JPS6293312A - 応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法 - Google Patents
応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法Info
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- JPS6293312A JPS6293312A JP23488785A JP23488785A JPS6293312A JP S6293312 A JPS6293312 A JP S6293312A JP 23488785 A JP23488785 A JP 23488785A JP 23488785 A JP23488785 A JP 23488785A JP S6293312 A JPS6293312 A JP S6293312A
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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
本発明は応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法に係り、
特に応力除去焼鈍後の引張り特性、溶接性と低温靭性に
優れた製造方法に関し、海洋構造物用鋼や液化天然ガス
貯蔵タンク用鋼等の応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造分
野で利用される。
特に応力除去焼鈍後の引張り特性、溶接性と低温靭性に
優れた製造方法に関し、海洋構造物用鋼や液化天然ガス
貯蔵タンク用鋼等の応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造分
野で利用される。
海洋構造物用鋼板や液化天然ガス貯蔵タンク用鋼板には
優れた低温靭性とともに溶接性が要求される。このよう
な特性を要求される鋼板の製造法として最近発展してい
る制御冷却法は最適のものと言える。すなわち、制御冷
却による鋼のミクロ組織の改善は、高張力化および高靭
性化を可能とし、あわせて鋼の溶接割れ感受性指数の低
下を通じて鋼の溶接性を向上させるからである。
優れた低温靭性とともに溶接性が要求される。このよう
な特性を要求される鋼板の製造法として最近発展してい
る制御冷却法は最適のものと言える。すなわち、制御冷
却による鋼のミクロ組織の改善は、高張力化および高靭
性化を可能とし、あわせて鋼の溶接割れ感受性指数の低
下を通じて鋼の溶接性を向上させるからである。
しかしながら、これらの鋼材の一部は溶接施工後の応力
除去焼鈍（以下ＰＷＨＴと称する）を実施することがあ
る。ＰＷＨＴ後の強度は母材の炭素量に大きく影響され
るので、制御冷却によって炭素当量を低下させた鋼はＰ
ＷＨＴを行うと、制御冷却によって改善したミクロ組織
が破壊されるために規定の強度を確保する乙とが困難で
あるという欠点があった。
除去焼鈍（以下ＰＷＨＴと称する）を実施することがあ
る。ＰＷＨＴ後の強度は母材の炭素量に大きく影響され
るので、制御冷却によって炭素当量を低下させた鋼はＰ
ＷＨＴを行うと、制御冷却によって改善したミクロ組織
が破壊されるために規定の強度を確保する乙とが困難で
あるという欠点があった。
このような欠点を回避するため特開昭５９−Ｍｎ
２３２２３４号公報では（Ｃ十ロー□）値を規定し、更
にＮｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を添加して制御
冷却する方法が提案されている。しかしながら、この提
案においてはＮｂ、Ｖ、Ｔｉ以外の添加元素がないため
、本発明者らの経験では、該公報に規定されていないＰ
ＷＨＴの条件や板厚によって＋ｆＰＷＨＴ後の強度が十
分ではなく、その対策として添加元素を増量するとその
結果溶接性が低下する問題点があった。
にＮｂ、Ｖ、Ｔｉの１種または２種以上を添加して制御
冷却する方法が提案されている。しかしながら、この提
