JPS6067621A - 非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
非調質高張力鋼の製造方法Info
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- JPS6067621A JPS6067621A JP17569483A JP17569483A JPS6067621A JP S6067621 A JPS6067621 A JP S6067621A JP 17569483 A JP17569483 A JP 17569483A JP 17569483 A JP17569483 A JP 17569483A JP S6067621 A JPS6067621 A JP S6067621A
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- 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】
この発明は低温靭性と溶接性に優れた溶接用非調質高張
力鋼に関し、特に大型溶接構造物の製作に適した大入熱
溶接時における継手強度低下の少ない非調質高張力鋼の
製造方法に関するものである。
力鋼に関し、特に大型溶接構造物の製作に適した大入熱
溶接時における継手強度低下の少ない非調質高張力鋼の
製造方法に関するものである。
近年、大型溶接構造物の製作に当っては、７？量接工数
を減らしてコスト低減を図るため、片面一層サブマージ
アーク溶接やエレクトロスラブ溶接あるいはエレクトロ
ガス溶接などの如く、大入熱を用いる自動溶接を採用す
る機運が高まっている。
を減らしてコスト低減を図るため、片面一層サブマージ
アーク溶接やエレクトロスラブ溶接あるいはエレクトロ
ガス溶接などの如く、大入熱を用いる自動溶接を採用す
る機運が高まっている。
ところで上述のような大入熱溶接を考慮した場合、鋼成
分の炭素当量を低下さぜること、と９わけ低Ｃ化を図る
ことが、熱影響部の硬化を防止して熱影響部の靭性を良
好にする点から極めて有利であることが知られている。
分の炭素当量を低下さぜること、と９わけ低Ｃ化を図る
ことが、熱影響部の硬化を防止して熱影響部の靭性を良
好にする点から極めて有利であることが知られている。
しかしながら鋼中のＣは強度に著しい影響を与えるもの
であるから、低Ｃ＃）では母材の高強度が得られないと
いう問題がある。そこで低Ｃ鋼にＮｂを０，０１〜０．
１０％添加し、制御圧延、制御冷却を適用することによ
って低温靭性と溶接性に優れた高張力鋼を製造するにつ
いて、既に特開昭５７−１３４５１４号および特開昭５
７−１３４５１８号にて提案している。
であるから、低Ｃ＃）では母材の高強度が得られないと
いう問題がある。そこで低Ｃ鋼にＮｂを０，０１〜０．
１０％添加し、制御圧延、制御冷却を適用することによ
って低温靭性と溶接性に優れた高張力鋼を製造するにつ
いて、既に特開昭５７−１３４５１４号および特開昭５
７−１３４５１８号にて提案している。
このようにＮｂを添カロすることによって充分な母材強
度と大入熱溶接時の継手強度を得ることが可能である。
度と大入熱溶接時の継手強度を得ることが可能である。
しかしながら００２襲を越えるＮ’ｂを添加した場合、
大入熱溶接時のボンド靭性に大きな悪影響を及ぼすとい
う新たな問題が生じており、一方０．０２％以下の微量
のＮｂ添加では母材のテＴｉ Ｉｊｆおよび継手強度低
下対策に有効であるか否かについては明らかにされてい
なかった。
大入熱溶接時のボンド靭性に大きな悪影響を及ぼすとい
う新たな問題が生じており、一方０．０２％以下の微量
のＮｂ添加では母材のテＴｉ Ｉｊｆおよび継手強度低
下対策に有効であるか否かについては明らかにされてい
なかった。
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、母
材強度および大入熱溶接時の継手強度が充分に高くしか
も大入熱溶接時のボンド靭性が優れた、大入熱浴接に適
した非調質高張カーを提供することを目的とするもので
ある。
材強度および大入熱溶接時の継手強度が充分に高くしか
も大入熱溶接時のボンド靭性が優れた、大入熱浴接に適
した非調質高張カーを提供することを目的とするもので
ある。
本発明者等は上述の目的を達成するべく一１低Ｃ鋼に微
量のＮｂを添加した鋼について種々実験・検討を重ねた
