JPS625216B2 - - Google Patents
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Classifications
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Description
(産業上の利用分野)
本発明は溶接性及び低温靭性の優れたCu添加
高張力鋼の製造法に関するものである。 近年、経済性、安全性等の面から溶接構造物
(建築、圧力容器、造船、ラインパイプなど)に
おける高張力鋼の使用は多岐にわたり、溶接性高
張力鋼の需要は鋼板、条鋼、シームレスパイプ等
として着実な増加を示している。溶接構造物に使
用される鋼は当然のことながら高強度に加え、安
全性、作業性の面から、低温靭性と優れた溶接性
を併せもつことが要求される。 (従来技術) Cuは古くより時効硬化作用を有する元素とし
て知られており、鋼にCuを約0.5%以上添加し、
適当な熱処理を行なうことにより、容易に高強度
を得ることができる。このため、Cu添加鋼では
低炭素当量(Ceq)、低Cでも高強度化が達成可
能である。しかし、Cu添加鋼(Cu0.5%)は現
在、低温靭性及び溶接性が必要な高張力鋼にはほ
とんど使用されていない。この理由は製造上熱間
圧延中にCu−クラツクを起こすことあるいは材
質上時効による強度上昇によつて低温靭性が著し
く劣化するなどのためである。 (発明の目的) そこで本発明はCu添加鋼の大きな特徴である
低C、低Ceqでも高強度が得られる特徴を生かす
ため、製造上、材質上の問題点を解決し、溶接性
及び低温靭性の優れたCu添加高張力鋼を製造し
ようとするものである。 (発明の要旨) 本発明の要旨とするところは以下の通りであ
る。 (1) C:0.005〜0.090%,Si:0.6%以下 Mn:0.6〜2.2%,Nb:0.005〜0.08% Cu:1.0超〜1.5%,Al:0.005〜0.08% S:0.003%以下 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
連続鋳造法により製造した鋼片を900℃以上
1150℃以下の温度に加熱し、その後の圧延にあ
たつて900℃以下の累積圧下率が60%以上85%
以下でかつ仕上温度700℃以上800℃以下の圧延
を行ない、放冷または強制冷却後500℃以上
Ac1以下の温度で焼戻しを行なうことを特徴と
する溶接性および低温靭性の優れたCu添加鋼
の製造法。 (2) C:0.005〜0.090%,Si:0.6%以下 Mn:0.6〜2.2%,Nb:0.005〜0.08% Cu:1.0超〜1.5%,Al:0.005〜0.08% S:0.003%以下 を含有し、さらに Ni:0.1〜2.0%,Ti:0.005〜0.025% Ca:0.0005〜0.005% REM:0.003〜0.03%の1種または2種以上
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
連続鋳造法により製造した鋼片を900℃以上
1150℃以下の温度に加熱し、その後の圧延にあ
たつて900℃以下の累積圧下率が60%以上85%
以下でかつ仕上温度700℃以上800℃以下の圧延
を行ない、放冷または強制冷却後500℃以上
Ac1以下の温度で焼戻しを行なうことを特徴と
する溶接性および低温靭性の優れたCu添加鋼
の製造法。 である。 即ち、本発明法の特徴とするところは、(1)Cu
を1.0%超添加し、圧延後焼戻し処理を行なうこ
とによるCuの時効析出硬化を利用すること、(2)
それにともなうC含有量、Ceqの低減による溶接
性の向上、(3)Nb添加及び低温加熱後の制御圧延
冷却による圧延組織の細粒化にある。 一般的に鋼中にCuを添加すると、(1)熱間圧延
中の鋼表面におけるCu−クラツクの発生、(2)溶
接熱影響部(HAZ)の粒界割れ、(3)Cuの析出硬
化にともなう低温靭性の劣化などの欠点を有する
ものであるが、本発明ではCuの析出硬化を有効
に利用して強度、靭性、溶接性共に優れた鋼を安