案においてはＮｂ、Ｖ、Ｔｉ以外の添加元素がないため
、本発明者らの経験では、該公報に規定されていないＰ
ＷＨＴの条件や板厚によって＋ｆＰＷＨＴ後の強度が十
分ではなく、その対策として添加元素を増量するとその
結果溶接性が低下する問題点があった。
本発明の目的は、圧延能率を低下させずに上記従来技術
の問題点を解決し、低温靭性と、溶接性が優れＰＷＨＴ
による強度低下を防止できる高張力鋼の製造方法を提供
するにある。
の問題点を解決し、低温靭性と、溶接性が優れＰＷＨＴ
による強度低下を防止できる高張力鋼の製造方法を提供
するにある。
〔問題点を解決するための手段および作用〕本発明の上
記の目的は次の２発明によって達成される。
記の目的は次の２発明によって達成される。
第１発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち、重量比にて Ｃ：０．０２〜０１８％、
Ｓｉ ： ０．０３〜０．６０％、Ｍｎ ： ０．５〜
２．５％可溶性Ａｌ：０．００５〜００６％、 Ｎｂ： ｏ、 ＯＯ５〜０．０５％、Ｃｕ ： ０．０
５〜０．７％、Ｎｉ：０．０５〜０７％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
片または鋳片をＡｃ３変態点〜１２５０℃の範囲に加熱
する段階と、前記加熱後Ａｒ、変態点〜（Ａｒ３変態点
＋１００℃）の温度範囲で圧下率が３０％以上の圧延を
する段階と、前記圧延後直ちに１〜ｂ 意の温度まで冷却する段階と、を有して成ることを特徴
とする溶接性と低温靭性に優れた応力除去焼鈍用高張力
鋼材の製造方法である。
Ｓｉ ： ０．０３〜０．６０％、Ｍｎ ： ０．５〜
２．５％可溶性Ａｌ：０．００５〜００６％、 Ｎｂ： ｏ、 ＯＯ５〜０．０５％、Ｃｕ ： ０．０
５〜０．７％、Ｎｉ：０．０５〜０７％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
片または鋳片をＡｃ３変態点〜１２５０℃の範囲に加熱
する段階と、前記加熱後Ａｒ、変態点〜（Ａｒ３変態点
＋１００℃）の温度範囲で圧下率が３０％以上の圧延を
する段階と、前記圧延後直ちに１〜ｂ 意の温度まで冷却する段階と、を有して成ることを特徴
とする溶接性と低温靭性に優れた応力除去焼鈍用高張力
鋼材の製造方法である。
第２発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち、第１発明と同一の基本組成の他に更にＴｉ：
０．１％以下、 Ｖ：０１％以下、Ｍｏ：０．５％
以下、 Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００３％以下
、Ｃａ：０゜０１％以下、希土類金属二０１０％以下 −４〜 のうちから選ばれたいずれか１種または２種以上を含み
残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼片もしくは
鋳片を第１発明と同一条件で製造するものである。
０．１％以下、 Ｖ：０１％以下、Ｍｏ：０．５％
以下、 Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００３％以下
、Ｃａ：０゜０１％以下、希土類金属二０１０％以下 −４〜 のうちから選ばれたいずれか１種または２種以上を含み
残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る鋼片もしくは
鋳片を第１発明と同一条件で製造するものである。
本発明の詳細を実験により説明する。０．０７％Ｃ−０
，２５％Ｓ ｉ −１，５０％Ｍｎ１ｌｌｌを基本とし
、これにＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの１種または２種
以上を添加した各種の鋼を、１１５０℃に加熱した後、
８５０〜８２０℃の温度範囲で圧下率４０％の圧下を行
い、８２０℃で板厚５０ｍ＋ｎの仕上圧延を終了し、１
０℃／Ｓの冷却速度で４５０℃まで制御冷却した鋼板の
冷却のままと６００℃Ｘ２ｈ保熱後炉冷するというＰ
