JPS58100625A - 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法Info
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- JPS58100625A JPS58100625A JP19834581A JP19834581A JPS58100625A JP S58100625 A JPS58100625 A JP S58100625A JP 19834581 A JP19834581 A JP 19834581A JP 19834581 A JP19834581 A JP 19834581A JP S58100625 A JPS58100625 A JP S58100625A
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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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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】
本発明は、高靭性高張力鋼板の製造方法に関するもので
あり、特に本発明は脆性破壊伝播停止特性などの低温靭
性及び溶接性の優れた主として３０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ
２級非調質低温用鋼板の製造方法に関するものである。
あり、特に本発明は脆性破壊伝播停止特性などの低温靭
性及び溶接性の優れた主として３０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ
２級非調質低温用鋼板の製造方法に関するものである。
本発明により製造される鋼板は、主として寒冷地での天
然ガス輸送に用いる高級大径ラインパイプ用鋼板として
、あるいは従来のＱＴ熱処理鋼板に代り得る鋼板として
使用することができる。
然ガス輸送に用いる高級大径ラインパイプ用鋼板として
、あるいは従来のＱＴ熱処理鋼板に代り得る鋼板として
使用することができる。
近年エネルギー需要が高まるにつれ天然ガスの大量輸送
が望まれ、ラインパイプの操業圧も従来の７５気圧から
１００気圧、１２０気圧へと上昇の傾向にある。これに
ともない使用される素材は高張力化、厚肉化が求められ
るようになって来ている。
が望まれ、ラインパイプの操業圧も従来の７５気圧から
１００気圧、１２０気圧へと上昇の傾向にある。これに
ともない使用される素材は高張力化、厚肉化が求められ
るようになって来ている。
また同時に、これらのラインパイプには現地での円周溶
接の能率の点から溶接性の向上が望まれ、低炭素当量化
が要求され始めている。例えば強度的６０ｋｇｆ／ｍｍ
２級で０．３５％以下、また強度約７０ｋｇｆ／ｍｍ２
級で０．４２％以下の非常に低い炭素当量を要求し、な
おかつ優れた低温靭性を有するラインパイプ用鋼板が求
められている。
接の能率の点から溶接性の向上が望まれ、低炭素当量化
が要求され始めている。例えば強度的６０ｋｇｆ／ｍｍ
２級で０．３５％以下、また強度約７０ｋｇｆ／ｍｍ２
級で０．４２％以下の非常に低い炭素当量を要求し、な
おかつ優れた低温靭性を有するラインパイプ用鋼板が求
められている。
制御圧延鋼板では低温靭性の破面遷移温度はセパレーシ
ョンの作用で良好な値を得やすいが、一方衝撃吸収エネ
ルギーは低くなる欠点がある。それも強度６０、７０、
８０ｋｇｆ／ｍｍ２と高張力化する程不利となる。本発
明の対象としているガスラインパイプ用鋼板は石油ライ
ンパイプ用鋼板と違って不安定延性破壊の防止の観点か
ら一般に高い衡撃吸収エネルギーが要求されている。ま
たもう１つの本発明の対象鋼材である従来のＱＴ熱処理
用鋼材も衝撃吸収エネルギーは高いのが特徴であるので
、ＱＴ鋼材の代替を目的とする場合には、圧延のまゝで
衝撃吸収エネルギーを高める工夫をしなければならない
。
ョンの作用で良好な値を得やすいが、一方衝撃吸収エネ
ルギーは低くなる欠点がある。それも強度６０、７０、
８０ｋｇｆ／ｍｍ２と高張力化する程不利となる。本発
明の対象としているガスラインパイプ用鋼板は石油ライ
ンパイプ用鋼板と違って不安定延性破壊の防止の観点か
ら一般に高い衡撃吸収エネルギーが要求されている。ま
たもう１つの本発明の対象鋼材である従来のＱＴ熱処理
用鋼材も衝撃吸収エネルギーは高いのが特徴であるので
、ＱＴ鋼材の代替を目的とする場合には、圧延のまゝで
衝撃吸収エネルギーを高める工夫をしなければならない
。
このような背景のもとで本発明者等は低い炭素当量で高
張力化、高靭性化を非調質鋼で具備させるために、一般
によく知られているフェライト−パーライト鋼に代わっ
て、フェライト−ペイナイト−島状マルテンサイト鋼に
着眼し研究を重ねてきた。その結果、約６μ以下の微細
粒のベイナイトおよび島状マルチンサイトを第２相組織
として有するフェライト組織が高張力化と高靭性化に優
れていることがわかった。その製造方法として炭素当量
を上げず焼入れ性を上げるＢ元素を添加した含Ｎｂ鋼を
使って、特殊な制御圧延処理を実施することが有効であ
ること、そしてＢ元素の添加は、ベイナイト粒および島
状マルテンサイトを生成することを目的とするものであ
るが、Ｂの作用を顕著にするにはＢを固溶状態にするこ
とが重要で、そのためにはＮがＢＮ析出物にならないよ
