JPS59170220A - 非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造法 - Google Patents
非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造法Info
- Publication number
- JPS59170220A JPS59170220A JP58044360A JP4436083A JPS59170220A JP S59170220 A JPS59170220 A JP S59170220A JP 58044360 A JP58044360 A JP 58044360A JP 4436083 A JP4436083 A JP 4436083A JP S59170220 A JPS59170220 A JP S59170220A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- strength
- cooling
- toughness
- cool
- 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.)
- Pending
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)
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、非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造方法に係り、Ｉ
、ＰＧ、エチレン、ＬＮＧ等液化ガスの貯蔵用鋼材など
に供せられる低混用Ｎｉ鋼に関して延靭性に優れ、かつ
高い強度を有すると共に脆性亀裂伝播停止特性の優れた
製品を樟済的且つ的確に製造することのできる方法を提
供しようとするものである。
、ＰＧ、エチレン、ＬＮＧ等液化ガスの貯蔵用鋼材など
に供せられる低混用Ｎｉ鋼に関して延靭性に優れ、かつ
高い強度を有すると共に脆性亀裂伝播停止特性の優れた
製品を樟済的且つ的確に製造することのできる方法を提
供しようとするものである。
ＬＰＧ、エチレン、ＬＮＧ等の液化ガスの貯蔵、製造あ
るいは輸送用の容器材料としては、従来よりたとえばＪ
ＩＳ Ｇ３１２６、同３１２７あるいはＡＳＴＭＡ２０
３などに規格化されているアルミキルド鋼やＮｉ鋼が使
用されていて、これらは焼準または焼入れ焼戻し等の熱
処理を施すのが通例である。一方、ラインパイプｌ。
るいは輸送用の容器材料としては、従来よりたとえばＪ
ＩＳ Ｇ３１２６、同３１２７あるいはＡＳＴＭＡ２０
３などに規格化されているアルミキルド鋼やＮｉ鋼が使
用されていて、これらは焼準または焼入れ焼戻し等の熱
処理を施すのが通例である。一方、ラインパイプｌ。
材を中心として発展してきた制御圧延技術は、たとえば
、特開昭５２−１３１９１８号、特告昭５４−１１７７
４号、特公昭５６−１０９６６号のように圧延ままで高
靭化を可能なものとして確立しつつあり、さらに高靭化
を要求するものに対しては、Ｎｉ添加鋼について制御圧
延を適用する技術も確立されている。
、特開昭５２−１３１９１８号、特告昭５４−１１７７
４号、特公昭５６−１０９６６号のように圧延ままで高
靭化を可能なものとして確立しつつあり、さらに高靭化
を要求するものに対しては、Ｎｉ添加鋼について制御圧
延を適用する技術も確立されている。
また、これら鋼材についてはその用途面から必然的に溶
接を伴なうため、その溶接熱影響部の靭性を確保するた
めに、鋼材の低炭素当量化が有効であるが、こうした意
味において制御圧延の適用は低炭素当量化を経済的にな
し遂げ得るものとして有益であるが、更に低炭素当量化
を可能にする圧延技術の確立が要望されている。又制御
圧延材特有の問題として強度の制御圧延を行うと板厚方
向の特性が劣化することが挙げられ、板厚方向特性の劣
化を最小限に抑えた上での脆性亀裂伝播停止特性の優れ
たＮｉ鋼が強く要請されている。
接を伴なうため、その溶接熱影響部の靭性を確保するた
めに、鋼材の低炭素当量化が有効であるが、こうした意
味において制御圧延の適用は低炭素当量化を経済的にな
し遂げ得るものとして有益であるが、更に低炭素当量化
を可能にする圧延技術の確立が要望されている。又制御
圧延材特有の問題として強度の制御圧延を行うと板厚方
向の特性が劣化することが挙げられ、板厚方向特性の劣
化を最小限に抑えた上での脆性亀裂伝播停止特性の優れ
たＮｉ鋼が強く要請されている。
