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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