また
アーク溶接面でも不利であるので、REMは0.005
〜0.010％の範囲内にする必要がある。 次に本発明の製造条件を限定する理由を説明す
る。 鋼片をAr3＋70℃からAr3までの未再結晶γ域
で50〜90％の範囲内の圧下率で圧延を施す理由
は、Ar3＋70℃を越える温度のみの圧延では、オ
ーステナイト粒を十分に微細化できない。この圧
延による細粒化機構はオーステナイト粒内にフエ
ライト核となる変形帯を多く生成させることにあ
るが、Ar3＋70℃はオーステナイト粒内に変形帯
が生成される上限の温度であり、この温度以下で
圧延を施すことにより微細粒化し靭性を確保する
ことができ、一方Ar3未満で圧延を施すとシヤル
ピー衝撃破面にセパレーシヨンが発生するので、
鋼片の圧延温度域はAr3＋70℃〜Ar3の範囲内に
する必要がある。 上記温度域における圧下率は、50％未満ではオ
ーステナイト粒内に変形帯の生成が不十分なた
め、後述する圧延後の加速冷却を施すことにより
フエライト粒は細粒化せずに塊状のベイナイトが
生成するため、靭性が著しく劣化する。一方、90
％を越える圧下率で圧延を施すと導入される変形
帯が飽和するため、その後の加速冷却を施しても
靭性の向上効果が小さくなるので、未再結晶γ域
での圧下率は50〜90％の範囲内にする必要があ
る。 圧延後直ちに２〜30℃／secの範囲内の冷却速
度で加速冷却を施し、その後500℃以上の温度域
で加速冷却を停止する理由は、γ→α変態後のフ
エライト粒の成長を抑え、さらにパーライト組織
の一部をベイナイト組織に変態させることによ
り、主として靭性の向上およびYSの上昇をさせ
ることにあるが、冷却速度が２℃／sec未満では
フエライト粒の成長を抑制する効果が少なく、一
方30℃／secを越えると塊状のベイナイト組織が
生成して著しく靭性を劣化させるので、加速冷却
速度は２〜30℃／secの範囲内にする必要があ
る。また停止温度は500℃未満ではパーライト組
織とならずマルテンサイト組織が生成され靭性の
劣化およびYSの低下が生じ、50〜60Kgｆ／mm2級
鋼の代替とならないので、冷却停止温度は500℃
以上にする必要がある。 冷却停止後500℃未満から200℃以上の温度域で
0.5〜10％の範囲内で軽圧下を施す理由は、主と
してTSの上昇を目的とするものであるが、500℃
以上の軽圧下ではTSの上昇量が少なく、一方200
℃より低い温度域で軽圧下を施すと水素の除去が
十分出来ないため水素欠陥が起るので、軽圧下を
施す温度域は500℃未満から200℃以上の範囲内に
する必要がある。また軽圧下の圧下率は、第２図
に示されているように0.5％未満ではTSの上昇に
効果がなく、一方10％を越えるとvTrsが０℃以
上となるので、500℃未満から200℃以上の温度域
における圧下率は0.5〜10％の範囲内にする必要
がある。 200℃未満の温度域において空冷ないし徐冷を
するのは、水素の除去を容易にし水素欠陥を防止
するためである。 次に本発明を実施例について説明する。 実施例 第１表に成分組成を示す供試鋼種を第２表に示
す圧延―冷却条件により処理した鋼板の機械的性
質を同表に示す。
非調質高張力鋼に関するものであり、特に本発明
は溶接をともない強度50〜60Kg／mm2級高張力厚鋼
板、たとえば溶接構造用鋼板、造船用高張力鋼
板、タンクなどの圧力容器用鋼板を調質処理を施
さずに製造する方法に関するものである。 従来溶接をともない強度50〜60Kgｆ／mm2級の高
張力鋼板はNorma処理、QT処理によつて製造さ
れてきているが、熱処理費等の高騰により製造コ
ストが高くなるという欠点がある。また熱処理を
施きない、いわゆる非調質で高張力化を図る製造
方法として制御圧延（以下CRと称す）による方
法があるが、CRでNorma材、QT材に代る程の高
張力化を図るためにはCRの圧延仕上げ温度を下
げる必要があるため、圧延能率が著しく低下する
ばかりか、得られた鋼板のシヤルピー衝撃破面に
はセパレーシヨンが発生し、ユーザーに嫌われ適
用鋼種の拡大がむずかしいという欠点がある。 CRによる上記欠点を改善した低温域までのCR
を必要としないで高張力化を図る製造方法とし
て、圧延後の加速冷却を施す方法があるが、この
加速冷却による方法によれば第１図に示すC0.07
％、Mn1.4％を含む鋼板について行つた冷却速度
と強度（以下TSと称す）ならびに降伏強度（以
下YSと称す）および遷移温度（以下vTrsと称
