JPS5877528A - 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法 - Google Patents
低温靭性の優れた高張力鋼の製造法Info
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- JPS5877528A JPS5877528A JP56174950A JP17495081A JPS5877528A JP S5877528 A JPS5877528 A JP S5877528A JP 56174950 A JP56174950 A JP 56174950A JP 17495081 A JP17495081 A JP 17495081A JP S5877528 A JPS5877528 A JP S5877528A
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- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
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- 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
- C21D8/0221—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 characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
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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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
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- 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
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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】
本発明は節回、靭性及び溶接性の優れた鋼の制御圧延−
制御冷却による製造法に関すイ、ものである。
制御冷却による製造法に関すイ、ものである。
近年、経済性、安全性等の面から溶接構造物（建築、圧
力容器、造船、ライン・平イブなど）における、高張力
鋼の使用は多岐にわたり、溶接性高張力鋼の需要は着実
な増加會示Ｌ’ｔｂ６．Ｍ接構造物に使用される鋼は当
然のことながら高強度に加え、安全性、作業性の面から
、冒靭性と優れた溶接性分掛せもつことが要求されるが
、これらの特性を満足する鋼の製造法として現在ではラ
イン・ｅイゾ材の製造に広く使用されている制御圧延法
（ＣＲ法）と圧延後焼入焼戻処理全行う焼入焼戻法（Ｑ
Ｔ法）がよく知られている。しかし前者の方法では圧延
組織は−・般にフェライト・・セーライトであり得られ
る強度と板厚には自ら限界音生じる。（アシキーラーフ
ェライトもしくはベイナイト組織とするには多旨の合金
添加全必要とする）。
力容器、造船、ライン・平イブなど）における、高張力
鋼の使用は多岐にわたり、溶接性高張力鋼の需要は着実
な増加會示Ｌ’ｔｂ６．Ｍ接構造物に使用される鋼は当
然のことながら高強度に加え、安全性、作業性の面から
、冒靭性と優れた溶接性分掛せもつことが要求されるが
、これらの特性を満足する鋼の製造法として現在ではラ
イン・ｅイゾ材の製造に広く使用されている制御圧延法
（ＣＲ法）と圧延後焼入焼戻処理全行う焼入焼戻法（Ｑ
Ｔ法）がよく知られている。しかし前者の方法では圧延
組織は−・般にフェライト・・セーライトであり得られ
る強度と板厚には自ら限界音生じる。（アシキーラーフ
ェライトもしくはベイナイト組織とするには多旨の合金
添加全必要とする）。
また後者では再加熱工程が必要なためコスト高になると
共に生産能力上の制約がある。このため今日ではこれら
の方法全一歩進め、省エネルキ゛−１省資源（合金元素
の削減）化を徹底した制御冷却法の開発が進められてい
る。この方法で製造した鋼はＣＲとＱＴ法の長所會併せ
もち低合金ないし特別な合金添加なしで浸れた材質が得
