JPH0118969B2 - - Google Patents
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- JPH0118969B2 JPH0118969B2 JP58056464A JP5646483A JPH0118969B2 JP H0118969 B2 JPH0118969 B2 JP H0118969B2 JP 58056464 A JP58056464 A JP 58056464A JP 5646483 A JP5646483 A JP 5646483A JP H0118969 B2 JPH0118969 B2 JP H0118969B2
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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
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、歪時効脆化を生ずることのない低
Mn高張力鋼の製造方法に関するものである。 従来、Alキルド鋼では時効を引き起す主因と
なる固溶ＮがAlNとなつて十分に析出してしま
い、時効を生ずることがないと考えられており、
加工によつて引き起される歪時効対策を行うこと
なく各方面でAlキルド鋼が多用されていた。 しかし、近年、熱間圧延後引き続いて水冷を行
い、得られるフエライト・ベイナイト組織のまま
で、調質処理を施すことなく使用されるAlキル
ド高張力鋼が開発され、制御圧延法によつて製造
されるものよりも高い強度が得られるということ
で造船用厚板材を中心に実用化が進み、その需要
も増大してきているが、最近になつて、このよう
な高張力鋼を船等に加工するとその靭性の大幅な
劣化をみる場合があるとの情報が頻繁に入るよう
になつてきた。 そこで、本発明者等は、このように熱間圧延後
急冷して製造したAlキルド鋼材に生ずる靭性劣
化の原因を究明すべく研究を行つたところ、Al
キルド鋼であつても、急冷を行うと固溶Ｃや固溶
Ｎが冷却時に完全に析出せず、特にフエライト地
に固溶したままとなつて歪時効を引き起すことと
なり、これを加工するとベイナイトよりも軟質の
フエライト部に歪が集中して、特にその部分の靭
性を劣化するとの結論を得るに至つたのである。
そして、この歪時効は、特に低Mn材に大きいこ
とをも見出した。 本発明者等は、上述のような観点から、歪時効
脆化を生ずることのない低Mn高張力鋼を、コス
ト安く高能率で製造すべく更に研究を続けた結
果、熱間圧延後急冷を行つて高張力鋼を製造する
際、鋼中のＮ含有量を低く抑えるとともに、急冷
を300℃〜250℃付近で停止し、300〜100℃の間、
好ましくは300〜220℃の間を５分以上かけて冷却
すると、過飽和のＮ及びＣが十分に析出してしま
い、通常のAlキルド鋼と同様に非時効性で、か
つ従来の急冷材と同程度の機械的性質を有する鋼
材が得られることを知見し、更に、低Mn域での
鋼の大入熱溶接時のボンド靭性は、鋼を低Ｎ化す
ることにより大幅に改善されるということをも確
認したのである。 この大入熱溶接時のボンド靭性改善は、大入熱
溶接が頻繁に行われる造船用厚板では特に好まし
いことなのである。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.1〜0.2％（以下、％は重量割合とする）、 Si：0.5％以下、 Mn：0.6〜1.1％、 sol.Al：0.01〜0.08％、 Ｎ：0.0030％以下、 を含有するとともに、 Ｖ：0.08％以下、 Ti：0.08％以下、 Nb：0.08％以下、 のうちの１種以上をも含み、 Fe及び不可避不純物：残り、 から成る成分組成の鋼を900〜1200℃に加熱後、
仕上温度：900〜750℃の熱間圧延を施し、続いて
800〜500℃間の平均冷却速度が10〜60℃／secの
急冷を300℃の温度になるまで実施してから、300
〜100℃の間を５分以上かけて冷却し、室温にま
で降温することにより、歪時効脆化を生ずること
がなく、大入熱溶接時のボンド部靭性にも優れた
高張力鋼を、能率良く確実に製造し得るようにし
た点に特徴を有するものである。 次に、この発明の高張力鋼の製造方法におい
