JPS625215B2 - - Google Patents
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- JPS625215B2 JPS625215B2 JP21916682A JP21916682A JPS625215B2 JP S625215 B2 JPS625215 B2 JP S625215B2 JP 21916682 A JP21916682 A JP 21916682A JP 21916682 A JP21916682 A JP 21916682A JP S625215 B2 JPS625215 B2 JP S625215B2
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- rolling
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- steel
- Prior art date
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-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の
製造方法に関するものであり、特に本発明は溶接
をともない低温靭性が要求される高張力厚鋼板た
とえば氷海域構造用鋼板、造船用高張力鋼板、ブ
タン、プロパン向けタンクなどの圧力容器用鋼
板、寒冷地向けラインパイプ用鋼板等を調質を施
さずに製造する方法に関するものである。 従来溶接をともなう低温靭性の優れた高張力鋼
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。また熱処理を施さない
いわゆる非調質で高張力化、高靭性化を図る製造
方法としては制御圧延（以下CRと称す）による
方法があるが、CR材でNorma材、QT材に代わる
程の高張力化を図るためには、CRの仕上げ圧延
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、ユーザーか
ら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なす方法があるが、この加速
冷却による方法では、第１図に示すC0.06％，
Mn1.4％、Geq0.29％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）との関係からわかるよう
に、冷却速度を速くすることによつてTSは容易
に上昇させることはできるが、一方YSは冷却速
度が比較的遅いときは降下し、逆に冷却速度が速
くなると上昇するが、その上昇量は非常に少ない
という欠点があり、加速冷却によつて製造された
鋼は、YS不足のためNorma材、QT材の代替鋼と
なり得る鋼種は限られ、いまだ十分満足されてい
ない。 本発明は、上記従来の製造方法においてみられ
る欠点を除いた溶接性と低温靭性の優れた高張力
鋼を調質処理を施さずに生産性の向上と低廉な製
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り前記目的を達成
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、熱処理を施さずにYSを上昇さ
せる方法を検討した結果、圧延後ただちに加速冷
却をなし、圧延鋼板が500℃未満の温度において
加速冷却を停止し、500℃未満から200℃以上の温
度域で圧下率0.5％から20％未満の範囲内の軽圧
下を施すことによりYSが著しく上昇することを
新規に知見した。すなわちYSの急上昇は加速冷
却後再び軽圧下を施すことにより得ることができ
る。 ところでこの軽圧下を施すことにより、TSは
YSの上昇率には及ばないながら、相当上昇する
という利点があり、さらに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もある
が、一方この軽圧下は靭性を悪化させるという欠
点が生じ、低温靭性を要求する鋼種には適用が難
しいという問題が生起した。 本発明者らは低温靭性を改善する方法について
日夜研鑽の結果、本発明の特許請求の範囲記載の
成分組成にしめすTiを含有させることにより、
スラブ加熱においてγ粒の細粒維持ができるの
で、CRを施し引続き加速冷却をなした鋼板の組
織は微細化されておるので、加速冷却停止後に軽
圧下を施しても靭性の劣化が少なくして、YS、
TSが上昇することをさらに知見して本発明に想
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C0.06〜0.07％，Mn1.4％を含有する
Ti含有鋼（すなわち本発明鋼、〇印）と同じく
Ti無含有鋼（すなわち比較鋼、△印）とのYS、
TSおよび遷移温度（以下VTrsと称す）の関係を
400℃において圧下率の変化により比較したもの
である。同図によればTi含有鋼はTi無含有鋼に
くらべTS、YSに悪影響を及ぼすことなくvTrsを
大幅に改善できることがわかる。 すなわちTi含有鋼にCRを施し、ただちに加速
冷却をなすことによりTSが上昇し、引き続き加
速冷却を停止したのち軽圧下を施すことにより
YSが上昇するので熱処理を施すことなく高い
TS、YSを得ることができ、さらに低温靭性も非
常に高くなるのでNorma材、QT材より低いか多
くとも同量の炭素当量（以下Ceqと称す）で高張
力を得ることができる。 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％を越えると母材の靭性が劣
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。 TiはTiN析出物となりγ粒を微細化させフエラ
イト、ベイナイト粒を微細にする効果があるが、
0.003％未満ではTiN析出物量が不足し細粒効果