Ｗ ＨＴ後のそれぞれの強度（ＴＳ）および−４０℃に
おけるシャルピーの吸収エネルギー（ｖ Ｅ−４ｏ℃）
を調査した。
，２５％Ｓ ｉ −１，５０％Ｍｎ１ｌｌｌを基本とし
、これにＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉの１種または２種
以上を添加した各種の鋼を、１１５０℃に加熱した後、
８５０〜８２０℃の温度範囲で圧下率４０％の圧下を行
い、８２０℃で板厚５０ｍ＋ｎの仕上圧延を終了し、１
０℃／Ｓの冷却速度で４５０℃まで制御冷却した鋼板の
冷却のままと６００℃Ｘ２ｈ保熱後炉冷するというＰ
Ｗ ＨＴ後のそれぞれの強度（ＴＳ）および−４０℃に
おけるシャルピーの吸収エネルギー（ｖ Ｅ−４ｏ℃）
を調査した。
それらの調査結果および冷却のままの強度からからＰＷ
）（Ｔ後の強度を引いた値（△ＴＳ）等を第１図に示し
た。
）（Ｔ後の強度を引いた値（△ＴＳ）等を第１図に示し
た。
第１図から明らかな如＜ 、Ｃｕ、Ｎｉ 、Ｖ、Ｔｉ
１Ｎｂ等を単独で添加したのでは、ＰＷＨＴ後の強度低
下（△ＴＳ）が大きいが、Ｎｂに０１５％のＣｕと０．
１．５％のＮｉを添加した鋼板のＰＷＨＴ後の強度低下
は小さく靭性の劣化はない。しかし、同量のＣｕとＮｉ
を、００１２％のＴＩまたは００３％のＶと同時に添加
してもＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂを同時に添加した鋼に比べると
ＰＷＨＴ後の強度低下が大きい。上記の如く、微量Ｎｂ
添加鋼にＣｕとＮ１を添加すればＰＷＨＴの強度変化が
少なく靭性の優れた鋼板の製造が可能である。
１Ｎｂ等を単独で添加したのでは、ＰＷＨＴ後の強度低
下（△ＴＳ）が大きいが、Ｎｂに０１５％のＣｕと０．
１．５％のＮｉを添加した鋼板のＰＷＨＴ後の強度低下
は小さく靭性の劣化はない。しかし、同量のＣｕとＮｉ
を、００１２％のＴＩまたは００３％のＶと同時に添加
してもＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂを同時に添加した鋼に比べると
ＰＷＨＴ後の強度低下が大きい。上記の如く、微量Ｎｂ
添加鋼にＣｕとＮ１を添加すればＰＷＨＴの強度変化が
少なく靭性の優れた鋼板の製造が可能である。
次に本発明における成分限定理由について説明する。
Ｃ：
Ｃは強度をあげる効果があるが、００２％未満では高強
度が得られず、かつ溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称する
）の軟化が大きく、また０１８％を越えると溶接性が害
されるのて００２〜０１８％の範囲に限定した。
度が得られず、かつ溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称する
）の軟化が大きく、また０１８％を越えると溶接性が害
されるのて００２〜０１８％の範囲に限定した。
Ｓ １ ：
Ｓｌは鋼の脱酸を促進し、強度を上昇させるので少なく
とも０．０３％が必要であるが、０６０％を越えると靭
性や溶接性を害するので、００３〜０６０％の範囲に限
定した。
とも０．０３％が必要であるが、０６０％を越えると靭
性や溶接性を害するので、００３〜０６０％の範囲に限
定した。
Ｍｎ ：
Ｍｎも鋼板の強度を上昇する作用を有するが、０５％未
満では強度および靭性が低下しＨＡ Ｚの軟化が大きく
なり、一方２５％を越えるとＨＡＺの靭性が劣化するの
で０５〜２５％の範囲に限定した。
満では強度および靭性が低下しＨＡ Ｚの軟化が大きく
なり、一方２５％を越えるとＨＡＺの靭性が劣化するの
で０５〜２５％の範囲に限定した。
可溶性Ａｌ：
可溶性ＡＪは脱酸上最低０．００５％の添加が必要であ
り、一方００６％を越えるとＨＡ Ｚの靭性のみならず
溶接金属の靭性も著しく低下するので、上限を０．０６
％、下限を０．００５％に限定した。
り、一方００６％を越えるとＨＡ Ｚの靭性のみならず
溶接金属の靭性も著しく低下するので、上限を０．０６
％、下限を０．００５％に限定した。
Ｎｂ ：