うにＴ１、ＡｌのＮ析出物に固定することが重要である
ことがわかった。しかしこのような状態下でもＢ成分は
その添加量を増すと強度が比例して増すのでなく、Ｂ５
〜３０ｐｐｍの範囲で７〜１０ｋｇｆ／ｍｍ２の強度上
昇に効果があるに過ぎない。一方、制御圧延処理は高い
衝撃吸収エネルギーを得るには不利であることを前述し
たが、鋼中のＣとＳ含有量を低下することによって高い
衝撃吸収エネルギーが得られることがわかった。しかし
６０ｋｇｆ／ｍｍ２鋼の厚物および７０ｋｇｆ／ｍｍ２
の高強度鋼を対象とするとき、ｌｏｗＣ−Ｎｂ−Ｂの成
分系だけでは、靭性は優れても強度が不足することが明
らかとなった。
張力化、高靭性化を非調質鋼で具備させるために、一般
によく知られているフェライト−パーライト鋼に代わっ
て、フェライト−ペイナイト−島状マルテンサイト鋼に
着眼し研究を重ねてきた。その結果、約６μ以下の微細
粒のベイナイトおよび島状マルチンサイトを第２相組織
として有するフェライト組織が高張力化と高靭性化に優
れていることがわかった。その製造方法として炭素当量
を上げず焼入れ性を上げるＢ元素を添加した含Ｎｂ鋼を
使って、特殊な制御圧延処理を実施することが有効であ
ること、そしてＢ元素の添加は、ベイナイト粒および島
状マルテンサイトを生成することを目的とするものであ
るが、Ｂの作用を顕著にするにはＢを固溶状態にするこ
とが重要で、そのためにはＮがＢＮ析出物にならないよ
うにＴ１、ＡｌのＮ析出物に固定することが重要である
ことがわかった。しかしこのような状態下でもＢ成分は
その添加量を増すと強度が比例して増すのでなく、Ｂ５
〜３０ｐｐｍの範囲で７〜１０ｋｇｆ／ｍｍ２の強度上
昇に効果があるに過ぎない。一方、制御圧延処理は高い
衝撃吸収エネルギーを得るには不利であることを前述し
たが、鋼中のＣとＳ含有量を低下することによって高い
衝撃吸収エネルギーが得られることがわかった。しかし
６０ｋｇｆ／ｍｍ２鋼の厚物および７０ｋｇｆ／ｍｍ２
の高強度鋼を対象とするとき、ｌｏｗＣ−Ｎｂ−Ｂの成
分系だけでは、靭性は優れても強度が不足することが明
らかとなった。
そこでｌｏｗＣ−Ｎｂ−Ｂ鋼で強度を上昇させる合金成
分を検討した結果、図のグラフに示すように、Ｍｍ、Ｃ
ｒ、Ｍｏの添加はＴＳを増すが、ｖＴｒｓを劣化させ、
一方ＣｕとＮｉのその和で０．２０％以上の添加は、Ｔ
Ｓの上昇とｖＴｒｓの向上を同時にもたらすことを新し
く知見した。この主原因は、Ｃｕ、Ｎｉの添加がベイナ
イト粒の微細化とその粒内のラスパケットの微細化を同
時にもたらすことにあると考えられる。
分を検討した結果、図のグラフに示すように、Ｍｍ、Ｃ
ｒ、Ｍｏの添加はＴＳを増すが、ｖＴｒｓを劣化させ、
一方ＣｕとＮｉのその和で０．２０％以上の添加は、Ｔ
Ｓの上昇とｖＴｒｓの向上を同時にもたらすことを新し
く知見した。この主原因は、Ｃｕ、Ｎｉの添加がベイナ
イト粒の微細化とその粒内のラスパケットの微細化を同
時にもたらすことにあると考えられる。
本発明では、上述の知見から衝撃吸収エネルギー向上の
ために素材鋼のＣ、Ｓ含有量を下げ、またフェライト組
織に微細ベイナイト粒及び島状マルテンサイトを増すた
めに所定の含有量のＮｂとともに、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉを所
定の量で同時に添加する。この点が本発明における素材
鋼の成分系についての特徴である。すなわち、本発明に
おけるスラブの組成は次のとおりである。
ために素材鋼のＣ、Ｓ含有量を下げ、またフェライト組
織に微細ベイナイト粒及び島状マルテンサイトを増すた
めに所定の含有量のＮｂとともに、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉを所
定の量で同時に添加する。この点が本発明における素材
鋼の成分系についての特徴である。すなわち、本発明に
おけるスラブの組成は次のとおりである。
Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．０３
％、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜
０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ
：≦０．００８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％
、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％とＣｕ：≧０．１０
％及びＮｉ：≧０．１０％（ただしＣｕ＋Ｎｉ：０．２
０〜１．００％）を含み、必要により更にＭｏ：≦０．
５０％、Ｖ：≦０．１０％、Ｃｒ：≦０．５０％、Ｃａ
：０．００２〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００２〜０
．０１０％のうちから選ばれるいづれか１種又は２種以
上を含有し、残部不可避的不純物（そのうちＳは０．０
０８％以下とする。）及びＦｅよりなる。
％、Ｍｎ：１．２０〜２．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜
０．１００％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ
：≦０．００８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０％