ところ、低Ｃ鋼に対するＮｂ添力旧イえを０．０２チ以
Ｆとしかつ０．０１５チ以下のＴｉを添加することによ
って、低温靭性と溶接性が１愛れ、とシわけ大入熱溶接
時の継手軟化の債が少なくかつボンド靭性の低下も少な
い、大入熱溶接に適した非調質高張力鋼が得られること
を見出し、この発明をなすに至ったのである。
量のＮｂを添加した鋼について種々実験・検討を重ねた
ところ、低Ｃ鋼に対するＮｂ添力旧イえを０．０２チ以
Ｆとしかつ０．０１５チ以下のＴｉを添加することによ
って、低温靭性と溶接性が１愛れ、とシわけ大入熱溶接
時の継手軟化の債が少なくかつボンド靭性の低下も少な
い、大入熱溶接に適した非調質高張力鋼が得られること
を見出し、この発明をなすに至ったのである。
具体的には、本願の第１発明の非調質高張カー１・号の
製造方法は、Ｃ０，０２〜０．１５％、Ｓｉ０．０２〜
０．８０％、Ｍｎ ０．６０〜２．５０％、酸ＩｊＴ溶
／Ｍ？０ＯＯ５〜０Ｏ６ｏ％、Ｎｂ Ｏ，００５〜０．
０２０係、Ｔｉ Ｏ，００５〜０．０１５ ％、ＮＯ，
００６％以下を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物
よシなるスラブを、９００〜１１５０’Ｃ：の温度に加
熱した後、Ａ ｒ ３点＋１２０℃以下の温度域におい
て累積川下率６０％以上に熱間圧延し、かつその熱間圧
延をＡｒ５点−１−２０℃以下、Ａ ｒ ３点−６０℃
以上の温Ｒ域で終了させ、その後直ちに２°シ秒以上の
冷却速度で６０ （１℃以下の温度まで冷却することを
！ｔ！ｒ敵とするものである。また第２発明の非調質高
張力鋼の製造方法は、前記第１発明におけるスラブ成分
に加えて、Ｃｕ Ｏ，５’０ ％以下、Ｎｉ １．００
％以−ＦＮ Ｖ Ｃ１，ｌ Ｏ％以下、Ｂｏ、００２％
以下、ＲＥＭＯ，０１０／ｌ）以下、Ｃａ Ｏ，ＯＯ４
％以下のうちから選ばれた１種以上を含有するスラブを
用い、前記第１発明の場合と同様な条件でスラブ加熱、
熱間圧延およびｉ６ ｉ：（＋を行うものである。
製造方法は、Ｃ０，０２〜０．１５％、Ｓｉ０．０２〜
０．８０％、Ｍｎ ０．６０〜２．５０％、酸ＩｊＴ溶
／Ｍ？０ＯＯ５〜０Ｏ６ｏ％、Ｎｂ Ｏ，００５〜０．
０２０係、Ｔｉ Ｏ，００５〜０．０１５ ％、ＮＯ，
００６％以下を含有し残部がＦｅおよび不可避的不純物
よシなるスラブを、９００〜１１５０’Ｃ：の温度に加
熱した後、Ａ ｒ ３点＋１２０℃以下の温度域におい
て累積川下率６０％以上に熱間圧延し、かつその熱間圧
延をＡｒ５点−１−２０℃以下、Ａ ｒ ３点−６０℃
以上の温Ｒ域で終了させ、その後直ちに２°シ秒以上の
冷却速度で６０ （１℃以下の温度まで冷却することを
！ｔ！ｒ敵とするものである。また第２発明の非調質高
張力鋼の製造方法は、前記第１発明におけるスラブ成分
に加えて、Ｃｕ Ｏ，５’０ ％以下、Ｎｉ １．００
％以−ＦＮ Ｖ Ｃ１，ｌ Ｏ％以下、Ｂｏ、００２％
以下、ＲＥＭＯ，０１０／ｌ）以下、Ｃａ Ｏ，ＯＯ４
％以下のうちから選ばれた１種以上を含有するスラブを
用い、前記第１発明の場合と同様な条件でスラブ加熱、
熱間圧延およびｉ６ ｉ：（＋を行うものである。
以下この光間の非調質高張力鋼製造方法をさらにｆ’Ｉ
ＩＶ川に１ｊ免明する。
ＩＶ川に１ｊ免明する。
先ずこの発明の製造方法で使用するスラブの成分限定理
由を説明する。
由を説明する。
Ｃ：Ｃは母材強度を高めるには有効であるが、その反面
、溶接割れ感受性、溶接部の靭性の点からは好ましくな
い。この種の溶接構造用鋼とし−Ｃ必要な強度を得るた
めには最低０．０２％必要であり、一方、大入熱溶接時
の割れ感受性および大入熱溶接部の靭性の点からは０．
１５％以Ｆとする必゛）ｙがあり、したがってＣは０．
０２〜０１５係の範囲に限定した。
、溶接割れ感受性、溶接部の靭性の点からは好ましくな
い。この種の溶接構造用鋼とし−Ｃ必要な強度を得るた
めには最低０．０２％必要であり、一方、大入熱溶接時
の割れ感受性および大入熱溶接部の靭性の点からは０．
１５％以Ｆとする必゛）ｙがあり、したがってＣは０．
０２〜０１５係の範囲に限定した。
Ｓｉ： Ｓ＋は通常の製鋼過程で脱酸元素として６Ｎ加
されるものであシ、また母材の強度向上にも有効である
。脱酸および強要向上の目的から最低０、０２１以上必
要であるが、一方０．８０係を越えれば母材の靭性を損
うから、Ｓｉは０．０２〜０８０チの範囲に限定した。
されるものであシ、また母材の強度向上にも有効である
