JPS60174820A - 低温じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低温じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法Info
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- JPS60174820A JPS60174820A JP2729784A JP2729784A JPS60174820A JP S60174820 A JPS60174820 A JP S60174820A JP 2729784 A JP2729784 A JP 2729784A JP 2729784 A JP2729784 A JP 2729784A JP S60174820 A JPS60174820 A JP S60174820A
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- 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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- Organic Chemistry (AREA)
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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】
（関係技術分野）
低渇じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製
造に関して微量Ｎｂ、微量Ｔｉを含有する鋼スラブを低
温加熱下の制御圧延とこれに引続く直接焼入れを経て焼
戻す工程結合の有用性についての開発成果を提案しよう
とするものである。
造に関して微量Ｎｂ、微量Ｔｉを含有する鋼スラブを低
温加熱下の制御圧延とこれに引続く直接焼入れを経て焼
戻す工程結合の有用性についての開発成果を提案しよう
とするものである。
〈背景技術）
石油危機を契機とした石油、天然ガスの高騰は、極地や
深海など過酷な環境におけるエネルギー資源の開発に拍
車をかけている。特にその埋蔵資源の有望性から、北極
圏、亜北極圏など氷海域における開発が注目されており
ミ氷海域におけるエネルギー開発に使用される各種の水
海構造物に厳しい低温じん性が要求されている。
深海など過酷な環境におけるエネルギー資源の開発に拍
車をかけている。特にその埋蔵資源の有望性から、北極
圏、亜北極圏など氷海域における開発が注目されており
ミ氷海域におけるエネルギー開発に使用される各種の水
海構造物に厳しい低温じん性が要求されている。
この要求に応える素材を製造するため、例えば特開昭５
７−１２６９１６号、同５５−４１９２７号公報のよう
にＮｂあるいはＶを含む鋼スラブを、これらの炭窒化物
が固溶する１０００℃以上に加熱し熱間加工によりオー
ステナイト粒の微細化をはかり、そして上記固溶Ｎｂ、
Ｖを圧延途中に炭窒化物として析出させ圧延後直接焼入
れ焼戻しあるいは加速冷却することが提案されている。
７−１２６９１６号、同５５−４１９２７号公報のよう
にＮｂあるいはＶを含む鋼スラブを、これらの炭窒化物
が固溶する１０００℃以上に加熱し熱間加工によりオー
ステナイト粒の微細化をはかり、そして上記固溶Ｎｂ、
Ｖを圧延途中に炭窒化物として析出させ圧延後直接焼入
れ焼戻しあるいは加速冷却することが提案されている。
しかし、こうして得られた鋼板の低温じん性は、氷海域
に十分耐えうるものではない。
に十分耐えうるものではない。
その主な理由としては、圧延前の初期オーステナイト粒