られるという特徴をもつ。しかし従来の制御冷却法で製
造した鋼は次のような欠点を有している。
共に生産能力上の制約がある。このため今日ではこれら
の方法全一歩進め、省エネルキ゛−１省資源（合金元素
の削減）化を徹底した制御冷却法の開発が進められてい
る。この方法で製造した鋼はＣＲとＱＴ法の長所會併せ
もち低合金ないし特別な合金添加なしで浸れた材質が得
られるという特徴をもつ。しかし従来の制御冷却法で製
造した鋼は次のような欠点を有している。
■ 圧延後急冷を行った場合延靭性１［１１復のために
焼戻処理が必須となる。
焼戻処理が必須となる。
■ 溶接時の熱影響部（ＨＡＺ ）の軟化が大きく、特
に高降伏点、高張力鋼では溶接部の強度確保が困難であ
る。
に高降伏点、高張力鋼では溶接部の強度確保が困難であ
る。
■ 板厚断面方向の組織が不均一で硬度差が大きいＯ
■ 冷却条件（冷却開始、停止温度及び速度）のコント
ロールが微妙で材質が不安定である。
ロールが微妙で材質が不安定である。
これらの欠点のため現在の所制御冷却法で製造した鋼は
用途が著しく限られると共に大検生産が難しく、広く使
用されるに至っていない。
用途が著しく限られると共に大検生産が難しく、広く使
用されるに至っていない。
本発明者らは上記の欠点を解決すべく制御冷却法に適し
た成分系、加熱圧延、冷却プロセスについて鋭意研究の
結果、すでに、低温加熱−制御圧延法と制御冷却法を組
み合、せた新しい強ａ鋼の製造法について特許出願した
（％願昭５４−３８２３４、％願昭５５−１５１”’４
１７ ）。しかし、その後の研究の結果、これらの発明
以外にも全くＶ「シい鋼の製造法が存在することを見出
した。以下、この点について説明を加える。
た成分系、加熱圧延、冷却プロセスについて鋭意研究の
結果、すでに、低温加熱−制御圧延法と制御冷却法を組
み合、せた新しい強ａ鋼の製造法について特許出願した
（％願昭５４−３８２３４、％願昭５５−１５１”’４
１７ ）。しかし、その後の研究の結果、これらの発明
以外にも全くＶ「シい鋼の製造法が存在することを見出
した。以下、この点について説明を加える。
本発明の特徴は微量のＴｉ、Ｂ添加と細粒化析出硬化元
素としてのＮｂの効果的利用にあって、Ｎｂ。
素としてのＮｂの効果的利用にあって、Ｎｂ。
Ｂの複合添加と制御圧延、冷却による相乗的強度／靭性
バランスの向上にある。Ｂは鋼の焼入性向上元素として
よく知られているが、ただ単にＢ添加によって焼入性を
向上するだけでは良好な強度靭性は得られない。このた
め微量ＴｉとＮｂヲ複合添加する。Ｔｉは鋼中のＮ全固
定し、Ｂの焼入性向上効果全安定させると同時に、Ｎと
の結合によってできた微細なＴｉＮは加熱圧延中のオー
ステナイト粒の成長を阻止し、フェライト粒會細粒化す
る。
バランスの向上にある。Ｂは鋼の焼入性向上元素として
よく知られているが、ただ単にＢ添加によって焼入性を
向上するだけでは良好な強度靭性は得られない。このた
め微量ＴｉとＮｂヲ複合添加する。Ｔｉは鋼中のＮ全固
定し、Ｂの焼入性向上効果全安定させると同時に、Ｎと
の結合によってできた微細なＴｉＮは加熱圧延中のオー
ステナイト粒の成長を阻止し、フェライト粒會細粒化す
る。
また、Ｎｂはよく知られているように、低温域の圧延（
約９５０℃以下）によって、オーステナイト粒を未再結
晶化させ、γ屑変換比を増大せしめて、圧延組織を細粒
化する他、オーステナイト粒界に固溶Ｎｂが偏析し、鋼
の焼入性全向上させる。しかし、本発明者らはＢと隅の
共存下では新しい現象が起きることを発見した。即ち、
オーステナイトの未再結晶化開始温度（再結晶温度）が
５０℃以（５） 上高くｉると共に焼入性が大巾に向−ヒ（約１．５倍以
上）して、Ｎｂ 、 Ｂ単独系から予想される値に比べ
強度／靭性バランスの向上が極めて大きいことを発見し
た。さらにこの効果は通常の熱処理または制御圧延単独
よりも本発明のようなゾロセスにおいて最も大きｂこと
を見出した。
約９５０℃以下）によって、オーステナイト粒を未再結
晶化させ、γ屑変換比を増大せしめて、圧延組織を細粒
化する他、オーステナイト粒界に固溶Ｎｂが偏析し、鋼
の焼入性全向上させる。しかし、本発明者らはＢと隅の
共存下では新しい現象が起きることを発見した。即ち、
オーステナイトの未再結晶化開始温度（再結晶温度）が
５０℃以（５） 上高くｉると共に焼入性が大巾に向−ヒ（約１．５倍以
上）して、Ｎｂ 、 Ｂ単独系から予想される値に比べ
強度／靭性バランスの向上が極めて大きいことを発見し
た。さらにこの効果は通常の熱処理または制御圧延単独
よりも本発明のようなゾロセスにおいて最も大きｂこと
