JPS5983720A - 溶接性の優れた非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性の優れた非調質高張力鋼の製造方法Info
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- JPS5983720A JPS5983720A JP19251982A JP19251982A JPS5983720A JP S5983720 A JPS5983720 A JP S5983720A JP 19251982 A JP19251982 A JP 19251982A JP 19251982 A JP19251982 A JP 19251982A JP S5983720 A JPS5983720 A JP S5983720A
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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
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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、溶接性の優れた非調質高張力鋼の製造方法に
関するものであシ、特に本発明は、非調質による強度レ
ベルが！；０−１０ ｋｇｆ／、−扱高張力厚鋼板の製
造に関するものであシ、たとえば（１）溶接構造用鋼板
、（２）造船用高張力鋼板、（３）タンク、圧力容器用
鋼板、（４）耐摩耗性用鋼板等に使用することができる
鋼板の製造方法に関するものである。
関するものであシ、特に本発明は、非調質による強度レ
ベルが！；０−１０ ｋｇｆ／、−扱高張力厚鋼板の製
造に関するものであシ、たとえば（１）溶接構造用鋼板
、（２）造船用高張力鋼板、（３）タンク、圧力容器用
鋼板、（４）耐摩耗性用鋼板等に使用することができる
鋼板の製造方法に関するものである。
従来高張力溶接用厚鋼板はＮｏｒｍａ処理、ＱＴ処理に
よって製造されてきているが、熱処理費等の高騰により
製造コストが高いので非調質で製造し製造コストを下げ
ることが急務となっている。非調質で高張力化を図る製
造方法としては、制御圧延（以後ＯＲと称す）があるが
、ＯＲによってＮｏｒｍａνＱＴ処理材に代わる程の高
張力化を図るだめには、仕上げ圧延温度を下げる必要が
あるため、圧延能率が著しく低下するばかシか、得られ
た鋼板のシャルピー衝撃破面には、セパレーションが発
生し、ユーザーから嫌われ適用鋼種の拡大・がむずかし
いという欠点がある。
よって製造されてきているが、熱処理費等の高騰により
製造コストが高いので非調質で製造し製造コストを下げ
ることが急務となっている。非調質で高張力化を図る製
造方法としては、制御圧延（以後ＯＲと称す）があるが
、ＯＲによってＮｏｒｍａνＱＴ処理材に代わる程の高
張力化を図るだめには、仕上げ圧延温度を下げる必要が
あるため、圧延能率が著しく低下するばかシか、得られ
た鋼板のシャルピー衝撃破面には、セパレーションが発
生し、ユーザーから嫌われ適用鋼種の拡大・がむずかし
いという欠点がある。
ＯＲによる上記欠点を改善し高張力化を図る方法として
は、低：ｆｉｌ域までのＯＲ′ＩＣ施さずに圧延後加速
冷却をなす方法があるが、この加速冷却による方法では
、第１図に示す冷却速度と強度（以後ＴＳと称す）ガら
びに降伏強さく以後ＹＳと称す）との関係から判るよう
に、冷却速度を速くすることＫよってＴＳけ容易に上昇
させることはできるが、−万ＹＳは冷却速度が比較的遅
いときは降下し、冷却速度が速くなると上昇するが、そ
の上昇竜は小さいという欠点があシ、加速冷却によって
製造された鋼は、ＹＳ不足のためＮｏｒｍａ材、 ＱＴ
材の代替鋼とな！ｌｌ得る鋼種は限られ、いまだ満足さ
