JPH021209B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH021209B2 JPH021209B2 JP18713083A JP18713083A JPH021209B2 JP H021209 B2 JPH021209 B2 JP H021209B2 JP 18713083 A JP18713083 A JP 18713083A JP 18713083 A JP18713083 A JP 18713083A JP H021209 B2 JPH021209 B2 JP H021209B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- steel
- toughness
- less
- heated
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- 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、溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の
製造法に関するものである。 LPGのタンク，タンカーのような低温構造物
に使用される鋼には、低温靭性が重要な材質特性
であるが、溶接部の脆性破壊の発生と、母材の破
壊伝播を防止する溶接部の高靭性材料が要求され
ている。しかし、これまでの低温構造物用鋼の溶
接部および溶接熱影響部は、溶接時の高温度の熱
影響を受けて、結晶粒が粗大化し、靭性を著しく
低下する問題があつた。 この問題は、粒の粗大化と島状マルテンサイト
の生成に原因し、この問題を防止するため、鋼中
Ｎの低減，結晶粒の細粒化を計つている。しかし
鋼中Ｎの低減化は製鋼技術の問題から限界があ
り、また溶接ボンド部の結晶粒の細粒化は、高温
度の熱影響を受けて期待できるものでなかつた。 本発明は、上記のような問題から、母材と共に
溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法を提供
することを目的とするもので、極低Ｎ量にして少
量のＢとTiを含有する鋼を、ある条件の制御圧
延を行い、続いて焼戻しする製造法である。詳し
くはＣ：0.02〜0.16％，Si：0.05〜0.7％，Mn：
0.5〜1.6％，Ｐ：0.015％以下，Ｓ：0.0005〜0.004
％，Al：0.01〜0.1％，Ｂ：0.0005〜0.002％，
Ｎ：0.004％以下，Ti：0.003〜0.02％を含有して、
Ceq：0.4％以下で残部が実質的に鉄からなる鋼片
を、必要に応じて温度1100℃以上に加熱して圧延
し、冷却する前処理を行なつた後、温度1250〜
1350℃に60分間以上加熱して、放冷もしくは圧延
してA3変態点以下の温度に冷却し、さらに温度
900〜1100℃に加熱して、800℃以下の圧下率が30
％以上の圧延を行なつた後、300℃以下までを10
〜50℃／秒で冷却し、続いて400〜650℃に加熱し
て、焼戻す溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製
造法である。 以下本発明の製造法について詳細に説明する。 本発明は転炉，電気炉など通常の溶解炉を使用
して溶製された溶鋼を造塊・分塊法または連続鋳
造法によつて鋼片を製造する。鋼片の鋼成分組成
は上記したように、Ｃは鋼の強度を向上する有効
な成分として添加するもので、0.02％未満では溶
接構造用鋼として必要な強度が得られず、また
0.16％を超える過剰な含有量では、溶接部に島状
マルテンサイトを析出して、鋼の靭性を著しく劣
化させる。 Siは溶鋼の脱酸元素として有効であるが、本発
明のような圧延鋼においては、溶接部靭性成分と
して0.7％以下に規制する必要がある。Mnは鋼の
強度を向上する成分として0.5％以上を添加する
必要があるが、過剰な含有量では溶接部の靭性を
阻害する。したがつて、Mnは強度と靭性を考慮
して0.5〜1.6％に規制した。Ｐは島状マルテンサ
イトの析出を促し、溶接部の靭性を劣化せしめる
有害な成分として0.015％以下に規制した。 Ｂは溶接部の靭性を向上せしめる有効な成分で