本発明は上記したような実情に鑑み検討を重ねて創案さ
れたものであって、ｗｔ％（以下単にチという）で ｃ：０．０１５％を超え０．１５％、 Ｓｊ：０．０５
〜０．９％、Ｍｎ ： ０．３−２．０％、
Ｎｉ ： ０．５〜６．０％、Ｓ二０．０１０％以下、
ｓｏＬ＃： ０．０１〜０．１％Ｎ：０．０
０８％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
熱間圧延に際しオーステナイトの未再結晶域で３０％以
上の累積圧下率による圧延を行い、しかる後に５００〜
６５０１：までの範囲を５〜３０℃４の冷却速度で冷却
し、次いで放冷することにより３３切−以上の降伏強度
と４５ Ｋｙ４罪引張強さを有せしめるようにしたもの
で、更に上記基本成分組成のものに、 Ｃｒ ： ０．１〜１．０％、 Ｍｏ ： ０．
０５〜０．５％、Ｖ： ０．００５〜０．１％、
ｒｉ ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ ： ０．００
２〜０．１％、 Ｃｕ ： ０．１〜１．０％、Ｃ
ａ ： ０．００ｆ〜０．０１％、 Ｃｓ＋Ｌａ：０
．００１〜００１％の１種又は２種以上を含有したも°
のを同様に処理して３３Ｖ−以上の降伏強度と４５ Ｋ
ｐｍＪ以上の引張強さを有せしめることを提案する。
れたものであって、ｗｔ％（以下単にチという）で ｃ：０．０１５％を超え０．１５％、 Ｓｊ：０．０５
〜０．９％、Ｍｎ ： ０．３−２．０％、
Ｎｉ ： ０．５〜６．０％、Ｓ二０．０１０％以下、
ｓｏＬ＃： ０．０１〜０．１％Ｎ：０．０
０８％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を
熱間圧延に際しオーステナイトの未再結晶域で３０％以
上の累積圧下率による圧延を行い、しかる後に５００〜
６５０１：までの範囲を５〜３０℃４の冷却速度で冷却
し、次いで放冷することにより３３切−以上の降伏強度
と４５ Ｋｙ４罪引張強さを有せしめるようにしたもの
で、更に上記基本成分組成のものに、 Ｃｒ ： ０．１〜１．０％、 Ｍｏ ： ０．
０５〜０．５％、Ｖ： ０．００５〜０．１％、
ｒｉ ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ ： ０．００
２〜０．１％、 Ｃｕ ： ０．１〜１．０％、Ｃ
ａ ： ０．００ｆ〜０．０１％、 Ｃｓ＋Ｌａ：０
．００１〜００１％の１種又は２種以上を含有したも°
のを同様に処理して３３Ｖ−以上の降伏強度と４５ Ｋ
ｐｍＪ以上の引張強さを有せしめることを提案する。
上記したような本発明について更に説明すると、先ず前
記化学成分の限定理由は以下の通りである。
記化学成分の限定理由は以下の通りである。
Ｃは、鋼の強化に対し重要な元素であって、０．０１５
％以下では強度を得難く、又比較的簡易製鋼法ではこ
のようなＣ量の鋼は得難い。
％以下では強度を得難く、又比較的簡易製鋼法ではこ
のようなＣ量の鋼は得難い。
一方０．１５％を超えて含有すると靭性を損うと共に炭
素当量の増加により溶接性を害する。
素当量の増加により溶接性を害する。
従って０．００５〜０．１５％の範囲とした。
ＳＬは、脱酸元素および強化元素として有効であるが、
０．０５％未満ではその効果が少なく、また０、９チを
超えて含有すると靭性な損うと共に溶接性を損うので、
０．０５〜０．９％の範囲とする。
０．０５％未満ではその効果が少なく、また０、９チを
超えて含有すると靭性な損うと共に溶接性を損うので、
０．０５〜０．９％の範囲とする。
Ｍｎは、強度および靭性を確保する上で必要な元素であ
り、ある程度の添加が必要であって、０．３％未満の添
加ではその効果が充分でなく、また２、０％を超えて含
有すると炭素当量の大幅な増加により溶接性を損う。従
って０．３〜２．０チの範囲とした。
り、ある程度の添加が必要であって、０．３％未満の添
加ではその効果が充分でなく、また２、０％を超えて含
有すると炭素当量の大幅な増加により溶接性を損う。従
って０．３〜２．０チの範囲とした。
Ｓは、延性、靭性にとって極めて有害な元素であり、可
能な限り低い方が望ましいが、０．０１０ ％以下であ
れば本発明の目的を損うことはない。
能な限り低い方が望ましいが、０．０１０ ％以下であ
れば本発明の目的を損うことはない。
Ｎｉは、強度および靭性に対して極めて有効な元素であ
り、本発明の対象である低温用鋼に不可欠の元素である
。しかしながら０．５チ未満の添加では効果が少なく、
また６％を超えて含有すると溶接性を阻害する。従って