価に製造するには、これらの欠点を克服せねばな
らない。 そこで本発明法では、熱間圧延中の鋼表面に
おけるCu−クラツク発生防止のため、低温加熱
の採用、低S化(0.003%以下)によつて、Cuの
低融点化合物の生成を少なくし、HAZの粒界
割れ発生防止のためにと同様低S化を行ない、
Cuの析出硬化による低温靭性劣化を防ぐため
にNb添加、低温加熱の採用に加えて、900℃以下
のオーステナイト未再結晶域で十分な圧下(60%
以上)を加え、800℃以下で圧延を終了しミクロ
組織の細粒化を徹底した。 (発明の構成) 次に本発明の構成要件について説明する。 Cは、溶接性及び溶接部靭性改善のため0.005
〜0.090%に限定した。一般に小入熱溶接部は硬
化しやすく、各種の溶接割れが発生する。これを
防ぐためには鋼の硬化性を低めることが有効であ
り、これは溶接部靭性の改善にも効果的である。
このためC含有量の上限を0.090%とした。しか
しながら、Cuの析出硬化作用を利用するといつ
てもあまりにも極端なC含有量の低減は母材及び
溶接部の強度を低下させるため、下限を0.005%
に限定した。最も望ましいC含有量は0.02〜0.06
%である。 Siは脱酸上、鋼に必然的に含有される元素であ
るが、Siは溶接性及び溶接部の靭性対策上好まし
くない元素であるため、0.6%以下とした。 Mnは0.6%未満ではHAZ(熱影響部)軟化が大
きいこと及び母材の強度靭性が劣化するため下限
を0.6%とした。一方Mnが多過ぎると溶接性及び
HAZ靭性が急激に低下するため、上限を2.2%と
した。 不純物であるSを0.003%以下に限定した理由
は、母材及び溶接部の吸収エネルギーを高めるた
めである。前述の如く、Cu添加による鋼表面に
おけるCu−クラツク、HAZの粒界割れ防止のた
めSを0.003%以下とした。Cu添加鋼では0.002%
以下とすることが特に効果的である。 Alは脱酸上、この種のキルド鋼に必然的に含
有される元素であるが、Al total0.005%未満では
脱酸が不十分となり、母材靭性が劣化するため下
限を0.005%とした。一方Al totalが0.08%を超え
るとHAZの靭性が劣化するため上限を0.08%とし
た。 Cuは耐環境腐食性に効果がある他、本発明鋼
の如き、低C,低Ceq鋼において析出硬化により
強度を向上させる貴重な元素である。そのため材
質上の効果を得るために下限を1.0%超とした。
しかし1.5%を超えると、本発明の条件内であつ
ても鋼の熱間圧延中のCu−クラツク、HAZの粒
界割れが顕著になり、製造は難しくなる。このた
め上限を1.5%とした。 Nbは圧延組織の細粒化と析出効果のために含
有させるもので、強度、靭性を共に向上させる重
要な元素であるが、0.005%未満では十分にその
効果が得られず、また0.08%を超えると溶接性及
び溶接部靭性に有害であるためその範囲を0.005
〜0.08%に制限した。 特許請求の範囲第2項に示した第2の発明にお
いては、第1項に示した第1の発明の鋼の成分及
び製造プロセスに、さらにTi:0.005〜0.025%、
Ni:0.1〜2.0%、Ca:0.0005〜0.005%、REM:
0.003〜0.03%の1種または2種以上を含有する
ものである。 Tiは、圧延組織及びHAZの細粒化に有効な元
素であつて、NをTiNとして固定しBの焼入性向
上効果を十分に発揮させる他、鋼片中に微細析出
したTiN(0.05μ以下)は加熱時のオーステナイ
ト粒を細粒化し、圧延組織の細粒化に有効であ
る。また鋼板中に存在する微細TiNは溶接時に
HAZ組織を細粒化する。しかしながら、通常の
製鋼法で生成する粗大なTiNは靭性に対し悪影響
を与える。従つてTiを添加して母材及びHAZの
靭性向上に役立てるためには、TiNを微細析出さ
せることが重要である。このためにTiを0.005〜
0.025%に限定する。Tiの下限は母材及びHAZの
靭性を向上させるための必要最小量であり、また
上限はこれを超えると通常の製造工程では微細な
TiNが得られず母材及びHAZ靭性を劣化させるた
めである。 Niは溶接性に悪影響を与えることなしに母材