の粗大化が挙げられる。１０００℃以上のスラブ加熱温
度によって成長したオーステナイト粒は、以後の再結晶
オーステナイト域での圧延量を増加させても上記の要求
を満たすほど十分微細になるものではないからである。
の粗大化が挙げられる。１０００℃以上のスラブ加熱温
度によって成長したオーステナイト粒は、以後の再結晶
オーステナイト域での圧延量を増加させても上記の要求
を満たすほど十分微細になるものではないからである。
（発想の端緒）
発明者らは、直接焼入れ焼もどし鋼のしん性改善のため
にオーステナイト粒径に及ぼすスラブ加熱温度の影響を
調べた結果Ｎｂを含有させたスラブをＮｂが固溶しない
オーステナイト域に加熱した場合、Ｎｂの炭窒化物がオ
ーステナイトの成長を抑制し微細なオーステナイト粒を
得られることを見出した。しかしこの微細なオーステナ
イト粒を有する鋼スラブを制御圧延後直接焼入れした場
合、強度は十分な値を示すが極低温でのしん性はいまだ
不十分であった。
にオーステナイト粒径に及ぼすスラブ加熱温度の影響を
調べた結果Ｎｂを含有させたスラブをＮｂが固溶しない
オーステナイト域に加熱した場合、Ｎｂの炭窒化物がオ
ーステナイトの成長を抑制し微細なオーステナイト粒を
得られることを見出した。しかしこの微細なオーステナ
イト粒を有する鋼スラブを制御圧延後直接焼入れした場
合、強度は十分な値を示すが極低温でのしん性はいまだ
不十分であった。
（発明の目的〉
極低温加熱をほどこした鋼スラブを制御圧延した後、特
定の条件範囲で直接焼入れ焼きもどしすることにて極低
温じん性及び大入熱が優れた調質高張力鋼を得ることが
この発明の目的である。
定の条件範囲で直接焼入れ焼きもどしすることにて極低
温じん性及び大入熱が優れた調質高張力鋼を得ることが
この発明の目的である。
（発明の構成）
上掲の目的を達成すべき構成の要部は、次のとおりであ
る。
る。
Ｃ： ０．０２〜０．１５ｗｔ％
Ｓｉ ： ０，０２〜０．８０ｗｔ％
Ｍｎ ： ０．６０ 〜２，５０ｗｔ ％ＳＯ１・Ａｉ
＋ ０．００５〜 ｏ、ｏｅｏｗｔ％Ｎｂ ： ０，
００５〜 ｏ、ｏ２ｏｗｔ％Ｔｉ ： ０．００５〜０
，０１５ｗｔ％およびＮ ： ０．００６ｗｔ％以下 を含み、必要に応じてさらに０．３０ｗｔ％以下のＣｕ
、１．００ｗｔ％以下のＮｉ 、０．１０ｗｔ％以下
のＶ、０．００２ｗｔ％以下のＢ、ｏ、ｏｉｏｗｔ％以
下のＲＥＭ、０，００４ｗｔ％以下のＱａのうら１種以
上を含有する組成の鋼スラブを、９００℃以上１０００
℃未満に加熱後累積圧下率が５０％以上になるまで圧延
しＡｒ３＋ｂ を終了し、その後直ちに２００℃以下まで２℃／Ｓ以上
６０℃／Ｓ以下で急冷し、次にＡＣｒ点以下の温度で焼
戻Ｊこと。
＋ ０．００５〜 ｏ、ｏｅｏｗｔ％Ｎｂ ： ０，
００５〜 ｏ、ｏ２ｏｗｔ％Ｔｉ ： ０．００５〜０
，０１５ｗｔ％およびＮ ： ０．００６ｗｔ％以下 を含み、必要に応じてさらに０．３０ｗｔ％以下のＣｕ
、１．００ｗｔ％以下のＮｉ 、０．１０ｗｔ％以下
のＶ、０．００２ｗｔ％以下のＢ、ｏ、ｏｉｏｗｔ％以
下のＲＥＭ、０，００４ｗｔ％以下のＱａのうら１種以
上を含有する組成の鋼スラブを、９００℃以上１０００
℃未満に加熱後累積圧下率が５０％以上になるまで圧延
しＡｒ３＋ｂ を終了し、その後直ちに２００℃以下まで２℃／Ｓ以上
６０℃／Ｓ以下で急冷し、次にＡＣｒ点以下の温度で焼
戻Ｊこと。
この発明における鋼スラブ組成の限定理由は次のとおり
である。
である。
Ｃ： ｏ、０２〜０．１５ｗｔ％
Ｃは、この種の溶接構造用鋼として必要な強度を得るた
めには最低０，０２ｗｔ％以上必要であり、−万人入熱
溶接部のしん性の点から上限を０．１５ｗｔ％とじた。
めには最低０，０２ｗｔ％以上必要であり、−万人入熱