て、対象鋼の成分組成、及び加熱、圧延、冷却条
件を前記のように限定した理由を説明する。 (A) 成分組成 (a) Ｃ Ｃ成分には、鋼の強度を確保する作用があ
り、同様の作用を有するMn量との関係で所
定量含有せしめられるものであるが、その含
有量が0.1％未満では低Mn領域の鋼の強度を
十分に確保することができず、他方0.2％を
越えて含有させると強度上昇が過度に過ぎる
上、母材靭性を劣化するようになることか
ら、その含有量を0.1〜0.2％と定めた。 (b) Si Si成分は、鋼の脱酸や母材強度の調整等、
種々の目的で添加されるものであるが、0.50
％を越えて含有させると母材靭性の劣化を招
くこととなるので、その含有量を0.5％以下
と定めた。 (c) Mn Mn成分は、母材の強度を向上し、その靭
性をも改善する作用があるが、その含有量が
0.6％未満では前記作用に所望の効果を得る
ことができない。他方、Mn含有量が1.1％を
越える鋼は時効がもともと低く、本発明の処
理を施してもコストに見合う効果を得ること
ができないことから、Mn含有量を0.6〜1.1
％と定めた。 第１図は、Ｃ：0.17％、Si：0.25％、Nb：
0.012％、sol.Al：0.043％を含む鋼を圧延後、
室温まで水冷した際の３％歪時効効果とMn
含有量との関係を示す線図であるが、第１図
からも、Mn含有量が1.1％以下の鋼では３％
歪時効後の脆化量が大きいことが明白であ
る。なお、歪時効効果は、歪時効前のシヤル
ピー衝撃試験における破面遷移温度と歪時効
後の破面遷移温度との差、即ち、 ΔvTs＝vTs（歪時効前）−vTs（歪時効後） で表わされるΔvTsで示した。 (d) sol.Al sol.Al成分は脱酸剤として使用されるもの
であり、鋼中のＮをAlNとして固着する作
用をも有しているが、その含有量が0.01％未
満では前記Ｎ固定作用に所望の効果が得られ
ず、他方、0.08％を越えて含有させると鋼の
清浄度が低下するようになることから、その
含有量を0.01〜0.08％と定めた。 (e) Ｎ Ｎが0.003％を越えて含有されると、第１
図からも明らかなように母材の歪時効性が大
きくなると同時に、溶接ボンド部の靭性も劣
化することから、その含有量を0.003％以下
と定めた。 第２図は、第１図におけると同様の鋼につ
いて大入熱溶接ボンド靭性に及ぼすＮ含有量
の影響を調べた線図であるが、Ｎ含有量を
0.003％以下とすることによつて溶接部ボン
ド靭性が極めて良好になることがわかる。な
お、高Mn鋼では、Ｎ含有量がある程度増え
ても良好な溶接部ボンド靭性を示すが、コス
ト高になつて不利を招くものである。 従つて、第１図及び第２図からも、低Mn
−低Ｎ鋼とすることで、母材性能及びボンド
靭性ともに良好で、かつ安価な鋼材が得られ
ることがわかる。 (f) Ｖ、Ti、およびNb これらの成分には、それぞれ炭化物或いは
窒化物形成作用があり、鋼中の固溶ＣやＮを
固着して母材の強度を向上させるが、それぞ
れが0.08％を越えて含有されると母材の靭性
を劣化する傾向が現われ、溶接ボンド靭性に
も悪影響を及ぼすことから、それぞれの含有
量を0.08％以下と定めた。なお、Ｖではその
含有量を0.075％以下に制限することが、ま
たTi、Nbではそれぞれ0.07％以下、0.04％
以下と制限することがより好ましい。 (B) 加熱温度 加熱温度が900℃未満では、鋼のγ化や炭化
物の固溶均一化が不十分となり、他方1200℃を
越えて加熱を行つてもγ化の効果には変化が無
いばかりか、γ粒が大きくなり過ぎて母材靭性
を劣化するようになることから、その温度を
900〜1200℃と定めた。 (C) 圧延仕上温度 仕上温度が900℃を越える場合には、加工の
効果が少なくて、加工による靭性向上を期待す
ることができず、他方750℃未満の温度で圧延
を終了した場合、加工が強すぎてα＋γ2相域
圧延の影響が出たりするので返つて靭性を劣化
するようになることから、圧延仕上温度を900
〜750℃と定めた。 (D) 800〜500℃間の平均冷却速度 800〜500℃間の平均冷却速度が10℃／sec未
満では、所望とする鋼材の強度を確保すること
ができず、他方、60℃／secを越える冷却速度
では母材が硬化し過ぎて靭性が劣化することと
なるので、該冷却速度を10〜60℃／secと定め