Ｎｂは本発明の必須添加元素である。００７％Ｃ−０，
２５％Ｓ ｉ −１，５％Ｍｎ−０，１５％Ｃｕ −０
１５％ＮｉにＮｂを０〜００６％まで変化して添加した
鋼を１１５０℃に加熱し、８５０〜８２０℃の温度範囲
で４０％の圧下量で圧延し板厚５０ｍｍの鋼板とし、た
だちに１０℃／Ｓの冷却速度で４５０℃まで冷却した鋼
板の冷却のままの強度（ＴＳ）と、６００Ｘ２ｈ保熱後
炉冷の条件のＰＷＨＴ後の強度（ＴＳ）と、冷却のまま
の鋼板を入熱１００ ｋ、 Ｊ ／ｃｍ相当の溶接を模
擬した８００〜５００℃の冷却時間１００秒の熱サイク
ル（最高加熱温度１４００℃）を付与した試験片の一４
０℃でのシャルピーの吸収エネルギー（ｖＥ−４ｏ）を
調査した。
２５％Ｓ ｉ −１，５％Ｍｎ−０，１５％Ｃｕ −０
１５％ＮｉにＮｂを０〜００６％まで変化して添加した
鋼を１１５０℃に加熱し、８５０〜８２０℃の温度範囲
で４０％の圧下量で圧延し板厚５０ｍｍの鋼板とし、た
だちに１０℃／Ｓの冷却速度で４５０℃まで冷却した鋼
板の冷却のままの強度（ＴＳ）と、６００Ｘ２ｈ保熱後
炉冷の条件のＰＷＨＴ後の強度（ＴＳ）と、冷却のまま
の鋼板を入熱１００ ｋ、 Ｊ ／ｃｍ相当の溶接を模
擬した８００〜５００℃の冷却時間１００秒の熱サイク
ル（最高加熱温度１４００℃）を付与した試験片の一４
０℃でのシャルピーの吸収エネルギー（ｖＥ−４ｏ）を
調査した。
これらの強度、ＰＷＨＴ前後の強度差（△ＴＳ）および
靭性を第２図に示した。
靭性を第２図に示した。
第２図において０００５％未満のＮｂではＰＷＨＴ後の
強度上昇が少なく、また、００５％を越すＮｂの添加は
ＰＷＨＴ後の強度上昇効果が飽和し、大入熱溶接ＨＡＺ
の靭性劣化が著しいのでＮｂは０００５〜００５％の範
囲に限定した。
強度上昇が少なく、また、００５％を越すＮｂの添加は
ＰＷＨＴ後の強度上昇効果が飽和し、大入熱溶接ＨＡＺ
の靭性劣化が著しいのでＮｂは０００５〜００５％の範
囲に限定した。
Ｃｕ、Ｎｉ：
ＣｕおよびＮ１も本発明の必須添加元素である。
００７％Ｃ−０，２５％Ｓ ｉ −１，５％Ｍｎ−０，
０１５％Ｎｂの鋼にＣｕおよびＮ１を単独および複合等
量添加した鋼を、１１５０℃に加熱し、８５０〜８２０
℃の温度範囲で圧下量４０％の圧延を行って板厚５０胴
とし、ただちに４５０℃まで１０℃／Ｓの冷却速度で冷
却した鋼板の強度（ＴＳ）と、冷却後６００Ｘ２ｈ保熱
後炉冷した鋼板の強度（ＴＳ）を調査し、これらの強度
と両者の差（△ＴＳ）を第３図に図示した。
０１５％Ｎｂの鋼にＣｕおよびＮ１を単独および複合等
量添加した鋼を、１１５０℃に加熱し、８５０〜８２０
℃の温度範囲で圧下量４０％の圧延を行って板厚５０胴
とし、ただちに４５０℃まで１０℃／Ｓの冷却速度で冷
却した鋼板の強度（ＴＳ）と、冷却後６００Ｘ２ｈ保熱
後炉冷した鋼板の強度（ＴＳ）を調査し、これらの強度
と両者の差（△ＴＳ）を第３図に図示した。
第３図において、Ｃｕ、Ｎｉの単独添加に比して複合添
加の方がＰＷＨＴ後の強度低下が少なく優れているが、
複合添加量が０１％未満では、ＰＷＨＴ後の強度が低く
、それぞれ００５％以上の複合添加が必要なことがわか
る。また、Ｃｕ、Ｎｌをそれぞれ０７％を越えて複合添
加してもＰＷＨＴ後の強度上昇効果が飽和し、かつ大入
熱溶接部の靭性が劣化するので、ＣｕおよびＮｉば００
５〜０７％の範囲に限定した。
加の方がＰＷＨＴ後の強度低下が少なく優れているが、
複合添加量が０１％未満では、ＰＷＨＴ後の強度が低く
、それぞれ００５％以上の複合添加が必要なことがわか
る。また、Ｃｕ、Ｎｌをそれぞれ０７％を越えて複合添
加してもＰＷＨＴ後の強度上昇効果が飽和し、かつ大入
熱溶接部の靭性が劣化するので、ＣｕおよびＮｉば００
５〜０７％の範囲に限定した。
上記Ｃ，Ｓｉ、Ｍｎ、可溶性Ａｊ’、Ｎｂ、Ｃｕ。
Ｎ１各限定量をもって本発明による高張力鋼材の基本組
成とするが、更にＴｉ５Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂ。
成とするが、更にＴｉ５Ｖ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｂ。