ある。その理由は次に説明するように、３つの要
因が挙げれる。 Ｂの化合物は、高温度の溶接
熱を受けて鋼中に溶解するが、冷却中に析出して
セメンタイトの核となつて、残留オーステナイト
よりのパーーライト変態を促進し、島状マルテン
サイトの析出を阻止する。それによつて靭性を向
上する。すなわちＢを添加した鋼の溶接部は、フ
エライトパーライト組織またＢを添加しない溶接
部は、フエライト島状マルテンサイトを呈する。
この組織の差が溶接部の靭性に影響するものと考
えられる。 Ｂの一部が、フリーボロン
（FreeB）となつて粒界に偏析し、粒界フエライ
トの生成温度を下げて、粒内変態を促進し、破壊
の有効破面単位を短縮させ、靭性を改善する。
Ｂは、溶接後の冷却中にBN化して鋼中のフリ
ー窒素（FreeN）を低減し、フリー窒素の存在に
より低下する靭性を防止する。 上記のようなＢの作用効果を得るためには、鋼
中にＢが0.0005％以以上を含有されているのが必
要である。また過剰の含有は、Ｂの析出物を多く
して靭性を劣化させる。したがつて本発明はＢの
作用効果と鋼の靭性を考慮して0.0005〜0.002％
に規制した。 AlはSi同様の作用効果から0.1％以下に規制し
た。ＳはＢの有効作用をもたらすために、一定の
範囲に含有する必要がある。鋼中のＳはMnSで
存在し、溶接熱サイクルを受けてその一部を溶接
するが、冷却中に微細なMnSとなつて析出し、
その周りにBNを固定する作用を呈して、溶接部
の靭性を向上する。Ｓはその効果は多過ぎると溶
接熱で溶解しにくく、また少なすぎると発揮され
ない。したがつてＳは0.0005〜0.004％に含有さ
せ、しかもMnSを出来るだけ微細分散させるこ
とが好ましい。 Ｎは低い含有量ほど靭性が向上する。その理由
に次のような要因が考えられる。 Ｎを低下さ
せることによつて、溶接冷却時に転位密度が低下
して強度を低下させ、靭性を向上する。これはフ
エライト地そのものの靭性を向上させる。 Ｎ
はオーステナイト安定化元素である。したがつて
フエライトが変態した残りのオーステナイイトの
焼入性を増して島状マルテンサイトを殖やす。つ
まり低Ｎ化によつて、島状マルテンサイトを減少
せしめることによつて靭性の向上を計る。このよ
うな作用から本発明において、鋼に含まれるＮを
0.004％以下に制限した。 Tiは少量添加する。従来から溶接部の靭性を
改善するために、Tiの窒化物によるオーステナ
イト粒の微細化、フエライトの核サイトとして用
いられており、そのために多量の添加が必要であ
つた。ところが本発明者らは詳細に検討した結
果、ボンド部の融点近傍まで加熱された部分は、
これらの窒化物と云えども、溶融して細粒化に効
かないばかりか、むしろこれらの炭化物による析
出効果によつて劣化することが判つた。 したがつてTiは微量添加する。それによつて
ボンド部で、一部が再析出して粒内変態の核サイ
トとなり、また熱影響部の細粒化に役立つ必要な
Ti添加量として、0.003〜0.02％に規制した。 さらに上記のような成分と組成で構成される鋼
のCeqを、0.40％以下とした。Ceqは次なる式で
算出される値で、0.40％を超えると溶接割れ感受
性を強め、靭性を著しく劣化せしめる。 Ceq（％）≡C(%)＋Mn／６(%)＋Si／24(%) ＋Ni／40(%)＋Cr／５(%)＋Mo／４(%)＋Ｗ／14(%) 上記のような成分組成に構成された鋼片は、温
度1250〜1350℃に60分以上加熱して、放冷または
熱間圧延してA3変態点以下の温度に冷却する。
この加熱は、本発明製造後の鋼（母材）と共に、
溶接部の靭性を著しく改善する。この改善の原因
は、現在明らかでないが、本発明者らの考案によ
ると、上記したＢの作用効果の他に、高温度で１
部再溶解したMn，Tiが、降温中微細なMnS，
TiNに生成し、粒内変態核となつて粒内フエラ
イトを生成させ、微細な鋼組織を呈するためと考
えている。 第１図は、加熱温度が溶接後の鋼の靭性に及ぼ
す影響を示す。すなわち加熱温度（加熱時間120
分）の上昇に、粒内変態面積率を増加し、低温靭
性を改善する。しかしこの効果は、1250℃未満の
低温度あるいは1350℃を越える高い温度で得られ
るものでなく、60分に満たない短時間加熱では、