。脱酸および強要向上の目的から最低０、０２１以上必
要であるが、一方０．８０係を越えれば母材の靭性を損
うから、Ｓｉは０．０２〜０８０チの範囲に限定した。
Ａ６ ： Ａｌも通常の製鋼過程で脱酸元素として添加
されるものであシ、そのためには最低０．００５ ％の
添加含有が必要であるが酸可溶Ａ／Ｊ （ｓｏｌ Ａｄ
）として０．０６０チを越えれば溶接熱影響部の’（
、ＶＪ性のみならず溶接金属の靭性を著しく劣化させる
〇したがってｊ峻口丁溶Ａｌは０００５〜０．０６０チ
の範囲内に限定した。
されるものであシ、そのためには最低０．００５ ％の
添加含有が必要であるが酸可溶Ａ／Ｊ （ｓｏｌ Ａｄ
）として０．０６０チを越えれば溶接熱影響部の’（
、ＶＪ性のみならず溶接金属の靭性を著しく劣化させる
〇したがってｊ峻口丁溶Ａｌは０００５〜０．０６０チ
の範囲内に限定した。
Ｎｂ：Ｎｂは前述のようにこの発明において重要な意味
を持つ元素である。Ｎｂは制御圧延材にて、未再結晶オ
ーステナイト域を拡大したυ、累積的に加えられた圧延
歪を有効に蓄積させるために添加させ、Ｎｂの固溶や炭
窒化物の析出による効果を併せて利用するのが一般的で
ある。しかしながら過剰なＮｂ添加は、大入熱溶接の際
の熱影響部の焼入性を高め、熱影響部をフェライト・パ
ーライトの混合組織でない組織にしてしまうため、衝撃
特性を低下させてし−まり。そこで本発明者等は低Ｃ鋼
に対するＮｂ添加量の影響、特に微量Ｔｉを添加した場
合の微量Ｎｂの効果を明らかにするべく、次のような実
験を行った。すなわち、Ｃ０，０７％、ＳｉＯ，３％、
Ｍｎ １．５ ％、ｐｏ、０１６％、８０．００３係、
Ａ７０．０３０チ、Ｎ Ｏ，ＯＯ５チを含有しかつ００
０７〜０．０１５多のＴｉを添加したＴｉ添加鋼および
Ｔｉ無添加ぐ岡ばついて、０〜００４チまでのＮｉ々の
量のＮｂを添加し、各試験片について板厚２０瞼で２３
４ ＫＪ／ｃｍの入熱のサブマージアーク溶接を施した
ボンド位置での破面遷移温度ｖＴｒｓを調べた。その結
果を第１図に−示す。
を持つ元素である。Ｎｂは制御圧延材にて、未再結晶オ
ーステナイト域を拡大したυ、累積的に加えられた圧延
歪を有効に蓄積させるために添加させ、Ｎｂの固溶や炭
窒化物の析出による効果を併せて利用するのが一般的で
ある。しかしながら過剰なＮｂ添加は、大入熱溶接の際
の熱影響部の焼入性を高め、熱影響部をフェライト・パ
ーライトの混合組織でない組織にしてしまうため、衝撃
特性を低下させてし−まり。そこで本発明者等は低Ｃ鋼
に対するＮｂ添加量の影響、特に微量Ｔｉを添加した場
合の微量Ｎｂの効果を明らかにするべく、次のような実
験を行った。すなわち、Ｃ０，０７％、ＳｉＯ，３％、
Ｍｎ １．５ ％、ｐｏ、０１６％、８０．００３係、
Ａ７０．０３０チ、Ｎ Ｏ，ＯＯ５チを含有しかつ００
０７〜０．０１５多のＴｉを添加したＴｉ添加鋼および
Ｔｉ無添加ぐ岡ばついて、０〜００４チまでのＮｉ々の
量のＮｂを添加し、各試験片について板厚２０瞼で２３
４ ＫＪ／ｃｍの入熱のサブマージアーク溶接を施した
ボンド位置での破面遷移温度ｖＴｒｓを調べた。その結
果を第１図に−示す。
第１図に示すように、Ｔｉ無添加鋼と比較してＴ１添加
鋼は０．０１５％以下という微量のＴｉ添加であるにも
かかわらず、破面遷移温度ｖＴｒｓが４゛（１著に低下
しておシ、さらにＴｉ無添加鋼では添加Ｎｂ量の増大に
比例して破面遷移温度が高くなるのに対し、Ｔｉ添加鋼
の場合には添加Ｎｂ量が００２０％付近までは破面遷移
温度が上昇ぜす、良好な低温靭性が確保されることが明
らかとなった。しかしながら００２％を越えるＮｈを添
加した場合には、Ｎｂ量の増大に伴って破面遷移温度が
上昇し、靭性が低下する。このような事実から、この発
明では添加Ｎｂ量を０．０２％以Ｆに限定した。
鋼は０．０１５％以下という微量のＴｉ添加であるにも
かかわらず、破面遷移温度ｖＴｒｓが４゛（１著に低下
しておシ、さらにＴｉ無添加鋼では添加Ｎｂ量の増大に
比例して破面遷移温度が高くなるのに対し、Ｔｉ添加鋼
の場合には添加Ｎｂ量が００２０％付近までは破面遷移
温度が上昇ぜす、良好な低温靭性が確保されることが明
らかとなった。しかしながら００２％を越えるＮｈを添
加した場合には、Ｎｂ量の増大に伴って破面遷移温度が
上昇し、靭性が低下する。このような事実から、この発
明では添加Ｎｂ量を０．０２％以Ｆに限定した。
一方、母材強度に関しては、従来は００２％以下程度の
微量のＮｂ添加では強度改善に効果がないとされていた