Ｃａ、希土類金属を下記限定量以下においてこれらの１
種または２種以上を同時に含有する高張力鋼材において
も特有の効果が付加される。これらの添加元素の限定理
由は次の如くである。
種または２種以上を同時に含有する高張力鋼材において
も特有の効果が付加される。これらの添加元素の限定理
由は次の如くである。
Ｔｉ ：
Ｔｉは母材の強度と靭性およびＨＡＺの靭性のため添加
するが、０１０％を越えるとＨＡ Ｚの靭性をかえって
劣化させるので０１０％以下に限定した。
するが、０１０％を越えるとＨＡ Ｚの靭性をかえって
劣化させるので０１０％以下に限定した。
■＝
■は強度と靭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、０１０％を越えて添加すると母材とＨＡ
Ｚの靭性を著しく劣化させるので０１０％を上限とした
。
め添加するが、０１０％を越えて添加すると母材とＨＡ
Ｚの靭性を著しく劣化させるので０１０％を上限とした
。
ＭＯ：
ＭＯは圧延時のオーステナイト粒を微細かつ整粒化し、
なおかつ微細なベイナイトとマルテンサイトを生成する
ので強度と靭性を向上させるが、高価であるので上限を
０５％とした。
なおかつ微細なベイナイトとマルテンサイトを生成する
ので強度と靭性を向上させるが、高価であるので上限を
０５％とした。
Ｃｒ ：
Ｃｒは微細なベイナイトやマルテンサイトを生成し強度
と靭性を向上させるが、０５％以上の添加は溶接性を害
するので上限を０５％とした。
と靭性を向上させるが、０５％以上の添加は溶接性を害
するので上限を０５％とした。
Ｂ：
Ｂは焼入性向上元素であり、強度と靭性を向上させ、ま
たＨ Ａ Ｚの靭性も向上させるが、０００３％を越え
て添加すると靭性が劣化するめで０００３％以下に限定
した。
たＨ Ａ Ｚの靭性も向上させるが、０００３％を越え
て添加すると靭性が劣化するめで０００３％以下に限定
した。
Ｃａおよび希土類金属（ＲＥＶ）：
ＣａとＲＥＭば、ＭｎＳの形態制御をし、Ｃ方向の靭性
向上に効果があり、１種または両者の混合添加を行うが
、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、それぞれの上限を００１％および０１０
％とした。
向上に効果があり、１種または両者の混合添加を行うが
、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、それぞれの上限を００１％および０１０
％とした。
次に製造条件の限定理由について説明する。加熱温度が
Ａ ｃ ３変態点未満ではオーステナイト化されないた
めに圧延後の鋼板の靭性が劣化し、１２５０℃を越える
とオーステナイト粒が粗粒となり十分な圧延を行っても
靭性が劣化するので加熱温度はＡｃ３変態点〜１２５０
℃の範囲に限定した。また、Ａｒ、変態点〜（Ａｒ３変
態点＋１００℃）のオーステナイト未再結晶域で圧下率
３０％以上の圧延をするのは、オーステナイト粒内に変
形帯を導入しこれをフェライトの核とし変態後の組織を
微細にするためで、３０％未満の圧下率では十分な微細
組織が得られない。また圧延終了温度なＡｒ３変態点以
上としたのはＡ ｒ、変態点未満の温度における圧延で
は変形抵抗が大きく圧延能率が低下し生産量が減少する
ためである。
Ａ ｃ ３変態点未満ではオーステナイト化されないた
めに圧延後の鋼板の靭性が劣化し、１２５０℃を越える
とオーステナイト粒が粗粒となり十分な圧延を行っても
靭性が劣化するので加熱温度はＡｃ３変態点〜１２５０
℃の範囲に限定した。また、Ａｒ、変態点〜（Ａｒ３変
態点＋１００℃）のオーステナイト未再結晶域で圧下率
３０％以上の圧延をするのは、オーステナイト粒内に変
形帯を導入しこれをフェライトの核とし変態後の組織を
微細にするためで、３０％未満の圧下率では十分な微細
組織が得られない。また圧延終了温度なＡｒ３変態点以
上としたのはＡ ｒ、変態点未満の温度における圧延で
は変形抵抗が大きく圧延能率が低下し生産量が減少する
ためである。
上記の圧延後の冷却速度の下限を１℃／Ｓとしたのは、