粒内変態核のMnS，TiNなどの生成が不十分な
ため、図示するように顕著に現われない。 また加熱温度からの降温においては、粒内変態
核の生成を一層促すため、放冷し、あるい粒内変
態核の粒内偏析を拡散するための圧延を施しなが
ら、粒内変態核生成の分散形状に影響のないA3
変態点以下の温度に冷却することによつて、本発
明が目的の鋼を製造する。この降温は、微細分散
するため、空冷より早い方が望ましい。 このようにして処理された鋼片は、再び温度
900〜1150℃に加熱し、熱間圧延する。該圧延時
の高い加熱温度は、本発明において鋼中成分のう
ち、特に溶接部の靭性を考慮して、フリーＮを少
なくしているため、母材熱処理時のオーステナイ
ト粒が粗くなる傾向にあり、しかも前処理工程の
効果も消滅する。したがつて1150℃を越える高い
温度の加熱温度は避けるべきである。しかし900
℃未満の低い温度の加熱は、鋼の変形抵抗が大き
くなつて圧延作業性を悪化する問題を起す。 さらに本発明は、この熱間圧延において、温度
800℃以下で圧下率が30％以上の制御圧延を行う
必要がある。この制御圧延は、フリーＢが存在す
る未再結晶域圧延を施すことによつて、オーステ
ナイトが細粒化し、フエライト変態が遅れ、変態
後のフエライトが細粒化して靭性が改善される。
この場合の温度と圧下率は靭性が改善される境界
値である。このようにして靭性が改善される範囲
で圧延を終えた鋼片は、300℃以下の低い温度に
10〜50℃／秒の速さで冷却する。この冷却速度
は、フエライト＋ベイナイトまたはフエライト＋
パーライトの微細な混合組織を呈する。しかしこ
のままでは靭性が低く、この鋼を温度400〜650℃
に加熱して焼戻し靭性を改善する。この場合の温
度は靭性の改善が得られる範囲である。 第２図は、第１表に示す成分の各鋼片を、温度
1300℃に120分間加熱して、温度200℃まで放冷し
た後、再び温度1100℃に加熱して圧延し、800℃
以下の圧下率を60％で、温度300℃まで30℃／秒
で水冷した場合の圧延ままの靭性と、温度500℃
で１分間加熱する焼戻した場合の靭性を、各鋼の
降状強度に関係させてプロツトしたものである。
すなわち圧延後焼戻しを施した鋼は、高強度にし
て低温靭性が著しく改善される。
製造法に関するものである。 LPGのタンク，タンカーのような低温構造物
に使用される鋼には、低温靭性が重要な材質特性
であるが、溶接部の脆性破壊の発生と、母材の破
壊伝播を防止する溶接部の高靭性材料が要求され
ている。しかし、これまでの低温構造物用鋼の溶
接部および溶接熱影響部は、溶接時の高温度の熱
影響を受けて、結晶粒が粗大化し、靭性を著しく
低下する問題があつた。 この問題は、粒の粗大化と島状マルテンサイト
の生成に原因し、この問題を防止するため、鋼中
Ｎの低減，結晶粒の細粒化を計つている。しかし
鋼中Ｎの低減化は製鋼技術の問題から限界があ
り、また溶接ボンド部の結晶粒の細粒化は、高温
度の熱影響を受けて期待できるものでなかつた。 本発明は、上記のような問題から、母材と共に
溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法を提供
することを目的とするもので、極低Ｎ量にして少
量のＢとTiを含有する鋼を、ある条件の制御圧
延を行い、続いて焼戻しする製造法である。詳し
くはＣ：0.02〜0.16％，Si：0.05〜0.7％，Mn：
0.5〜1.6％，Ｐ：0.015％以下，Ｓ：0.0005〜0.004
％，Al：0.01〜0.1％，Ｂ：0.0005〜0.002％，
Ｎ：0.004％以下，Ti：0.003〜0.02％を含有して、
Ceq：0.4％以下で残部が実質的に鉄からなる鋼片
を、必要に応じて温度1100℃以上に加熱して圧延
し、冷却する前処理を行なつた後、温度1250〜
1350℃に60分間以上加熱して、放冷もしくは圧延
してA3変態点以下の温度に冷却し、さらに温度
900〜1100℃に加熱して、800℃以下の圧下率が30
％以上の圧延を行なつた後、300℃以下までを10
〜50℃／秒で冷却し、続いて400〜650℃に加熱し
て、焼戻す溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製