。しかしながら本発明者等の（ＩＪＴ ’９１’ｈによ
れば、００２％以Ｆの微量Ｎｂ添加でも母材節１（（を
向上させ得ることが判明した。すなわち、前、；ｃ同様
な成分に加えて種々の量のＮｂを添加したＴ１添加鋼の
スラブを１０００℃に加熱し、Ａｒ３点＋１２０℃以下
の温度域で累積圧下率で８５チの熱間圧延を力・市し、
かつその熱間圧延仕上げ温度をＡ ｒ ５点−４０°Ｃ
とし、直ちに６００’Ｃ４でｌＯ°シ秒の冷却速度で制
御冷却し、得られた鋼板の下部降伏強さと引張強さを調
べたところ、第２図に示す結果が得られた。第２図に示
すように、降伏強さおよび引張強さはいずれも添加Ｎｂ
量が増すにつれて大きくなっているが、その効果はＮｂ
量が００１多程度１でであり、それ以上の量のＮｂを添
加しても降伏強さ、引張強さはさほど大きくならない。
微量のＮｂ添加では強度改善に効果がないとされていた
。しかしながら本発明者等の（ＩＪＴ ’９１’ｈによ
れば、００２％以Ｆの微量Ｎｂ添加でも母材節１（（を
向上させ得ることが判明した。すなわち、前、；ｃ同様
な成分に加えて種々の量のＮｂを添加したＴ１添加鋼の
スラブを１０００℃に加熱し、Ａｒ３点＋１２０℃以下
の温度域で累積圧下率で８５チの熱間圧延を力・市し、
かつその熱間圧延仕上げ温度をＡ ｒ ５点−４０°Ｃ
とし、直ちに６００’Ｃ４でｌＯ°シ秒の冷却速度で制
御冷却し、得られた鋼板の下部降伏強さと引張強さを調
べたところ、第２図に示す結果が得られた。第２図に示
すように、降伏強さおよび引張強さはいずれも添加Ｎｂ
量が増すにつれて大きくなっているが、その効果はＮｂ
量が００１多程度１でであり、それ以上の量のＮｂを添
加しても降伏強さ、引張強さはさほど大きくならない。
したがって０．０２ ％以下のＮｂ添加でも充分にＮｂ
による母材強度向上効果が得られていることが明らかで
ある。
による母材強度向上効果が得られていることが明らかで
ある。
さらに大入熱浴接した場合の継手強度の軟化に対しても
同様に００２条以下の微量Ｎｂ添加で効果があることが
本発明者等の研究によシ判明した。
同様に００２条以下の微量Ｎｂ添加で効果があることが
本発明者等の研究によシ判明した。
すなわち、ｌ］汀を尼同様な成分に加えて、Ｎｂ層が０
０２係以丁のＴｉ添加鋼につき、２（Ｍｌｌｌ＋の板厚
で２３４ ＫＪ／ｆｆｌの入熱のサブマージアーク溶接
により溶接した継手の表面丁０５餌の位置のビッカース
硬さをボンドから母材にかけてｄｌ１１定したところ、
第３図に示す結果が得られた。第３図に示すようにＮｂ
無添加の鋼では、ボンドの位置から母材にかけて硬度が
犬きく減少し、Ｎｂ添加量が０．０１０％の鋼およびＮ
ｂ添加量が０．０１７％の鋼と比較して、母材の硬度よ
シも低硬度の領域の幅、すなわち軟化幅が広く、シかも
硬度の最低値も低い。そしてボンドから母材にかけての
硬度の最低値を添加Ｎｂ量に対してまとめれば第４図に
示すようになり、この第４図から継手軟化に効果が増加
するの６′、ｉｏ、０１０係のＮｂ量までであり、それ
以−ＦＮｂ量が増加してももはや継手軟化防止効果は増
大しない。
０２係以丁のＴｉ添加鋼につき、２（Ｍｌｌｌ＋の板厚
で２３４ ＫＪ／ｆｆｌの入熱のサブマージアーク溶接
により溶接した継手の表面丁０５餌の位置のビッカース
硬さをボンドから母材にかけてｄｌ１１定したところ、
第３図に示す結果が得られた。第３図に示すようにＮｂ
無添加の鋼では、ボンドの位置から母材にかけて硬度が
犬きく減少し、Ｎｂ添加量が０．０１０％の鋼およびＮ
ｂ添加量が０．０１７％の鋼と比較して、母材の硬度よ
シも低硬度の領域の幅、すなわち軟化幅が広く、シかも
硬度の最低値も低い。そしてボンドから母材にかけての
硬度の最低値を添加Ｎｂ量に対してまとめれば第４図に
示すようになり、この第４図から継手軟化に効果が増加
するの６′、ｉｏ、０１０係のＮｂ量までであり、それ
以−ＦＮｂ量が増加してももはや継手軟化防止効果は増
大しない。
以上のように０．０２０９１＋以下の微量Ｎｂ添加でも
、母材強度を上昇させるとともに継手軟化ｂ１を小さく
し、かつ大入熱溶接時の靭性劣化を防止できることが明
らかである。なお０．００５４未満のＮｂ量ではこれら
の効果が顕著ではなく、シたがってＮｂ量は０．００５
〜０．０２０％の範囲とした。
、母材強度を上昇させるとともに継手軟化ｂ１を小さく
し、かつ大入熱溶接時の靭性劣化を防止できることが明
らかである。なお０．００５４未満のＮｂ量ではこれら