これ未満では制御冷却の効果がないためである。一方、
冷却速度の上限は制御冷却装置の能力で決まるが、対象
鋼の最小板厚２５ｍｍの場合でも通常は最大３０℃／Ｓ
であるので、上限を３０℃／Ｓとした。
これ未満では制御冷却の効果がないためである。一方、
冷却速度の上限は制御冷却装置の能力で決まるが、対象
鋼の最小板厚２５ｍｍの場合でも通常は最大３０℃／Ｓ
であるので、上限を３０℃／Ｓとした。
次に制御冷却の冷却停止温度を６００℃以下としたのは
６００℃を越えると制御冷却による強度上昇効果が少な
いためである。
６００℃を越えると制御冷却による強度上昇効果が少な
いためである。
第１表に成分組成を示した供試鋼を溶製した。
供試鋼のうち明番４〜８および１４〜２０は本発明の成
分範囲を満足し、明番１〜３および９〜１１は本発明の
成分範囲を外れた比較鋼であり、明番１２．１３は従来
鋼である。
分範囲を満足し、明番１〜３および９〜１１は本発明の
成分範囲を外れた比較鋼であり、明番１２．１３は従来
鋼である。
第２表 鋼板の製造条件
これらの供試鋼を第２表に示す条件で加熱−圧延→冷却
した。冷却した鋼板および更に６００℃で厚さ１インチ
（２，５４ｃｍ）当り１時間保熱後炉冷という特徴をも
つＰＷＩＩＴ後の鋼板の強度および破面遷移温度 （ｖ
ＴｒＳ）、−４０℃におけるシャルピーの吸収エネルギ
ー（ｖＥ−４６）を調査した。更に△ＴＳ＝（制御冷却
のままの強度）−（ＰＷＨＴ後の強度）および最終パス
の入熱が７０ ｋ Ｊ ７ｃｍのサブマージアーク溶接
をしｌ：継手の表面から１／４ｔのボンドの靭性等を調
査しこれらの結果を第３表に示した。
した。冷却した鋼板および更に６００℃で厚さ１インチ
（２，５４ｃｍ）当り１時間保熱後炉冷という特徴をも
つＰＷＩＩＴ後の鋼板の強度および破面遷移温度 （ｖ
ＴｒＳ）、−４０℃におけるシャルピーの吸収エネルギ
ー（ｖＥ−４６）を調査した。更に△ＴＳ＝（制御冷却
のままの強度）−（ＰＷＨＴ後の強度）および最終パス
の入熱が７０ ｋ Ｊ ７ｃｍのサブマージアーク溶接
をしｌ：継手の表面から１／４ｔのボンドの靭性等を調
査しこれらの結果を第３表に示した。
第３表において本発明鋼４〜８および１４〜２０はＰＷ
ＨＴ後の強度および靭性の低下は少なく、低Ｃ当量でも
ＰＷＨＴ後の強度が高いので低Ｃ当量化ができ溶接継手
の靭性は優れている。比較Ｗ４１〜３および９〜１１は
、本発明鋼４とＮｂ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎ１等の添加量がそ
れぞれ異なる鋼である。
ＨＴ後の強度および靭性の低下は少なく、低Ｃ当量でも
ＰＷＨＴ後の強度が高いので低Ｃ当量化ができ溶接継手
の靭性は優れている。比較Ｗ４１〜３および９〜１１は
、本発明鋼４とＮｂ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｎ１等の添加量がそ
れぞれ異なる鋼である。
比較ｆｒ４１ではＣｕとＮ１が、比較鋼２ではＮ１が、
比較鋼３ではＣｕが添加されていないために本発明鋼に
比べるとＰＷＨＴ後の強度が劣っている。
比較鋼３ではＣｕが添加されていないために本発明鋼に
比べるとＰＷＨＴ後の強度が劣っている。
本発明鋼４に比して比較鋼９ばＮｂが添加されておらず
、比較鋼１０ばＮｂの代りにＶが添加され、比較鋼１１
はＮｂの代りにＴｉが添加されている。比較鋼９〜１１
とも、本発明鋼４と比べるとＰＷＨＴ後の強度が劣って
いる。」二記の如（Ｃｕ。
、比較鋼１０ばＮｂの代りにＶが添加され、比較鋼１１
はＮｂの代りにＴｉが添加されている。比較鋼９〜１１
とも、本発明鋼４と比べるとＰＷＨＴ後の強度が劣って
いる。」二記の如（Ｃｕ。
Ｎｉ、Ｎｂの複合添加がＰ Ｗ ＨＴによる強度低下の
防止に有効である。
防止に有効である。
従来鋼１２はＰ Ｗ ＨＴ後も十分な強度を示すが、Ｃ
当量が高いために、溶接継手の靭性が劣り、従来鋼１３
はＮｂの添加量が多いので溶接継手の靭性が劣っている
。
当量が高いために、溶接継手の靭性が劣り、従来鋼１３
はＮｂの添加量が多いので溶接継手の靭性が劣っている
。