れていない。
は、低：ｆｉｌ域までのＯＲ′ＩＣ施さずに圧延後加速
冷却をなす方法があるが、この加速冷却による方法では
、第１図に示す冷却速度と強度（以後ＴＳと称す）ガら
びに降伏強さく以後ＹＳと称す）との関係から判るよう
に、冷却速度を速くすることＫよってＴＳけ容易に上昇
させることはできるが、−万ＹＳは冷却速度が比較的遅
いときは降下し、冷却速度が速くなると上昇するが、そ
の上昇竜は小さいという欠点があシ、加速冷却によって
製造された鋼は、ＹＳ不足のためＮｏｒｍａ材、 ＱＴ
材の代替鋼とな！ｌｌ得る鋼種は限られ、いまだ満足さ
れていない。
本発明は、上記従来の製造方法においてみられる欠点を
除いた溶接性の優れた非Ｒ質高張カ儒の製造方法を提供
すると七を目的とし特許請求の範囲記載の方法を提供す
ることによって前記目的を達成するととができる。
除いた溶接性の優れた非Ｒ質高張カ儒の製造方法を提供
すると七を目的とし特許請求の範囲記載の方法を提供す
ることによって前記目的を達成するととができる。
次に本発明の詳細な説明する。
本発明者等は、熱処理を施さずＹＳを上昇させる方法に
ついて日夜研鐵の結果、圧延後ただちに加速冷却を々し
圧延銀板が左ｏθ°Ｃ未満の温度におりて加速冷却を停
止し！００ ℃未満から２００℃以上の温度域で圧下率
０．に〜７０％の軽圧下を施すことによりＹＳが著しく
上昇することを新規に知見した。第２図は圧下濡ｌ￥グ
θ０″Ｃにおける圧下率の変化とＹＳの変化を示す図で
あシ、同図によれば圧下率が高くなるにしたがいＹＳが
急上昇していることμわかる。一方、圧下率が７０％を
越えるとＹＳの上昇率が非常に低いことがわかる。すな
わちＹＳの急上昇は加熱冷却後再び軽圧下を施すことに
よって得るととができる。また同図から判るようにとの
軽圧下を施すことによ、９、ＴＳＦｉＹＳの上昇率には
及ばないながら、相当上昇するという利点がある。また
シャルピー衝撃破面にはセパレーションが生じない利点
もある。さらに加熱冷却を施す仁とによシどうしても避
けることのできない冷却むらによる板の歪を、冷却停止
後に軽圧下を施すことにより上記歪を解消することがで
きる。
ついて日夜研鐵の結果、圧延後ただちに加速冷却を々し
圧延銀板が左ｏθ°Ｃ未満の温度におりて加速冷却を停
止し！００ ℃未満から２００℃以上の温度域で圧下率
０．に〜７０％の軽圧下を施すことによりＹＳが著しく
上昇することを新規に知見した。第２図は圧下濡ｌ￥グ
θ０″Ｃにおける圧下率の変化とＹＳの変化を示す図で
あシ、同図によれば圧下率が高くなるにしたがいＹＳが
急上昇していることμわかる。一方、圧下率が７０％を
越えるとＹＳの上昇率が非常に低いことがわかる。すな
わちＹＳの急上昇は加熱冷却後再び軽圧下を施すことに
よって得るととができる。また同図から判るようにとの
軽圧下を施すことによ、９、ＴＳＦｉＹＳの上昇率には
及ばないながら、相当上昇するという利点がある。また
シャルピー衝撃破面にはセパレーションが生じない利点
もある。さらに加熱冷却を施す仁とによシどうしても避
けることのできない冷却むらによる板の歪を、冷却停止
後に軽圧下を施すことにより上記歪を解消することがで
きる。
上記のごとく圧延を施しだ鋼は加速冷却と軽圧下を適切
に組み合わせること（すなわち圧延後の加速冷却による
ＴＳの上昇、冷却停止後の軽圧下によるＹＳの上昇）に
より熱処理を施すことなく高ＹＳ 、高ＴＳを得ること
ができ、ＴＳｔθ〜６０にりｆ／ヨア２級１’Ｊｏｒｍ
ａ、材、 ＱＴ材よシ低い炭素層が：（以後Ｃｅｑと称
す）で、更にＴＳ ’）０−ｇＯｈ９’ｆ／ｍｍ２級の
ＱＴ材とほぼ同じＣｅｑで高張力化を達成することがで
きる。
に組み合わせること（すなわち圧延後の加速冷却による
ＴＳの上昇、冷却停止後の軽圧下によるＹＳの上昇）に
より熱処理を施すことなく高ＹＳ 、高ＴＳを得ること
ができ、ＴＳｔθ〜６０にりｆ／ヨア２級１’Ｊｏｒｍ