がなく、一方0.04％を越えるとTiN析出物が過剰
となり靭性が劣化するので、Tiは0.003〜0.04％
の範囲内にする必要がある。 Ｎは溶接部靭性の劣化を防止するために限定す
る必要がある。すなわちHAZ靭性のためには固
溶Ｎが少ない程好ましく、また溶接時に溶接金属
へＮが流入し溶接金属の靭性をも劣化させるが
0.0010％以下では細粒に必要なTiN析出物量が不
足し、一方0.010％以上ではTiN析出物量が過剰
もしくは固溶Ｎが残在し、いずれにおいても溶接
部の靭性を劣化させるので、Ｎは0.0010％を越え
0.010％未満の範囲内にする必要があり、更にTi
含有量との関係においてＮ量を下式に限定したの
は （Ｔｉ％／３．４−0.0020％） ＜Ｎ＜（Ｔｉ％／３．４＋0.0020％） 固溶Ｎを減少させるためのものである。すなわち
ＮとTiの関係で両元素が過不足なくTiN析出物と
なるためには、Ｎ含有量は理論上ではＴｉ％／３．４と
な るが、Ｎ含有量をＴｉ％／３．４に調整することは事実
上 不可能であるので、Ｎは実操業上から（Ｔｉ％／３．４
− 0.0020％）を越え（Ｔｉ％／３．４＋0.0020％）未満の
範囲 内にする。 以上が本発明において使用される鋼スラブの基
本成分であり、さらに必要によりNi，Mo，Cu，
Ｖ，Cr，Ca，REN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％
を越えて添加含有させる必要はなく、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
に添加含有させるが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
保のために添加含有させるが、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。 鋼片を加熱後、Ar3＋70℃からAr3までの未再
結晶γ域で50〜90％の圧下を施す。圧延仕上げ温
度をAr3＋70℃からAr3まで限定する理由は、こ
の温度域で圧延を施すこと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℃を越え
る温度域だけの圧延ではオーステナイト粒内に変
形帯が生成されず。フエライト粒を十分に微細化
できないので微細粒による高い靭性を得ることが
できず、一方Ar3点未満の温度域で圧延を施すと
シヤルピー衝撃破面にセパレーシヨンが生じるの
で、圧延温度域はAr3＋70℃〜Ar3の範囲内にす
る必要がある。更に上記温度域における圧延にお
いて圧下率を50〜90％に限定する理由は、圧下率
が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２〜40℃／secの冷却速度で500℃
未満の温度域まで加速冷却を施す理由は(1)γ→α
変態後のフエライト粒の成長を抑え、靭性を向上
させること、(2)パーライト組織となる変態域をベ
イナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織に
変態させることにより主としてTSを上昇させる
ことにあるが、冷却速度が２℃／sec未満ではベ
イナイト組織等の生成効果がなく、一方40℃／
secを越えると塊状のマルテンサイト組織が生成
して著しく靭性を劣化させるので、冷却速度は２
〜40℃／secの範囲内にする必要がある。また冷
却停止温度は500℃以上ではベイナイトやマルテ
ンサイト組織の生成量が不足しTSの上昇が空冷
材に比べ５Kgｆ／mm2以下となり、本発明の目的と
するQT鋼の代替とならないので、冷却停止温度
は500℃未満にする必要がある。 冷却停止後500℃未満から200℃以上の温度域に
おいて0.5％から20％未満の圧下率で軽圧下を施
す理由は、主としてYSの上昇を目的とするもの
であり、500℃以上の温度域による軽圧下ではYS
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。
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YSの上昇に顕著な効果がなく、一
方20％以上ではシヤルピー衝撃破面にセパレーシ
ヨンが発生するので、500℃未満から200℃以上の
温度域による圧下率は0.5％から20％未満の範囲
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
なす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。
製造方法に関するものであり、特に本発明は溶接
をともない低温靭性が要求される高張力厚鋼板た
とえば氷海域構造用鋼板、造船用高張力鋼板、ブ
タン、プロパン向けタンクなどの圧力容器用鋼
板、寒冷地向けラインパイプ用鋼板等を調質を施
さずに製造する方法に関するものである。 従来溶接をともなう低温靭性の優れた高張力鋼
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。また熱処理を施さない
いわゆる非調質で高張力化、高靭性化を図る製造
方法としては制御圧延（以下CRと称す）による
方法があるが、CR材でNorma材、QT材に代わる
程の高張力化を図るためには、CRの仕上げ圧延
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、ユーザーか
ら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なす方法があるが、この加速
冷却による方法では、第１図に示すC0.06％，
Mn1.4％、Geq0.29％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）との関係からわかるよう