の強度、靭性、溶接部靭性を向上させる極めて好
ましい元素であるが、0.1%未満では効果がな
く、2.0%を超えると悪影響が出るため上限を1.0
%とした。また、NiはCu添加鋼において、Cu添
加量の1/2以上添加するとCu−クラツクの防止に
有効な元素である。しかし、本発明法では低温加
熱などの採用によつてNi添加量をNi<Cu/2と
することがあり、安価に含Cu鋼を製造できる。 REM(希土類金属)、CaはMnSを球状化させ
衝撃値を向上させる他、制御圧延(CR)によつ
て延伸化したMnSと水素による欠陥の発生を防
止する。REMの含有量については0.001%未満で
あると実用上効果がなく、また0.03%を超えて添
加するとREM−SまたはREM−O−Sが大量に
生成して大型介在物となり、鋼板の靭性のみなら
ず清浄度を損いかつ溶接性に対し悪影響を及ぼ
す。またREMはSとの相関において靭性向上、
安定化に効果があり、この最適範囲は(REM
%)/(S%)で1〜10である。よつてREMの
範囲を0.003〜0.03%とした。CaについてもREM
と同様の効果をもちその有効範囲は0.0005〜
0.005%である。特にCa添加は本発明鋼の如き、
Cu添加鋼における熱間圧延中のCu−クラツク、
HAZ割れの防止に極めて有効であり、低S化と
共にCa添加が好ましい。 この鋼は不純物としてP.N,Oを含む。通常レ
ベルはP0.030%、N0.0080%、O0.008%
であるが、Cu添加鋼においては特に製造上、材
質上可能な限り低減する必要がある。望ましい量
は、P0.010%、N0.0040%、O0.0030%で
ある。 以上の如く成分系を限定しても製造条件が不適
当であれば、優れた強度、靭性を得ることができ
ない。このため製造条件も合わせて限定する。 まず、鋼片の製造法であるが、従来の造塊―分
塊法では、Cu添加鋼に発生するCu―クラツクを
防止することができないため、連続鋳造法によつ
て製造することを限定した。即ち、造塊―分塊法
では、概ね1200℃以上の均熱、圧延工程が必須で
あり、鋼表面におけるスケール発生が大となるた
めCu―クラツクが発生する。しかし、均熱温度
を低温(1150℃)以下とすると、大型鋼塊では均
熱までに長時間を必要とし、工業化は不可能であ
る。 次に加熱温度についてであるが、Cu添加鋼に
おける鋼表面のCu―クラツク発生を防ぐために
は、低温加熱が効果的であり、このため上限を
1150℃とした。また、下限を900℃以上としたの
は、900℃未満では鋼片の溶体化が不十分とな
り、均質な鋼板が得られないためである。この場
合、特に加熱温度を1050℃以下とすればNiを添
加しなくてもCu―クラツクが防止でき、製造コ
ストが安くなり、極めて好ましいものとなる。し
かし、加熱後のオーステナイト粒を如何に細粒化
しても単に圧延しただけでは高強度と優れた低温
靭性溶接性をもつた鋼板を製造することは難し
い。それ故、圧延条件についても制限を加える。 本発明では圧延条件として900℃以下の累積圧
下率を60%以上かつ仕上温度を800℃以下と限定
した。この条件に従えば鋼板の強度、靭性は大幅
に向上する。以下圧延条件の限定理由について述
べる。まず900℃以下の累積圧下率が60%以上で
あると、フエライト粒が著しく小さくなり強度と
靭性が大幅に向上する。しかし、累積圧下率が60
%未満であると高強度と優れた靭性を得ることが
できない。ただし、工業上望ましい範囲は60%〜
85%である。一方900℃以下の累積圧下率が60%
以上であつても、仕上温度が800℃を超えると優
れた強度と靭性をもつ鋼板が製造できない。仕上
温度を800℃以下とすることによつて、フエライ
ト粒の細粒化は著しく促進され、強度、靭性の両
方の向上または靭性を劣化させずに強度を向上さ
せることができる。 しかし、700℃未満での圧延は鋼板の長手方向
と幅方向の材質の異方性を増大させるとともに、
フエライト粒を粗大化して低温靭性を劣化させる
ため下限を700℃とした。 圧延後の冷却においては、放冷でもよいが、ス
プレー水、ミストあるいは空気で強制冷却するこ