ａ、材、 ＱＴ材よシ低い炭素層が：（以後Ｃｅｑと称
す）で、更にＴＳ ’）０−ｇＯｈ９’ｆ／ｍｍ２級の
ＱＴ材とほぼ同じＣｅｑで高張力化を達成することがで
きる。
次に本発明の製造条件を限定する理由を説明する。
鋼片の加熱湿度をＡｒ３＋７θ℃からＡｒ ３までの未
再結晶ｒ域で少なくとも３０％の圧下となす理由は、Ａ
ｒ３＋ ９０ ’Ｃを越える温度域のみの圧延では、フ
ェライト粒を十分に微細化できない。この圧延による細
粒化機構はオーステナイト粒内にフェライト核となる変
形帯を多く生成させることにあるが、Ａｒ３＋ ７０°
Ｃはオーステナイト粒内に変形帯が生成される上限の温
度であシ、この温度以下で圧延を施すことによ）微細化
し靭性を確保することができ、一方Ａｒ ３未満で圧延
を施すとシャルピー衝撃破面にセパレーションが生じる
ので、圧延温度域はＡｒ３＋７０″Ｃ−Ａｒ３の範囲内
にする必要がある。
再結晶ｒ域で少なくとも３０％の圧下となす理由は、Ａ
ｒ３＋ ９０ ’Ｃを越える温度域のみの圧延では、フ
ェライト粒を十分に微細化できない。この圧延による細
粒化機構はオーステナイト粒内にフェライト核となる変
形帯を多く生成させることにあるが、Ａｒ３＋ ７０°
Ｃはオーステナイト粒内に変形帯が生成される上限の温
度であシ、この温度以下で圧延を施すことによ）微細化
し靭性を確保することができ、一方Ａｒ ３未満で圧延
を施すとシャルピー衝撃破面にセパレーションが生じる
ので、圧延温度域はＡｒ３＋７０″Ｃ−Ａｒ３の範囲内
にする必要がある。
更に上記温度域における圧下率を３θ％未満にするとフ
ェライトの細粒化に有効でないので、圧下率は少々くと
も３０％とする必要がある。
ェライトの細粒化に有効でないので、圧下率は少々くと
も３０％とする必要がある。
圧延後直ちにλ〜り０°Ｃ／ｑｅｃの冷却速度で左θＯ
°Ｃ未満の温度域までｊ、Ｉ＋１速冷却をなす理由は、
（１）γ−α変態後のフェライト粒の成長を抑え靭性を
向上さぜること、（２）パーライト組織となる変態域を
加速冷却によってベイナイト組織あるいは島状マルテン
サイト組織に変態させることにより、主としてＴＳを上
昇させ為ことにちるが、冷却速度が、２℃／ｓｅｃ未満
ではベイナイト組織等の生成効果がなく、一方ｑｏ″Ｃ
／ｓθＣを越えると塊状のマルテンサイト組織が生成し
著しく靭性を劣化させるので、冷：ｌ：ｌＩ速度は２〜
’７０ ’Ｃ／ ｓ ｅ ｏの範囲内にする必要がある
。また冷却停止温度を！ｒＯθ°Ｃ以上七するとベイナ
イトやマルテンサイト組織の生成量が不足し、ＴＳの上
昇が空冷材に比べ！；に９ｆ／ｍｍ２以下とカシ、本発
明の目的とする７０− ｇＯ”９ｆ／１ｍｘ２級ＱＴ鋼
の代替とならないので、加速冷却の停止温度は夕０θ°
Ｃ未満にする必要がある。
°Ｃ未満の温度域までｊ、Ｉ＋１速冷却をなす理由は、
（１）γ−α変態後のフェライト粒の成長を抑え靭性を
向上さぜること、（２）パーライト組織となる変態域を
加速冷却によってベイナイト組織あるいは島状マルテン
サイト組織に変態させることにより、主としてＴＳを上
昇させ為ことにちるが、冷却速度が、２℃／ｓｅｃ未満
ではベイナイト組織等の生成効果がなく、一方ｑｏ″Ｃ
／ｓθＣを越えると塊状のマルテンサイト組織が生成し
著しく靭性を劣化させるので、冷：ｌ：ｌＩ速度は２〜
’７０ ’Ｃ／ ｓ ｅ ｏの範囲内にする必要がある
。また冷却停止温度を！ｒＯθ°Ｃ以上七するとベイナ
イトやマルテンサイト組織の生成量が不足し、ＴＳの上
昇が空冷材に比べ！；に９ｆ／ｍｍ２以下とカシ、本発
明の目的とする７０− ｇＯ”９ｆ／１ｍｘ２級ＱＴ鋼
の代替とならないので、加速冷却の停止温度は夕０θ°
Ｃ未満にする必要がある。
冷却停止後ｓｏｏ′ｃ未満からコク０°０以上の温度域
においてＯ，Ｓ〜／θ％の範囲内の軽圧下を施す理由は
１Ｓ００°Ｃ以上の温度による軽圧下ではＹＳの上昇量
が少なく、一方コθＯ′Ｃより低い温度で圧下すると舒