０．５〜６％の範囲とした。
り、本発明の対象である低温用鋼に不可欠の元素である
。しかしながら０．５チ未満の添加では効果が少なく、
また６％を超えて含有すると溶接性を阻害する。従って
０．５〜６％の範囲とした。
ルは、脱、酸元素として不可欠の元素であるほかに、特
に溶接継手の熱影響部において、固溶Ｎを〃Ｎの形で固
定し、溶接継手靭性を向上させる。即ち０．０１９６未
満ではこのような効果が少なく、一方０．１％を超えて
含有すると固溶〃量が増加し、却って靭性を損うので、
０□１％以下の範囲とした。
に溶接継手の熱影響部において、固溶Ｎを〃Ｎの形で固
定し、溶接継手靭性を向上させる。即ち０．０１９６未
満ではこのような効果が少なく、一方０．１％を超えて
含有すると固溶〃量が増加し、却って靭性を損うので、
０□１％以下の範囲とした。
Ｎは、鋼の靭性に有害であり、できるだけ低い方が望ま
しい。しかしながら０．００８％以下のＮ量では本発明
の目的を損うことはない。
しい。しかしながら０．００８％以下のＮ量では本発明
の目的を損うことはない。
次に第２発明に８ける合金元素としてのＣｕ ＋ Ｃｒ
＋ Ｍｏは、いずれも主に強度を上昇させるものとし
て夫々の下限以上で有効である。
＋ Ｍｏは、いずれも主に強度を上昇させるものとし
て夫々の下限以上で有効である。
しかしながらいずれも多すぎると炭素当量を増加させる
ことにより、溶接継手靭性を損う。
ことにより、溶接継手靭性を損う。
即ちＣｕ ＋ Ｃｒについては０．１〜１．０％の範囲
とし、Ｍｏは０．０５〜０．５ ％の範囲とする。
とし、Ｍｏは０．０５〜０．５ ％の範囲とする。
また、Ｎｂは、非調質高張力鋼において、結晶粒の微細
化に極めて有効であり、強度、靭性を向上させる元素と
して重要であるが、０．００２％未満の添加ではその効
果が小さく、又０．１％を超えて含有すると溶接継手靭
性を損うと共に母材への強化、靭化効来も飽和するので
０．００２〜０．１ ％の範囲とした。
化に極めて有効であり、強度、靭性を向上させる元素と
して重要であるが、０．００２％未満の添加ではその効
果が小さく、又０．１％を超えて含有すると溶接継手靭
性を損うと共に母材への強化、靭化効来も飽和するので
０．００２〜０．１ ％の範囲とした。
■は、微量の添加により強度上昇に有効な元素であるが
、多すぎると母材の靭性な損うと共に、溶接継手靭性を
害する。従って０１）０５〜０．１％の範囲とする。
、多すぎると母材の靭性な損うと共に、溶接継手靭性を
害する。従って０１）０５〜０．１％の範囲とする。
７旨ま、微量の添加で固溶ＮをＴｉＮの形で固定し、溶
接継手靭性の向上に効果がある。その効果は、０．００
５％未満では小さく、また多すぎると大きな７′４Ｎが
増加し、鋼の清浄性を害し、かえって延靭性の劣化を招
く。従って０．００５〜０．０３０ ％の範囲とした。
接継手靭性の向上に効果がある。その効果は、０．００
５％未満では小さく、また多すぎると大きな７′４Ｎが
増加し、鋼の清浄性を害し、かえって延靭性の劣化を招
く。従って０．００５〜０．０３０ ％の範囲とした。
ＣａおよびＣｅ 十Ｌａは、いずれも硫化物系介在物の
形態制御元素として、シャルピー試ｅＫおける吸収エネ
ル！−の向上や板厚方向の特性の向上に効果がある。し
かしながらｏ、ｏ ｏ ｉ ％未満ではいずれも効果
が小さく、一方多すぎると鋼の清浄性を害し、かえって
延性の低下を招くのでその範囲を０．００１〜０．０１
％の範囲とした。
形態制御元素として、シャルピー試ｅＫおける吸収エネ
ル！−の向上や板厚方向の特性の向上に効果がある。し
かしながらｏ、ｏ ｏ ｉ ％未満ではいずれも効果
が小さく、一方多すぎると鋼の清浄性を害し、かえって
延性の低下を招くのでその範囲を０．００１〜０．０１
％の範囲とした。
又溶接継手靭性を考慮すると、炭素尚量（Ｃｅｑ）は０
．３５以下であることが望ましく、この炭素当量は次式
によって求められる。
．３５以下であることが望ましく、この炭素当量は次式
によって求められる。
Ｍｎ ＳＬ Ｎｉ Ｃｒ Ｍｏ ＶＣｅｑ＝
Ｃ＋ −＋ −＋ −＋ −＋ −＋ −６２４４０５
４１４ 本発明は、以上の化学成分の調整のほかに、適当な熱間
圧延条件その他の条件の選択との組み合わせにより、目
的を達成できるものである。すなわち、上記の成分から
なる鋼を熱間圧延するに際しては、オーステナイトの未
再結晶域において３０％以上の累積圧下率を与えること
が第１の条件となり、それにより、変態前のオーステナ
イト中に多数の変形帯を導入し、変態後の組繊を微細化