、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％とＣｕ：≧０．１０
％及びＮｉ：≧０．１０％（ただしＣｕ＋Ｎｉ：０．２
０〜１．００％）を含み、必要により更にＭｏ：≦０．
５０％、Ｖ：≦０．１０％、Ｃｒ：≦０．５０％、Ｃａ
：０．００２〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．００２〜０
．０１０％のうちから選ばれるいづれか１種又は２種以
上を含有し、残部不可避的不純物（そのうちＳは０．０
０８％以下とする。）及びＦｅよりなる。
そして圧延法では、フェライト粒およびベイナイト粒を
微細化するために鋼スラブをＮｂが少くとも０．０１％
固溶する温度に加熱した後、Ａｒ３点＋１５０℃を越え
る温度で累積圧下率が少くとも５Ｏ％となるように圧延
を施し、引続いてＡｒ３点＋１５０℃以下でかつＡｒ３
点以上の未再結晶オーステナイトの温度範囲内で累積圧
下率が少くとも５０％となるように圧延を施し、必要に
より次いでＡｒ３点未満でかつＡｒ３−８０℃以上のオ
ーステナイトとフェライトとの２相域の温度範囲内で累
積圧下率が少くとも１０％となるように圧延を施し、そ
の後空冷するのが、本発明の圧延法についての特徴であ
る。
微細化するために鋼スラブをＮｂが少くとも０．０１％
固溶する温度に加熱した後、Ａｒ３点＋１５０℃を越え
る温度で累積圧下率が少くとも５Ｏ％となるように圧延
を施し、引続いてＡｒ３点＋１５０℃以下でかつＡｒ３
点以上の未再結晶オーステナイトの温度範囲内で累積圧
下率が少くとも５０％となるように圧延を施し、必要に
より次いでＡｒ３点未満でかつＡｒ３−８０℃以上のオ
ーステナイトとフェライトとの２相域の温度範囲内で累
積圧下率が少くとも１０％となるように圧延を施し、そ
の後空冷するのが、本発明の圧延法についての特徴であ
る。
そして本発明は、０．３５％以下の炭素当量で６０ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上の強度、また０．４２％以下の炭素当量
で７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の強度を有し、かつ−９０℃
以下のｖＴｒｓと１５ｋｇｆ・ｍ以上のｖＥ−２５を有
する高張力鋼板を製造する方法を提供することをその目
的とする。
ｆ／ｍｍ２以上の強度、また０．４２％以下の炭素当量
で７０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の強度を有し、かつ−９０℃
以下のｖＴｒｓと１５ｋｇｆ・ｍ以上のｖＥ−２５を有
する高張力鋼板を製造する方法を提供することをその目
的とする。
以下、本発明を詳しく説明する。
本発明の構成要件として、まづスラブの圧延及び加熱処
理の各条件を上記のとおり限定する理由を説明する。
理の各条件を上記のとおり限定する理由を説明する。
本発明は、細粒フェライトを主組織として第２相組織と
して微細ベイナイト粒および島状マルテンサイトを含む
鋼、即ち第２相組織の体積率が約４０％未満のフェライ
ト組織を製造することを目的としており、これらの微細
粒を生成させるためにＮｂを含有させる必要があり、Ｎ
ｂが０．０１％以上固溶するように先ず鋼スラブを加熱
しなければならない。その理由は、Ｎｂが未固溶のとき
は未再結晶オーステナイト域はＡｒ３点＋５０℃である
が、０．０１％以上固溶すると前記未再結晶オーステナ
イト域はＡｒ３点＋１５０℃までに上昇する。この未再
結晶オーステナイト域において３０％以上の圧延が可能
となるように、この未再結晶オーステナイト域を拡大さ
せるためである。
して微細ベイナイト粒および島状マルテンサイトを含む
鋼、即ち第２相組織の体積率が約４０％未満のフェライ
ト組織を製造することを目的としており、これらの微細
粒を生成させるためにＮｂを含有させる必要があり、Ｎ
ｂが０．０１％以上固溶するように先ず鋼スラブを加熱
しなければならない。その理由は、Ｎｂが未固溶のとき
は未再結晶オーステナイト域はＡｒ３点＋５０℃である
が、０．０１％以上固溶すると前記未再結晶オーステナ
イト域はＡｒ３点＋１５０℃までに上昇する。この未再
結晶オーステナイト域において３０％以上の圧延が可能
となるように、この未再結晶オーステナイト域を拡大さ
せるためである。
Ａｒ３＋１５０℃を越える高温再結晶オーステナイト域
における５０％累積圧下率は、約２０μ以下の細粒のオ
ーステナイト粒をつくるのに必要な圧下率の下限である
。
における５０％累積圧下率は、約２０μ以下の細粒のオ
ーステナイト粒をつくるのに必要な圧下率の下限である
。
続いてＡｒ３点＋１５０℃以下でかつＡｒ３点以上の未
再結晶オーステナイトの温度域での圧延は、未再結晶オ
ーステナイト粒内に変形帯を生成させフェライト核を多
く発生させるためのものであり、圧下量が５０％より少
ないと、フェライト核の生成が不十分である。そこで下
限圧下量を５０％に限定した。Ｎｂを固溶させる理由の
１つを上述したが、他の理由として鋼の焼入れ性を増し
、ベイナイトおよび島状マルテンサイトを生成させ易く
することも挙げられる。
再結晶オーステナイトの温度域での圧延は、未再結晶オ
ーステナイト粒内に変形帯を生成させフェライト核を多
く発生させるためのものであり、圧下量が５０％より少
ないと、フェライト核の生成が不十分である。そこで下
限圧下量を５０％に限定した。Ｎｂを固溶させる理由の