す）との関係において冷却停止温度による影響か
らわかるように、冷却停止温度が500℃未満では
冷却速度を速くするにつれTSは容易に上昇する
が、一方YSは冷却速度を速くすることにより低
下し、さらにvTrsも劣化するという欠点があ
り、逆に冷却停止温度が500℃以上では、YSは冷
却速度を速くすると上昇し、かつvTrsも良好に
なるが、一方TSは冷却速度を速くしても空冷材
にくらべ４Kgｆ／mm2の上昇量にしかならないこと
がわかり、上記冷却停止温度が500℃未満では
Norma材、QT材の代替鋼となり得る鋼種はきわ
めて少なく、また冷却停止温度が500℃以上では
著しい高張力化は望めないという欠点がありいま
だ十分満足されていない。 冷却停止温度が500℃未満の場合、冷却停止温
度が低いために加速冷却時間が長くなり鋼板内で
冷却むらが生じやすくなること、さらにベイナイ
トやマルテンサイト変態にともなう発熱や膨張量
の差により鋼板に歪が生じやすくなる欠点がある
が、冷却停止温度が500℃以上の場合は加速冷却
時間が短かく、ベイナイトやマルテンサイト組織
が生成しないため鋼板内の歪の発生が少なくな
る。 本発明は上記従来の方法においてみられる欠点
を除いた溶接性が優れ、高い降伏点を有する非調
質高張力鋼の製造方法を提供することを目的とし
特許請求の範囲記載の方法を提供することによつ
て前記目的を達成することができる。 次に本発明を詳細に説明する。 本発明者等は、CRを施した後直ちに加速冷却
を施し500℃以上で加速冷却を停止してもTSが上
昇し高張力を得ることのできる方法について検討
の結果、500℃以上で加速冷却を停止し、その後
500〜200℃の温度域で圧下率0.5〜10％の範囲内
で軽圧下を施すことによりTSが著しく上昇する
ことを新規に知見し本発明に想到した。 次に本発明を実験データについて説明する。 第２図はC0.07％、Mn1.4％を含有する鋼板を
CRを施した後、10℃／secで600℃まで加速冷却
を施し、次いで400℃において施した０〜12％の
範囲内の圧下率とTS、YS、vTrsとの関係を示し
たものである。同図によれば軽圧下を施すことに
より、YSの上昇度は圧下率が高くなるにつれ急
上昇し、TSの上昇度と少なくとも同程度である
ことがわかる。またシヤルピー衝撃破面にはセパ
レーシヨンが発生しないという利点があり、さら
に圧延後の加速冷却を施すことによりどうしても
さけられない冷却むらからなる板の歪を加速冷却
停止後の軽圧下を施すことにより解消するにも有
効である。 すなわち圧延後の加速冷却を施すことにより
YSとvTrsが向上し、さらに引き続いて冷却停止
後に軽圧下を施すことによりTSの上昇を図るこ
とができるので、加速冷却と軽圧下を適正に組み
合せることによつて溶接性に優れ、高強度と高靭
性を有する鋼板を熱処理を施すことなくして製造
することができ、TS50Kgｆ／mm2級の高張力鋼板
がNorma材、QT材よりも低い炭素当量（以下
Ceqと称す）で高い生産性でかつ安価に得ること
ができる。 次に本発明の成分組成を限定する理由を説明す
る。 Ｃは0.005％未満では鋼板の強度が低下し、ま
た溶接熱影響部（以下HAZと称す）の軟化が大
きくなり、一方0.15％を越えると母材靭性が劣化
するとともに溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が著
しくなるので、Ｃは0.005〜0.15％の範囲内にす
る必要がある。 Siは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素
であるが、0.1％未満では母材靭性が劣化し、一
方0.5％を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低
下するので、Siは0.1〜0.5％の範囲内にする必要
がある。 Mnは0.8％未満では鋼板の強度および靭性が低
下し、さらにHAZの軟化が大きくなり、一方2.0
％を越えるとHAZの靭性が劣化するので、Mnは
0.8〜2.0％の範囲内にする必要がある。 Alは鋼の脱酸上最低0.005％のAlが固溶するよ
うに添加することが必要であり、一方0.08％を越
えるとHAZの靭性のみならず溶接金属の靭性も
著しく劣化するので、Alは0.005〜0.08％の範囲
内にする必要がある。 Ｓは0.008％を越えるとＣ方向の吸収エネルギ
ーが著しく低下するので、Ｓは0.008％以下にす