に、冷却速度を速くすることによつてTSは容易
に上昇させることはできるが、一方YSは冷却速
度が比較的遅いときは降下し、逆に冷却速度が速
くなると上昇するが、その上昇量は非常に少ない
という欠点があり、加速冷却によつて製造された
鋼は、YS不足のためNorma材、QT材の代替鋼と
なり得る鋼種は限られ、いまだ十分満足されてい
ない。 本発明は、上記従来の製造方法においてみられ
る欠点を除いた溶接性と低温靭性の優れた高張力
鋼を調質処理を施さずに生産性の向上と低廉な製
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り前記目的を達成
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、熱処理を施さずにYSを上昇さ
せる方法を検討した結果、圧延後ただちに加速冷
却をなし、圧延鋼板が500℃未満の温度において
加速冷却を停止し、500℃未満から200℃以上の温
度域で圧下率0.5％から20％未満の範囲内の軽圧
下を施すことによりYSが著しく上昇することを
新規に知見した。すなわちYSの急上昇は加速冷
却後再び軽圧下を施すことにより得ることができ
る。 ところでこの軽圧下を施すことにより、TSは
YSの上昇率には及ばないながら、相当上昇する
という利点があり、さらに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もある
が、一方この軽圧下は靭性を悪化させるという欠
点が生じ、低温靭性を要求する鋼種には適用が難
しいという問題が生起した。 本発明者らは低温靭性を改善する方法について
日夜研鑽の結果、本発明の特許請求の範囲記載の
成分組成にしめすTiを含有させることにより、
スラブ加熱においてγ粒の細粒維持ができるの
で、CRを施し引続き加速冷却をなした鋼板の組
織は微細化されておるので、加速冷却停止後に軽
圧下を施しても靭性の劣化が少なくして、YS、
TSが上昇することをさらに知見して本発明に想
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C0.06〜0.07％，Mn1.4％を含有する
Ti含有鋼（すなわち本発明鋼、〇印）と同じく
Ti無含有鋼（すなわち比較鋼、△印）とのYS、
TSおよび遷移温度（以下VTrsと称す）の関係を
400℃において圧下率の変化により比較したもの
である。同図によればTi含有鋼はTi無含有鋼に
くらべTS、YSに悪影響を及ぼすことなくvTrsを
大幅に改善できることがわかる。 すなわちTi含有鋼にCRを施し、ただちに加速
冷却をなすことによりTSが上昇し、引き続き加
速冷却を停止したのち軽圧下を施すことにより
YSが上昇するので熱処理を施すことなく高い
TS、YSを得ることができ、さらに低温靭性も非
常に高くなるのでNorma材、QT材より低いか多
くとも同量の炭素当量（以下Ceqと称す）で高張
力を得ることができる。 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％を越えると母材の靭性が劣
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。 TiはTiN析出物となりγ粒を微細化させフエラ
イト、ベイナイト粒を微細にする効果があるが、
0.003％未満ではTiN析出物量が不足し細粒効果
がなく、一方0.04％を越えるとTiN析出物が過剰
となり靭性が劣化するので、Tiは0.003〜0.04％
の範囲内にする必要がある。 Ｎは溶接部靭性の劣化を防止するために限定す
る必要がある。すなわちHAZ靭性のためには固
溶Ｎが少ない程好ましく、また溶接時に溶接金属
へＮが流入し溶接金属の靭性をも劣化させるが
0.0010％以下では細粒に必要なTiN析出物量が不
足し、一方0.010％以上ではTiN析出物量が過剰
もしくは固溶Ｎが残在し、いずれにおいても溶接
部の靭性を劣化させるので、Ｎは0.0010％を越え
0.010％未満の範囲内にする必要があり、更にTi
含有量との関係においてＮ量を下式に限定したの
は （Ｔｉ％／３．４−0.0020％） ＜Ｎ＜（Ｔｉ％／３．４＋0.0020％） 固溶Ｎを減少させるためのものである。すなわち
ＮとTiの関係で両元素が過不足なくTiN析出物と
なるためには、Ｎ含有量は理論上ではＴｉ％／３．４と
な るが、Ｎ含有量をＴｉ％／３．４に調整することは事実
上 不可能であるので、Ｎは実操業上から（Ｔｉ％／３．４
− 0.0020％）を越え（Ｔｉ％／３．４＋0.0020％）未満の
範囲 内にする。 以上が本発明において使用される鋼スラブの基
本成分であり、さらに必要によりNi，Mo，Cu，
Ｖ，Cr，Ca，REN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％
を越えて添加含有させる必要はなく、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
に添加含有させるが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
保のために添加含有させるが、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。 鋼片を加熱後、Ar3＋70℃からAr3までの未再
結晶γ域で50〜90％の圧下を施す。圧延仕上げ温
度をAr3＋70℃からAr3まで限定する理由は、こ
の温度域で圧延を施すこと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℃を越え
る温度域だけの圧延ではオーステナイト粒内に変
形帯が生成されず。フエライト粒を十分に微細化
できないので微細粒による高い靭性を得ることが
できず、一方Ar3点未満の温度域で圧延を施すと