１に含有している水素の除去が十分出来ないため水素欠
陥が生じるので、軽圧下を施す濡一度域はｓｏｏ′ｃ未
満から、２００°Ｃ以上の範囲内にする必要がある。軽
圧下の圧下率は、Ｏ，Ｓ％未満ではＹＳの上昇に顕著な
効果がなく、一方７０％以上では遷移温度（以後ｖＴｒ
ｓと称す）がθ°Ｃ以上に汝るので、軽圧下の圧下率は
０．５〜７０％の範囲内にする必要がある。
においてＯ，Ｓ〜／θ％の範囲内の軽圧下を施す理由は
１Ｓ００°Ｃ以上の温度による軽圧下ではＹＳの上昇量
が少なく、一方コθＯ′Ｃより低い温度で圧下すると舒
１に含有している水素の除去が十分出来ないため水素欠
陥が生じるので、軽圧下を施す濡一度域はｓｏｏ′ｃ未
満から、２００°Ｃ以上の範囲内にする必要がある。軽
圧下の圧下率は、Ｏ，Ｓ％未満ではＹＳの上昇に顕著な
効果がなく、一方７０％以上では遷移温度（以後ｖＴｒ
ｓと称す）がθ°Ｃ以上に汝るので、軽圧下の圧下率は
０．５〜７０％の範囲内にする必要がある。
次に本発明の成分組成を限定するり１由を説明する。
Ｃは０．０５％未満では卯（板の強度が低下し、また溶
接熱影響部（以後ＨＡＺと称す）の軟化が大きくなシ、
一方０．／左％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くなるので、Ｃ
はＯ，ＯＳ〜０゜７５％の範囲内にする必要がある。
接熱影響部（以後ＨＡＺと称す）の軟化が大きくなシ、
一方０．／左％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くなるので、Ｃ
はＯ，ＯＳ〜０゜７５％の範囲内にする必要がある。
Ｓｌは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素である
が、００７％未満に女ると母材靭性が劣化し、一方Ｏ，
Ｓ％を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低下するので
、Ｓｌは０゜１０〜０゜５０％の範囲内にする必要があ
る。
が、００７％未満に女ると母材靭性が劣化し、一方Ｏ，
Ｓ％を越えると鋼の清浄度が劣化し靭性が低下するので
、Ｓｌは０゜１０〜０゜５０％の範囲内にする必要があ
る。
Ｍｎは０゜ｇ％未満では鋼板の強度および靭性が低下し
、さらにＨＡＺの軟化が大きくなシ、一方λ。０％を越
えるとＨＡＺの靭性が劣化するので、ｈ４ｎはｏ、ｇ−
λ。０％の範囲内にする必要がある。
、さらにＨＡＺの軟化が大きくなシ、一方λ。０％を越
えるとＨＡＺの靭性が劣化するので、ｈ４ｎはｏ、ｇ−
λ。０％の範囲内にする必要がある。
Ａｌは鋼の脱酸上最低ｏ、ｏｏｓ％のＡＪが固溶するよ
うに添加することが必要であり、一方ｏ、ｏｇ。
うに添加することが必要であり、一方ｏ、ｏｇ。
％を越えるとＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も
著しく劣化するのて、Ａｌはθ、ｏｏｓ −ｏ、０ｇ。
著しく劣化するのて、Ａｌはθ、ｏｏｓ −ｏ、０ｇ。
％の範囲内にする必要がある。
Ｓは０．００に％を越えるとＣ方向の吸収エネルギーが
著しく低下するので、ｓ Ｉｉｏ、ｏｏｔ％以下にする
必要がある。
著しく低下するので、ｓ Ｉｉｏ、ｏｏｔ％以下にする
必要がある。
以上が本発明において使用される鋼スンプの基本成分で
あシ、さらに必要によシＮｉ 、 Ｍｏ 、 Ｑｕ 。
あシ、さらに必要によシＮｉ 、 Ｍｏ 、 Ｑｕ 。
Ｖ ｒ Ｃｒｒ ＋ Ｃａ ｌ ＲＥＭのうちから選ば
れる何れか少なくとも７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。
れる何れか少なくとも７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。
Ｎ１はＨＡＺの硬化性および靭性に７７４い影響を与え