を見出した。
本発明に従えば前述の制御冷却法におけるｑ）〜■の欠
点は除去される。以下この点についてｉ脱明する。
点は除去される。以下この点についてｉ脱明する。
欠点■に対して一ミクロ組織が細粒土部ベイナイトある
いは細粒上部ベイナ イトと細粒フェライトの混合 組織となるため、焼戻処理が なくても延靭性が良好である。
いは細粒上部ベイナ イトと細粒フェライトの混合 組織となるため、焼戻処理が なくても延靭性が良好である。
欠点■に対して−Ｎｂ、Ｈの複合効果により、溶接部に
おいても焼入性が向上 し、溶接部の強度確保が容易 である。
おいても焼入性が向上 し、溶接部の強度確保が容易 である。
欠点■に対して−Ｎｂ 、 Ｂの複合効果により、細粒
化効果、焼入性が大＠ｂた （６） め冷却速度、厚みにかかわら ず安定した硬さ分布を示す。
化効果、焼入性が大＠ｂた （６） め冷却速度、厚みにかかわら ず安定した硬さ分布を示す。
さらに９００℃以下の低温未
再結晶域で圧下量６０％以上
で圧延するため、表面程細粒
オーステナイトとなり、焼入
性が低下Ｌ〜で厚み方向の組織
は均一となる。
欠点■に対して−オーステナイト粒の細粒化の徹底、焼
入性の安定確保によ り、比較的広範囲の加熱圧延 冷却条件下で安定な強度／靭 性バランス會示す。
入性の安定確保によ り、比較的広範囲の加熱圧延 冷却条件下で安定な強度／靭 性バランス會示す。
本発明に従って製造しまた鋼は従来の鋼材に比べ、低成
分（低炭素当蓄）で優れた強度、靭性が得られるため、
溶接時の硬化性、割れ感受性が低く、また溶接部の靭性
が極めて良好である。このため本発明鋼はあらゆる用途
（建築、圧力容器、造船、ライン・ぐイブ等）に適用可
能である。
分（低炭素当蓄）で優れた強度、靭性が得られるため、
溶接時の硬化性、割れ感受性が低く、また溶接部の靭性
が極めて良好である。このため本発明鋼はあらゆる用途
（建築、圧力容器、造船、ライン・ぐイブ等）に適用可
能である。
以下本発明における加熱圧延冷却条件の限定理由につい
て詳細に説明する。
て詳細に説明する。
加熱温度を１０００〜１２ （＋ （１℃に限定した理
由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組織
の細粒化をはかるためである。１２００℃は加熱時のオ
ーステナイト粒が極端にｆｌｔ大化しない上限温度であ
って、加熱温度がこＪｉ ｋ超λるとオーステナイト粒
が粗大混粒化し、冷却後の上部ベイナイト組織も粗大化
するｌ（め鋼の靭性が著しく劣化する。
由は、加熱時のオーステナイト粒を小さく保ち圧延組織
の細粒化をはかるためである。１２００℃は加熱時のオ
ーステナイト粒が極端にｆｌｔ大化しない上限温度であ
って、加熱温度がこＪｉ ｋ超λるとオーステナイト粒
が粗大混粒化し、冷却後の上部ベイナイト組織も粗大化
するｌ（め鋼の靭性が著しく劣化する。
一方加熱温度が余りに低すぎると、Ｎｂ、Ｖなどの析出
硬化元素が十分に固溶せず強度／靭性バランスが劣化す
るだけでなく、鋼の内質の劣化Ｉｓ’よび圧延終段の温
度の下か！ｌｌｌ過き′のｌζめ、制御冷却による十分
な材質向上効果が期待でへない。ζ１７Ｊため下限７．
（１０００℃とする必要がある。
硬化元素が十分に固溶せず強度／靭性バランスが劣化す
るだけでなく、鋼の内質の劣化Ｉｓ’よび圧延終段の温
度の下か！ｌｌｌ過き′のｌζめ、制御冷却による十分
な材質向上効果が期待でへない。ζ１７Ｊため下限７．
（１０００℃とする必要がある。
しかしながら、加熱温度全上記σ）ように低く制限して
も圧延条件が不適当であると、よい拐質を得ることがで
きないため、９０（１℃Ｊソ下の未１与結晶温度域での
圧下葉會６０チ以十とし、仕上温度を６４０〜８５ （
１℃の範囲とする。これは未再結晶温度域での十分な圧
延を加えることによってオーステナイト粒の細粒化・延
伸化を徹底し、冷却後に生成する変態組織全細粒均一化
するためである。
も圧延条件が不適当であると、よい拐質を得ることがで
きないため、９０（１℃Ｊソ下の未１与結晶温度域での
圧下葉會６０チ以十とし、仕上温度を６４０〜８５ （
１℃の範囲とする。これは未再結晶温度域での十分な圧
延を加えることによってオーステナイト粒の細粒化・延
伸化を徹底し、冷却後に生成する変態組織全細粒均一化
するためである。
このように細粒オーステナイ）ｋ十分延伸化することに
より、圧延冷却後生成するフェライト、上部ベイナイト
組織ケ十分細粒化すると、靭性が大巾に向上する。
より、圧延冷却後生成するフェライト、上部ベイナイト
組織ケ十分細粒化すると、靭性が大巾に向上する。