溶接部のしん性の点から上限を０．１５ｗｔ％とじた。
３ｉ ： ０．０２〜０．８０ｗｔ％
３ｉは、脱酸元素ならびに強度を増大する元素と元で０
．０２ｗｔ％以上必要であるが、０．８０ｗｔ％を越え
ると母材のじん性を損うのでｏ、ａｏｗｔ％以下とする
。
．０２ｗｔ％以上必要であるが、０．８０ｗｔ％を越え
ると母材のじん性を損うのでｏ、ａｏｗｔ％以下とする
。
Ｍｎ ： ０．６〜２．５ｗｔ％
Ｍ１１は０．６％未満では鋼板の強度および靭性が低下
するために下限を０．６％とする。一方Ｍｎが多過ぎる
とＨＡＺの靭性が劣化するために上限を２．５％とする
。
するために下限を０．６％とする。一方Ｍｎが多過ぎる
とＨＡＺの靭性が劣化するために上限を２．５％とする
。
５ｏＪ２．、 Ａ ｉ： ０．００５〜０．０６０ｗｔ
％ＡＪ２は、鋼の脱酸上最低０．００５ｗｔ％の添加含
有が必要であり、一方ｓｏＪ、Ａβが０．０６０ｗｔ％
をこえるとＨＡＺのじん性のみならず溶接金属のしん性
も著しく劣化する。このためＳＯβ、Ａｉを０．００５
〜０．０６０ｗｔ％とじた°。
％ＡＪ２は、鋼の脱酸上最低０．００５ｗｔ％の添加含
有が必要であり、一方ｓｏＪ、Ａβが０．０６０ｗｔ％
をこえるとＨＡＺのじん性のみならず溶接金属のしん性
も著しく劣化する。このためＳＯβ、Ａｉを０．００５
〜０．０６０ｗｔ％とじた°。
Ｎｂ ： ０，００５〜０．０２０ｗｔ％Ｎｂは、この
発明の重要な必須成分である。しかし、０．０２ｗｔ％
をこえるＮｂは大入熱溶接した際のボンド部ないし熱影
響部の焼入れ性を＾めてこれをフェライトとパーライト
以外の混成組織にしてしまうため、衝撃特性を低下させ
る。また０、００５ｗｔ％未満のＮｂは極低温加熱づる
際のオーステナイト粒成長を抑制できない。このためＮ
ｂを０．００５〜０．０２０ｗｔ％とした。また、この
Ｎｂ苗は大入熱溶接した場合の継手強度低下対策に有効
である。
発明の重要な必須成分である。しかし、０．０２ｗｔ％
をこえるＮｂは大入熱溶接した際のボンド部ないし熱影
響部の焼入れ性を＾めてこれをフェライトとパーライト
以外の混成組織にしてしまうため、衝撃特性を低下させ
る。また０、００５ｗｔ％未満のＮｂは極低温加熱づる
際のオーステナイト粒成長を抑制できない。このためＮ
ｂを０．００５〜０．０２０ｗｔ％とした。また、この
Ｎｂ苗は大入熱溶接した場合の継手強度低下対策に有効
である。
Ｔ ｉ ： ０，００５〜０，０１５ｗｔ％Ｔｉは、大
入熱溶接時のボンドしん性改善のために欠くことができ
ない。しかし、その効果も０ 、００５％未満では効果
が無くなり、一方０．０１５％を越えて添加するとかえ
ってじん性が劣化するのｒ Ｏ，０１５％以下とした。
入熱溶接時のボンドしん性改善のために欠くことができ
ない。しかし、その効果も０ 、００５％未満では効果
が無くなり、一方０．０１５％を越えて添加するとかえ
ってじん性が劣化するのｒ Ｏ，０１５％以下とした。
Ｎ ： ０．００６ｗｔ％以下
Ｎは通常の製鋼工程で含有されるが、０．００６％を越
えると母材および大入熱溶接部のしん性を損うので０．
００６％以下に限定する。
えると母材および大入熱溶接部のしん性を損うので０．
００６％以下に限定する。
次に選択的にＣｕ ： ０．３０ｗｔ％以下、Ｎ１ ：
１．００ｗｔ％以下、 ｙ ： ｏ、１ｏｗｔ％以下、
Ｂ：０．００２ｗｔ％以下、 ＲＥ Ｍ ： ０．０１
０ｗｔ％以下およびＣａ ： ０．００４ｗｔ％以下の
うち１種以上の元素を添加してもこの発明の特徴は何も
失われることなくこれら元素の添加によってそれぞれ適
正に発揮される高張力化あるいは下記の諸効果が達成で
きるので有効である。
１．００ｗｔ％以下、 ｙ ： ｏ、１ｏｗｔ％以下、
Ｂ：０．００２ｗｔ％以下、 ＲＥ Ｍ ： ０．０１