た。 第３図は、Ｃ：0.17％、Si：0.25％、Mn：
0.63％、sol.Al：0.043％、Nb：0.012％を含有
する鋼について、熱間圧延後300℃まで水冷し、
300〜220℃間を８分で冷却して析出を促した鋼
材の、800〜500℃間の平均冷却速度と機械的性
質との関係を示す線図であるが、第３図から
も、前記平均冷却速度が10〜60℃／secの範囲
で好結果を得られることは明白である。 (E) 急冷停止温度 水冷等の急冷停止温度が300℃よりも高いと、
鋼の強化効果が小さくて所望の強度を確保する
ことが困難となるので、鋼の温度が300℃以下
になるまで急冷を行うこととした。もちろん、
急冷は300℃までで良く、それを大きく下回る
と、次の工程での固溶Ｃや固溶Ｎの固着が困難
となるので注意すべきである。 (F) 300〜100℃間の冷却時間 熱間圧延に続く急冷後、300〜100℃間を５分
以上かけて冷却する処理は、固溶Ｃ及び固溶Ｎ
を析出させるために行うものであるが、300℃
を越える温度から徐冷を行うと、析出は容易に
なされるけれども鋼の強度低下が大きく、他
方、100℃を下回ると析出が十分に行われなく
なつてしまう。そして、この温度範囲内に５分
以上保持されないと十分な析出がなされず、歪
時効の起因を残すことになるので、300〜100℃
間を５分以上かけて冷却することと定めた。な
お、徐冷温度域は、好ましくは300〜220℃にす
るのが良い。なぜなら、220℃を下回ると析出
の程度が急激に少なくなる上、200℃近傍はい
わゆる青熱脆性の温度域でありＮによる析出時
効脆化が大きいからである。従つて、200℃近
傍の温度に下がる前に多量の固溶Ｎを析出さ
せ、Ｎによる析出時効脆化を防止することが推
奨されるのである。 第４図は、第３図におけると同様の鋼につい
て、熱間圧延後室温まで水冷した際の３％歪時
効効果と固溶Ｃ、Ｎの析出処理温度の関係（室
温まで水冷後、各温度に10分間加熱保持した際
の温度とΔvTsとの関係）を示す線図である
が、等温保持の場合、低Ｎ鋼では300〜100℃、
特に300〜220℃間の処理が時効防止に有効であ
ることがわかる。なお、高Ｎ鋼では、10分程度
の保持によつても十分な効果は得られず、20〜
30分以上の処理を必要とするであろうことが予
測される。 第５図は、同様の鋼を熱間圧延し、300℃ま
で水冷したものの、３％歪時効に対する300〜
100℃間の徐冷（時効処理）の影響を示す線図
であるが、連続冷却の場合には５分以上をかけ
て冷却する必要があることが明らかである。 次いで、この発明を、実施例により比較鋼と対
比しながら説明する。 実施例 まず、転炉製鋼法と真空脱ガス法（RH法）を
組合せた溶解法によつて、第１表に示される如き
化学成分組成の鋼Ａ〜Ｌを溶製し、空気中よりＮ
を吸収しないようAr等の不活性ガスで常にシー
ルドを行いながら連続鋳造を実施することによつ
て150mm厚のスラブを得た。 続いて、これをそれぞれ第２表に示される温度
に加熱後、同じく第２表に示される条件での熱間
圧延を施して仕上げ板厚を30〜20mmとした後、直
ちに300℃まで水冷を行つた（但し、試験番号13
及び14は除く）。このときの800〜500℃間の平均
冷却速度は、板厚によつて若干の差はあるもの
の、30〜60℃／secの範囲内であつた。なお、
個々については、第２表に示した通りであつた。 これに続いて、試験番号１〜12のものは、温度
域：300〜100℃間を20分（但し、300〜220℃間は
約７分）かけて徐冷した後、大気放冷した。試験
番号13及び14のものは、それぞれ450℃及び100℃
まで水冷を行つた後そ
Mn高張力鋼の製造方法に関するものである。 従来、Alキルド鋼では時効を引き起す主因と
なる固溶ＮがAlNとなつて十分に析出してしま
い、時効を生ずることがないと考えられており、
加工によつて引き起される歪時効対策を行うこと
なく各方面でAlキルド鋼が多用されていた。 しかし、近年、熱間圧延後引き続いて水冷を行
い、得られるフエライト・ベイナイト組織のまま
で、調質処理を施すことなく使用されるAlキル
ド高張力鋼が開発され、制御圧延法によつて製造
されるものよりも高い強度が得られるということ
で造船用厚板材を中心に実用化が進み、その需要
も増大してきているが、最近になつて、このよう