１つを上述したが、他の理由として鋼の焼入れ性を増し
、ベイナイトおよび島状マルテンサイトを生成させ易く
することも挙げられる。
必要に応じて行なう、Ａｒ３点未満でＡｒ３−８０℃以
上の（γ＋α）２相域での圧延は、未再結晶オーステナ
イトから変態して生じた未成長の細粒フェライトからは
“微細加工フェライト粒”を生成し、また一方残りの未
再結晶オーステナイトに有効に歪を蓄積させるので、フ
ェライト粒とベイナイト粒の微細化に有効である。
上の（γ＋α）２相域での圧延は、未再結晶オーステナ
イトから変態して生じた未成長の細粒フェライトからは
“微細加工フェライト粒”を生成し、また一方残りの未
再結晶オーステナイトに有効に歪を蓄積させるので、フ
ェライト粒とベイナイト粒の微細化に有効である。
しかしＡｒ３−８０℃より低い温度域で圧延すると大き
なフェライト粒を加工することになり、ｖＴｒｓが劣化
する。Ａｒ３未満からＡｒ３−８０℃の２相域での圧延
は、強度を上昇させ靭性を劣化させない“微細加工フェ
ライト粒”を生成させると同時に他のフェライト粒の細
粒効果にも有効であるのでより一層の低炭当量化には適
する。しかし、この温度域の圧延の実施は圧延能率を低
下させ、また一方圧延材の衝撃破面にセパレーションを
増加させる原因となるので仕様要求によって使い分けら
れるべきものである。したがって本発明によればＡｒ３
−８０℃を２相域における圧延の下限温度となし、また
２相域での圧延の圧下率が１０％より小さいとＴＳの上
昇効果がないので、前記圧下率は１０％以上にする必要
がある。
なフェライト粒を加工することになり、ｖＴｒｓが劣化
する。Ａｒ３未満からＡｒ３−８０℃の２相域での圧延
は、強度を上昇させ靭性を劣化させない“微細加工フェ
ライト粒”を生成させると同時に他のフェライト粒の細
粒効果にも有効であるのでより一層の低炭当量化には適
する。しかし、この温度域の圧延の実施は圧延能率を低
下させ、また一方圧延材の衝撃破面にセパレーションを
増加させる原因となるので仕様要求によって使い分けら
れるべきものである。したがって本発明によればＡｒ３
−８０℃を２相域における圧延の下限温度となし、また
２相域での圧延の圧下率が１０％より小さいとＴＳの上
昇効果がないので、前記圧下率は１０％以上にする必要
がある。
次に本発明においてスラブの成分組成を限定する理由を
説明する。
説明する。
Ｃは、０．０４％より少ないと鋼板の強度が低下するこ
と及び溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記する）の軟化が
大きいこと、製造コストが著しく高くなることのため、
Ｃ含有量の下限はＯ．Ｏ４％とした。
と及び溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記する）の軟化が
大きいこと、製造コストが著しく高くなることのため、
Ｃ含有量の下限はＯ．Ｏ４％とした。
またＣが０．１０％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いので上限
を０．１０％とした。
ともに溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が著しいので上限
を０．１０％とした。
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、０．０５％より少ないと母材靭性が劣化するため
下限を０．０５％とした。一方Ｓｉ含有量が０．３０％
を越えるとベイナイドの促進が低下するので上限を０．
３０％とした。
るが、０．０５％より少ないと母材靭性が劣化するため
下限を０．０５％とした。一方Ｓｉ含有量が０．３０％
を越えるとベイナイドの促進が低下するので上限を０．
３０％とした。
Ｍｎは、１．２０％より少ないと鋼板の強度および靭性
が低下するためと、そしてＨＡＺの軟化が大きくなるた
め下限を１．２０％とした。一方Ｍｎが多過ぎるとＨＡ
Ｚの靭性が劣化するため上限を２．５０％とした。
が低下するためと、そしてＨＡＺの軟化が大きくなるた
め下限を１．２０％とした。一方Ｍｎが多過ぎるとＨＡ
Ｚの靭性が劣化するため上限を２．５０％とした。
Ａｌは、鋼の脱酸上最低０．００５％のＡｌが固溶する
よう添加することが必要であることからＡｌの下限を０
．００５％とした。一方固溶Ａｌが０．０５０％以上に
なるとＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も劣化す
る。このためＡｌの上限を０．０５０％とした。
よう添加することが必要であることからＡｌの下限を０
．００５％とした。一方固溶Ａｌが０．０５０％以上に
なるとＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も劣化す
る。このためＡｌの上限を０．０５０％とした。
Ｓは、０．００８％以下でないとＣ方向のｖＴｒｍが−
７０℃以下にならないし、吸収エネルギーも著しく低く
なる。そこでＳの上限を０．００８％とした。
７０℃以下にならないし、吸収エネルギーも著しく低く
なる。そこでＳの上限を０．００８％とした。
Ｎｂは、溶接部の溶接金属靭性の劣化を避けるために０
．１００％以下でなければならないので、Ｎｂの上限を
０．１００％とした。一方Ｎｂ含有量が０．０１０％よ
り少ないと遷移温度を向上させる細粒効果が得られず、
このことからＮｂ量の下限を０．０１０％とした。
．１００％以下でなければならないので、Ｎｂの上限を