しかし、仕上温度が不適当であると良好な強度、靭性が
侍られない。仕上温度の下限ｉ ６４ （１℃としたの
は、過度の変態点以下の（γ十α）域圧延によって延靭
性を劣化させないためである。また、仕上温度が６４０
℃未満であると制御冷却による十分な強度上昇効果が期
待できない。一方、仕上温度が余りにも高ずさ゛ると制
御圧延によるオーステナイト粒の細粒化効果が期待でき
ず靭性が低下する。このため上限を８５０℃とする必要
がある。
侍られない。仕上温度の下限ｉ ６４ （１℃としたの
は、過度の変態点以下の（γ十α）域圧延によって延靭
性を劣化させないためである。また、仕上温度が６４０
℃未満であると制御冷却による十分な強度上昇効果が期
待できない。一方、仕上温度が余りにも高ずさ゛ると制
御圧延によるオーステナイト粒の細粒化効果が期待でき
ず靭性が低下する。このため上限を８５０℃とする必要
がある。
次に圧延後の冷却であるが、これは良好な強度、靭性を
得るために板厚方向に均一な変態組織が得られるように
行なわなければならなり０（９） このため、本発明法で６１圧延終了後から５５０℃以下
まで１５〜ｂ で冷却を実施する必要がある。この理由り１１５℃／ｓ
ｅｃ未満ではベイナイト組織が生成１−にくく、強度向
上が十分に期待できないためであり、−ｆた４０℃／
ｓｅｃ 超では多重°の島状マルテンサイトが生成し延
靭性全劣化させるからである。
得るために板厚方向に均一な変態組織が得られるように
行なわなければならなり０（９） このため、本発明法で６１圧延終了後から５５０℃以下
まで１５〜ｂ で冷却を実施する必要がある。この理由り１１５℃／ｓ
ｅｃ未満ではベイナイト組織が生成１−にくく、強度向
上が十分に期待できないためであり、−ｆた４０℃／
ｓｅｃ 超では多重°の島状マルテンサイトが生成し延
靭性全劣化させるからである。
冷却停止温度を５５０℃以下の任意の温度と指定したの
は、余りにも低温捷で冷却（２てし１うと脱水素効果や
十分な析出硬化がイｎられｈいためである。この場合３
５０〜５５０℃前後で冷却をやめ、空冷することが望ま
しい。しかし、冷却停止温良が５５０℃全超えると十分
な強度向上が望めない。
は、余りにも低温捷で冷却（２てし１うと脱水素効果や
十分な析出硬化がイｎられｈいためである。この場合３
５０〜５５０℃前後で冷却をやめ、空冷することが望ま
しい。しかし、冷却停止温良が５５０℃全超えると十分
な強度向上が望めない。
なお冷却媒体としては一般的にｅゴｌＩＡ霧氷あるいは
水が適当である。
水が適当である。
１だ本発明に従って製造した鋼ケ脱水素などの目的で再
加熱する場合６００℃超では強度の劣化を招き好捷しく
ない。しかし、約６００℃以下の温度に再加熱すること
は若干の強度低下はあるも（１０） のの本発明の特徴を失うものではない。
加熱する場合６００℃超では強度の劣化を招き好捷しく
ない。しかし、約６００℃以下の温度に再加熱すること
は若干の強度低下はあるも（１０） のの本発明の特徴を失うものではない。
次に、成分範囲の限定理由について説明する。
前記特徴をもつ本発明鋼中、特許請求の範囲第１項に示
した第１の発明の銅の成分範囲はＣＯ，００５〜０．１
２ ％、Ｓｉ０．６％以下、Ｍｎ０６〜２．２係、８０
．００５％以下、ＡｔＯ，００５〜００８係、Ｎｂ Ｏ
，（１１〜０．０８係、Ｂｏ、０００５〜０００２チ、
Ｔ１０．００４〜０．０３係、ＮＯ，００６係以下に−
０，０１％≦Ｔｉ−３，４Ｎ≦０．０２％の条件を満足
させたものである。
した第１の発明の銅の成分範囲はＣＯ，００５〜０．１
２ ％、Ｓｉ０．６％以下、Ｍｎ０６〜２．２係、８０
．００５％以下、ＡｔＯ，００５〜００８係、Ｎｂ Ｏ
，（１１〜０．０８係、Ｂｏ、０００５〜０００２チ、
Ｔ１０．００４〜０．０３係、ＮＯ，００６係以下に−
０，０１％≦Ｔｉ−３，４Ｎ≦０．０２％の条件を満足
させたものである。
Ｃの下限０．００５％は母材及び溶接部の強度確保及び
Ｎｂ 、 Ｖなどの炭化物形成元素の添加時に析出効果
を十分に発揮させるための最少量である。
Ｎｂ 、 Ｖなどの炭化物形成元素の添加時に析出効果
を十分に発揮させるための最少量である。
しかし、Ｃ含有惜か多過ぎると、制御冷却した場合ベイ
ナイトあるいは島状マルテンサイトが）々ンド状に生成
、し、延靭性に悪影響を及ぼすばかりか、内質、溶接性
も劣化させるため、上限ｉ０．１２％とした。
ナイトあるいは島状マルテンサイトが）々ンド状に生成
、し、延靭性に悪影響を及ぼすばかりか、内質、溶接性
も劣化させるため、上限ｉ０．１２％とした。
Ｓｉは脱酸上、鋼に必然的に含まれる元素であるが、Ｓ