な高張力鋼を船等に加工するとその靭性の大幅な
劣化をみる場合があるとの情報が頻繁に入るよう
になつてきた。 そこで、本発明者等は、このように熱間圧延後
急冷して製造したAlキルド鋼材に生ずる靭性劣
化の原因を究明すべく研究を行つたところ、Al
キルド鋼であつても、急冷を行うと固溶Ｃや固溶
Ｎが冷却時に完全に析出せず、特にフエライト地
に固溶したままとなつて歪時効を引き起すことと
なり、これを加工するとベイナイトよりも軟質の
フエライト部に歪が集中して、特にその部分の靭
性を劣化するとの結論を得るに至つたのである。
そして、この歪時効は、特に低Mn材に大きいこ
とをも見出した。 本発明者等は、上述のような観点から、歪時効
脆化を生ずることのない低Mn高張力鋼を、コス
ト安く高能率で製造すべく更に研究を続けた結
果、熱間圧延後急冷を行つて高張力鋼を製造する
際、鋼中のＮ含有量を低く抑えるとともに、急冷
を300℃〜250℃付近で停止し、300〜100℃の間、
好ましくは300〜220℃の間を５分以上かけて冷却
すると、過飽和のＮ及びＣが十分に析出してしま
い、通常のAlキルド鋼と同様に非時効性で、か
つ従来の急冷材と同程度の機械的性質を有する鋼
材が得られることを知見し、更に、低Mn域での
鋼の大入熱溶接時のボンド靭性は、鋼を低Ｎ化す
ることにより大幅に改善されるということをも確
認したのである。 この大入熱溶接時のボンド靭性改善は、大入熱
溶接が頻繁に行われる造船用厚板では特に好まし
いことなのである。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.1〜0.2％（以下、％は重量割合とする）、 Si：0.5％以下、 Mn：0.6〜1.1％、 sol.Al：0.01〜0.08％、 Ｎ：0.0030％以下、 を含有するとともに、 Ｖ：0.08％以下、 Ti：0.08％以下、 Nb：0.08％以下、 のうちの１種以上をも含み、 Fe及び不可避不純物：残り、 から成る成分組成の鋼を900〜1200℃に加熱後、
仕上温度：900〜750℃の熱間圧延を施し、続いて
800〜500℃間の平均冷却速度が10〜60℃／secの
急冷を300℃の温度になるまで実施してから、300
〜100℃の間を５分以上かけて冷却し、室温にま
で降温することにより、歪時効脆化を生ずること
がなく、大入熱溶接時のボンド部靭性にも優れた
高張力鋼を、能率良く確実に製造し得るようにし
た点に特徴を有するものである。 次に、この発明の高張力鋼の製造方法におい
て、対象鋼の成分組成、及び加熱、圧延、冷却条
件を前記のように限定した理由を説明する。 (A) 成分組成 (a) Ｃ Ｃ成分には、鋼の強度を確保する作用があ
り、同様の作用を有するMn量との関係で所
定量含有せしめられるものであるが、その含
有量が0.1％未満では低Mn領域の鋼の強度を
十分に確保することができず、他方0.2％を
越えて含有させると強度上昇が過度に過ぎる
上、母材靭性を劣化するようになることか
ら、その含有量を0.1〜0.2％と定めた。 (b) Si Si成分は、鋼の脱酸や母材強度の調整等、
種々の目的で添加されるものであるが、0.50
％を越えて含有させると母材靭性の劣化を招
くこととなるので、その含有量を0.5％以下
と定めた。 (c) Mn Mn成分は、母材の強度を向上し、その靭
性をも改善する作用があるが、その含有量が
0.6％未満では前記作用に所望の効果を得る
ことができない。他方、Mn含有量が1.1％を
越える鋼は時効がもともと低く、本発明の処
理を施してもコストに見合う効果を得ること
ができないことから、Mn含有量を0.6〜1.1
％と定めた。 第１図は、Ｃ：0.17％、Si：0.25％、Nb：
0.012％、sol.Al：0.043％を含む鋼を圧延後、
室温まで水冷した際の３％歪時効効果とMn
含有量との関係を示す線図であるが、第１図
からも、Mn含有量が1.1％以下の鋼では３％
歪時効後の脆化量が大きいことが明白であ
る。なお、歪時効効果は、歪時効前のシヤル
ピー衝撃試験における破面遷移温度と歪時効
後の破面遷移温度との差、即ち、 ΔvTs＝vTs（歪時効前）−vTs（歪時効後） で表わされるΔvTsで示した。 (d) sol.Al sol.Al成分は脱酸剤として使用されるもの