る必要がある。 以上が本発明において使用される鋼のスラブの
基本成分であり、さらに必要によりNi、Mo、
Cu、Ｖ、Cr、Ca、REMのうちから選ばれる何れ
か少なくとも１種を添加含有させることができ、
それぞれの元素の適正な含有によつて後述するよ
うに特有な効果が付加される。 NiはHAZの硬化性および靭性に悪い影響を与
えることなく母材の強度、靭性を向上させるが、
0.5％を越えて添加含有させると製造コストの上
昇を招き、また本発明の目的ならびに効果を達成
するために必要ではないので、Niは0.5％以下に
する。 CuはNiとほぼ同様の効果があるだけでなく、
耐食性も向上させるが、0.5％を越えると熱間圧
延中にクラツクが発生しやすくなり、鋼板の表面
性状が劣化するので、Cuは0.5％以下にする必要
がある。 Moは圧延時のγ粒を整粒となし、なおかつ微
細なベイナイトを生成するので強度、靭性を向上
させるが、この発明の目的を達成するには0.5％
を越えて添加する必要はなく、それ以上は製造コ
ストの上昇を招くので、Moは0.5％以下にする。 Crは鋼板の母材強度と継手部強度確保のため
に添加されるが、0.5％を越えると母材の靭性ば
かりか溶接部靭性も劣化するので、Crは0.5％以
下にする必要がある。 Ｖは鋼板の母材強度と靭性向上、継手部強度確
保のために添加するものであるが、0.01％未満で
はその効果がなく、一方0.10％を越えると母材及
びHAZの靭性を著しく劣化させるので、Ｖは0.01
〜0.10％の範囲内にする必要がある。 Caは0.002％未満ではMnSの形態制御に不十分
でＣ方向の靭性向上に効果がなく、一方0.010％
を越えると鋼の清浄度が悪くなり内部欠陥の原因
となるので、Caは0.002〜0.010％の範囲内にする
必要がある。 REMは0.005％未満ではMnSの形態制御に不十
分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でなく、一方
0.010％を越えると鋼の清浄度が悪くなり、また
アーク溶接面でも不利であるので、REMは0.005
〜0.010％の範囲内にする必要がある。 次に本発明の製造条件を限定する理由を説明す
る。 鋼片をAr3＋70℃からAr3までの未再結晶γ域
で50〜90％の範囲内の圧下率で圧延を施す理由
は、Ar3＋70℃を越える温度のみの圧延では、オ
ーステナイト粒を十分に微細化できない。この圧
延による細粒化機構はオーステナイト粒内にフエ
ライト核となる変形帯を多く生成させることにあ
るが、Ar3＋70℃はオーステナイト粒内に変形帯
が生成される上限の温度であり、この温度以下で
圧延を施すことにより微細粒化し靭性を確保する
ことができ、一方Ar3未満で圧延を施すとシヤル
ピー衝撃破面にセパレーシヨンが発生するので、
鋼片の圧延温度域はAr3＋70℃〜Ar3の範囲内に
する必要がある。 上記温度域における圧下率は、50％未満ではオ
ーステナイト粒内に変形帯の生成が不十分なた
め、後述する圧延後の加速冷却を施すことにより
フエライト粒は細粒化せずに塊状のベイナイトが
生成するため、靭性が著しく劣化する。一方、90
％を越える圧下率で圧延を施すと導入される変形
帯が飽和するため、その後の加速冷却を施しても
靭性の向上効果が小さくなるので、未再結晶γ域
での圧下率は50〜90％の範囲内にする必要があ
る。 圧延後直ちに２〜30℃／secの範囲内の冷却速
度で加速冷却を施し、その後500℃以上の温度域
で加速冷却を停止する理由は、γ→α変態後のフ
エライト粒の成長を抑え、さらにパーライト組織
の一部をベイナイト組織に変態させることによ
り、主として靭性の向上およびYSの上昇をさせ
ることにあるが、冷却速度が２℃／sec未満では
フエライト粒の成長を抑制する効果が少なく、一
方30℃／secを越えると塊状のベイナイト組織が
生成して著しく靭性を劣化させるので、加速冷却
速度は２〜30℃／secの範囲内にする必要があ
る。また停止温度は500℃未満ではパーライト組
織とならずマルテンサイト組織が生成され靭性の
劣化およびYSの低下が生じ、50〜60Kgｆ／mm2級
鋼の代替とならないので、冷却停止温度は500℃
以上にする必要がある。 冷却停止後500℃未満から200℃以上の温度域で
0.5〜10％の範囲内で軽圧下を施す理由は、主と
してTSの上昇を目的とするものであるが、500℃
以上の軽圧下ではTSの上昇量が少なく、一方200
℃より低い温度域で軽圧下を施すと水素の除去が