ｌは溶接性及びＨＡＺ部靭性対策上好ましくない元素で
あるため、その上限を０６％とに／こ。
ｌは溶接性及びＨＡＺ部靭性対策上好ましくない元素で
あるため、その上限を０６％とに／こ。
（鋼の脱酸はＡｔたけでも可能であり、好ｔｌ〜ぐは０
．２％以下がよい） Ｍｎは本発明鋼において制御圧延−制御冷却による材質
向上効果ケ高め、節用゛、靭性４７回時に向上せしめる
極めて重要な元素である。Ｍｌが（１，８％未満では鋼
の強度、靭性が劣化するため下限を０６係とした。１〜
かし、Ｍｎが多過ぎ゛ると焼入性が増加し、ベイナイト
あるいは島状マルテンサイトが多量に生成し、溶接性、
母相及びＩＩＡＺの靭性劣化を招くためその上限ヲ２．
２％とした。
．２％以下がよい） Ｍｎは本発明鋼において制御圧延−制御冷却による材質
向上効果ケ高め、節用゛、靭性４７回時に向上せしめる
極めて重要な元素である。Ｍｌが（１，８％未満では鋼
の強度、靭性が劣化するため下限を０６係とした。１〜
かし、Ｍｎが多過ぎ゛ると焼入性が増加し、ベイナイト
あるいは島状マルテンサイトが多量に生成し、溶接性、
母相及びＩＩＡＺの靭性劣化を招くためその上限ヲ２．
２％とした。
不純物であるＳ全０．０ （１５％Ｊ゛スートに限シ１
２シた王たる理由は母相の延靭性と内質令・改善する１
こめである。
２シた王たる理由は母相の延靭性と内質令・改善する１
こめである。
一般に強度の上昇によってＩ！ｆ、ｖＪ性（伸び、シャ
ルピー吸収エネルギー）は低下し、チたＨｔｌ、制御冷
却によって脱水素が不十分となってＭｎＳに基づく内質
欠陥を生じる場合かある。しか［５，これｅ１鋼中のＳ
′Ｍ′即ち、ＭｎＳの絶対郁゛を減少−Ｖしめることに
よって改善可能である。Ｓを０．０ （１５％以下とす
ることによって延靭性、内質上顕著な効果が認められる
。この場合Ｓが低い程改善効果は太きいが、０．００１
０％以下とすることによって大巾に向上する。
ルピー吸収エネルギー）は低下し、チたＨｔｌ、制御冷
却によって脱水素が不十分となってＭｎＳに基づく内質
欠陥を生じる場合かある。しか［５，これｅ１鋼中のＳ
′Ｍ′即ち、ＭｎＳの絶対郁゛を減少−Ｖしめることに
よって改善可能である。Ｓを０．０ （１５％以下とす
ることによって延靭性、内質上顕著な効果が認められる
。この場合Ｓが低い程改善効果は太きいが、０．００１
０％以下とすることによって大巾に向上する。
本発明鋼は不純物としてＰヶ含有するが、通常Ｑ、０３
０％り下であり、低い程は材、溶接部靭性、溶接性及び
内質は向上する。（０，０１０％以下が望ましい） Ａｔは脱酸上この種のキルド鋼に必然的に含有される元
素であるが、ＡｔＱ、００５％未満では脱酸が不十分と
なり、母材靭性が劣化するため下限を０．００５％とし
た。一方Ａｔが０．０８ ％を超えると鋼の清浄度及び
ＨＡＺ靭性が劣化するため上限を００８係にＬ７た。
０％り下であり、低い程は材、溶接部靭性、溶接性及び
内質は向上する。（０，０１０％以下が望ましい） Ａｔは脱酸上この種のキルド鋼に必然的に含有される元
素であるが、ＡｔＱ、００５％未満では脱酸が不十分と
なり、母材靭性が劣化するため下限を０．００５％とし
た。一方Ａｔが０．０８ ％を超えると鋼の清浄度及び
ＨＡＺ靭性が劣化するため上限を００８係にＬ７た。
Ｎｂ 、 Ｂは本発明において必須の元素であり、前述
のように複合効果を有し、強度、靭性を飛躍的に向上さ
せる。
のように複合効果を有し、強度、靭性を飛躍的に向上さ
せる。
Ｎｂは圧延組織の細粒化、焼入性の向上と析出硬化のた
め含有させるもので強度、靭性分共に向上させる重要な
元素であるが、制御冷却材では００８（１３） チを超えて添加しても材質上効果なく、１だ溶接性及び
ＨＡＺ靭性に有害であるため上限ｆ Ｑ、 ０８％に限
定した。１＃、、下限０．０１％は材質上の効果を有す
る最少量である。
め含有させるもので強度、靭性分共に向上させる重要な
元素であるが、制御冷却材では００８（１３） チを超えて添加しても材質上効果なく、１だ溶接性及び
ＨＡＺ靭性に有害であるため上限ｆ Ｑ、 ０８％に限
定した。１＃、、下限０．０１％は材質上の効果を有す
る最少量である。
Ｂは圧延中にオーステナイト粒界に偏析（７、焼入性を
上げベイナイト組織を生成１−やすぐするが、０．００
０５％未満では顕著な焼入性改善効果が無く、０、００
２％超になるとＢＮやＢ ＱＯｎ８日ｔｕｅｎｔを生成
するようになるため母材及びＨＡＺの靭性會劣化させる
。このため下限ｋ ０．００ （１５％、上限を０、０
０２％とした。
上げベイナイト組織を生成１−やすぐするが、０．００