０ｗｔ％以下およびＣａ ： ０．００４ｗｔ％以下の
うち１種以上の元素を添加してもこの発明の特徴は何も
失われることなくこれら元素の添加によってそれぞれ適
正に発揮される高張力化あるいは下記の諸効果が達成で
きるので有効である。
次に上記各成分の添加の目的と添加量を限定する理由を
説明り゛る。Ｎ１はＨＡＺの硬化性およびじＩυ性に悪
い影響を与えることなく母材の強度とじん性を向上する
ので添加され得るが、高価であるので１．０％を上限と
した。
説明り゛る。Ｎ１はＨＡＺの硬化性およびじＩυ性に悪
い影響を与えることなく母材の強度とじん性を向上する
ので添加され得るが、高価であるので１．０％を上限と
した。
ＣＬＩはＮｉと同様な効果があるばかりでなく耐食性を
向上させるが０．３０％を越えると熱間ぜい性が生じや
すく、鋼板の表面性状が劣化するので０．３０％を上限
とする。
向上させるが０．３０％を越えると熱間ぜい性が生じや
すく、鋼板の表面性状が劣化するので０．３０％を上限
とする。
■は強度とじん性向上のためおよび溶接継手強度の確保
のため添加づるが・、０．１０％を越えて添加すると母
材とＨＡＺのしん性を著しく劣化させるので０．１０％
を上限とする。
のため添加づるが・、０．１０％を越えて添加すると母
材とＨＡＺのしん性を著しく劣化させるので０．１０％
を上限とする。
Ｂは炭素当量を上昇させることのない高張力化が可能で
あるが、０．００２％を越えて添加するとＨＡＺのじん
性を著しく劣化させるので上限を０．００２％とする。
あるが、０．００２％を越えて添加するとＨＡＺのじん
性を著しく劣化させるので上限を０．００２％とする。
ＣａとＲＥＭはＭｎＳの形態制御ど、Ｌ、Ｃ方向のじん
性向上に効果があり、１種または両者の複合添加を行う
が、それぞれ０．００４％を越えるＣａおよび０．０１
０％を越えるＲＥＶ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上限を０．００４％および
ｏ、ｏｉｏ％とした。
性向上に効果があり、１種または両者の複合添加を行う
が、それぞれ０．００４％を越えるＣａおよび０．０１
０％を越えるＲＥＶ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上限を０．００４％および
ｏ、ｏｉｏ％とした。
次にこの発明では、加熱−圧延−焼入れ−焼きもどし条
件が重要である。スラブ加熱温度の上限をｉ ｏｏｏ℃
未満としたのは、１０００℃以上の温度に加熱するとＮ
ｂ （Ｃ，Ｎ）が固溶してオーステナイト粒抑制作用が
減少し、これより変態するフェライト粒を粗大化してし
まい極低温でのしん性を損う原因となるからである。一
方、下限を９００℃としたのはスラブのオーステナイト
化温度と関連し、この温度よりも低いとスラブ全体が完
全にオーステナイトにならないため圧延によって残留フ
ェライトが加工されてぜい化してしまい低温じん性が劣
化する。
件が重要である。スラブ加熱温度の上限をｉ ｏｏｏ℃
未満としたのは、１０００℃以上の温度に加熱するとＮ
ｂ （Ｃ，Ｎ）が固溶してオーステナイト粒抑制作用が
減少し、これより変態するフェライト粒を粗大化してし
まい極低温でのしん性を損う原因となるからである。一
方、下限を９００℃としたのはスラブのオーステナイト
化温度と関連し、この温度よりも低いとスラブ全体が完
全にオーステナイトにならないため圧延によって残留フ
ェライトが加工されてぜい化してしまい低温じん性が劣
化する。
この発明に従う９００〜１０００℃のスラブ加熱温度で
は、スラブ全体が微細なオーステナイト粒と、なり、以
後の圧延、直接焼入れ焼ぎもどじにより微細なフェライ
ト粒に変態して低渇しん性が非常に優れるものとなる。