十分出来ないため水素欠陥が起るので、軽圧下を
施す温度域は500℃未満から200℃以上の範囲内に
する必要がある。また軽圧下の圧下率は、第２図
に示されているように0.5％未満ではTSの上昇に
効果がなく、一方10％を越えるとvTrsが０℃以
上となるので、500℃未満から200℃以上の温度域
における圧下率は0.5〜10％の範囲内にする必要
がある。 200℃未満の温度域において空冷ないし徐冷を
するのは、水素の除去を容易にし水素欠陥を防止
するためである。 次に本発明を実施例について説明する。 実施例 第１表に成分組成を示す供試鋼種を第２表に示
す圧延―冷却条件により処理した鋼板の機械的性
質を同表に示す。
【表】
【表】
【表】
第２表に示す実施例１〜８は本発明の成分組成
を有するＡ１の鋼片について種々の圧延―冷却条
件により製造したものであり、第２表によれば、
実験例１は圧延後加速冷却を施しておらず、実験
例２は加速冷却後の軽圧下を施していないため、
いずれもTSは50Kgｆ／mm2を満足していないこと
がわかり、実験例３はAr3＋70℃〜Ar3の温度域
での圧下率が50％未満であるためvTrsが０℃以
上であることがわかり、実験例６は冷却停止温度
が500℃未満であるため、軽圧下を施しても鋼板
の歪が完全に除去されていないことがわかり、実
験例７は徐冷開始温度が200℃未満であるため含
有H2による割れが発生していることがわかり、
実験例８はAr3以下の（γ＋α）２相域で圧延を
施したためセパレーシヨンが発生していることが
わかり、実験例４、５は本発明の全ての構成条件
の範囲内において製造をなしたため適用鋼種の拡
大の目標の１つである造船用高張力鋼の規格に示
されているYS36Kgｆ／mm2以上、TS50Kgｆ／mm2以
上、vTrs0℃以下の条件をいずれも十分満足して
いることがわかる。 実験例９〜18は本発明の構成要件の範囲内にお
いて製造されており、特に成分組成において
Ni、Cu、Cr、Ca等を所定量含有しており、いず
れも50〜60Kgｆ／mm2級の高張力を満足しているこ
とがわかり、実験例19〜21は従来の製造方法であ
るNorma材、QT材による50〜60Kgｆ／mm2級の比
較鋼の機械的性質を示しており、本発明鋼のCeq
は比較鋼のNorma材、QT材に比べて0.04〜0.08
％も少ないことがわかる。 以上実施例からもわかるように本発明の製造方
法によれば溶接性が優れ、50〜60Kgｆ／mm2級の高
張力鋼を非調質で安価にかつ安定して得ることが
できる。
を有するＡ１の鋼片について種々の圧延―冷却条
件により製造したものであり、第２表によれば、
実験例１は圧延後加速冷却を施しておらず、実験
例２は加速冷却後の軽圧下を施していないため、
いずれもTSは50Kgｆ／mm2を満足していないこと
がわかり、実験例３はAr3＋70℃〜Ar3の温度域
での圧下率が50％未満であるためvTrsが０℃以
上であることがわかり、実験例６は冷却停止温度
が500℃未満であるため、軽圧下を施しても鋼板
の歪が完全に除去されていないことがわかり、実
験例７は徐冷開始温度が200℃未満であるため含
有H2による割れが発生していることがわかり、
実験例８はAr3以下の（γ＋α）２相域で圧延を
施したためセパレーシヨンが発生していることが
わかり、実験例４、５は本発明の全ての構成条件
の範囲内において製造をなしたため適用鋼種の拡
大の目標の１つである造船用高張力鋼の規格に示
されているYS36Kgｆ／mm2以上、TS50Kgｆ／mm2以
上、vTrs0℃以下の条件をいずれも十分満足して
いることがわかる。 実験例９〜18は本発明の構成要件の範囲内にお
いて製造されており、特に成分組成において
Ni、Cu、Cr、Ca等を所定量含有しており、いず
れも50〜60Kgｆ／mm2級の高張力を満足しているこ
とがわかり、実験例19〜21は従来の製造方法であ
るNorma材、QT材による50〜60Kgｆ／mm2級の比
較鋼の機械的性質を示しており、本発明鋼のCeq
は比較鋼のNorma材、QT材に比べて0.04〜0.08
％も少ないことがわかる。 以上実施例からもわかるように本発明の製造方
法によれば溶接性が優れ、50〜60Kgｆ／mm2級の高
張力鋼を非調質で安価にかつ安定して得ることが
できる。
第１図は制御圧延後の加速冷却条件（冷却速
度、冷却停止温度）が引張り特性とシヤルピー衝
撃特性におよぼす影響を示す図、第２図は制御圧