０．１００％とした。一方Ｎｂ含有量が０．０１０％よ
り少ないと遷移温度を向上させる細粒効果が得られず、
このことからＮｂ量の下限を０．０１０％とした。
Ｂは、０．０００５％より少ないとベイナイト化の促進
には有効でないし、一方０．００３０％を越えるとＨＡ
Ｚの硬化が大きいのでＢの上限を０．００３０％とした
。
には有効でないし、一方０．００３０％を越えるとＨＡ
Ｚの硬化が大きいのでＢの上限を０．００３０％とした
。
Ｔｉは、γ粒の微細効果によって靭性を向上させること
と、Ｔｉ炭窒化物の生成によって未再結晶オーステナイ
ト粒中の固溶Ｎ量を低下させ、その結果Ｂ窒化物の生成
を防止することを目的として添加する。しかし、Ｔｉ量
が０．００５％より少ないとその効果はなく、また０．
０４０％を越えると靭性が劣化するのでＴｉの下限を０
．００３％、上限を０．０４０％とした。
と、Ｔｉ炭窒化物の生成によって未再結晶オーステナイ
ト粒中の固溶Ｎ量を低下させ、その結果Ｂ窒化物の生成
を防止することを目的として添加する。しかし、Ｔｉ量
が０．００５％より少ないとその効果はなく、また０．
０４０％を越えると靭性が劣化するのでＴｉの下限を０
．００３％、上限を０．０４０％とした。
Ｎは、０．００８％を越えて含有すると限定したＡｌ、
Ｔｉ量ではＴｉ窒化物、Ａｌ窒化物として固定するには
不十分で、その結果ＢがＢ窒化物を生成することになり
Ｂの焼き入れ性を悪くするので、Ｎ含有量の上限を０．
００８％とした。
Ｔｉ量ではＴｉ窒化物、Ａｌ窒化物として固定するには
不十分で、その結果ＢがＢ窒化物を生成することになり
Ｂの焼き入れ性を悪くするので、Ｎ含有量の上限を０．
００８％とした。
Ｃｕ、Ｎｉは、同時にそれぞれ０．１０％以上添加する
のは、０．１０％より少ないと２ｋｇｆ／ｍｍ２以上の
強度上昇を望めず、また合せて１．００％を越えるとフ
ェライト組織の方がベイナイト組織より面積率が小さく
なり衝撃吸収エネルギーが劣化するので、それぞれの下
限を０．１０％、合計で０．２０〜１．００％とした。
のは、０．１０％より少ないと２ｋｇｆ／ｍｍ２以上の
強度上昇を望めず、また合せて１．００％を越えるとフ
ェライト組織の方がベイナイト組織より面積率が小さく
なり衝撃吸収エネルギーが劣化するので、それぞれの下
限を０．１０％、合計で０．２０〜１．００％とした。
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Ｍｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ
のうちから選んだいずれか少くとも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って後
述するように特有な効果が付加される。
あり、さらに必要によりＭｏ、Ｖ、Ｃｒ、Ｃａ、ＲＥＭ
のうちから選んだいずれか少くとも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って後
述するように特有な効果が付加される。
Ｍｏは、圧延時のγ粒を整粒にし、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０．５０％を越えて添加する必
要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くので上限
を０．５０％とした。
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０．５０％を越えて添加する必
要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くので上限
を０．５０％とした。
■は、この発明による鋼板の母材強度と靭性向上及び継
手部強度確保のために添加するものである。しかし添加
量が多きに失すると母材及びＨＡＺの靭性を著しく劣化
させるため上限を０．１０％とした。
手部強度確保のために添加するものである。しかし添加
量が多きに失すると母材及びＨＡＺの靭性を著しく劣化
させるため上限を０．１０％とした。
Ｃａは、０．００２％より少ないとＭｎＳの形態制御に
不十分でＣ方向の靭性向上に効果がないので、Ｃａの下
限を０．００２％とした。一方Ｃａが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の上限を０．０１０％とした。
不十分でＣ方向の靭性向上に効果がないので、Ｃａの下
限を０．００２％とした。一方Ｃａが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の上限を０．０１０％とした。
ＲＥＭは、０．００２％より少ないとＭｎＳの形態制御
に不十分であって、鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でな
いのでＲＥＭの下限を０．００２％とした。一方ＲＥＭ
が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の上限を０．
０１０％とした。
に不十分であって、鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でな
いのでＲＥＭの下限を０．００２％とした。一方ＲＥＭ
が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の上限を０．
０１０％とした。
以下、本発明の実施例を述べる。
実施例１