これに対し、本発明鋼６〜８および１４〜２０は基本組
成に更にＴｉ 、Ｃｒ、ＭｏＸＢ、Ｇｏ。
成に更にＴｉ 、Ｃｒ、ＭｏＸＢ、Ｇｏ。
ＲＥＭ等をそれぞれの限定量を添加したものであるが、
本発明の特徴とする優れた溶接性と低温靭性を害するこ
となく、それぞれの元素の特性を発揮している。
本発明の特徴とする優れた溶接性と低温靭性を害するこ
となく、それぞれの元素の特性を発揮している。
本発明は上記実施例からも明らかな如く、高張力鋼材の
成分を限定することに」＝って圧延終了渇１７一 度をＡ ｒ ｓ変態点以上の温度とすることができ、圧
延の能率および作業性を向上させることができた。
成分を限定することに」＝って圧延終了渇１７一 度をＡ ｒ ｓ変態点以上の温度とすることができ、圧
延の能率および作業性を向上させることができた。
また加熱圧延条件および制御冷却条件を限定することに
よって、優れた低温靭性と溶接性を兼ねそなえた高張力
鋼でありながらＰＷＨＴによる強度低下を防止した高張
力鋼材の製造を可能とし、海洋構造用鋼や液化天然ガス
貯蔵タンク用鋼等に広い用途が期待されている。
よって、優れた低温靭性と溶接性を兼ねそなえた高張力
鋼でありながらＰＷＨＴによる強度低下を防止した高張
力鋼材の製造を可能とし、海洋構造用鋼や液化天然ガス
貯蔵タンク用鋼等に広い用途が期待されている。
第１図は種々の元素を添加した種々の鋼の制御冷却およ
びＰＷＨＴ後の強度と靭性を示す図面、第２図はＮｂの
添加量を変えた高張力鋼の制御冷却およびＰ Ｗ ＨＴ
後の靭性と強度を示す線図、第３図はＣｕ、Ｎｉおよび
Ｃｕ十Ｎｉの添加量を変えた高張力鋼の制御冷却および
ＰＷＨＴ後の強度を示す線図である。
びＰＷＨＴ後の強度と靭性を示す図面、第２図はＮｂの
添加量を変えた高張力鋼の制御冷却およびＰ Ｗ ＨＴ
後の靭性と強度を示す線図、第３図はＣｕ、Ｎｉおよび
Ｃｕ十Ｎｉの添加量を変えた高張力鋼の制御冷却および
ＰＷＨＴ後の強度を示す線図である。
Claims (2)
- （１）重量比にてＣ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０
．０３〜０．６０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％可溶性Ａ
ｌ：０．００５〜０．０６％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜０．
７％、Ｎｉ：０．０５〜０．７％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼
片または鋳片をＡｃ＿３変態点〜１２５０℃の範囲に加
熱する段階と、前記加熱後Ａｒ＿３変態点〜（Ａｒ＿３
変態点＋１００℃）の温度範囲で圧下率が３０％以上の
圧延をする段階と、前記圧延後直ちに１〜３０℃／Ｓの
冷却速度で６００℃以下の任意の温度まで冷却する段階
と、を有して成ることを特徴とする溶接性と低温靭性に
優れた応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法。 - （２）重量比にてＣ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０
．０３〜０．６０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％可溶性Ａ
ｌ：０．００５〜０．０６％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｃｕ：０．０５〜０．
７％、Ｎｉ：０．０５〜０．７％ を含み、更に Ｔｉ：０．１％以下、Ｖ：０．１％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．０
０３％以下、Ｃａ：０．０１％以下、希土類金属：０．
１０％以下 のうちから選ばれたいずれか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片また
は鋳片をＡｃ＿３変態点〜１２５０℃の範囲に加熱する
段階と、前記加熱後Ａｒ＿３変態点〜（Ａｒ＿３変態点