０５％未満では顕著な焼入性改善効果が無く、０、００
２％超になるとＢＮやＢ ＱＯｎ８日ｔｕｅｎｔを生成
するようになるため母材及びＨＡＺの靭性會劣化させる
。このため下限ｋ ０．００ （１５％、上限を０、０
０２％とした。
Ｔｉは添加量が少々い範囲（Ｔｌ Ｏ，００４〜０．０
３係）では微細なＴＩＮ ’ｉ影形成、圧延組織及びＨ
ＡＺの細粒化、つ１り靭性向上に効果的である。
３係）では微細なＴＩＮ ’ｉ影形成、圧延組織及びＨ
ＡＺの細粒化、つ１り靭性向上に効果的である。
この場合Ｎ（：Ｔｉは化学量論的に当量近傍が望まＴｉ
しく、−０，００２％≦Ｎ−ｎ≦Ｏ，（１０２％が良好
□である。
□である。
才だ、本発明ではＮを固定、Ｈの焼入性會保護する効果
を合せもち、極めて重置な元素である。
を合せもち、極めて重置な元素である。
ＴＩ添加量の上限は材質上の効果が発揮される最少（１
４） 量であり、上限は微細なＴｉＮが鋼片中に通常の製造法
で得られ甘だ、ＴｉＣによる靭性劣化が起きない条件か
ら０．０２５％とした。
４） 量であり、上限は微細なＴｉＮが鋼片中に通常の製造法
で得られ甘だ、ＴｉＣによる靭性劣化が起きない条件か
ら０．０２５％とした。
Ｎも溶鋼中に不可避的に混入し、鋼の靭性全劣化させる
。特に多量のｆｒｅｅ ＮはＨＡＺ部に島状マルテンサ
イト全発生させ易く、ＨＡＺ靭性を大巾に劣化させる。
。特に多量のｆｒｅｅ ＮはＨＡＺ部に島状マルテンサ
イト全発生させ易く、ＨＡＺ靭性を大巾に劣化させる。
このＴ（ＡＺ部靭性及び母材靭性會改善する目的で、前
記したようにＴｉを添加するが、Ｎが０、００７ ％よ
り多いと鋼中のＴＩＮサイズが大きくなりＴＩＮの効果
が減少するためＮの上限ｙｏ、ｏｏ７係とした。
記したようにＴｉを添加するが、Ｎが０、００７ ％よ
り多いと鋼中のＴＩＮサイズが大きくなりＴＩＮの効果
が減少するためＮの上限ｙｏ、ｏｏ７係とした。
さらに、本発明ではＴｉ、Ｎ−Ｊｉを−０，０１％≦Ｔ
ｌ−３，４Ｎ≦０．０２％と限定する。この理由はＴ１
によってＮを十分に固定し、Ｂの焼入性向上効果を発揮
させるためであって上限０．０２ ％は過剰のＴｉがＴ
ｉｃ ｉ大量に形成して靭性を劣化させない条件から、
捷た下限−０，０１％はｆｒｅｅＮが多ぐなってＢＮｉ
形成し、焼入性が低下しない条件から決定した。
ｌ−３，４Ｎ≦０．０２％と限定する。この理由はＴ１
によってＮを十分に固定し、Ｂの焼入性向上効果を発揮
させるためであって上限０．０２ ％は過剰のＴｉがＴ
ｉｃ ｉ大量に形成して靭性を劣化させない条件から、
捷た下限−０，０１％はｆｒｅｅＮが多ぐなってＢＮｉ
形成し、焼入性が低下しない条件から決定した。
次に第２の発明におしては、第１の発明の鋼の成分及び
製造プロセスにさらにＶｏ、０１〜０，１０係、Ｎｉ
Ｏ１１〜１．０％、Ｃｕ Ｏｌｌ 〜１．０ ％、Ｃｒ
０．１〜１．０ ％、Ｍｏ ０．０５〜０．３０ ％
の１種才たけ２ ｆ’！ｌｉ以上を含有させたものであ
る。
製造プロセスにさらにＶｏ、０１〜０，１０係、Ｎｉ
Ｏ１１〜１．０％、Ｃｕ Ｏｌｌ 〜１．０ ％、Ｃｒ
０．１〜１．０ ％、Ｍｏ ０．０５〜０．３０ ％
の１種才たけ２ ｆ’！ｌｉ以上を含有させたものであ
る。
これらの元素全含有させる主たる目的は本発明鋼の特徴
を損々うことなく１６強度、靭性の向上及び製造板厚の
拡大を可能にするところにあり、その添加量は溶接性及
びＨＡＺ靭性等の面から自ずと制限されるべき性質のも
のである。
を損々うことなく１６強度、靭性の向上及び製造板厚の
拡大を可能にするところにあり、その添加量は溶接性及
びＨＡＺ靭性等の面から自ずと制限されるべき性質のも
のである。
■はＮｂとほぼ同様の効果を持つが０． （１１％以下
では顕著な効果／バ無く、上限は０． ］ （１１％で
許容できる。
では顕著な効果／バ無く、上限は０． ］ （１１％で
許容できる。
Ｎ１はＨＡＺの硬化性及び靭性に悪影響を力えることな
く母材の強度、靭性を向上させる特性？持つが、０．１
ｑ６未満では顕著な効果が無（，１，０％を超えるとＨ
ＡＺの硬化性及び靭性上好筐（−ぐないため、下限ヲ０
．１％、上限ヲ１，０％とｌ−た。
く母材の強度、靭性を向上させる特性？持つが、０．１
ｑ６未満では顕著な効果が無（，１，０％を超えるとＨ
ＡＺの硬化性及び靭性上好筐（−ぐないため、下限ヲ０
．１％、上限ヲ１，０％とｌ−た。
ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を持つと共に、耐食性、耐
水素誘起割れ特性等にも効果がある。しかし０．１％未
満ではＮｉ同様顕著な効果が焦（，１，０％’に超える