延後10℃／secで600℃まで加速冷却を施した後、
400℃において施した種々の軽圧下量が引張り特
性とシヤルピー衝撃特性におよぼす影響を示す図
である。
度、冷却停止温度）が引張り特性とシヤルピー衝
撃特性におよぼす影響を示す図、第２図は制御圧
延後10℃／secで600℃まで加速冷却を施した後、
400℃において施した種々の軽圧下量が引張り特
性とシヤルピー衝撃特性におよぼす影響を示す図
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.005〜0.15％、Si0.1〜0.5％、Mn0.8〜2.0
％、Al 0.005〜0.08％、S0.008％以下を含有し、
残部Feおよび不可避的不純物よりなる鋼片にAr3
＋70℃からAr3までの温度域において50〜90％の
圧下率で圧延を施し、その後直ちに２〜30℃／
secの冷却速度で500℃以上の温度まで加速冷却を
施し、その後500℃未満から200℃以上の温度域に
おいて0.5〜10％の軽圧下を施し、次いで空冷な
いし徐冷することを特徴とする溶接性が優れ高い
降伏点を有する非調質高張力鋼の製造方法。 ２ C0.005〜0.15％、Si0.1〜0.5％、Mn0.8〜2.0
％、Al 0.005〜0.08％、S0.008％以下を含有し、
さらに下記(a)群、(b)群のなかから選ばれる何れか
１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物よりなる鋼片にAr3＋70℃からAr3
までの温度域で50〜90％の圧下率で圧延を施し、
その後直ちに２〜30℃／secの冷却速度で500℃以
上の温度まで加速冷却を施し、その後500℃未満
から200℃以上の温度域において0.5〜10％の軽圧
下を施し、次いで空冷ないし徐冷することを特徴
とする溶接性が優れ高い降伏点を有する非調質高
張力鋼の製造方法。 (a)群：V0.01〜0.10％、 Cu、Ni、Cr、Moはそれぞれ0.5％以下 (b)群：Ca0.002〜0.010％ REM0.005〜0.010％
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22765982A JPS59123713A (ja) | 1982-12-28 | 1982-12-28 | 溶接性が優れ高い降伏点を有する非調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22765982A JPS59123713A (ja) | 1982-12-28 | 1982-12-28 | 溶接性が優れ高い降伏点を有する非調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59123713A JPS59123713A (ja) | 1984-07-17 |
| JPS62207B2 true JPS62207B2 (ja) | 1987-01-06 |
Family
ID=16864321
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22765982A Granted JPS59123713A (ja) | 1982-12-28 | 1982-12-28 | 溶接性が優れ高い降伏点を有する非調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59123713A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0649897B2 (ja) * | 1985-07-19 | 1994-06-29 | 川崎製鉄株式会社 | 溶接性と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JP2617857B2 (ja) * | 1992-08-06 | 1997-06-04 | ヤマウチ株式会社 | 磁気式トルクリミッタ |
-
1982
- 1982-12-28 JP JP22765982A patent/JPS59123713A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59123713A (ja) | 1984-07-17 |
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