する条件を作る８畏がある。又通常の制御圧延において
は圧延後放冷を行うが本発明においては熱間圧延後放冷
せずに、変態点近傍の冷却を速めることにより、強度の
上昇を確保するものであって、変態後において微細な組
織が得られることから、強度が上昇する割には靭性の劣
化・は見られない。このような効果が見られる下限の冷
却速度は５℃／ｇ！ｃである。また３０℃益を超えて冷
却すると低温変態組織が急激に増加し、場合によっては
マルテンサイトを生ずる。このような場合には強度のみ
が上昇し、靭性は劣化する。また、本発明の冷却条件に
おいて靭性の劣化の見られない大きな理由は、前記５〜
３０℃鷹の冷却速度による冷却を６５０〜５００℃付近
で停止させることに基づくものであって、転位密度の増
した組織が６５０〜５００℃の温度域から放冷されるこ
とにより、自動焼戻しく ａｕｔｏｔｅｍｐｅｒｉｎｇ
）を受けることによるものである。このような効果は
、５００℃より低い流度まで前記の冷却を行った場合に
は現われない。
Ｃ＋ −＋ −＋ −＋ −＋ −＋ −６２４４０５
４１４ 本発明は、以上の化学成分の調整のほかに、適当な熱間
圧延条件その他の条件の選択との組み合わせにより、目
的を達成できるものである。すなわち、上記の成分から
なる鋼を熱間圧延するに際しては、オーステナイトの未
再結晶域において３０％以上の累積圧下率を与えること
が第１の条件となり、それにより、変態前のオーステナ
イト中に多数の変形帯を導入し、変態後の組繊を微細化
する条件を作る８畏がある。又通常の制御圧延において
は圧延後放冷を行うが本発明においては熱間圧延後放冷
せずに、変態点近傍の冷却を速めることにより、強度の
上昇を確保するものであって、変態後において微細な組
織が得られることから、強度が上昇する割には靭性の劣
化・は見られない。このような効果が見られる下限の冷
却速度は５℃／ｇ！ｃである。また３０℃益を超えて冷
却すると低温変態組織が急激に増加し、場合によっては
マルテンサイトを生ずる。このような場合には強度のみ
が上昇し、靭性は劣化する。また、本発明の冷却条件に
おいて靭性の劣化の見られない大きな理由は、前記５〜
３０℃鷹の冷却速度による冷却を６５０〜５００℃付近
で停止させることに基づくものであって、転位密度の増
した組織が６５０〜５００℃の温度域から放冷されるこ
とにより、自動焼戻しく ａｕｔｏｔｅｍｐｅｒｉｎｇ
）を受けることによるものである。このような効果は
、５００℃より低い流度まで前記の冷却を行った場合に
は現われない。
本発明によるものの具体的な実施例について述べると以
下の如くである。
下の如くである。
実験室で溶製した５０に９の鋼塊を用い実験に供した。
その化学成分を次の表１に示す。
即ち表１の化学成分のうち、鋼Ａ−Ｌは本発明範囲内の
成分である。また鋼Ｍ−Ｒはいずれも本発明範囲外の成
分であり、鋼ＭはＣが、鋼ＮはＭｎが、鋼ＯはＮ１が、
鋼ＰはＳが、鋼ＱはＮが、また鋼ＲはＳＯｌ、Ａ！が、
それぞれ本発明の成分範囲外である。
成分である。また鋼Ｍ−Ｒはいずれも本発明範囲外の成
分であり、鋼ＭはＣが、鋼ＮはＭｎが、鋼ＯはＮ１が、
鋼ＰはＳが、鋼ＱはＮが、また鋼ＲはＳＯｌ、Ａ！が、
それぞれ本発明の成分範囲外である。
上記したような表１の各供試材に対し、１０５０℃で加
熱後、９００℃以下（これらの鋼における未再結晶温度
は略９００℃である）の温度域での累積圧下率が７０％
の条件下で７８０℃に仕上げ、直ちに１０ツ気の冷却速
度で６００℃までの範囲を加速冷却し、しかる後に放冷
した１６ｍｍ厚の鋼板の機械的性質を次の表２に示した
。なお試験片の採取方向はいずれも圧延直角方向である
。
熱後、９００℃以下（これらの鋼における未再結晶温度
は略９００℃である）の温度域での累積圧下率が７０％
の条件下で７８０℃に仕上げ、直ちに１０ツ気の冷却速
度で６００℃までの範囲を加速冷却し、しかる後に放冷
した１６ｍｍ厚の鋼板の機械的性質を次の表２に示した
。なお試験片の採取方向はいずれも圧延直角方向である
。
即ち本発明鋼である鋼Ａ−Ｌはシャルピー試験において
破面遷移温度が一１１０℃以下であり、−６０℃での吸
収エネルギーははソ３５ｈ −ｍ以上を示す。これに対
し、比較鋼である鋼Ｍ−Ｈの場合には、全般に破面遷移
温度が高く、かつ−６０℃での吸収エネルギーが低い。
破面遷移温度が一１１０℃以下であり、−６０℃での吸
収エネルギーははソ３５ｈ −ｍ以上を示す。これに対
し、比較鋼である鋼Ｍ−Ｈの場合には、全般に破面遷移
温度が高く、かつ−６０℃での吸収エネルギーが低い。