シヤルピー衝撃破面にセパレーシヨンが生じるの
で、圧延温度域はAr3＋70℃〜Ar3の範囲内にす
る必要がある。更に上記温度域における圧延にお
いて圧下率を50〜90％に限定する理由は、圧下率
が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２〜40℃／secの冷却速度で500℃
未満の温度域まで加速冷却を施す理由は(1)γ→α
変態後のフエライト粒の成長を抑え、靭性を向上
させること、(2)パーライト組織となる変態域をベ
イナイト組織あるいは島状マルテンサイト組織に
変態させることにより主としてTSを上昇させる
ことにあるが、冷却速度が２℃／sec未満ではベ
イナイト組織等の生成効果がなく、一方40℃／
secを越えると塊状のマルテンサイト組織が生成
して著しく靭性を劣化させるので、冷却速度は２
〜40℃／secの範囲内にする必要がある。また冷
却停止温度は500℃以上ではベイナイトやマルテ
ンサイト組織の生成量が不足しTSの上昇が空冷
材に比べ５Kgｆ／mm2以下となり、本発明の目的と
するQT鋼の代替とならないので、冷却停止温度
は500℃未満にする必要がある。 冷却停止後500℃未満から200℃以上の温度域に
おいて0.5％から20％未満の圧下率で軽圧下を施
す理由は、主としてYSの上昇を目的とするもの
であり、500℃以上の温度域による軽圧下ではYS
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。
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YSの上昇に顕著な効果がなく、一
方20％以上ではシヤルピー衝撃破面にセパレーシ
ヨンが発生するので、500℃未満から200℃以上の
温度域による圧下率は0.5％から20％未満の範囲
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
なす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表に示す実験例１〜10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５は加速冷却を施しているが500℃以上で冷却
を停止したため、いずれもTSが50Kgｆ／mm2未満
であることがわかり、実験例２は冷却後の軽圧下
がないためLYSが36Kgｆ／mm2であることがわか
り、実験例３はAr3＋70℃からAr3までの圧下率
が50％未満であるためvTrsが−40℃であること
がわかり、実験例９は冷却停止温度が200℃以下
となつているため含有H2による割れが発生して
いることがわかり、実験例10は（α＋γ）２相域
で圧延を施している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４，６，７，８は本
発明の全ての構成要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YP36キロ鋼の規格に示されているLYS36Kg
ｆ／mm2以上TS50Kgｆ／mm2以上、vTrs−40℃以下
の条件をいずれも十分に満足していることがわか
る。 実験例11は本発明の圧延―冷却条件の範囲内に
おいて製造されているが、成分組成が第１表に示
すB1鋼をもちいたため、Tiが含有されていない
のでvTrsが−40℃以上であることがわかる。 実験例12，13は従来の製造方法であるNorma材
QTの50キロ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Ceqに比べNorma
材においては0.08％も少なくQT材においては
0.03％も少ないことがわかる。 実験例14〜22は、本発明の構成要件の範囲内に
おいて製造をなしており、特に成分組成において
はNi，Cu，Cr，Ca等を適性に含有しており、実
験例14によればTS50キロ級、実験例15〜20によ
ればTS60キロ級、実験例21〜22によればTS70キ
ロ級の高張力鋼を得ることができることがわか
る。 以上実施例からもわかるように本発明の製造方
法によれば低炭素当量で高降伏強度を有し、シヤ
ルピー衝撃破面のセパレーシヨン現象がなく、
vTrsの低い溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼
板を安価にかつ安定して製造することができる。
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５は加速冷却を施しているが500℃以上で冷却
を停止したため、いずれもTSが50Kgｆ／mm2未満
であることがわかり、実験例２は冷却後の軽圧下
がないためLYSが36Kgｆ／mm2であることがわか
り、実験例３はAr3＋70℃からAr3までの圧下率
が50％未満であるためvTrsが−40℃であること
がわかり、実験例９は冷却停止温度が200℃以下
となつているため含有H2による割れが発生して
いることがわかり、実験例10は（α＋γ）２相域
で圧延を施している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４，６，７，８は本
発明の全ての構成要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YP36キロ鋼の規格に示されているLYS36Kg
ｆ／mm2以上TS50Kgｆ／mm2以上、vTrs−40℃以下
の条件をいずれも十分に満足していることがわか
る。 実験例11は本発明の圧延―冷却条件の範囲内に
おいて製造されているが、成分組成が第１表に示
すB1鋼をもちいたため、Tiが含有されていない
のでvTrsが−40℃以上であることがわかる。 実験例12，13は従来の製造方法であるNorma材