とＮｉミラ加しても圧延中にＣｕ−クラックが発生し製
造が難しくなる。このため下限を０．１％、上成金１．
０％とした。
水素誘起割れ特性等にも効果がある。しかし０．１％未
満ではＮｉ同様顕著な効果が焦（，１，０％’に超える
とＮｉミラ加しても圧延中にＣｕ−クラックが発生し製
造が難しくなる。このため下限を０．１％、上成金１．
０％とした。
Ｃｒは母材の強度を高め、耐水素誘起割れ特性等にも効
果を有するが、０．１ ％未満では顕著な効果が無く、
１．０ ％を超えるとＨＡＺの硬化性を増大させ、靭性
及び溶接性の低下が大きくな夛好ま（−〈ない。このた
め下限を０１％、上限’ｅ １．０％とＬ７た。
果を有するが、０．１ ％未満では顕著な効果が無く、
１．０ ％を超えるとＨＡＺの硬化性を増大させ、靭性
及び溶接性の低下が大きくな夛好ま（−〈ない。このた
め下限を０１％、上限’ｅ １．０％とＬ７た。
Ｍｏは母材の強度、靭性を共に向−トさせる元素である
が、０．０５％未満では顕著な効果が無い。一方、多過
ぎると、ｃｒと同様に焼入性を増大させ母材、溶接部靭
性及び溶接性の劣化全招き好ましくなく、この上限が０
．３０ ％である。このため下限’ｉ０．０５係・上限
？１１−０．３０係とした。
が、０．０５％未満では顕著な効果が無い。一方、多過
ぎると、ｃｒと同様に焼入性を増大させ母材、溶接部靭
性及び溶接性の劣化全招き好ましくなく、この上限が０
．３０ ％である。このため下限’ｉ０．０５係・上限
？１１−０．３０係とした。
Ｃａ 、 ＲＥＭはＭｎ８ ’ｆ球状化させシャルピー
吸収エネルギー衝撃値を向上させる他、圧延によって延
伸化したＭｎＳと水素による内部欠陥の発生を防止する
。ＲＥＭの含有量については０．００１％未満であると
実用上効果がなく、また０、０３％を超えて（１７） 添加するとＲＥＭ −１３またはＲＥＭ −０−Ｓが大
１に生成して大型介在物とな漫、鋼の靭性のみならず清
浄度を害し−１，た溶接性に悪影譬全及ぼす。このため
上限を０．０３％とした。
吸収エネルギー衝撃値を向上させる他、圧延によって延
伸化したＭｎＳと水素による内部欠陥の発生を防止する
。ＲＥＭの含有量については０．００１％未満であると
実用上効果がなく、また０、０３％を超えて（１７） 添加するとＲＥＭ −１３またはＲＥＭ −０−Ｓが大
１に生成して大型介在物とな漫、鋼の靭性のみならず清
浄度を害し−１，た溶接性に悪影譬全及ぼす。このため
上限を０．０３％とした。
ＣａについてもＲＥＭと同様の効果をもちその有効範囲
は０．０００５〜０．００５ ％ テ；ｔ） ７）。
は０．０００５〜０．００５ ％ テ；ｔ） ７）。
次に本発明の実施例にっ込て述べる。
転炉一連鋳工程で製造した種々の化学１Ｎ、分の鋳片を
用す、製造プロセスを変えて板厚１６〜３２闘の鋼板を
製造した。母相及び溶接部の機械的性質全表１に示した
。本発明に従って製造した鋼板はいずれも優れた母材及
び溶接部特性４・有１−ているのに対して、本発明によ
らない比較鋼は母料あるいは溶接部特性の１ずれかが不
満足で、溶接用鋼材としてのバランスにかケチいる。
用す、製造プロセスを変えて板厚１６〜３２闘の鋼板を
製造した。母相及び溶接部の機械的性質全表１に示した
。本発明に従って製造した鋼板はいずれも優れた母材及
び溶接部特性４・有１−ているのに対して、本発明によ
らない比較鋼は母料あるいは溶接部特性の１ずれかが不
満足で、溶接用鋼材としてのバランスにかケチいる。
比較鋼中、鋼９ 、１ （１、１１では本発明の鋼の必
須の元素であるＮｂ 、 Ｂ 、 Ｔｉのいずれかカ添
加されていない。このため、鋼９では１１１粒となり母
材靭性が劣り、鋼１０，１１でけＮｂ 、 １１の複合
効果が生かされず母材強度が劣っている。本発明鋼（１
８） では７０ ｋｉｉ／ｎｕｎ２以上の強度が出る。また銅
１１ではＨＡＺ組織が粗くなカ溶接部靭性も劣っている
。
須の元素であるＮｂ 、 Ｂ 、 Ｔｉのいずれかカ添
加されていない。このため、鋼９では１１１粒となり母
材靭性が劣り、鋼１０，１１でけＮｂ 、 １１の複合
効果が生かされず母材強度が劣っている。本発明鋼（１
８） では７０ ｋｉｉ／ｎｕｎ２以上の強度が出る。また銅
１１ではＨＡＺ組織が粗くなカ溶接部靭性も劣っている
。
鋼１２．１３は本発明鋼１と同一の化学成分であるが、
鋼１２では加熱温度が低すぎ、Ｎｌ）の固溶が十分でな
りため強度が低く、撞だ、鋼１３では冷却速度が低すぎ
るため、強度向上効果が少々い。
鋼１２では加熱温度が低すぎ、Ｎｌ）の固溶が十分でな
りため強度が低く、撞だ、鋼１３では冷却速度が低すぎ