は、スラブ全体が微細なオーステナイト粒と、なり、以
後の圧延、直接焼入れ焼ぎもどじにより微細なフェライ
ト粒に変態して低渇しん性が非常に優れるものとなる。
第１図にスラブ加熱温度を変化させ７６０℃までに６２
．５％の圧延を行い直ちに１０℃／Ｓで室温まで急冷し
て焼入れし、６３０℃で１時間焼ぎもとした鋼板の強度
とじん性を示す。従来技術では上記のような６２．５％
程度の圧延では累積圧Ｆ量不足のため一６０℃における
吸収エネルギーで３．５ｋｇｆ −ｖａ以上は得られな
かった。しかし９００℃〜１０００℃にてスラブ加熱を
行ってＮｉｌ （Ｃ，Ｎ＞を固溶させず変態したオース
テナイト粒の粗大化を阻止し、圧延前のオーステナイト
粒径を微細にづることで、累積圧下量が５０％程度のよ
うに少くとも、直接焼入れ後のフェライト粒は細かくま
た第■相粒の低温変態生成物も微細に分散させることが
できる。
．５％の圧延を行い直ちに１０℃／Ｓで室温まで急冷し
て焼入れし、６３０℃で１時間焼ぎもとした鋼板の強度
とじん性を示す。従来技術では上記のような６２．５％
程度の圧延では累積圧Ｆ量不足のため一６０℃における
吸収エネルギーで３．５ｋｇｆ −ｖａ以上は得られな
かった。しかし９００℃〜１０００℃にてスラブ加熱を
行ってＮｉｌ （Ｃ，Ｎ＞を固溶させず変態したオース
テナイト粒の粗大化を阻止し、圧延前のオーステナイト
粒径を微細にづることで、累積圧下量が５０％程度のよ
うに少くとも、直接焼入れ後のフェライト粒は細かくま
た第■相粒の低温変態生成物も微細に分散させることが
できる。
この組織はその後の焼きもどし過程により微細なフェラ
イトと焼きもどしベイナイトとの混合組織となる。
イトと焼きもどしベイナイトとの混合組織となる。
これにより第１図の様に９００℃〜１０００℃の加熱温
度では一６０℃においても吸収エネルギーで１０ｍｆ−
ｒｎ以上の吸収エネルギーを示す。また母材の強度も１
０００℃以下の加熱においても低下せず十分な強度を示
している。、９００℃以上１０００℃未満で加熱された
スラブはＡｒｓ＋１００℃〜Ａｍｓ −４０℃の温度範
囲で圧延を終了するものどじ、この間累積バート率で５
０％以上の圧延を行う。
度では一６０℃においても吸収エネルギーで１０ｍｆ−
ｒｎ以上の吸収エネルギーを示す。また母材の強度も１
０００℃以下の加熱においても低下せず十分な強度を示
している。、９００℃以上１０００℃未満で加熱された
スラブはＡｒｓ＋１００℃〜Ａｍｓ −４０℃の温度範
囲で圧延を終了するものどじ、この間累積バート率で５
０％以上の圧延を行う。
圧延仕上温度をＡｒ ３＋ １００℃〜Ａｒ３−４０°
Ｃとしたのは、Ａｒ３＋１００℃をこえるとオーステナ
イ１へに加工歪が蓄えられずして細粒化及び整粒化が不
十分となり、じん性が不十分になる。またＡＩ’３−４
０℃未満だと加工フェライトの量が多くなりじん性が低
下する。累積圧下率を５０％以上としたのは、これに満
たないと、圧延による細粒化、整粒化が不十分となりや
はすしん性は優れない。
Ｃとしたのは、Ａｒ３＋１００℃をこえるとオーステナ
イ１へに加工歪が蓄えられずして細粒化及び整粒化が不
十分となり、じん性が不十分になる。またＡＩ’３−４
０℃未満だと加工フェライトの量が多くなりじん性が低
下する。累積圧下率を５０％以上としたのは、これに満
たないと、圧延による細粒化、整粒化が不十分となりや
はすしん性は優れない。
上記圧延後、２００℃以下の温度まで２℃／Ｓ以上６０
℃／Ｓ以下で急冷を行う。この直接焼入れの冷却速度を
２℃／Ｓ以上６０℃／Ｓ以Ｆとしたのは、２°Ｃ／ｓ未
満だと室温まで冷却しても低温変態生成物が生成せず、
これを焼きもどした場合強度及びじん性が優れない。ま
た上限を６０℃／Ｓ以下としたのは、これ以上の冷却速