であり、鋼中のＮをAlNとして固着する作
用をも有しているが、その含有量が0.01％未
満では前記Ｎ固定作用に所望の効果が得られ
ず、他方、0.08％を越えて含有させると鋼の
清浄度が低下するようになることから、その
含有量を0.01〜0.08％と定めた。 (e) Ｎ Ｎが0.003％を越えて含有されると、第１
図からも明らかなように母材の歪時効性が大
きくなると同時に、溶接ボンド部の靭性も劣
化することから、その含有量を0.003％以下
と定めた。 第２図は、第１図におけると同様の鋼につ
いて大入熱溶接ボンド靭性に及ぼすＮ含有量
の影響を調べた線図であるが、Ｎ含有量を
0.003％以下とすることによつて溶接部ボン
ド靭性が極めて良好になることがわかる。な
お、高Mn鋼では、Ｎ含有量がある程度増え
ても良好な溶接部ボンド靭性を示すが、コス
ト高になつて不利を招くものである。 従つて、第１図及び第２図からも、低Mn
−低Ｎ鋼とすることで、母材性能及びボンド
靭性ともに良好で、かつ安価な鋼材が得られ
ることがわかる。 (f) Ｖ、Ti、およびNb これらの成分には、それぞれ炭化物或いは
窒化物形成作用があり、鋼中の固溶ＣやＮを
固着して母材の強度を向上させるが、それぞ
れが0.08％を越えて含有されると母材の靭性
を劣化する傾向が現われ、溶接ボンド靭性に
も悪影響を及ぼすことから、それぞれの含有
量を0.08％以下と定めた。なお、Ｖではその
含有量を0.075％以下に制限することが、ま
たTi、Nbではそれぞれ0.07％以下、0.04％
以下と制限することがより好ましい。 (B) 加熱温度 加熱温度が900℃未満では、鋼のγ化や炭化
物の固溶均一化が不十分となり、他方1200℃を
越えて加熱を行つてもγ化の効果には変化が無
いばかりか、γ粒が大きくなり過ぎて母材靭性
を劣化するようになることから、その温度を
900〜1200℃と定めた。 (C) 圧延仕上温度 仕上温度が900℃を越える場合には、加工の
効果が少なくて、加工による靭性向上を期待す
ることができず、他方750℃未満の温度で圧延
を終了した場合、加工が強すぎてα＋γ2相域
圧延の影響が出たりするので返つて靭性を劣化
するようになることから、圧延仕上温度を900
〜750℃と定めた。 (D) 800〜500℃間の平均冷却速度 800〜500℃間の平均冷却速度が10℃／sec未
満では、所望とする鋼材の強度を確保すること
ができず、他方、60℃／secを越える冷却速度
では母材が硬化し過ぎて靭性が劣化することと
なるので、該冷却速度を10〜60℃／secと定め
た。 第３図は、Ｃ：0.17％、Si：0.25％、Mn：
0.63％、sol.Al：0.043％、Nb：0.012％を含有
する鋼について、熱間圧延後300℃まで水冷し、
300〜220℃間を８分で冷却して析出を促した鋼
材の、800〜500℃間の平均冷却速度と機械的性
質との関係を示す線図であるが、第３図から
も、前記平均冷却速度が10〜60℃／secの範囲
で好結果を得られることは明白である。 (E) 急冷停止温度 水冷等の急冷停止温度が300℃よりも高いと、
鋼の強化効果が小さくて所望の強度を確保する
ことが困難となるので、鋼の温度が300℃以下
になるまで急冷を行うこととした。もちろん、
急冷は300℃までで良く、それを大きく下回る
と、次の工程での固溶Ｃや固溶Ｎの固着が困難
となるので注意すべきである。 (F) 300〜100℃間の冷却時間 熱間圧延に続く急冷後、300〜100℃間を５分
以上かけて冷却する処理は、固溶Ｃ及び固溶Ｎ
を析出させるために行うものであるが、300℃
を越える温度から徐冷を行うと、析出は容易に
なされるけれども鋼の強度低下が大きく、他
方、100℃を下回ると析出が十分に行われなく
なつてしまう。そして、この温度範囲内に５分
以上保持されないと十分な析出がなされず、歪
時効の起因を残すことになるので、300〜100℃
間を５分以上かけて冷却することと定めた。な
お、徐冷温度域は、好ましくは300〜220℃にす
るのが良い。なぜなら、220℃を下回ると析出
の程度が急激に少なくなる上、200℃近傍はい
わゆる青熱脆性の温度域でありＮによる析出時
効脆化が大きいからである。従つて、200℃近
傍の温度に下がる前に多量の固溶Ｎを析出さ
せ、Ｎによる析出時効脆化を防止することが推