なお鋼Ｏは破面遷移温度は良好であるカ、Ｎｉ量が多す
ぎるため、マルテンサイトが生成し、−６０℃での吸収
エネルギーは低い。
ぎるため、マルテンサイトが生成し、−６０℃での吸収
エネルギーは低い。
また＠Ｐも破面遷移温度は良好であるが、Ｓ蛍が比較的
高いため、−６０℃での吸収エネルギーは低い。このｒ
うに本発明鋼以外の鋼°においては、本発明条件によっ
て製造しても、良好な破面遷移温度と吸収エネルギーを
同時に得ることが不可能である。
高いため、−６０℃での吸収エネルギーは低い。このｒ
うに本発明鋼以外の鋼°においては、本発明条件によっ
て製造しても、良好な破面遷移温度と吸収エネルギーを
同時に得ることが不可能である。
添付図面第１図には、＠Ｂについて、圧延後の冷却速度
と機械的性質との関係を示しである。即ち冷却速度以外
は表２と同一の条件で行ったもので、５℃／ｓｅｅ未滴
の冷却速度では、加速冷却の効果が得られず顕微鏡組織
的には空冷（Ａ、Ｃ，）材と同様にフェライト・パーラ
イト組織である。従って強度的にも空冷材と同等の低強
度しか得られない。またパーライトの存在により、延性
値も改善されず一６０℃での吸収エネルギーは空冷材と
同等である。一方３０℃／ｓｅｅの冷却速度を超えて冷
却すると、ベイナイトが主体の組織に一部マルチンサイ
トが生成し、強度は上昇するものの破面遷移温度の低下
および吸収エネルギーの低下を招く。これらに対して５
〜３０ ’Ｃ／ｓｅｅの範囲で冷却すると微細なフェラ
イト＋ベイナイト組織が得られ、適正な強度および優れ
た靭性が得られ、かつパーライトが消失することにより
著しく高い吸収エネルギーが得られる。
と機械的性質との関係を示しである。即ち冷却速度以外
は表２と同一の条件で行ったもので、５℃／ｓｅｅ未滴
の冷却速度では、加速冷却の効果が得られず顕微鏡組織
的には空冷（Ａ、Ｃ，）材と同様にフェライト・パーラ
イト組織である。従って強度的にも空冷材と同等の低強
度しか得られない。またパーライトの存在により、延性
値も改善されず一６０℃での吸収エネルギーは空冷材と
同等である。一方３０℃／ｓｅｅの冷却速度を超えて冷
却すると、ベイナイトが主体の組織に一部マルチンサイ
トが生成し、強度は上昇するものの破面遷移温度の低下
および吸収エネルギーの低下を招く。これらに対して５
〜３０ ’Ｃ／ｓｅｅの範囲で冷却すると微細なフェラ
イト＋ベイナイト組織が得られ、適正な強度および優れ
た靭性が得られ、かつパーライトが消失することにより
著しく高い吸収エネルギーが得られる。
第２図には鋼Ｃについて、未再結晶域での圧下、率と強
度および延靭性との関係を示したものである。この時の
圧延条件は、未再結晶域での圧下率を除くと前記した表
２と四−である。未再結晶域での圧下率が３０％未満で
はオーステナイト中に充分な変形帯を導入することがで
きず、従って変態後の組織は粗いベイナイトが主体とな
り、破面遷移温度の上昇と延性（−６０℃での吸収エネ
ルギー）の低下を招く。一方３０％以上の圧下率の条件
では微細なフェライト＋ベイナイト組織の実現が可能で
あり、安定した強度及び優れた延靭性が得られる。
度および延靭性との関係を示したものである。この時の
圧延条件は、未再結晶域での圧下率を除くと前記した表
２と四−である。未再結晶域での圧下率が３０％未満で
はオーステナイト中に充分な変形帯を導入することがで
きず、従って変態後の組織は粗いベイナイトが主体とな
り、破面遷移温度の上昇と延性（−６０℃での吸収エネ
ルギー）の低下を招く。一方３０％以上の圧下率の条件
では微細なフェライト＋ベイナイト組織の実現が可能で
あり、安定した強度及び優れた延靭性が得られる。
更に次の表３は前記した鋼Ｂ 、 Ｃについてこの衣３
に示すような加熱温度、仕上り温度で圧延しく９００℃
以下の累積圧下率は何れも７０％）、その後加速冷却を
行った場合と、仕上り温度を低下させ２相域圧延を行い
、その後空冷した場合および圧延終了後８５０〜９０１
℃に再加熱してから空冷する規準を行った場合について
脆性亀裂伝播特性を把握すべく圧延直角方向について落
電試験を行いＮＤＴＴ（Ｎｉｌ Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ
Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）およ
び板厚方向の一６０℃でのシャルピーの吸収エネルギー
を示したものである。ＮＤＴＴは加速冷却材は２相域圧
延材よりもやや劣るものの、規準材よりも優れている。
に示すような加熱温度、仕上り温度で圧延しく９００℃