とは圧延組織のベイナイト化、細粒化をはかる上
で非常に効果的である。Cuの析出硬化による強
度向上をはかるために、圧延、冷却後鋼板500℃
以上Ac1以下の温度で焼戻しを行なう。この場合
焼戻し温度500℃未満ではCuの析出硬化が充分に
達成できず、又焼戻し温度Ac1超になると変態を
開始し析出効果が消失する。 また、本発明の焼戻し作業は脱水素、島状マル
テンサントの分解による降伏点の向上にも有効で
ある。 実施例 次に本発明の実施例について述べる。 転炉―連鋳工程で製造した種々の化学成分の鋼
片を用い、加熱、圧延、冷却条件の異なる板厚14
〜30mmの鋼板を製造した。大部分の鋼板は圧延後
に焼戻し処理を行なつており、一部のものは圧延
ままで母材および溶接部の機械的性質について調
べた。結果を表1に示す。表中の鋼1〜8は本発
明鋼であり、鋼9〜16は比較鋼である。鋼9はC
が上限値を超え、Cuが下限値に満たないもので
あり、低温における衝撃特性が劣り、溶接部の最
高硬さが著しく高い。鋼10はCuが下限値に満た
ず、低温靭性、溶接性は良好であるが、強度が化
学成分に比して必ずしも十分でない。鋼11はCu
は下限値に満たないが、加熱温度及びS量が上限
値を超え、熱間圧延中にCu−クラツクが発生
し、製品にならない。鋼12はCuが下限値に満た
ないとともに、900℃以下の累積圧下率が下限値
に満たないために低温での衝撃特性が劣つてい
る。鋼13,14はCuが下限値に満たないとともに
圧延、冷却後焼戻しを行なつていないものであ
る。鋼13ではその化学成分に比して強度が低く、
また鋼14では、圧延後水冷のため強度は高いが低
温靭性が著しく劣る。鋼15、鋼16はCuも条件を
満たし、化学成分はすべて適正範囲である。しか
し、鋼15では圧延の仕上温度が上限値を超えてい
るため、低温靭性が劣り、鋼16では焼戻し温度が
低く、強度が不十分である。 本発明鋼の鋼1〜8については母材における強
度、低温衝撃特性及び溶接部靭性、最高硬さ共に
優れている。強度はいずれも降伏点が50Kg/mm2以
上、抗張力が60Kg/mm2を超える高強度である。 以上の実施例からもわかるように、本発明は特
定成分の鋼を低温加熱し、特定の圧延条件で圧延
後、放冷または強制冷却を行ない、その後焼戻し
処理を行なつた状態で、強度、靭性及び溶接特性
のバランスの著しく優れた鋼板の製造を可能なら
しめるものであつて工業上大きなメリツトが得ら
れる。
高張力鋼の製造法に関するものである。 近年、経済性、安全性等の面から溶接構造物
(建築、圧力容器、造船、ラインパイプなど)に
おける高張力鋼の使用は多岐にわたり、溶接性高
張力鋼の需要は鋼板、条鋼、シームレスパイプ等
として着実な増加を示している。溶接構造物に使
用される鋼は当然のことながら高強度に加え、安
全性、作業性の面から、低温靭性と優れた溶接性
を併せもつことが要求される。 (従来技術) Cuは古くより時効硬化作用を有する元素とし
て知られており、鋼にCuを約0.5%以上添加し、
適当な熱処理を行なうことにより、容易に高強度
を得ることができる。このため、Cu添加鋼では
低炭素当量(Ceq)、低Cでも高強度化が達成可
能である。しかし、Cu添加鋼(Cu0.5%)は現
在、低温靭性及び溶接性が必要な高張力鋼にはほ
とんど使用されていない。この理由は製造上熱間
圧延中にCu−クラツクを起こすことあるいは材
質上時効による強度上昇によつて低温靭性が著し
く劣化するなどのためである。 (発明の目的) そこで本発明はCu添加鋼の大きな特徴である
低C、低Ceqでも高強度が得られる特徴を生かす
ため、製造上、材質上の問題点を解決し、溶接性
及び低温靭性の優れたCu添加高張力鋼を製造し
ようとするものである。 (発明の要旨) 本発明の要旨とするところは以下の通りであ
る。 (1) C:0.005〜0.090%,Si:0.6%以下 Mn:0.6〜2.2%,Nb:0.005〜0.08% Cu:1.0超〜1.5%,Al:0.005〜0.08% S:0.003%以下 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