の効果が顕著ではなく、シたがってＮｂ量は０．００５
〜０．０２０％の範囲とした。
Ｔ１：前述したＮｂ添加喰についての第１図の実験結果
から明らかなように、Ｔ１の添加は大入熱溶接時のボン
ド靭性改善に欠くことができない。しかしながらその効
果もＴｉ添加量が０．００５％未満では充分ではなく、
一方０．０１５％を越えて添加すればかえって靭性が劣
化するから、ＴＩ添加量は０、００５〜０．０１５％の
範囲に限定した。
から明らかなように、Ｔ１の添加は大入熱溶接時のボン
ド靭性改善に欠くことができない。しかしながらその効
果もＴｉ添加量が０．００５％未満では充分ではなく、
一方０．０１５％を越えて添加すればかえって靭性が劣
化するから、ＴＩ添加量は０、００５〜０．０１５％の
範囲に限定した。
Ｎ：Ｎは通常の製鋼過程によシネ可避的に含有されるが
、０．００６％を越えれば母材および大入熱浴接時の靭
性を損うから、０．００６％以下に限定した。
、０．００６％を越えれば母材および大入熱浴接時の靭
性を損うから、０．００６％以下に限定した。
この発明の製造方法で使用するスラブは、上述のように
して規定されるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、酸可溶Ａ７ 、 Ｎｌ
） 、 Ｔｉ 、 Ｎのほか、さらに必要に応じてＣｕ
、 Ｎｉ 、 Ｖ 、 Ｂ 、およびＲＥＭ （希土
類元素）のうちの１種以上が含有される。これらの元素
の適正なｉ１ｔの添加はこの発明の主要な特徴をなんら
損うことなく、高張力化あるいはその他の緒特性の向上
に寄与する。以下にこれらの成分元素の添加目的および
添加量限定理由を説明する。
して規定されるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、酸可溶Ａ７ 、 Ｎｌ
） 、 Ｔｉ 、 Ｎのほか、さらに必要に応じてＣｕ
、 Ｎｉ 、 Ｖ 、 Ｂ 、およびＲＥＭ （希土
類元素）のうちの１種以上が含有される。これらの元素
の適正なｉ１ｔの添加はこの発明の主要な特徴をなんら
損うことなく、高張力化あるいはその他の緒特性の向上
に寄与する。以下にこれらの成分元素の添加目的および
添加量限定理由を説明する。
Ｎｉ ： Ｎｉは溶接熱影響部の硬化性および靭性に悪
影響を与えることなく、母材の強度および靭性を向上さ
せるに有効で必るが、高価であるため１．０−を上限と
した。
影響を与えることなく、母材の強度および靭性を向上さ
せるに有効で必るが、高価であるため１．０−を上限と
した。
Ｃｕ ： Ｃｕの添加はＮｉの添加と同様な効果がある
ばかりでなく、耐食性向上に有効であるが、０５０チを
越えれば熱間脆性が生じ易く、鋼板の表面性状を劣化さ
せるので、０５０％を上限とした。
ばかりでなく、耐食性向上に有効であるが、０５０チを
越えれば熱間脆性が生じ易く、鋼板の表面性状を劣化さ
せるので、０５０％を上限とした。
ｖ：ｖは強度と靭性の向上、および溶接継手強度確保の
ために添加するが、０．１０％を越えて添加すれば母材
と溶接熱影響部の靭性を著しく劣化させるから、０．１
０％を上限とした。
ために添加するが、０．１０％を越えて添加すれば母材
と溶接熱影響部の靭性を著しく劣化させるから、０．１
０％を上限とした。
Ｂ：Ｂは炭素当量を上昇させることなく高張力化が可能
であるが、０．００２％を越えて添加すれば溶接熱影響
部の靭性を著しく劣化させるから、１３を添加する場合
の上限を０．００２ ％とした。
であるが、０．００２％を越えて添加すれば溶接熱影響
部の靭性を著しく劣化させるから、１３を添加する場合
の上限を０．００２ ％とした。
Ｃａ 、 ＲＥＭ ：これらは鋼中介在物ＭｎＳの形態
ＩＩＩＩＩ＃を行って圧延直角方向の靭性向上に効果が
あり、いずれか一種または両者の複合添加のいずれでも
効果があるが、それぞれ０．００４％を越えるＣａ２よ
び０．０１０％を越えるＲＥＭの添加は鋼の清浄度を低
下させ、内部欠陥の原因となるから、Ｃａの上限を００
０４俤、ＲｇＭの上限を０．０１０％とした。
ＩＩＩＩＩ＃を行って圧延直角方向の靭性向上に効果が
あり、いずれか一種または両者の複合添加のいずれでも
効果があるが、それぞれ０．００４％を越えるＣａ２よ
び０．０１０％を越えるＲＥＭの添加は鋼の清浄度を低
下させ、内部欠陥の原因となるから、Ｃａの上限を００
０４俤、ＲｇＭの上限を０．０１０％とした。
この発明の方法では上述のような成分のスラブを加熱し