QTの50キロ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Ceqに比べNorma
材においては0.08％も少なくQT材においては
0.03％も少ないことがわかる。 実験例14〜22は、本発明の構成要件の範囲内に
おいて製造をなしており、特に成分組成において
はNi，Cu，Cr，Ca等を適性に含有しており、実
験例14によればTS50キロ級、実験例15〜20によ
ればTS60キロ級、実験例21〜22によればTS70キ
ロ級の高張力鋼を得ることができることがわか
る。 以上実施例からもわかるように本発明の製造方
法によれば低炭素当量で高降伏強度を有し、シヤ
ルピー衝撃破面のセパレーシヨン現象がなく、
vTrsの低い溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼
板を安価にかつ安定して製造することができる。
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
撃特性に及ぼす影響を示す図、第２図は加速冷却
後に400℃における軽圧下量が引張り特性とシヤ
ルピー衝撃特性に及ぼす影響（制御圧延後10℃／
secの冷却速度で450℃まで冷却）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
撃特性に及ぼす影響を示す図、第２図は加速冷却
後に400℃における軽圧下量が引張り特性とシヤ
ルピー衝撃特性に及ぼす影響（制御圧延後10℃／
secの冷却速度で450℃まで冷却）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
％，Ti0.003〜0.04％，Al0.005〜0.08％，S0.008
％以下，N0.0010％を越え0.010％未満でかつTi含
有量との関係においてＮ含有量を下式の範囲内と
なして含有し、 Ｔｉ％／３．４−0.0020％＜Ｎ＜Ｔｉ％／３．４＋0.00
20％ 残部Feおよび不可避的不純物よりなる鋼片を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２〜40℃／secの加
速冷却速度で500℃未満の温度になるまで冷却を
施し、次いで加速冷却を停止した後500℃未満か
ら200℃以上の温度域で圧下率が0.5以上から20％
未満の範囲内の圧下を施し、その後空冷ないし徐
冷することを特徴とする溶接性と低温靭性の優れ
た高張力鋼の製造方法。 ２ C0.005〜0.15％，Si0.1〜0.5％，Mn0.8〜2.0
％，Ti0.003〜0.04％，Al0.005〜0.08％，S0.008
％以下，N0.0010％を越え0.010％未満でかつTi含
有量との関係においてＮ含有量を下式の範囲内と
なし Ｔｉ％／３．４−0.0020％＜Ｎ＜Ｔｉ％／３．４＋0.00
20％ さらに下記(a)群、(b)群の中から選ばれるいずれか
１群または２群を含有し、残部Feおよび不可避
的不純物よりなる鋼片を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２〜40℃／secの加速冷却速度で500℃未
満の温度になるまで冷却を施し、次いで加速冷却
を停止した後500℃未満から200℃以上の温度域で
圧下率が0.5％以上から20％未満の範囲内の圧下
を施し、その後空冷ないし徐冷することを特徴と
する溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方
法。 (a)群：V0.01〜0.10％，Cu0.5％以下， Ni0.5％以下，Cr0.5％以下， Mo0.5％以下のなかから選ばれる何れか１種
または２種以上。 (b)群：Ca0.002〜0.010％，REM0.005〜0.010％の
なかから選ばれる何れか１種または２種。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21916682A JPS59110725A (ja) | 1982-12-16 | 1982-12-16 | 溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21916682A JPS59110725A (ja) | 1982-12-16 | 1982-12-16 | 溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59110725A JPS59110725A (ja) | 1984-06-26 |
| JPS625215B2 true JPS625215B2 (ja) | 1987-02-03 |
Family
ID=16731231
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21916682A Granted JPS59110725A (ja) | 1982-12-16 | 1982-12-16 | 溶接性と低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59110725A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2668169B1 (fr) * | 1990-10-18 | 1993-01-22 | Lorraine Laminage | Acier a soudabilite amelioree. |
-
1982
- 1982-12-16 JP JP21916682A patent/JPS59110725A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59110725A (ja) | 1984-06-26 |
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