第１表に本発明の実施例及び比較例において用いたスラ
ブ素材の鋼種を示す。鋼ｌＡは本発明実施例に係るもの
であり、鋼１Ｂ、２Ｂは比較例に係るものであって、Ｎ
ｂを含有せず、鋼２Ｂは従来から使用されている６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２級のＱＴ処理用鋼である。
ブ素材の鋼種を示す。鋼ｌＡは本発明実施例に係るもの
であり、鋼１Ｂ、２Ｂは比較例に係るものであって、Ｎ
ｂを含有せず、鋼２Ｂは従来から使用されている６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２級のＱＴ処理用鋼である。
鋼１Ａ、１Ｂ、２Ｂのスラブを用いてそれぞれ第２表に
示す圧延条件によって鋼板の製造試験を行なった。各側
によって製造された鋼板の機械的性質を第２表に併せて
示す。
示す圧延条件によって鋼板の製造試験を行なった。各側
によって製造された鋼板の機械的性質を第２表に併せて
示す。
試験例Ｎｏ．１、Ｎｏ．２は固溶Ｎｂ量が０．０１％よ
り低く、またＮｏ．５はオーステナイト再結晶温度域で
の圧下量が５０％より少なく、またＮｏ．７とＮｏ．８
はＡｒ３点＋１５０℃からＡｒ３点までの圧下量が５０
％より少なく、そしてＮｏ．１１は仕上げ温度がＡｒ３
−８０℃（６６０℃）より低く、いずれも本発明の製造
条件を満たしていないことにより、目的とする−９０℃
以下のｖＴｒｓが得られない。本発明の規定量でＮｂを
含有していない鋼１ＢはＮｏ．１２Ｎｏ．１３からわか
るように、いずれの圧延条件でも−９０℃以下のｖＴｒ
ｇが得られない。
り低く、またＮｏ．５はオーステナイト再結晶温度域で
の圧下量が５０％より少なく、またＮｏ．７とＮｏ．８
はＡｒ３点＋１５０℃からＡｒ３点までの圧下量が５０
％より少なく、そしてＮｏ．１１は仕上げ温度がＡｒ３
−８０℃（６６０℃）より低く、いずれも本発明の製造
条件を満たしていないことにより、目的とする−９０℃
以下のｖＴｒｓが得られない。本発明の規定量でＮｂを
含有していない鋼１ＢはＮｏ．１２Ｎｏ．１３からわか
るように、いずれの圧延条件でも−９０℃以下のｖＴｒ
ｇが得られない。
しかし、本発明における成分範囲及び圧延条件を満足し
ている実施例Ｎｏ．３、Ｎｏ．４、Ｎｏ．６、Ｎｏ．９
、Ｎｏ．１０は、０．３３％の低い炭素当量にもかゝわ
らず、６０ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳと−９０℃以下の
ｖＴｒｓを達成している。これらの実施例による鋼板は
Ｎｏ．１４の従来のＱＴ熱処理鋼板よりも炭素当量、Ｔ
Ｓ 、ｖＴｒｓ、ｖＥ−２５のいずれの特性も優れてい
る。
ている実施例Ｎｏ．３、Ｎｏ．４、Ｎｏ．６、Ｎｏ．９
、Ｎｏ．１０は、０．３３％の低い炭素当量にもかゝわ
らず、６０ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳと−９０℃以下の
ｖＴｒｓを達成している。これらの実施例による鋼板は
Ｎｏ．１４の従来のＱＴ熱処理鋼板よりも炭素当量、Ｔ
Ｓ 、ｖＴｒｓ、ｖＥ−２５のいずれの特性も優れてい
る。
実施例２
第３表に本発明の実施例及び比較例において使用したス
ラブ素材の鋼種を示す。鋼１Ｍ〜１１Ｍ、１２Ｍ、１３
Ｍは比較例に係るものであり、鋼１Ｐ〜１０Ｐは本発明
の実施例に係るものである。
ラブ素材の鋼種を示す。鋼１Ｍ〜１１Ｍ、１２Ｍ、１３
Ｍは比較例に係るものであり、鋼１Ｐ〜１０Ｐは本発明
の実施例に係るものである。
第３表に示した鋼種からなるスラブを用いて、それぞれ
第４表に示す圧延条件によって鋼板の製造試験を行なっ
た。各例によって製造された鋼板の機械的性質は第４表
に併せて示す。
第４表に示す圧延条件によって鋼板の製造試験を行なっ
た。各例によって製造された鋼板の機械的性質は第４表
に併せて示す。
試験例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１１の比較例は圧延条件をほゞ
同じくしてスラブの化学成分を変えたものである。
同じくしてスラブの化学成分を変えたものである。
Ｎｏ．１、２、５、７はスラブのＴｉ又はＢ含有量が本
発明の成分範囲から外れているため、またＮｏ．３はＳ
ｉ含有量が本発明の上限０．３０％を越えるため、６０
ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳが得られない。また同様に、
Ｎｏ．８はＮ含有量が０．００８０％を越え、またＮｏ
．１０はＣｕ、Ｎｉを含まず、Ｎｏ．１１はＣｕを含ま
ないため、６０ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳが得られない
。
発明の成分範囲から外れているため、またＮｏ．３はＳ
ｉ含有量が本発明の上限０．３０％を越えるため、６０
ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳが得られない。また同様に、
Ｎｏ．８はＮ含有量が０．００８０％を越え、またＮｏ
．１０はＣｕ、Ｎｉを含まず、Ｎｏ．１１はＣｕを含ま
ないため、６０ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳが得られない
。
Ｎｏ．４はＮｂ含有量が０．０４％より少なく、またＮ
ｏ．６はＴｉ含有量が０．０４％を越え、またＮｏ．９
はＣ含有量が０．１０％を越え、いずれも本発明の成分
範囲を満たさないためｖＴｒｓが−９０℃以下もしくは