ることなく母材の強度、靭性を向」ニさせるが、０６５
％を越えて添加含有さぜると製造コストの上昇を招き、
寸だ本発明の目的ならびに効果を達成するために必要で
はないので、Ｎ１は０．！；０％以下にする。
ることなく母材の強度、靭性を向」ニさせるが、０６５
％を越えて添加含有さぜると製造コストの上昇を招き、
寸だ本発明の目的ならびに効果を達成するために必要で
はないので、Ｎ１は０．！；０％以下にする。
ＧｕけＮ１とほぼ同様の効果があるだけでなく、耐食性
も向上させるが、Ｏｌり０％を越えると熱間圧延中にク
ラックが発生しやすくなり、鋼板の表面性状が劣化する
のでＣｕは０．！ｒＯ％以下にする。
も向上させるが、Ｏｌり０％を越えると熱間圧延中にク
ラックが発生しやすくなり、鋼板の表面性状が劣化する
のでＣｕは０．！ｒＯ％以下にする。
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、本発明
の目的を達成するには０゜！ｉ％を越えて添加する必要
は々く、それ以上は製造コス゛トの上昇を招くので、Ｍ
ＯはＯ，３％以下とする。
イトを生成するので強度、靭性を向上させるが、本発明
の目的を達成するには０゜！ｉ％を越えて添加する必要
は々く、それ以上は製造コス゛トの上昇を招くので、Ｍ
ＯはＯ，３％以下とする。
Ｏｒは鋼板の母材強度と継手部強度確保のために添加さ
れるもので、Ｏ，５０％を越えると母材の靭性ばかシか
溶接部靭性も害するので、Ｏｒはｏ、ｇｏ％以下にする
。
れるもので、Ｏ，５０％を越えると母材の靭性ばかシか
溶接部靭性も害するので、Ｏｒはｏ、ｇｏ％以下にする
。
■はこの発明による鋼板の母材強度と靭性の向上、相手
部強度のＵｍ保のために添加するものであるが、０．０
／％未満ではその効果が々く、一方０８７０％を越える
と母材及びＨＡＺの靭性を著しく劣化させるので、■は
Ｏ００／〜θ、１０％の範囲内にする必要がある。
部強度のＵｍ保のために添加するものであるが、０．０
／％未満ではその効果が々く、一方０８７０％を越える
と母材及びＨＡＺの靭性を著しく劣化させるので、■は
Ｏ００／〜θ、１０％の範囲内にする必要がある。
ＣＩＬは００００．２％未満ではＭ ｎ Ｓの形態制御
に不十分でＣ方向の靭性向上に効果がなく、一方０．０
／θ％を越えると銅の清浄度が悪くなり内部欠陥の原因
となるので、Ｇｈは０．０Ｃ）ｔ〜０．０１０％の範囲
内にする必要がある。
に不十分でＣ方向の靭性向上に効果がなく、一方０．０
／θ％を越えると銅の清浄度が悪くなり内部欠陥の原因
となるので、Ｇｈは０．０Ｃ）ｔ〜０．０１０％の範囲
内にする必要がある。
ＲＸ ＩＡ・ばｏ、ｏｏｓ；％未満ではＭｎＳの形態制
御に不十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でなく、一
方０．０１０％を越えると鋼の清浄度が悪くなシ、また
アーク溶接面でも不利であるので、ＲＦ：Ｍけθ。θθ
左〜０．０１０％の範囲内にする必要がある。
御に不十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でなく、一
方０．０１０％を越えると鋼の清浄度が悪くなシ、また
アーク溶接面でも不利であるので、ＲＦ：Ｍけθ。θθ
左〜０．０１０％の範囲内にする必要がある。
次に本発明を実施例について説明する。
実施例（Ａ）
第１表に成分組成を示す供試ｍ７′ｉ！を第２表と示す
圧延−冷却条件により処理した銅板の機械的性質を同表
に示す。
圧延−冷却条件により処理した銅板の機械的性質を同表
に示す。
！ｒＯ”９ ｆ／ ｖｍＱ級鋼はＹＳが３６に９ｔ／ｗ
ｄ以上、降伏比（以後ＹＲと称す）が７Ｑ％以上・ｖＴ
ｒｓがθ℃以下＋ Ｃｅｑが０．３３％以下を目標とし
ている。第２表に示す実施例／〜デは本発明において用
いることのできる成分組成を有するＡ／ ｒ Ａ、２の
鋼片について種々の圧延−冷却条件を変えて製造したも