造法である。 以下本発明の製造法について詳細に説明する。 本発明は転炉，電気炉など通常の溶解炉を使用
して溶製された溶鋼を造塊・分塊法または連続鋳
造法によつて鋼片を製造する。鋼片の鋼成分組成
は上記したように、Ｃは鋼の強度を向上する有効
な成分として添加するもので、0.02％未満では溶
接構造用鋼として必要な強度が得られず、また
0.16％を超える過剰な含有量では、溶接部に島状
マルテンサイトを析出して、鋼の靭性を著しく劣
化させる。 Siは溶鋼の脱酸元素として有効であるが、本発
明のような圧延鋼においては、溶接部靭性成分と
して0.7％以下に規制する必要がある。Mnは鋼の
強度を向上する成分として0.5％以上を添加する
必要があるが、過剰な含有量では溶接部の靭性を
阻害する。したがつて、Mnは強度と靭性を考慮
して0.5〜1.6％に規制した。Ｐは島状マルテンサ
イトの析出を促し、溶接部の靭性を劣化せしめる
有害な成分として0.015％以下に規制した。 Ｂは溶接部の靭性を向上せしめる有効な成分で
ある。その理由は次に説明するように、３つの要
因が挙げれる。 Ｂの化合物は、高温度の溶接
熱を受けて鋼中に溶解するが、冷却中に析出して
セメンタイトの核となつて、残留オーステナイト
よりのパーーライト変態を促進し、島状マルテン
サイトの析出を阻止する。それによつて靭性を向
上する。すなわちＢを添加した鋼の溶接部は、フ
エライトパーライト組織またＢを添加しない溶接
部は、フエライト島状マルテンサイトを呈する。
この組織の差が溶接部の靭性に影響するものと考
えられる。 Ｂの一部が、フリーボロン
（FreeB）となつて粒界に偏析し、粒界フエライ
トの生成温度を下げて、粒内変態を促進し、破壊
の有効破面単位を短縮させ、靭性を改善する。
Ｂは、溶接後の冷却中にBN化して鋼中のフリ
ー窒素（FreeN）を低減し、フリー窒素の存在に
より低下する靭性を防止する。 上記のようなＢの作用効果を得るためには、鋼
中にＢが0.0005％以以上を含有されているのが必
要である。また過剰の含有は、Ｂの析出物を多く
して靭性を劣化させる。したがつて本発明はＢの
作用効果と鋼の靭性を考慮して0.0005〜0.002％
に規制した。 AlはSi同様の作用効果から0.1％以下に規制し
た。ＳはＢの有効作用をもたらすために、一定の
範囲に含有する必要がある。鋼中のＳはMnSで
存在し、溶接熱サイクルを受けてその一部を溶接
するが、冷却中に微細なMnSとなつて析出し、
その周りにBNを固定する作用を呈して、溶接部
の靭性を向上する。Ｓはその効果は多過ぎると溶
接熱で溶解しにくく、また少なすぎると発揮され
ない。したがつてＳは0.0005〜0.004％に含有さ
せ、しかもMnSを出来るだけ微細分散させるこ
とが好ましい。 Ｎは低い含有量ほど靭性が向上する。その理由
に次のような要因が考えられる。 Ｎを低下さ
せることによつて、溶接冷却時に転位密度が低下
して強度を低下させ、靭性を向上する。これはフ
エライト地そのものの靭性を向上させる。 Ｎ
はオーステナイト安定化元素である。したがつて
フエライトが変態した残りのオーステナイイトの
焼入性を増して島状マルテンサイトを殖やす。つ
まり低Ｎ化によつて、島状マルテンサイトを減少
せしめることによつて靭性の向上を計る。このよ
うな作用から本発明において、鋼に含まれるＮを
0.004％以下に制限した。 Tiは少量添加する。従来から溶接部の靭性を
改善するために、Tiの窒化物によるオーステナ
イト粒の微細化、フエライトの核サイトとして用
いられており、そのために多量の添加が必要であ
つた。ところが本発明者らは詳細に検討した結
果、ボンド部の融点近傍まで加熱された部分は、
これらの窒化物と云えども、溶融して細粒化に効
かないばかりか、むしろこれらの炭化物による析
出効果によつて劣化することが判つた。 したがつてTiは微量添加する。それによつて
ボンド部で、一部が再析出して粒内変態の核サイ
トとなり、また熱影響部の細粒化に役立つ必要な
Ti添加量として、0.003〜0.02％に規制した。 さらに上記のような成分と組成で構成される鋼
のCeqを、0.40％以下とした。Ceqは次なる式で