ｖＥ−２５が１５ｋｇｆ・ｍ以上とならない。Ｎｏ．２
２、２３は−９０℃以下のｖＴｒｓを有しながら６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳを示すが、本発明のスラブの必
須成分Ｂを含有しないため、炭素当量がＮｏ．２２で０
．４２％を、またＮｏ．２３で０．３５％を越えるので
、得られた鋼板は溶接性が優れない。
ｏ．６はＴｉ含有量が０．０４％を越え、またＮｏ．９
はＣ含有量が０．１０％を越え、いずれも本発明の成分
範囲を満たさないためｖＴｒｓが−９０℃以下もしくは
ｖＥ−２５が１５ｋｇｆ・ｍ以上とならない。Ｎｏ．２
２、２３は−９０℃以下のｖＴｒｓを有しながら６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳを示すが、本発明のスラブの必
須成分Ｂを含有しないため、炭素当量がＮｏ．２２で０
．４２％を、またＮｏ．２３で０．３５％を越えるので
、得られた鋼板は溶接性が優れない。
一方、実施例であるＮｏ．１２〜２１は本発明で規定す
る成分鋼のスラブを用い、本発明で規定する圧延条件で
製造したもので、Ｎｏ．１２、１３、１４、１５、１６
、１７および２１では０．３５％以下の炭素当量で６０
ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳを、またＮｏ．１８、１９、
２０では０．４２％以下の炭素当量で７０ｋｇｆ／ｍｍ
２以上のＴＳが得られ、同時にいずれの実施例でも−９
０℃以下のｖＴｒｓが得られた。
る成分鋼のスラブを用い、本発明で規定する圧延条件で
製造したもので、Ｎｏ．１２、１３、１４、１５、１６
、１７および２１では０．３５％以下の炭素当量で６０
ｋｇｆ／ｍｍ２以上のＴＳを、またＮｏ．１８、１９、
２０では０．４２％以下の炭素当量で７０ｋｇｆ／ｍｍ
２以上のＴＳが得られ、同時にいずれの実施例でも−９
０℃以下のｖＴｒｓが得られた。
以上詳しく述べてきたとおり、本発明は、特定組成のス
ラブを用い、かつ特定の条件で制御圧延を行なう高張力
鋼板の製造方法であり、この方法により従来のＱＴ熱処
理鋼板に代り得る、靭性と溶接性に非常に優れた、主と
してフェライトを微細ペイナイト及び島状マルテンサイ
トからなる組織を有する高張力鋼板を製造することがで
きる。
ラブを用い、かつ特定の条件で制御圧延を行なう高張力
鋼板の製造方法であり、この方法により従来のＱＴ熱処
理鋼板に代り得る、靭性と溶接性に非常に優れた、主と
してフェライトを微細ペイナイト及び島状マルテンサイ
トからなる組織を有する高張力鋼板を製造することがで
きる。
図面は、ｌｏｗＣ−Ｎｂ−Ｂ鋼を基本成分とし添加成分
を変えて、本発明の制御圧延によって製造したときの鋼
板のＴＳとｖＴｒｓの変化値を示したグラフである。
を変えて、本発明の制御圧延によって製造したときの鋼
板のＴＳとｖＴｒｓの変化値を示したグラフである。
Claims (1)
- １、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．０５〜０．
３０％、Ｍｎ：１．２０〜２．５０、Ｎｂ：０．０１０
〜０．１００％、Ｂ：０．０００５−０．００３Ｏ％、
Ｎ：≦０．００８０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０
％、Ａｌ：０．００５〜０．０５０％とＣｕ：≧０．１
０％及びＮｉ：≧０．１０％（ただしＣｕ＋Ｎｉ：０．
２０〜１．００％）を含有し、必要により更にＭｏ：≦
０．５０％、Ｖ：≦０．１０％−Ｃｒ：≦０．５０％、
Ｃａ：０．００２〜０．０１０％−ＲＥＭ：０．００２
〜０．０１０％のうちから選ばれるいづれか１種又は２
種以上を含有し、残部不可避的不純物（そのうちＳは０
．００８％以下とする。）及びＦｅよりなる鋼のスラブ
を、鋼スラブ中Ｎｂが少くとも０．０１％固溶する温度
に加熱した後、Ａｒ３点＋１５０℃を越える温度で累積
圧下率が少くとも５０％となるように圧延を施し、引続
いてＡｒ３点＋１５０℃以下で、かつＡｒ３点以上の未
再結晶オーステナイト域の温度範囲内で累積圧下率が少
くとも５０％となるよう圧延を施し、必要により次いで
Ａｒ３点未満でかつＡｒ３点−８０℃以上のオーステナ
イトとフェライトとの２相域の温度範囲内で累積圧下率
が少くとも１０％となるように圧延を施し、その後空冷
して、この熱延鋼板に主としてフェライトと微細ベイナ
イト及び島状マルテンサイトから成る組織を形成させる
ようにすることを特徴とする、靭性と溶接性の非常に優
れた高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19834581A JPS58100625A (ja) | 1981-12-11 | 1981-12-11 | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19834581A JPS58100625A (ja) | 1981-12-11 | 1981-12-11 | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58100625A true JPS58100625A (ja) | 1983-06-15 |
Family
ID=16389571