のであシ、第−表によれば、実施例１は空冷であるだめ
、実施例りは冷却停止温度がｇｏｏ℃以上であるために
ＴＳがＳθｋｇｆ／ｖａｎ２未満であることがわかシ、
実施例コは冷却停止後の軽圧下を施していないためにＹ
Ｓが３Ａｋｇｆ／ｍｓ２未満であることがわかシ、実施
例３は未再結晶γ域での圧下率が３０％未満であるため
、ｖＴｒａが０℃以上となり、実施例７は、徐冷開始温
度が７５０″Ｃと低いために水素割れが発生しているこ
とがわかシ、実施例ざはＡｒ３以下での圧延を施してい
るため、セパレーションが発生していることがわかシ、
実施例’ｌｒ４ ＋ ９は本発明において用いることの
できる全ての構成要件の範囲内において製造をなしたた
めＡ；Ｏｋｇｆ７□２級鋼の機械的性質の目標を全て満
足していること・がわかる。実施例１０１ ／／はＮｏ
ｒｍａ 、ＱＴをなした比較鋼の機械的性質を示してい
るが、それぞれＣｅＣＬが０．３ｇ％＋ ０．３３％と
高いため溶接性が悪いことがわかる。
ｄ以上、降伏比（以後ＹＲと称す）が７Ｑ％以上・ｖＴ
ｒｓがθ℃以下＋ Ｃｅｑが０．３３％以下を目標とし
ている。第２表に示す実施例／〜デは本発明において用
いることのできる成分組成を有するＡ／ ｒ Ａ、２の
鋼片について種々の圧延−冷却条件を変えて製造したも
のであシ、第−表によれば、実施例１は空冷であるだめ
、実施例りは冷却停止温度がｇｏｏ℃以上であるために
ＴＳがＳθｋｇｆ／ｖａｎ２未満であることがわかシ、
実施例コは冷却停止後の軽圧下を施していないためにＹ
Ｓが３Ａｋｇｆ／ｍｓ２未満であることがわかシ、実施
例３は未再結晶γ域での圧下率が３０％未満であるため
、ｖＴｒａが０℃以上となり、実施例７は、徐冷開始温
度が７５０″Ｃと低いために水素割れが発生しているこ
とがわかシ、実施例ざはＡｒ３以下での圧延を施してい
るため、セパレーションが発生していることがわかシ、
実施例’ｌｒ４ ＋ ９は本発明において用いることの
できる全ての構成要件の範囲内において製造をなしたた
めＡ；Ｏｋｇｆ７□２級鋼の機械的性質の目標を全て満
足していること・がわかる。実施例１０１ ／／はＮｏ
ｒｍａ 、ＱＴをなした比較鋼の機械的性質を示してい
るが、それぞれＣｅＣＬが０．３ｇ％＋ ０．３３％と
高いため溶接性が悪いことがわかる。
実施例（Ｂ）
第３表に成分組成を示す供試鋼種を第ダ表に示す圧延−
冷却条件により処理した鋼板の機械的性質を同表に示し
ておシ、本実施例（Ｂ）はＴＦ３ｂｏ〜ざＯｋｇｆ／
ｔｉｌ１２級ｒ ｖＴｒｓθ℃以下の値を得ることを目
標とする実施例にかかわるものである。
冷却条件により処理した鋼板の機械的性質を同表に示し
ておシ、本実施例（Ｂ）はＴＦ３ｂｏ〜ざＯｋｇｆ／
ｔｉｌ１２級ｒ ｖＴｒｓθ℃以下の値を得ることを目
標とする実施例にかかわるものである。
第ダ表によれば、実施例１コ＋ ／Ｊ ｙ ／ｊ’ ＋
／Ａ ｔ ７ｇは本発明において用いることのできる
全ての構成要件の範囲内において製造されているため、
いずれもＡＯ−ｇＯｋｇｔ７１ｍ２のＴＳで、かつｖＴ
ｒｓも０℃以下の値を示していることがわかシ、実施例
／４’ ｒ ／７ ｔ／りはＱＴを施した比較鋼の機械
的性質を示しておシ、本発明鋼のＯｅｑは比較鋼のＣｅ
ｑにくらぺｏ、ｏｌＩ〜θ、ｏｇ％も低減していること
がわかる。
／Ａ ｔ ７ｇは本発明において用いることのできる
全ての構成要件の範囲内において製造されているため、
いずれもＡＯ−ｇＯｋｇｔ７１ｍ２のＴＳで、かつｖＴ
ｒｓも０℃以下の値を示していることがわかシ、実施例
／４’ ｒ ／７ ｔ／りはＱＴを施した比較鋼の機械
的性質を示しておシ、本発明鋼のＯｅｑは比較鋼のＣｅ
ｑにくらぺｏ、ｏｌＩ〜θ、ｏｇ％も低減していること
がわかる。
以上実施例からもわかるように、本発明の製造方法によ
り製造すれば低炭素当量で高降伏強度を有し、シャルピ
ー衝撃破面のセパレーション現象のかい溶接性の優れた