連続鋳造法により製造した鋼片を900℃以上
1150℃以下の温度に加熱し、その後の圧延にあ
たつて900℃以下の累積圧下率が60%以上85%
以下でかつ仕上温度700℃以上800℃以下の圧延
を行ない、放冷または強制冷却後500℃以上
Ac1以下の温度で焼戻しを行なうことを特徴と
する溶接性および低温靭性の優れたCu添加鋼
の製造法。 (2) C:0.005〜0.090%,Si:0.6%以下 Mn:0.6〜2.2%,Nb:0.005〜0.08% Cu:1.0超〜1.5%,Al:0.005〜0.08% S:0.003%以下 を含有し、さらに Ni:0.1〜2.0%,Ti:0.005〜0.025% Ca:0.0005〜0.005% REM:0.003〜0.03%の1種または2種以上
を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる
連続鋳造法により製造した鋼片を900℃以上
1150℃以下の温度に加熱し、その後の圧延にあ
たつて900℃以下の累積圧下率が60%以上85%
以下でかつ仕上温度700℃以上800℃以下の圧延
を行ない、放冷または強制冷却後500℃以上
Ac1以下の温度で焼戻しを行なうことを特徴と
する溶接性および低温靭性の優れたCu添加鋼
の製造法。 である。 即ち、本発明法の特徴とするところは、(1)Cu
を1.0%超添加し、圧延後焼戻し処理を行なうこ
とによるCuの時効析出硬化を利用すること、(2)
それにともなうC含有量、Ceqの低減による溶接
性の向上、(3)Nb添加及び低温加熱後の制御圧延
冷却による圧延組織の細粒化にある。 一般的に鋼中にCuを添加すると、(1)熱間圧延
中の鋼表面におけるCu−クラツクの発生、(2)溶
接熱影響部(HAZ)の粒界割れ、(3)Cuの析出硬
化にともなう低温靭性の劣化などの欠点を有する
ものであるが、本発明ではCuの析出硬化を有効
に利用して強度、靭性、溶接性共に優れた鋼を安
価に製造するには、これらの欠点を克服せねばな
らない。 そこで本発明法では、熱間圧延中の鋼表面に
おけるCu−クラツク発生防止のため、低温加熱
の採用、低S化(0.003%以下)によつて、Cuの
低融点化合物の生成を少なくし、HAZの粒界
割れ発生防止のためにと同様低S化を行ない、
Cuの析出硬化による低温靭性劣化を防ぐため
にNb添加、低温加熱の採用に加えて、900℃以下
のオーステナイト未再結晶域で十分な圧下(60%
以上)を加え、800℃以下で圧延を終了しミクロ
組織の細粒化を徹底した。 (発明の構成) 次に本発明の構成要件について説明する。 Cは、溶接性及び溶接部靭性改善のため0.005
〜0.090%に限定した。一般に小入熱溶接部は硬
化しやすく、各種の溶接割れが発生する。これを
防ぐためには鋼の硬化性を低めることが有効であ
り、これは溶接部靭性の改善にも効果的である。
このためC含有量の上限を0.090%とした。しか
しながら、Cuの析出硬化作用を利用するといつ
てもあまりにも極端なC含有量の低減は母材及び
溶接部の強度を低下させるため、下限を0.005%
に限定した。最も望ましいC含有量は0.02〜0.06
%である。 Siは脱酸上、鋼に必然的に含有される元素であ
るが、Siは溶接性及び溶接部の靭性対策上好まし
くない元素であるため、0.6%以下とした。 Mnは0.6%未満ではHAZ(熱影響部)軟化が大
きいこと及び母材の強度靭性が劣化するため下限
を0.6%とした。一方Mnが多過ぎると溶接性及び
HAZ靭性が急激に低下するため、上限を2.2%と
した。 不純物であるSを0.003%以下に限定した理由
は、母材及び溶接部の吸収エネルギーを高めるた
めである。前述の如く、Cu添加による鋼表面に
おけるCu−クラツク、HAZの粒界割れ防止のた
めSを0.003%以下とした。Cu添加鋼では0.002%
以下とすることが特に効果的である。 Alは脱酸上、この種のキルド鋼に必然的に含
有される元素であるが、Al total0.005%未満では
脱酸が不十分となり、母材靭性が劣化するため下