算出される値で、0.40％を超えると溶接割れ感受
性を強め、靭性を著しく劣化せしめる。 Ceq（％）≡C(%)＋Mn／６(%)＋Si／24(%) ＋Ni／40(%)＋Cr／５(%)＋Mo／４(%)＋Ｗ／14(%) 上記のような成分組成に構成された鋼片は、温
度1250〜1350℃に60分以上加熱して、放冷または
熱間圧延してA3変態点以下の温度に冷却する。
この加熱は、本発明製造後の鋼（母材）と共に、
溶接部の靭性を著しく改善する。この改善の原因
は、現在明らかでないが、本発明者らの考案によ
ると、上記したＢの作用効果の他に、高温度で１
部再溶解したMn，Tiが、降温中微細なMnS，
TiNに生成し、粒内変態核となつて粒内フエラ
イトを生成させ、微細な鋼組織を呈するためと考
えている。 第１図は、加熱温度が溶接後の鋼の靭性に及ぼ
す影響を示す。すなわち加熱温度（加熱時間120
分）の上昇に、粒内変態面積率を増加し、低温靭
性を改善する。しかしこの効果は、1250℃未満の
低温度あるいは1350℃を越える高い温度で得られ
るものでなく、60分に満たない短時間加熱では、
粒内変態核のMnS，TiNなどの生成が不十分な
ため、図示するように顕著に現われない。 また加熱温度からの降温においては、粒内変態
核の生成を一層促すため、放冷し、あるい粒内変
態核の粒内偏析を拡散するための圧延を施しなが
ら、粒内変態核生成の分散形状に影響のないA3
変態点以下の温度に冷却することによつて、本発
明が目的の鋼を製造する。この降温は、微細分散
するため、空冷より早い方が望ましい。 このようにして処理された鋼片は、再び温度
900〜1150℃に加熱し、熱間圧延する。該圧延時
の高い加熱温度は、本発明において鋼中成分のう
ち、特に溶接部の靭性を考慮して、フリーＮを少
なくしているため、母材熱処理時のオーステナイ
ト粒が粗くなる傾向にあり、しかも前処理工程の
効果も消滅する。したがつて1150℃を越える高い
温度の加熱温度は避けるべきである。しかし900
℃未満の低い温度の加熱は、鋼の変形抵抗が大き
くなつて圧延作業性を悪化する問題を起す。 さらに本発明は、この熱間圧延において、温度
800℃以下で圧下率が30％以上の制御圧延を行う
必要がある。この制御圧延は、フリーＢが存在す
る未再結晶域圧延を施すことによつて、オーステ
ナイトが細粒化し、フエライト変態が遅れ、変態
後のフエライトが細粒化して靭性が改善される。
この場合の温度と圧下率は靭性が改善される境界
値である。このようにして靭性が改善される範囲
で圧延を終えた鋼片は、300℃以下の低い温度に
10〜50℃／秒の速さで冷却する。この冷却速度
は、フエライト＋ベイナイトまたはフエライト＋
パーライトの微細な混合組織を呈する。しかしこ
のままでは靭性が低く、この鋼を温度400〜650℃
に加熱して焼戻し靭性を改善する。この場合の温
度は靭性の改善が得られる範囲である。 第２図は、第１表に示す成分の各鋼片を、温度
1300℃に120分間加熱して、温度200℃まで放冷し
た後、再び温度1100℃に加熱して圧延し、800℃
以下の圧下率を60％で、温度300℃まで30℃／秒
で水冷した場合の圧延ままの靭性と、温度500℃
で１分間加熱する焼戻した場合の靭性を、各鋼の
降状強度に関係させてプロツトしたものである。
すなわち圧延後焼戻しを施した鋼は、高強度にし
て低温靭性が著しく改善される。
【表】
さらにまた本発明は、上記のような本発明法の
前処理として、造塊・分塊法または連続鋳造法に
よつて製造された鋼片を、温度1100℃以上に加熱
して圧延する。この熱間圧延は、後続圧延機能力
適応素材の圧延であると共に、鋼片製造中に偏析
して生成された粒内変態核、すなわちMnS，
TiNなどの偏析拡散処理のための圧延である。
しかるに1100℃未満の低い温度では、そのような
効果を同時に得ることはできない。 次に本発明の実施例について説明する。 転炉で溶製された第２表に示す鋼成分組成の供
試鋼片を、第３表に示す製造条件で圧延し、焼戻
した。その時の鋼の機械的性質を第４表に示す。 本発明法で製造された鋼は、比較の製造法で得
られた鋼に較べ、製造後の鋼（母材）あるいは溶
接熱影響部の低温靭性がすぐれている。
前処理として、造塊・分塊法または連続鋳造法に