以下の累積圧下率は何れも７０％）、その後加速冷却を
行った場合と、仕上り温度を低下させ２相域圧延を行い
、その後空冷した場合および圧延終了後８５０〜９０１
℃に再加熱してから空冷する規準を行った場合について
脆性亀裂伝播特性を把握すべく圧延直角方向について落
電試験を行いＮＤＴＴ（Ｎｉｌ Ｄｕｃｔｉｌｉｔｙ
Ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）およ
び板厚方向の一６０℃でのシャルピーの吸収エネルギー
を示したものである。ＮＤＴＴは加速冷却材は２相域圧
延材よりもやや劣るものの、規準材よりも優れている。
址だ板厚方向の吸収エネルギーは、２相域圧姑材につ〜
・てはセパレーションの影響により、低い値を示すが加
速冷却材は焼早材と同等の吸収エネルギーを示す。この
ように本発明条件においては、板厚方向の特性を損うこ
となしに、優れた脆性亀裂伝播停止特性を示すことが判
る。
・てはセパレーションの影響により、低い値を示すが加
速冷却材は焼早材と同等の吸収エネルギーを示す。この
ように本発明条件においては、板厚方向の特性を損うこ
となしに、優れた脆性亀裂伝播停止特性を示すことが判
る。
表３． 製造条件の違いによるＮＤＴＴおよび板厚方向
のシャルピー吸収エネルギーの変化−Ｎα ；−−−− 〕： Ｂ ニーーー＝ ：Ｃ − 憂 焼準材 以上説明したような本発明によるときは化学成分の調整
および圧延条件の好ましい組合わせによって高強度且つ
靭性および延性に優れた低温用Ｎｉ鋼を経済的且つ的確
に製造することを可能ならしめるもので工業的にその効
果の大きい発明である。
のシャルピー吸収エネルギーの変化−Ｎα ；−−−− 〕： Ｂ ニーーー＝ ：Ｃ − 憂 焼準材 以上説明したような本発明によるときは化学成分の調整
および圧延条件の好ましい組合わせによって高強度且つ
靭性および延性に優れた低温用Ｎｉ鋼を経済的且つ的確
に製造することを可能ならしめるもので工業的にその効
果の大きい発明である。
図面は本発明の実施態様を示すもので、第１図は本発明
の実施例におけるｍＢについて、その機械的性質に及ぼ
す圧延後の冷却速度の影響を示した図表、第２図は同じ
く本発明実施例の鋼Ｃについて機械的性質に及ぼす未再
結晶域での圧下率の影響を示した図表である。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発 明 者 山 １） 眞第
／ 圓 汁即り宸（勢舞Ｃ） 第 ２ 圓 ＃＃＃品瑣゛でｔｎｔ丁ｌｘ）
の実施例におけるｍＢについて、その機械的性質に及ぼ
す圧延後の冷却速度の影響を示した図表、第２図は同じ
く本発明実施例の鋼Ｃについて機械的性質に及ぼす未再
結晶域での圧下率の影響を示した図表である。 特許出願人 日本鋼管株式会社 発 明 者 山 １） 眞第
／ 圓 汁即り宸（勢舞Ｃ） 第 ２ 圓 ＃＃＃品瑣゛でｔｎｔ丁ｌｘ）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １− Ｃ： ０．０１５ｗｔ％を超え０．１５ｗｔ％
、ＳＬ ：’ ０．０５〜０．９ ｗｔ％ＸＭｎ ：
０．３〜２．Ｏｗｔ％、Ｎｉ ： ０．５〜６．Ｏｗｔ
％、 Ｓ ： ０．０１０ｗｔ％以下、ｓｏｌ、Ａ
ｔ： ０．０１〜０．１ ｗｔ％ Ｎ ： ＯＤＯ８ｗ
ｔ％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なる鋼を熱間圧延に際しオーステナイトの未再結晶域で
３０％以上の累積圧下率による圧延を行い、しかる後に
５００〜６５０℃までの範囲を５〜３０ ′Ｃ／ｓｔｘ
、の冷却速度で冷却し、次いで放冷することにより３３
Ｋｆ！／−以上の降伏強度と４５ ＫＶ−以上の引張強
さを有せしめるようにしたことを特徴とする非調質型低
温用Ｎｉ鋼の製造法。 ２、 Ｃ： ０．０１５ｗｔ％を超え０．１５ ｗ
ｔ％、Ｓｔ ： ０．０５〜０．９ ｗｔ％、Ｍｎ ：
０．３〜２．Ｏｗｔ％、Ｎｉ ： ０．５〜６．０
ｗｔ％、 Ｓ ： ０．０１０ ｗｔ％、ｓｏｌ、ＡＩ
！ ： ０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｎ ： ０．０
０８ｗｔ％を含有すると共に、 Ｖ ： ０．００５−０．１ｗｔ％、ＴＬ ： ０１
）Ｏト鰺ｗｔチ、Ｎｂ ： ０．００２−０１ｗｔ％、
Ｃｕ： ０．１〜１．０ｗｔ％、Ｃａ ： ０．００１
−０．０１ｗｔ％、Ｃｅ＋Ｌａ ： ０．００１〜０．