、熱間圧延するが、このスラブ加熱、熱ｌｉｄ］圧延お
よび圧延後の冷却の各条件もこの発明では極めて重要な
、要素となっている。すなわち、この発明で対象として
いる低Ｃ鋼は高強度を得にくい材料であり、熱間圧延後
空冷の如き遅い冷却速度にした場合、降伏強さは所期の
値が得られたとしても、引張強さは所期の値を満足する
のが困難となり、一方圧延後強制冷却すれば引張強さは
所期の値が得られるが、降伏強さは降伏現象が消失して
しまうために充分な値が得られない。そこでこの発明で
はＮｂ 、 Ｔｉを含有させてフェライト粒を微！ｆｌ
にし、これにより降伏応力を上昇させ、かつ第２相を加
速冷却によシ硬質なフェライト・ベイナイト組織に変え
ることによって引張応力を増大させるのであり、そのた
めにスラブ加熱−熱間圧延−冷却の各条件が規定される
。以下にこれらの各条件を説明する。
、熱間圧延するが、このスラブ加熱、熱ｌｉｄ］圧延お
よび圧延後の冷却の各条件もこの発明では極めて重要な
、要素となっている。すなわち、この発明で対象として
いる低Ｃ鋼は高強度を得にくい材料であり、熱間圧延後
空冷の如き遅い冷却速度にした場合、降伏強さは所期の
値が得られたとしても、引張強さは所期の値を満足する
のが困難となり、一方圧延後強制冷却すれば引張強さは
所期の値が得られるが、降伏強さは降伏現象が消失して
しまうために充分な値が得られない。そこでこの発明で
はＮｂ 、 Ｔｉを含有させてフェライト粒を微！ｆｌ
にし、これにより降伏応力を上昇させ、かつ第２相を加
速冷却によシ硬質なフェライト・ベイナイト組織に変え
ることによって引張応力を増大させるのであり、そのた
めにスラブ加熱−熱間圧延−冷却の各条件が規定される
。以下にこれらの各条件を説明する。
先ずスラブ加熱は９００〜１１５０℃の範囲内の温度と
する。スラブ加熱温度が１１５０’Ｃを越えれば、加熱
時のオーステナイト粒が粗大になり過ぎ、続く圧延によ
ってもオーステナイトが微ｍｌ］１化せず、そのためそ
のオーステナイト粒から生じるフェライト粒も微細とな
らないから、充分ｐｃ高い降伏応力が得られず、低温靭
性も不充分となる。
する。スラブ加熱温度が１１５０’Ｃを越えれば、加熱
時のオーステナイト粒が粗大になり過ぎ、続く圧延によ
ってもオーステナイトが微ｍｌ］１化せず、そのためそ
のオーステナイト粒から生じるフェライト粒も微細とな
らないから、充分ｐｃ高い降伏応力が得られず、低温靭
性も不充分となる。
したがってスラブ加熱温度の上限を１１５０°゛Ｃと規
定した。一方スラブ加熱温度の下限はＮｂの固溶量と関
係している。すなわちこの発明の方法においてはＮｂを
スラブ加熱時に固溶させておき、ｊＥ延延中Ｎｂを微細
に析出させてオーステナイトの再結晶を遅らせ、結果と
してオーステナイトの再結晶域をよシ低温側に拡大させ
る必要があり、このようにオーステナイトの再結晶域を
低温側へ拡大させることによシ、オーステナイトの未再
結晶」或において高い累積圧下率での圧延が可能となり
、変形帯の密度が増加して冷却時のオーステナイト粒が
実質的に微細化され、その結果冷却後の鋼板が充分な靭
性を示すことになる。このような効果をもたらすスラブ
加熱時のＮｂの固溶量は０．００５％以上あれば良く、
そのための最低のスラブ加熱温度は、Ｃ量とＮ量によっ
て異なるが、この発明の成分範囲の場合９００°Ｃあれ
ば良い。したがってスラブ加熱温度の下限は９００℃と
規定した。
定した。一方スラブ加熱温度の下限はＮｂの固溶量と関
係している。すなわちこの発明の方法においてはＮｂを
スラブ加熱時に固溶させておき、ｊＥ延延中Ｎｂを微細
に析出させてオーステナイトの再結晶を遅らせ、結果と
してオーステナイトの再結晶域をよシ低温側に拡大させ
る必要があり、このようにオーステナイトの再結晶域を
低温側へ拡大させることによシ、オーステナイトの未再
結晶」或において高い累積圧下率での圧延が可能となり
、変形帯の密度が増加して冷却時のオーステナイト粒が
実質的に微細化され、その結果冷却後の鋼板が充分な靭
性を示すことになる。このような効果をもたらすスラブ
加熱時のＮｂの固溶量は０．００５％以上あれば良く、
そのための最低のスラブ加熱温度は、Ｃ量とＮ量によっ
て異なるが、この発明の成分範囲の場合９００°Ｃあれ
ば良い。したがってスラブ加熱温度の下限は９００℃と
規定した。
上述のような条件で加熱したスラブは、これをＡｒ３点
＋１２０℃以下の温度範囲で６０％以上の圧延を行ない
、かつ圧延仕上げ温度をＡｒ５点＋２０℃以下、Ａｒ３