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19834581A Pending JPS58100625A (ja) | 1981-12-11 | 1981-12-11 | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58100625A (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5996218A (ja) * | 1982-11-24 | 1984-06-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 二相系低炭素強靭高張力鋼板の製造方法 |
| JPS60152626A (ja) * | 1984-01-20 | 1985-08-10 | Kawasaki Steel Corp | 溶接構造用高張力鋼のじん性安定化方法 |
| JPS6164824A (ja) * | 1984-09-05 | 1986-04-03 | Kobe Steel Ltd | ５０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級低温用鋼板の製造方法 |
| JPS62148790A (ja) * | 1985-12-23 | 1987-07-02 | 積水ハウス株式会社 | シヤツタ−の開閉装置 |
| JPS62170459A (ja) * | 1986-01-22 | 1987-07-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 |
| JP2003096517A (ja) * | 2001-09-20 | 2003-04-03 | Nippon Steel Corp | 高い吸収エネルギーを有する薄手高強度鋼板の非水冷型製造方法 |
| KR100431851B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 고강도 구조용 강 및 그 제조방법 |
| KR100544722B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 |
| KR100643360B1 (ko) | 2005-06-23 | 2006-11-10 | 주식회사 포스코 | 용접성과 저온인성이 우수한 고강도 후강판의 제조방법 |
| KR100723201B1 (ko) | 2005-12-16 | 2007-05-29 | 주식회사 포스코 | 다층용접부 인성이 우수한 고강도 고인성 강 및 그제조방법 |
| EP1978121A4 (en) * | 2005-11-09 | 2012-06-13 | Nippon Steel Corp | HIGH STRENGTH STEEL PLATE WITH A FLOW LIMIT OF 450MPA OR MORE AND A TENSILE STRENGTH OF 570 MPA OR MORE WITH LOW ACOUSTIC ANISOTROPY AND HIGH WELDABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| CN113667894A (zh) * | 2021-08-13 | 2021-11-19 | 北京首钢冷轧薄板有限公司 | 一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法 |
-
1981
- 1981-12-11 JP JP19834581A patent/JPS58100625A/ja active Pending
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| KR100544722B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 용접성과 인성이 우수한 비조질 고장력강의 제조방법 |
| KR100643360B1 (ko) | 2005-06-23 | 2006-11-10 | 주식회사 포스코 | 용접성과 저온인성이 우수한 고강도 후강판의 제조방법 |
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| US8246768B2 (en) | 2005-11-09 | 2012-08-21 | Nippon Steel Corporation | High-tensile steel plate of low acoustic anisotropy and high weldability having yield stress of 450 MPa or greater and tensile strength of 570 MPa or greater, and process for producing the same |
| KR100723201B1 (ko) | 2005-12-16 | 2007-05-29 | 주식회사 포스코 | 다층용접부 인성이 우수한 고강도 고인성 강 및 그제조방법 |
| CN113667894A (zh) * | 2021-08-13 | 2021-11-19 | 北京首钢冷轧薄板有限公司 | 一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法 |
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