０１ ｙｔ％０１種又は２独以上を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延に際しオース
テナイトの未再結晶域で３０饅以上の累積圧下率による
圧延を行い、しかる後に５００〜６５０℃までの範囲を
５〜３０！−の冷却速度で冷却し、次いで放冷すること
により３３Ｖ−以上の降伏強度と４５１’ｗ／Ｊ以上の
引張強さを有せしめるようにしたことを特徴とする非調
質型低温用Ｎｉ鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58044360A JPS59170220A (ja) | 1983-03-18 | 1983-03-18 | 非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58044360A JPS59170220A (ja) | 1983-03-18 | 1983-03-18 | 非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59170220A true JPS59170220A (ja) | 1984-09-26 |
Family
ID=12689336
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58044360A Pending JPS59170220A (ja) | 1983-03-18 | 1983-03-18 | 非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59170220A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6274055A (ja) * | 1985-09-27 | 1987-04-04 | Kobe Steel Ltd | 熱間鍛造用高靭性非調質鋼 |
| CN112779464A (zh) * | 2020-11-26 | 2021-05-11 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种非调质钢板材及其生产方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5471714A (en) * | 1977-11-21 | 1979-06-08 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of control-rolled high tensile steel with no separation |
| JPS5896818A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
| JPS58120727A (ja) * | 1982-01-13 | 1983-07-18 | Kawasaki Steel Corp | セパレ−シヨンが少なく溶接性に優れた高靭性非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS58136717A (ja) * | 1982-02-05 | 1983-08-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | バナジウム含有高張力熱延鋼帯の製造方法 |
-
1983
- 1983-03-18 JP JP58044360A patent/JPS59170220A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5471714A (en) * | 1977-11-21 | 1979-06-08 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of control-rolled high tensile steel with no separation |
| JPS5896818A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