点−６０℃の範囲内の温度とする。これによってオース
テナイトに多量の変形帯を導入でき、これがフェライト
の核となり、その結果圧延後のフェライト粒が微細化す
る。ここでＡｒ５点以下で圧延を仕上げた場合でも、Ａ
ｒ３’６０℃以上であれば靭性の劣化なしに高強度を得
ることが可能となる。仕上げ温度がＡｒ５ ６０°Ｃ未
満では、変態した後加工されたフェライト量が多くなっ
て靭性が劣化し、一方仕上げ温度がＡｒ３＋２０°゛Ｃ
よりも高い場合またはＡｒ３点＋１２０℃以下の累積圧
下率が６０チ未満の場合には、変形帯の導入が不足して
圧延後のフェライト粒のａ ＋１１１１化が不充分とな
る。したがらで圧延条件を上述のように定めた。
＋１２０℃以下の温度範囲で６０％以上の圧延を行ない
、かつ圧延仕上げ温度をＡｒ５点＋２０℃以下、Ａｒ３
点−６０℃の範囲内の温度とする。これによってオース
テナイトに多量の変形帯を導入でき、これがフェライト
の核となり、その結果圧延後のフェライト粒が微細化す
る。ここでＡｒ５点以下で圧延を仕上げた場合でも、Ａ
ｒ３’６０℃以上であれば靭性の劣化なしに高強度を得
ることが可能となる。仕上げ温度がＡｒ５ ６０°Ｃ未
満では、変態した後加工されたフェライト量が多くなっ
て靭性が劣化し、一方仕上げ温度がＡｒ３＋２０°゛Ｃ
よりも高い場合またはＡｒ３点＋１２０℃以下の累積圧
下率が６０チ未満の場合には、変形帯の導入が不足して
圧延後のフェライト粒のａ ＋１１１１化が不充分とな
る。したがらで圧延条件を上述のように定めた。
上述のような熱間圧延を行った後には、直ちに２°シ秒
以上の冷却速度で加速冷却し、かつその２°Ｑ俄以上の
冷却速度を６００℃以下の任意の温度まで持続させる。
以上の冷却速度で加速冷却し、かつその２°Ｑ俄以上の
冷却速度を６００℃以下の任意の温度まで持続させる。
冷却速度が２ ”Ｃ／俄未満では、加速？や却の効果、
すなわち硬質なマルテンサイト・ベイナイトの組織を生
成させることによる強度（引張強さ）増大の効果が得ら
れない。また加速冷却を６００℃よシも高い温度で停止
させた場合にも加速冷却による強度上昇効果がほとんど
（ｉ）られない。したがって上述のように２°シ泗以上
の／）却速度で６００℃以下の温度まで加速冷却を行う
こととした。なおこの加速冷却は熱間圧延ｉ（４’Ｔ後
直ちに行う必要がある。
すなわち硬質なマルテンサイト・ベイナイトの組織を生
成させることによる強度（引張強さ）増大の効果が得ら
れない。また加速冷却を６００℃よシも高い温度で停止
させた場合にも加速冷却による強度上昇効果がほとんど
（ｉ）られない。したがって上述のように２°シ泗以上
の／）却速度で６００℃以下の温度まで加速冷却を行う
こととした。なおこの加速冷却は熱間圧延ｉ（４’Ｔ後
直ちに行う必要がある。
以下に実施例を記す。
第１表の調香１〜５に示す成分組成の鋼を高周波真空溶
解により溶製し、その鋼塊を９ｇｉ Ｊしでスラブとし
た後、第２表中に示す加熱−圧延−冷却条件で処理した
。また第１表の調香６〜１０に示す成分組成の鋼スラブ
を連続鋳造によって得、第２表中に示す条件で処理した
。なお第１表において供試鋼１，２．３は比較鋼、供試
鋼６は従来鋼、供試鋼４，５．７〜１０はこの発明の成
分範囲内の鋼である。
解により溶製し、その鋼塊を９ｇｉ Ｊしでスラブとし
た後、第２表中に示す加熱−圧延−冷却条件で処理した
。また第１表の調香６〜１０に示す成分組成の鋼スラブ
を連続鋳造によって得、第２表中に示す条件で処理した
。なお第１表において供試鋼１，２．３は比較鋼、供試
鋼６は従来鋼、供試鋼４，５．７〜１０はこの発明の成
分範囲内の鋼である。
得られた各鋼板について、母材強度と靭性、大入熱溶接
後のボンド靭性、および継手強度をそれぞれ第２表中に
示す。強度、靭性の試験片はそれぞれ圧延直角方向に採
取し、引張試験および２順Ｖノツチ衝撃試験を施した。
後のボンド靭性、および継手強度をそれぞれ第２表中に
示す。強度、靭性の試験片はそれぞれ圧延直角方向に採
取し、引張試験および２順Ｖノツチ衝撃試験を施した。
また実継手は入熱２３４ ＫＪ／Ｃｍのサブマージアー
ク溶接にて作製し、溶接継手強度はゲージ長さ２ＱＱｍ
、平行部幅４０閣のＪＩＳ ｉ号の長ゲージ試験片でめ
た。なお第２表において各鋼板における数字１〜１０は
第１表に示す鋼１〜１０を用いたことを意味し、サフィ
ックスのＡ−Ｇはそれぞれ異なる製造条件を適用したこ
とを意味する。