るため、強度向上効果が少々い。
鋼１４は本発明鋼７と同一の化学取分であるが、９００
℃以下の圧下ｌ−が少ないたり〕、粗粒となり母材の靭
性が劣っている。
℃以下の圧下ｌ−が少ないたり〕、粗粒となり母材の靭
性が劣っている。
（１９）
Claims (2)
- （１） Ｃ０，００５〜０．１２係、ＳｉＯ，６％以
下、Ｍｎ ０．６〜２．２ ％、Ｓ Ｏ，Ｏ（１５％以
下、Ａｔ Ｏ，（１（１５〜０．０８係、Ｎｂ ０．０
１〜００８％、Ｂｏ、０００５〜０００２％、’Ｉ”ｉ
０． （１０４〜Ｑ、 （１３％、ＮＯ，００６係以
下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、−０，０１
％≦Ｔｉ−３，４Ｎ≦０．０２係を満足する鋼片を１０
００〜１２００ Ｃの温度範囲に加熱【−１９００℃以
下の川下量が６０％以上、かつ仕上温度が６４０〜８５
０℃となるように圧延全行ない、圧延後１０〜ｂ 下、任意の温度まで冷却することを特徴とする低温靭性
の優れた高張力鋼の製造法。 - （２） Ｃ０，００５〜０．１２％、８１０６％す、
下、Ｍｎ ０．６〜２．２％、Ｓ Ｏ，００５％以下、
ＡｔＯ，００５〜０．０８％、Ｎｂ Ｏ，（１１〜０．
０８％、Ｂｏ、０００５〜０．００２％、ＴＩｏ、００
４〜００３％、Ｎ００（〕６係以下に加えて、Ｖ Ｏ，
Ｏｌ〜０．０８％、ＮＩＯ，１〜１．０ ％、 Ｃｕ
Ｏ，１〜１． （１％、 Ｃｒ Ｏ，１〜１．０
％、Ｍｏ ０．０ ５〜０．２ ％、 Ｃａ ０
．０ （ｌ Ｏ５〜０．０ ０ ５ ％、ＲＥＭ
０．００３〜０．０３％の１種件たは２抽以上を含有
させ、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、−０，０
１係≦Ｔｉ−３，４Ｎ≦００２係を満足する鋼片を１０
００〜１２００℃の温度範囲に加熱１〜．９００℃以下
のハヨ下量が６０％以」−１かつ仕上温度が６４０〜８
５０℃となるように圧枡ケ行な−、圧延後１０〜ｂ 下、任意の温度まで冷却すること全特徴とする低温靭性
の優れた高張力鋼の製造法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56174950A JPS5877528A (ja) | 1981-10-31 | 1981-10-31 | 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法 |
| CA000412681A CA1208106A (en) | 1981-10-31 | 1982-10-01 | Method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness |
| EP82305762A EP0080809A1 (en) | 1981-10-31 | 1982-10-29 | A method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness |
| US06/562,250 US4521258A (en) | 1981-10-31 | 1983-12-16 | Method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56174950A JPS5877528A (ja) | 1981-10-31 | 1981-10-31 | 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5877528A true JPS5877528A (ja) | 1983-05-10 |
| JPH0127128B2 JPH0127128B2 (ja) | 1989-05-26 |
Family
ID=15987562
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56174950A Granted JPS5877528A (ja) | 1981-10-31 | 1981-10-31 | 低温靭性の優れた高張力鋼の製造法 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4521258A (ja) |
| EP (1) | EP0080809A1 (ja) |
| JP (1) | JPS5877528A (ja) |
| CA (1) | CA1208106A (ja) |
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