＋１００℃）の温度範囲で圧下率が３０％以上の圧延を
する段階と、前記圧延後直ちに１〜３０℃／Ｓの冷却速
度で６００℃以下の任意の温度まで冷却する段階と、を
有して成ることを特徴とする溶接性と低温靭性に優れた
応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23488785A JPS6293312A (ja) | 1985-10-21 | 1985-10-21 | 応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23488785A JPS6293312A (ja) | 1985-10-21 | 1985-10-21 | 応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6293312A true JPS6293312A (ja) | 1987-04-28 |
Family
ID=16977875
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23488785A Pending JPS6293312A (ja) | 1985-10-21 | 1985-10-21 | 応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6293312A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02186882A (ja) * | 1989-01-13 | 1990-07-23 | Canon Inc | 情報信号伝送システム |
| JP2006045672A (ja) * | 2004-07-07 | 2006-02-16 | Jfe Steel Kk | 高張力鋼板の製造方法および高張力鋼板 |
| JP2007119890A (ja) * | 2005-10-31 | 2007-05-17 | Jfe Steel Kk | 高靭性高張力鋼板の製造方法 |
| US7648597B2 (en) | 2004-07-07 | 2010-01-19 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high tensile strength steel plate |
| JP2010202949A (ja) * | 2009-03-05 | 2010-09-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用鋼材の製造方法 |
-
1985
- 1985-10-21 JP JP23488785A patent/JPS6293312A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02186882A (ja) * | 1989-01-13 | 1990-07-23 | Canon Inc | 情報信号伝送システム |
| JP2006045672A (ja) * | 2004-07-07 | 2006-02-16 | Jfe Steel Kk | 高張力鋼板の製造方法および高張力鋼板 |
| US7648597B2 (en) | 2004-07-07 | 2010-01-19 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high tensile strength steel plate |
| JP2007119890A (ja) * | 2005-10-31 | 2007-05-17 | Jfe Steel Kk | 高靭性高張力鋼板の製造方法 |
| JP2010202949A (ja) * | 2009-03-05 | 2010-09-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用鋼材の製造方法 |
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