限を0.005%とした。一方Al totalが0.08%を超え
るとHAZの靭性が劣化するため上限を0.08%とし
た。 Cuは耐環境腐食性に効果がある他、本発明鋼
の如き、低C,低Ceq鋼において析出硬化により
強度を向上させる貴重な元素である。そのため材
質上の効果を得るために下限を1.0%超とした。
しかし1.5%を超えると、本発明の条件内であつ
ても鋼の熱間圧延中のCu−クラツク、HAZの粒
界割れが顕著になり、製造は難しくなる。このた
め上限を1.5%とした。 Nbは圧延組織の細粒化と析出効果のために含
有させるもので、強度、靭性を共に向上させる重
要な元素であるが、0.005%未満では十分にその
効果が得られず、また0.08%を超えると溶接性及
び溶接部靭性に有害であるためその範囲を0.005
〜0.08%に制限した。 特許請求の範囲第2項に示した第2の発明にお
いては、第1項に示した第1の発明の鋼の成分及
び製造プロセスに、さらにTi:0.005〜0.025%、
Ni:0.1〜2.0%、Ca:0.0005〜0.005%、REM:
0.003〜0.03%の1種または2種以上を含有する
ものである。 Tiは、圧延組織及びHAZの細粒化に有効な元
素であつて、NをTiNとして固定しBの焼入性向
上効果を十分に発揮させる他、鋼片中に微細析出
したTiN(0.05μ以下)は加熱時のオーステナイ
ト粒を細粒化し、圧延組織の細粒化に有効であ
る。また鋼板中に存在する微細TiNは溶接時に
HAZ組織を細粒化する。しかしながら、通常の
製鋼法で生成する粗大なTiNは靭性に対し悪影響
を与える。従つてTiを添加して母材及びHAZの
靭性向上に役立てるためには、TiNを微細析出さ
せることが重要である。このためにTiを0.005〜
0.025%に限定する。Tiの下限は母材及びHAZの
靭性を向上させるための必要最小量であり、また
上限はこれを超えると通常の製造工程では微細な
TiNが得られず母材及びHAZ靭性を劣化させるた
めである。 Niは溶接性に悪影響を与えることなしに母材
の強度、靭性、溶接部靭性を向上させる極めて好
ましい元素であるが、0.1%未満では効果がな
く、2.0%を超えると悪影響が出るため上限を1.0
%とした。また、NiはCu添加鋼において、Cu添
加量の1/2以上添加するとCu−クラツクの防止に
有効な元素である。しかし、本発明法では低温加
熱などの採用によつてNi添加量をNi<Cu/2と
することがあり、安価に含Cu鋼を製造できる。 REM(希土類金属)、CaはMnSを球状化させ
衝撃値を向上させる他、制御圧延(CR)によつ
て延伸化したMnSと水素による欠陥の発生を防
止する。REMの含有量については0.001%未満で
あると実用上効果がなく、また0.03%を超えて添
加するとREM−SまたはREM−O−Sが大量に
生成して大型介在物となり、鋼板の靭性のみなら
ず清浄度を損いかつ溶接性に対し悪影響を及ぼ
す。またREMはSとの相関において靭性向上、
安定化に効果があり、この最適範囲は(REM
%)/(S%)で1〜10である。よつてREMの
範囲を0.003〜0.03%とした。CaについてもREM
と同様の効果をもちその有効範囲は0.0005〜
0.005%である。特にCa添加は本発明鋼の如き、
Cu添加鋼における熱間圧延中のCu−クラツク、
HAZ割れの防止に極めて有効であり、低S化と
共にCa添加が好ましい。 この鋼は不純物としてP.N,Oを含む。通常レ
ベルはP0.030%、N0.0080%、O0.008%
であるが、Cu添加鋼においては特に製造上、材
質上可能な限り低減する必要がある。望ましい量
は、P0.010%、N0.0040%、O0.0030%で
ある。 以上の如く成分系を限定しても製造条件が不適
当であれば、優れた強度、靭性を得ることができ
ない。このため製造条件も合わせて限定する。 まず、鋼片の製造法であるが、従来の造塊―分
塊法では、Cu添加鋼に発生するCu―クラツクを
防止することができないため、連続鋳造法によつ
て製造することを限定した。即ち、造塊―分塊法
では、概ね1200℃以上の均熱、圧延工程が必須で