| JPS58120727A (ja) * | 1982-01-13 | 1983-07-18 | Kawasaki Steel Corp | セパレ−シヨンが少なく溶接性に優れた高靭性非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS58136717A (ja) * | 1982-02-05 | 1983-08-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | バナジウム含有高張力熱延鋼帯の製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6274055A (ja) * | 1985-09-27 | 1987-04-04 | Kobe Steel Ltd | 熱間鍛造用高靭性非調質鋼 |
| CN112779464A (zh) * | 2020-11-26 | 2021-05-11 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种非调质钢板材及其生产方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5079419B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性が優れた溶接構造物用鋼とその製造方法および溶接構造物の製造方法 | |
| JPH11140580A (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 | |
| JP2011174154A (ja) | レーザ溶接用またはレーザ・アークハイブリッド溶接用の引張強さが１１００ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3550726B2 (ja) | 低温靱性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP3045856B2 (ja) | 高靱性Ｃｕ含有高張力鋼の製造方法 | |
| JP3893921B2 (ja) | 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 | |
| JP3612115B2 (ja) | 低温靭性に優れた超高強度鋼板の製造方法 | |
| JP4655670B2 (ja) | 低降伏比且つ溶接部靭性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法 | |
| JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
| JPS6367525B2 (ja) | ||
| JP3220406B2 (ja) | 耐割れ性に優れた高強度溶接継手の作製方法 | |
| JP3487262B2 (ja) | Ｃｔｏｄ特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP2000256779A (ja) | 低温靱性に優れた超高強度鋼管およびその製造方法 | |
| JPH11131177A (ja) | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 | |
| JP3858647B2 (ja) | 低温継手靱性と耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼とその製造方法 | |
| JPH11189840A (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3244981B2 (ja) | 低温靭性の優れた溶接性高強度鋼 | |
| JPH10306347A (ja) | 低温靭性に優れた超高強度鋼管 | |
| JPH09302445A (ja) | 低温用Ｎｉ含有鋼とその製造方法 | |
| JP3661510B2 (ja) | 耐歪み時効特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
| JPS6293312A (ja) | 応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2898455B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPS63183123A (ja) | 線状及び点状再加熱加工後の低温靭性にすぐれる高張力鋼の製造方法 | |
| JPS5945747B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性のすぐれた低温用鋼 | |
| JPS5953653A (ja) | 溶接部靭性のすぐれた極厚低温用鋼 |