奨されるのである。 第４図は、第３図におけると同様の鋼につい
て、熱間圧延後室温まで水冷した際の３％歪時
効効果と固溶Ｃ、Ｎの析出処理温度の関係（室
温まで水冷後、各温度に10分間加熱保持した際
の温度とΔvTsとの関係）を示す線図である
が、等温保持の場合、低Ｎ鋼では300〜100℃、
特に300〜220℃間の処理が時効防止に有効であ
ることがわかる。なお、高Ｎ鋼では、10分程度
の保持によつても十分な効果は得られず、20〜
30分以上の処理を必要とするであろうことが予
測される。 第５図は、同様の鋼を熱間圧延し、300℃ま
で水冷したものの、３％歪時効に対する300〜
100℃間の徐冷（時効処理）の影響を示す線図
であるが、連続冷却の場合には５分以上をかけ
て冷却する必要があることが明らかである。 次いで、この発明を、実施例により比較鋼と対
比しながら説明する。 実施例 まず、転炉製鋼法と真空脱ガス法（RH法）を
組合せた溶解法によつて、第１表に示される如き
化学成分組成の鋼Ａ〜Ｌを溶製し、空気中よりＮ
を吸収しないようAr等の不活性ガスで常にシー
ルドを行いながら連続鋳造を実施することによつ
て150mm厚のスラブを得た。 続いて、これをそれぞれ第２表に示される温度
に加熱後、同じく第２表に示される条件での熱間
圧延を施して仕上げ板厚を30〜20mmとした後、直
ちに300℃まで水冷を行つた（但し、試験番号13
及び14は除く）。このときの800〜500℃間の平均
冷却速度は、板厚によつて若干の差はあるもの
の、30〜60℃／secの範囲内であつた。なお、
個々については、第２表に示した通りであつた。 これに続いて、試験番号１〜12のものは、温度
域：300〜100℃間を20分（但し、300〜220℃間は
約７分）かけて徐冷した後、大気放冷した。試験
番号13及び14のものは、それぞれ450℃及び100℃
まで水冷を行つた後そ
【表】
【表】
のまま大気放冷した。
このようにして得られた鋼材の機械的性質を調
べ、その結果を第２表に併せて示した。なお、溶
接は、片面SAW法を用い、入熱：17〜23万Ｊ／
cmの下で行つた。 第２表に示される結果から明らかなように、本
発明方法１〜７によつて得られた高張力鋼は、３
％歪時効のΔvTsも20℃以下と小さく、強張強さ
が50Kgｆ／mm2以上、vTsが−40℃以下と優れた特
性を示す上、溶接ボンド部の靭性が、−20℃での
衝撃エネルギー吸収値（vE-20）で７Kg−ｍ以上
と高いのに対して、比較方法たる試験番号８の方
法によつて得られた鋼は高ＮのためにΔvTsが大
きく、同じく試験番号９によるものは高Mn鋼の
ために良好な性能を示すが低Mn鋼に比べて約20
％のコストアツプとなるものであり、試験番号10
によるものはMn含有量が低すぎて強度及び靭性
が劣つており、試験番号11によるものはＣ含有量
が低いので引張強さが50Kgｆ／mm2を割つており、
そして試験番号12によるものはＣ含有量が高すぎ
るので靭性に劣つていることがわかる。 上述のように、この発明によれば、製造能率高
く、歪時効脆化を生ずることのない低コストの低
Mn高張力鋼を容易に得ることができ、溶接構造
物の安全性が更に向上されるなど、工業上有用な
効果がもたらされるのである。
べ、その結果を第２表に併せて示した。なお、溶
接は、片面SAW法を用い、入熱：17〜23万Ｊ／
cmの下で行つた。 第２表に示される結果から明らかなように、本
発明方法１〜７によつて得られた高張力鋼は、３
％歪時効のΔvTsも20℃以下と小さく、強張強さ
が50Kgｆ／mm2以上、vTsが−40℃以下と優れた特
性を示す上、溶接ボンド部の靭性が、−20℃での
衝撃エネルギー吸収値（vE-20）で７Kg−ｍ以上
と高いのに対して、比較方法たる試験番号８の方
法によつて得られた鋼は高ＮのためにΔvTsが大
きく、同じく試験番号９によるものは高Mn鋼の
ために良好な性能を示すが低Mn鋼に比べて約20
％のコストアツプとなるものであり、試験番号10
によるものはMn含有量が低すぎて強度及び靭性
が劣つており、試験番号11によるものはＣ含有量
が低いので引張強さが50Kgｆ／mm2を割つており、
そして試験番号12によるものはＣ含有量が高すぎ
るので靭性に劣つていることがわかる。 上述のように、この発明によれば、製造能率高