非調質高張力鋼（３θ〜ｇ。
り製造すれば低炭素当量で高降伏強度を有し、シャルピ
ー衝撃破面のセパレーション現象のかい溶接性の優れた
非調質高張力鋼（３θ〜ｇ。
ｋｇｆ／Ｍ２級）を安価にかつ容易に製造することがで
きる。
きる。
第１図は制御圧延後の加速冷却条件（冷却速度、冷却停
止温度）が引張シ特性とシャルピー衝撃特性に及ぼす影
響を示す図、第２図は加速冷却後に？００″Ｃにおける
軽圧下量が引張シ特性とシャルピー衝撃特性に及ぼす影
響を示す図である。 ４かｌ膚 ’Ｃ／Ｓ
止温度）が引張シ特性とシャルピー衝撃特性に及ぼす影
響を示す図、第２図は加速冷却後に？００″Ｃにおける
軽圧下量が引張シ特性とシャルピー衝撃特性に及ぼす影
響を示す図である。 ４かｌ膚 ’Ｃ／Ｓ
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、 ０ ｏ、ｏｏｓ −ｏｗｓ％＋ Ｓｉ Ｏ，／
〜０．に％ｔＭｎ Ｏ，ｇ −，２，０％ｒ ＡＩ ０
．００！； −０，Ｏｒ ％ ｔ Ｓｏ、ｏｏｇ％以下
を含有し、必要によｐ Ｖ ｏ、ｏ／〜０＊１０ ％
＋ Ｇｕ Ｏ−に％以下＋ Ｇｒ Ｏ０！；％以下。 Ｎ１ｏ、、ｓ％以下、 Ｍｏ ｏ、ｓ％以Ｆ ＋ Ｃａ
ｏ、ｏｏ、ｚ−θ、θ１０％＋ ＲＥＭ ｏ、ｏｏｓ
〜ｏ、ｏｔｏ％のうちが１１ら選ばれる何れが少なく
とも／控を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よシ
なる鋼片を、Ａｒ３＋７Ｏ″ＣがらＡｒ３までの温度域
で少なくと′も３０％の圧下率で圧延を施し、その後直
ちに、２〜り０ ℃／ 日ｅ ｃの冷却速度でＳＯθ°
Ｃ未満１の温度になるまで加速冷却をなし、加速冷却を
停止した後！ｒｏｏ ’ｃ未満がらコ。０″Ｃ以上の温
度域で圧下率がＯ，Ｓ〜／Ｑ％の範囲内の軽圧下を施し
、その後空冷ないし徐冷を施すことを特徴とする高い降
伏強度を有する溶接性の優れた非調質高張力鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19251982A JPS5983720A (ja) | 1982-11-04 | 1982-11-04 | 溶接性の優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19251982A JPS5983720A (ja) | 1982-11-04 | 1982-11-04 | 溶接性の優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5983720A true JPS5983720A (ja) | 1984-05-15 |
| JPS622612B2 JPS622612B2 (ja) | 1987-01-21 |
Family
ID=16292629
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19251982A Granted JPS5983720A (ja) | 1982-11-04 | 1982-11-04 | 溶接性の優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5983720A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6410211U (ja) * | 1987-07-08 | 1989-01-19 |
-
1982
- 1982-11-04 JP JP19251982A patent/JPS5983720A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS622612B2 (ja) | 1987-01-21 |
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