度を得るのが困難だからである。直接焼入れの際の冷却
停止温度を２００℃以下としたのは、これ以上だと焼き
が入らず、これを焼きもどした場合に強度が低下するか
らである。
℃／Ｓ以下で急冷を行う。この直接焼入れの冷却速度を
２℃／Ｓ以上６０℃／Ｓ以Ｆとしたのは、２°Ｃ／ｓ未
満だと室温まで冷却しても低温変態生成物が生成せず、
これを焼きもどした場合強度及びじん性が優れない。ま
た上限を６０℃／Ｓ以下としたのは、これ以上の冷却速
度を得るのが困難だからである。直接焼入れの際の冷却
停止温度を２００℃以下としたのは、これ以上だと焼き
が入らず、これを焼きもどした場合に強度が低下するか
らである。
なお、直接焼入れは、圧延終了後直ちに行うことが必要
である。直接焼入れ後、ＡＣｒ点以下の温良で焼きもど
しを行う。焼きもどし後は空冷により室温まで冷却する
のは云うまでもない。
である。直接焼入れ後、ＡＣｒ点以下の温良で焼きもど
しを行う。焼きもどし後は空冷により室温まで冷却する
のは云うまでもない。
（実施例）
第１表に示す各成分系にて溶製をした供試鋼の鋼板１．
２は比較鋼であり、鋼板６は従来鋼そして鋼板３〜５な
らびに７〜１０は、この発明の成分組成にあたる実施例
の鋼である。これらの各供試鋼のうち鋼板１〜５は高周
波真空溶解して溶製した１ ００ｋｇ鋼塊を用い、その
他の鋼塊は２００ｔｏｎＬ Ｄ転炉によって溶製し連続
舗道で鋳込んだスラブを用いた。
２は比較鋼であり、鋼板６は従来鋼そして鋼板３〜５な
らびに７〜１０は、この発明の成分組成にあたる実施例
の鋼である。これらの各供試鋼のうち鋼板１〜５は高周
波真空溶解して溶製した１ ００ｋｇ鋼塊を用い、その
他の鋼塊は２００ｔｏｎＬ Ｄ転炉によって溶製し連続
舗道で鋳込んだスラブを用いた。
これらのスラブを第２表に示ず通りの加熱−圧延一焼き
もどし条件で製造した。焼きもどし時間を１時間とし以
後空冷した。
もどし条件で製造した。焼きもどし時間を１時間とし以
後空冷した。
得られた鋼板の強度とじん性を測定したところ第２表に
示゛り通りであった。
示゛り通りであった。
試験片は板厚の中心より圧延方向と直角方向に採取し引
張試験及び２ ｍｉｉ Ｖノツチ衝撃試験を行った。ま
た実継手は、サブマージアーク溶接にて作製した。入熱
はＦ ｉｎｉｓｈｉｎｇ ５ｉｄｅで板厚３８．４５゜
７５罷ノ場合、それぞれ９８． １２８． １２０ Ｋ
Ｊ ／ＣＩｌ＋であった。
張試験及び２ ｍｉｉ Ｖノツチ衝撃試験を行った。ま
た実継手は、サブマージアーク溶接にて作製した。入熱
はＦ ｉｎｉｓｈｉｎｇ ５ｉｄｅで板厚３８．４５゜
７５罷ノ場合、それぞれ９８． １２８． １２０ Ｋ
Ｊ ／ＣＩｌ＋であった。
溶接強度はゲージ長さ２００龍、平行部の巾４０寵のＪ
ＩＳ１号長ゲージ試験片を用い、ボンドしん性はＦ ｉ
ｎｉｓｌｌｉｎｇ ５ｅｄｅ側表面下１ ｉｎより採取
した２ ｍｍ Ｖノツチフルサイズシャルピー試験によ
った。
ＩＳ１号長ゲージ試験片を用い、ボンドしん性はＦ ｉ
ｎｉｓｌｌｉｎｇ ５ｅｄｅ側表面下１ ｉｎより採取
した２ ｍｍ Ｖノツチフルサイズシャルピー試験によ
った。
第２表の調香に示す数字１〜１０は第１表に示す調香１
〜１０を使用した事を意味し、サフィックスのアルファ
ベット文字は製造条件の区別を示す。
〜１０を使用した事を意味し、サフィックスのアルファ
ベット文字は製造条件の区別を示す。
Ｎｂを添加していない鋼板１は０，０１０ｗｔ％Ｎ ｌ
）を添加した鋼板３と比べると低温じん性及び継手強度
が劣っている。またＴｉを添加していない鋼板２は母材
の低温じん性は優れるが大入熱溶接後のボンドじん性が
大幅に劣っている。またＮｂをこの発明より逸脱して添
加した鋼板６は母材の強度、低温じん性、継手強度とも
に優れていてもボンドじん性は劣っている。