あり、鋼表面におけるスケール発生が大となるた
めCu―クラツクが発生する。しかし、均熱温度
を低温(1150℃)以下とすると、大型鋼塊では均
熱までに長時間を必要とし、工業化は不可能であ
る。 次に加熱温度についてであるが、Cu添加鋼に
おける鋼表面のCu―クラツク発生を防ぐために
は、低温加熱が効果的であり、このため上限を
1150℃とした。また、下限を900℃以上としたの
は、900℃未満では鋼片の溶体化が不十分とな
り、均質な鋼板が得られないためである。この場
合、特に加熱温度を1050℃以下とすればNiを添
加しなくてもCu―クラツクが防止でき、製造コ
ストが安くなり、極めて好ましいものとなる。し
かし、加熱後のオーステナイト粒を如何に細粒化
しても単に圧延しただけでは高強度と優れた低温
靭性溶接性をもつた鋼板を製造することは難し
い。それ故、圧延条件についても制限を加える。 本発明では圧延条件として900℃以下の累積圧
下率を60%以上かつ仕上温度を800℃以下と限定
した。この条件に従えば鋼板の強度、靭性は大幅
に向上する。以下圧延条件の限定理由について述
べる。まず900℃以下の累積圧下率が60%以上で
あると、フエライト粒が著しく小さくなり強度と
靭性が大幅に向上する。しかし、累積圧下率が60
%未満であると高強度と優れた靭性を得ることが
できない。ただし、工業上望ましい範囲は60%〜
85%である。一方900℃以下の累積圧下率が60%
以上であつても、仕上温度が800℃を超えると優
れた強度と靭性をもつ鋼板が製造できない。仕上
温度を800℃以下とすることによつて、フエライ
ト粒の細粒化は著しく促進され、強度、靭性の両
方の向上または靭性を劣化させずに強度を向上さ
せることができる。 しかし、700℃未満での圧延は鋼板の長手方向
と幅方向の材質の異方性を増大させるとともに、
フエライト粒を粗大化して低温靭性を劣化させる
ため下限を700℃とした。 圧延後の冷却においては、放冷でもよいが、ス
プレー水、ミストあるいは空気で強制冷却するこ
とは圧延組織のベイナイト化、細粒化をはかる上
で非常に効果的である。Cuの析出硬化による強
度向上をはかるために、圧延、冷却後鋼板500℃
以上Ac1以下の温度で焼戻しを行なう。この場合
焼戻し温度500℃未満ではCuの析出硬化が充分に
達成できず、又焼戻し温度Ac1超になると変態を
開始し析出効果が消失する。 また、本発明の焼戻し作業は脱水素、島状マル
テンサントの分解による降伏点の向上にも有効で
ある。 実施例 次に本発明の実施例について述べる。 転炉―連鋳工程で製造した種々の化学成分の鋼
片を用い、加熱、圧延、冷却条件の異なる板厚14
〜30mmの鋼板を製造した。大部分の鋼板は圧延後
に焼戻し処理を行なつており、一部のものは圧延
ままで母材および溶接部の機械的性質について調
べた。結果を表1に示す。表中の鋼1〜8は本発
明鋼であり、鋼9〜16は比較鋼である。鋼9はC
が上限値を超え、Cuが下限値に満たないもので
あり、低温における衝撃特性が劣り、溶接部の最
高硬さが著しく高い。鋼10はCuが下限値に満た
ず、低温靭性、溶接性は良好であるが、強度が化
学成分に比して必ずしも十分でない。鋼11はCu
は下限値に満たないが、加熱温度及びS量が上限
値を超え、熱間圧延中にCu−クラツクが発生
し、製品にならない。鋼12はCuが下限値に満た
ないとともに、900℃以下の累積圧下率が下限値
に満たないために低温での衝撃特性が劣つてい
る。鋼13,14はCuが下限値に満たないとともに
圧延、冷却後焼戻しを行なつていないものであ
る。鋼13ではその化学成分に比して強度が低く、
また鋼14では、圧延後水冷のため強度は高いが低
温靭性が著しく劣る。鋼15、鋼16はCuも条件を
満たし、化学成分はすべて適正範囲である。しか
し、鋼15では圧延の仕上温度が上限値を超えてい
るため、低温靭性が劣り、鋼16では焼戻し温度が
低く、強度が不十分である。 本発明鋼の鋼1〜8については母材における強
度、低温衝撃特性及び溶接部靭性、最高硬さ共に
優れている。強度はいずれも降伏点が50Kg/mm2以