よつて製造された鋼片を、温度1100℃以上に加熱
して圧延する。この熱間圧延は、後続圧延機能力
適応素材の圧延であると共に、鋼片製造中に偏析
して生成された粒内変態核、すなわちMnS，
TiNなどの偏析拡散処理のための圧延である。
しかるに1100℃未満の低い温度では、そのような
効果を同時に得ることはできない。 次に本発明の実施例について説明する。 転炉で溶製された第２表に示す鋼成分組成の供
試鋼片を、第３表に示す製造条件で圧延し、焼戻
した。その時の鋼の機械的性質を第４表に示す。 本発明法で製造された鋼は、比較の製造法で得
られた鋼に較べ、製造後の鋼（母材）あるいは溶
接熱影響部の低温靭性がすぐれている。
【表】
【表】
【表】
第１図は鋼片加熱温度とvTrs及び粒内変態面
積率の図表、第２図は降伏点とvTrsの図表であ
る。
積率の図表、第２図は降伏点とvTrsの図表であ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02〜0.16％，Si：0.05〜0.7％，Mn：
0.5〜1.6％，Ｐ：0.015％以下，Ｓ：0.0005〜0.004
％，Al：0.01〜0.1％，Ｂ：0.0005〜0.002％，
Ｎ：0.004％以下，Ti：0.003〜0.02％を含有して、
Ceq0.4％以下で残部が実質的に鉄からなる鋼片
を、温度1250〜1350℃に60分以上加熱して、放冷
もしくは圧延してA3変態点以下の温度に冷却し、
再び温度900〜1150℃に加熱して、800℃以下の圧
下率が30％以上の圧延を行なつて、300℃以下ま
でを10〜50℃／secで冷却し、しかる後温度400〜
650℃に加熱して焼戻すことを特徴とする溶接部
靭性のすぐれた低温用鋼の製造法。 ２ Ｃ：0.02〜0.16％，Si：0.05〜0.7％，Mn：
0.5〜1.6％，Ｐ：0.015％，Ｓ：0.0005〜0.004％，
Al：0.01〜0.1％，Ｂ：0.0005〜0.002％，Ｎ：
0.004％以下，Ti：0.003〜0.02％を含有して、
Ceq：0.4％以下で残部が実質的に鉄からなる鋼片
を、温度1100℃以上に加熱して圧延し冷却し、再
び温度1250〜1350℃に60分間以上加熱して、放冷
もしくは圧延してA3変態点以下の温度に冷却し、
さらにまた温度900〜1150℃に加熱して、800℃以
下の圧下率が30％以上の圧延を行なつて、300℃
以下までを10〜50℃／secで冷却し、しかる後温
度400〜650℃に加熱して焼戻すことを特徴とする
溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18713083A JPS60169516A (ja) | 1983-10-07 | 1983-10-07 | 溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18713083A JPS60169516A (ja) | 1983-10-07 | 1983-10-07 | 溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60169516A JPS60169516A (ja) | 1985-09-03 |
| JPH021209B2 true JPH021209B2 (ja) | 1990-01-10 |
Family
ID=16200643
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18713083A Granted JPS60169516A (ja) | 1983-10-07 | 1983-10-07 | 溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60169516A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6267151A (ja) * | 1985-09-19 | 1987-03-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼 |
| JPS6314843A (ja) * | 1986-07-07 | 1988-01-22 | Kawasaki Steel Corp | 入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼 |
| JPH02133520A (ja) * | 1988-07-02 | 1990-05-22 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造方法 |
| JPH02217416A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-08-30 | Nippon Steel Corp | アレスト特性に優れた鋼材の製造方法 |
-
1983
- 1983-10-07 JP JP18713083A patent/JPS60169516A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60169516A (ja) | 1985-09-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3990724B2 (ja) | 優れた靭性および溶接性を有する高強度二次硬化鋼 | |
| JPH04365816A (ja) | 冷間加工用棒鋼線材の製造方法 | |
| US3860456A (en) | Hot-rolled high-strength low-alloy steel and process for producing same | |
| JPS6155572B2 (ja) | ||
| JP2000178645A (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JPH0432514A (ja) | 圧延ままで表面異常相のない軟質線材の製造方法 | |
| JPH07278656A (ja) | 低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JPS63286517A (ja) | 低降状比高張力鋼の製造方法 | |
| JPH0860292A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼 | |
| JPH07150235A (ja) | 高強度、高延性、高靭性レールの製造法 | |
| JPH021209B2 (ja) | ||
| KR20000043762A (ko) | 연성이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법 | |
| JPS59200724A (ja) | 溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法 | |
| JPS6167717A (ja) | 溶接熱影響部の強度及び靭性にすぐれた高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH059576A (ja) | 低温靱性に優れた非調質棒鋼の製造方法 | |
| JPH025803B2 (ja) | ||
| JPS6289815A (ja) | 低温用高降伏点鋼の製造方法 | |
| JP2652538B2 (ja) | 溶接性及び低温靭性にすぐれる高強度鋼の製造方法 | |
| JPH04358026A (ja) | 細粒化組織の低合金シームレス鋼管の製造法 | |
| JPH03223420A (ja) | 強靭鋼の製造法 | |
| JPH0247525B2 (ja) | ||
| JPS63140034A (ja) | 低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP2626421B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPS60131950A (ja) | 低降伏比を有する耐硫化水素割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JPS6132372B2 (ja) |