）を添加した鋼板３と比べると低温じん性及び継手強度
が劣っている。またＴｉを添加していない鋼板２は母材
の低温じん性は優れるが大入熱溶接後のボンドじん性が
大幅に劣っている。またＮｂをこの発明より逸脱して添
加した鋼板６は母材の強度、低温じん性、継手強度とも
に優れていてもボンドじん性は劣っている。
４Ｇ、４Ｄはスラブ加熱温度、４Ｆは８９０℃以下での
累積圧下量、４Ｆは圧延仕上温度、４Ｇは冷Ｍ１停止温
度においでそれぞれこの発明の範囲を外れているもので
あって、これに対し４Ａ、４Ｂはこの発明に適合した鋼
板である。なお、上記の関係を分かりやＪ゛りするため
に第２表中にこの発明の範囲を外れている条件のものに
アンダーラインを施した。
累積圧下量、４Ｆは圧延仕上温度、４Ｇは冷Ｍ１停止温
度においでそれぞれこの発明の範囲を外れているもので
あって、これに対し４Ａ、４Ｂはこの発明に適合した鋼
板である。なお、上記の関係を分かりやＪ゛りするため
に第２表中にこの発明の範囲を外れている条件のものに
アンダーラインを施した。
スラブ加熱条件においてこの発明の範囲を外れている４
Ｃ，４Ｄは、発明法４Ａ、４Ｂに比べ低温しん性が十分
でなくこの発明におけるスラブ加熱温度の重要さが明ら
かである。
Ｃ，４Ｄは、発明法４Ａ、４Ｂに比べ低温しん性が十分
でなくこの発明におけるスラブ加熱温度の重要さが明ら
かである。
また圧延条件においてこの発明の範囲を外れている比較
法４Ｅ、４Ｆは、この発明法に従う調香４Ａに比べ低温
しん性が十分でない。さらに、圧延後直ちに室温まで急
冷した調香４Ａと圧延後直ちに４００℃までしか急冷し
なかった調香４Ｇを比べると、焼きもどし後の強度にお
いて４Ｇは劣っている。本発明による調香４Ａ、４Ｂは
強度、低温じん性そして継手強度も優れている。
法４Ｅ、４Ｆは、この発明法に従う調香４Ａに比べ低温
しん性が十分でない。さらに、圧延後直ちに室温まで急
冷した調香４Ａと圧延後直ちに４００℃までしか急冷し
なかった調香４Ｇを比べると、焼きもどし後の強度にお
いて４Ｇは劣っている。本発明による調香４Ａ、４Ｂは
強度、低温じん性そして継手強度も優れている。
発明鋼７〜１０は、この発明の範囲でＣｕ、ＮｉＶ、Ｂ
、ＲＥＭを添加したものであるが何れの添加元素も強度
、低温じん性を劣化させずにそれぞれの特長を発揮して
いる。
、ＲＥＭを添加したものであるが何れの添加元素も強度
、低温じん性を劣化させずにそれぞれの特長を発揮して
いる。
（発明の効果）
この発明により、低温しん性が従来の鋼板に比べて優れ
また母材の強度および継手強度も優れた円買高張力鋼の
製造方法が確立される。
また母材の強度および継手強度も優れた円買高張力鋼の
製造方法が確立される。
第１図は、スラブ加熱温度と日月の強度しん性との相関
グラフである。 第１図 スラ７−ｈｌＪＩｔ渫廣 （’Ｃ）
グラフである。 第１図 スラ７−ｈｌＪＩｔ渫廣 （’Ｃ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、 Ｃ： ０．０２〜０．１５ｗｔ％３ｉ ： ０．
０２〜０，８０ｗｔ％ Ｍｎ ： ０．６０〜２．５０ｗｔ％ ＳＯβ、八β： ０．００５〜へ、０６０ｗｔ％Ｎｂ
： ０，００５〜０．０２０ｗｔ％Ｔｉ ： ０．００
５〜０．０１５ｗｔ％およびＮ： ０．００６ｗｔ％以
下 を含み、必要に応じてさらに０．３０ｗｔ％以下のＣＬ
Ｉ 、１．００ｗｔ％以下のＮｒ 、ｏ、１ｏｗｔ％以
下のＶ、０．００２ｗｔ％以下の３． ０，０１０ｗｔ
％以下のＲＥＭおよび０．００４ｗｔ％以下のＣａのう
ち１種以上を含有する組成の鋼スラブを、９００℃以上
１０００℃未満に加熱後累積圧下率が５０％以上になる
まで圧延しＡｒ Ｂ ＋、 １００℃〜Ａｒ３−４０℃