く、歪時効脆化を生ずることのない低コストの低
Mn高張力鋼を容易に得ることができ、溶接構造
物の安全性が更に向上されるなど、工業上有用な
効果がもたらされるのである。
第１図は３％歪時効効果とMn含有量との関係
を示す線図、第２図は大入熱溶接ボンド靭性に及
ぼすＮ含有量の影響を示す線図、第３図は800〜
500℃間の平均冷却速度と機械的性質との関係を
示す線図、第４図は３％歪時効効果と固溶Ｃ、Ｎ
の析出処理温度の関係を示す線図、第５図は３％
歪時効に対する300〜100℃間の冷却時間の影響を
示す線図である。
を示す線図、第２図は大入熱溶接ボンド靭性に及
ぼすＮ含有量の影響を示す線図、第３図は800〜
500℃間の平均冷却速度と機械的性質との関係を
示す線図、第４図は３％歪時効効果と固溶Ｃ、Ｎ
の析出処理温度の関係を示す線図、第５図は３％
歪時効に対する300〜100℃間の冷却時間の影響を
示す線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.1〜0.2％、 Si：0.5％以下、 Mn：0.6〜1.1％、 sol.Al：0.01〜0.08％、 Ｎ：0.0030％以下 を含有するとともに、更に、 Ｖ：0.08％以下、 Ti：0.08％以下、 Nb：0.08％以下、 のうちの１種以上をも含み、 Fe及び不可避不純物：残り、 から成る成分組成（以上重量％）の鋼を900〜
1200℃に加熱後、仕上温度：900〜750℃の熱間圧
延を施し、続いて800〜500℃間の平均冷却速度が
10〜60℃／secの急冷を300℃以下の温度になるま
で実施してから、300〜100℃の間を５分以上かけ
て冷却し、室温にまで降温することを特徴とする
高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5646483A JPS59182915A (ja) | 1983-03-31 | 1983-03-31 | 高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5646483A JPS59182915A (ja) | 1983-03-31 | 1983-03-31 | 高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59182915A JPS59182915A (ja) | 1984-10-17 |
| JPH0118969B2 true JPH0118969B2 (ja) | 1989-04-10 |
Family
ID=13027821
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5646483A Granted JPS59182915A (ja) | 1983-03-31 | 1983-03-31 | 高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59182915A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPH0649897B2 (ja) * | 1985-07-19 | 1994-06-29 | 川崎製鉄株式会社 | 溶接性と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS62139816A (ja) * | 1985-12-16 | 1987-06-23 | Kawasaki Steel Corp | 高張力高じん性鋼厚板の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58136716A (ja) * | 1982-01-28 | 1983-08-13 | Nippon Steel Corp | 加工用強高度低降伏比複合組織熱延鋼板の製造方法 |
-
1983
- 1983-03-31 JP JP5646483A patent/JPS59182915A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59182915A (ja) | 1984-10-17 |
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