上、抗張力が60Kg/mm2を超える高強度である。 以上の実施例からもわかるように、本発明は特
定成分の鋼を低温加熱し、特定の圧延条件で圧延
後、放冷または強制冷却を行ない、その後焼戻し
処理を行なつた状態で、強度、靭性及び溶接特性
のバランスの著しく優れた鋼板の製造を可能なら
しめるものであつて工業上大きなメリツトが得ら
れる。
【表】
【表】
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.005〜0.090%、Si:0.6%以下 Mn:0.6〜2.2%、Nb:0.005〜0.08% Cu:1.0超〜1.5%、Al:0.005〜0.08% S:0.003%以下 を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる連
続鋳造法により製造した鋼片を900℃以上1150℃
以下の温度に加熱し、その後の圧延にあたつて
900℃以下の累積圧下率が60%以上85%以下でか
つ仕上温度700℃以上800℃以下の圧延を行ない、
放冷または強制冷却後500℃以上Ac1以下の温度
で焼戻しを行なうことを特徴とする溶接性および
低温靭性の優れたCu添加鋼の製造法。 2 C:0.005〜0.090%、Si:0.6%以下 Mn:0.6〜2.2%、Nb:0.005〜0.08% Cu:1.0超〜1.5%、Al:0.005〜0.08% S:0.003%以下 を含有し、さらに Ni:0.1〜2.0%、Ti:0.005〜0.025% Ca:0.0005〜0.005% REM:0.003〜0.03%の1種または2種以上を含
有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる連続鋳
造法により製造した鋼片を900℃以上1150℃以下
の温度に加熱し、その後の圧延にあたつて900℃
以下の累積圧下率が60%以上85%以下でかつ仕上
温度700℃以上800℃以下の圧延を行ない、放冷ま
たは強制冷却後500℃以上Ac1以下の温度で焼戻
しを行なうことを特徴とする溶接性および低温靭
性の優れたCu添加鋼の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP58141177A JPS6059018A (ja) | 1983-08-03 | 1983-08-03 | 溶接性および低温靭性の優れたCu添加鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP58141177A JPS6059018A (ja) | 1983-08-03 | 1983-08-03 | 溶接性および低温靭性の優れたCu添加鋼の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6059018A JPS6059018A (ja) | 1985-04-05 |
JPS625216B2 true JPS625216B2 (ja) | 1987-02-03 |
Family
ID=15285932
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP58141177A Granted JPS6059018A (ja) | 1983-08-03 | 1983-08-03 | 溶接性および低温靭性の優れたCu添加鋼の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
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JP (1) | JPS6059018A (ja) |
Cited By (1)
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-
1983
- 1983-08-03 JP JP58141177A patent/JPS6059018A/ja active Granted
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