の温度範囲で圧延を終了し、その後直ちに２００℃以下
まで２℃／Ｓ以上６０’Ｃ／Ｓ以下で急冷し、次にＡＣ
１点以下の温度で焼戻すことを特徴とする低温じん性及
び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2729784A JPS60174820A (ja) | 1984-02-17 | 1984-02-17 | 低温じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2729784A JPS60174820A (ja) | 1984-02-17 | 1984-02-17 | 低温じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60174820A true JPS60174820A (ja) | 1985-09-09 |
| JPS6362567B2 JPS6362567B2 (ja) | 1988-12-02 |
Family
ID=12217151
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2729784A Granted JPS60174820A (ja) | 1984-02-17 | 1984-02-17 | 低温じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60174820A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63103021A (ja) * | 1986-10-20 | 1988-05-07 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
| JPS63169325A (ja) * | 1986-12-29 | 1988-07-13 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
| JPH04297549A (ja) * | 1990-10-18 | 1992-10-21 | Sollac | 溶接性が改善された鋼材 |
-
1984
- 1984-02-17 JP JP2729784A patent/JPS60174820A/ja active Granted
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63103021A (ja) * | 1986-10-20 | 1988-05-07 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
| JPH0527687B2 (ja) * | 1986-10-20 | 1993-04-22 | Nippon Steel Corp | |
| JPS63169325A (ja) * | 1986-12-29 | 1988-07-13 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
| JPH04297549A (ja) * | 1990-10-18 | 1992-10-21 | Sollac | 溶接性が改善された鋼材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6362567B2 (ja) | 1988-12-02 |
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|---|---|---|---|
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