ク溶接にて作製し、溶接継手強度はゲージ長さ２ＱＱｍ
、平行部幅４０閣のＪＩＳ ｉ号の長ゲージ試験片でめ
た。なお第２表において各鋼板における数字１〜１０は
第１表に示す鋼１〜１０を用いたことを意味し、サフィ
ックスのＡ−Ｇはそれぞれ異なる製造条件を適用したこ
とを意味する。
第２表に示すように、Ｎｂを添加していない鋼板１ 、
２１−ｊ：いずれも母材強度が不足し、またＮｂは含有
するがＴｉを添加していない鋼板３は、強度は不発Ｉｉ
Ｊ鋼と同等であるが、大入熱溶接後のボンド位置の衝撃
物・住が著しく劣っている。一方Ｎｂをこの発明の限定
範囲を越えて添加した鋼板６は、母材の強度および靭性
、継手強度は優れているが、大入熱溶接後のボンド位置
の衝撃特性が本発明鋼と比べて劣っている。
２１−ｊ：いずれも母材強度が不足し、またＮｂは含有
するがＴｉを添加していない鋼板３は、強度は不発Ｉｉ
Ｊ鋼と同等であるが、大入熱溶接後のボンド位置の衝撃
物・住が著しく劣っている。一方Ｎｂをこの発明の限定
範囲を越えて添加した鋼板６は、母材の強度および靭性
、継手強度は優れているが、大入熱溶接後のボンド位置
の衝撃特性が本発明鋼と比べて劣っている。
また同一成分組成の鋼板４八〜４Ｇのうち、４Ｄはスラ
ブ加熱温度、４ＥはＡｒ５ ＋ １２０℃〜Ａｒ５ ６
０℃での累積圧下率、４Ｆは圧延仕上温度、４Ｇは圧延
後の冷却速度においてそれぞれこの発明の条件・１厄囲
を外れるものであり、一方４Ａ。
ブ加熱温度、４ＥはＡｒ５ ＋ １２０℃〜Ａｒ５ ６
０℃での累積圧下率、４Ｆは圧延仕上温度、４Ｇは圧延
後の冷却速度においてそれぞれこの発明の条件・１厄囲
を外れるものであり、一方４Ａ。
４Ｂ、４Ｃはこの発明の条件範囲内で処理した鋼板であ
り、第２表中においてこの発明の範囲を外れる条件には
Ｆ勝を附した。これらの鋼板４Ａ〜４Ｇのうち、圧延条
件においてこの発明の範囲を外れている鋼板４Ｄ、４Ｅ
、４Ｆは、いずれも本発明鋼４Ａに比べて靭性が劣って
いる。また圧延後空冷した鋼板４Ｇと、１０′シ捗で加
速冷却を行なった鋼板４Ａとを比較すれば、鋼板４Ａの
力が強度において大きく上まわっており、し７がもり性
は同等であシ、このことから加速冷却の効果が明らかで
ある。さらにこのほかの本発明法にょる鋼４Ｂ、４Ｃ，
７，８，９，１０も、いずれも強度、靭性ともに優れ、
かつ継手強度も充分な値を示している。
り、第２表中においてこの発明の範囲を外れる条件には
Ｆ勝を附した。これらの鋼板４Ａ〜４Ｇのうち、圧延条
件においてこの発明の範囲を外れている鋼板４Ｄ、４Ｅ
、４Ｆは、いずれも本発明鋼４Ａに比べて靭性が劣って
いる。また圧延後空冷した鋼板４Ｇと、１０′シ捗で加
速冷却を行なった鋼板４Ａとを比較すれば、鋼板４Ａの
力が強度において大きく上まわっており、し７がもり性
は同等であシ、このことから加速冷却の効果が明らかで
ある。さらにこのほかの本発明法にょる鋼４Ｂ、４Ｃ，
７，８，９，１０も、いずれも強度、靭性ともに優れ、
かつ継手強度も充分な値を示している。
ここで木兄Ｅ！Ａ鋼７は本発明鋼４の成分にＣｕ 。
Ｎｉ ’＋ Ｖ 、 Ｂ 、 ＲＥＭを、本発明鋼８は
同じく本発明鋼４の成分にＣｕ 、 Ｎｉを、さらに本
発明鋼９は本発明鋼４の成分にＲＥＭを、また本発明鋼
１０は本発明鋼４の成分にＶを、それぞれこの発明の１
１１１Σ囲内で添加したものであるが、これらのうち０
．３０チＣｕおよび０．３１％Ｎｉを添加した本発明鋼
８は、ボンド靭性と母材靭性を劣化させることなく、母
材強度が本発明法による鋼４Ａと比較して降伏強す（Ｙ
、Ｓ、 ）テ１．７ ｋｇｆ／ｍｌ １引張強さくＴ、
Ｓ、）ｆ３、２ ｋｇｆＡｙ！ ％継手強度で２−１
ｋｇｆＡＩ上昇しており、このことがらＣｕ 、 Ｎｉ
の添加が強度向上に有〃ｌであることが明らかでちる。
同じく本発明鋼４の成分にＣｕ 、 Ｎｉを、さらに本
発明鋼９は本発明鋼４の成分にＲＥＭを、また本発明鋼
１０は本発明鋼４の成分にＶを、それぞれこの発明の１
１１１Σ囲内で添加したものであるが、これらのうち０
．３０チＣｕおよび０．３１％Ｎｉを添加した本発明鋼
８は、ボンド靭性と母材靭性を劣化させることなく、母
材強度が本発明法による鋼４Ａと比較して降伏強す（Ｙ
、Ｓ、 ）テ１．７ ｋｇｆ／ｍｌ １引張強さくＴ、
Ｓ、）ｆ３、２ ｋｇｆＡｙ！ ％継手強度で２−１
ｋｇｆＡＩ上昇しており、このことがらＣｕ 、 Ｎｉ
の添加が強度向上に有〃ｌであることが明らかでちる。
また０、０３９％のＶを除加した本発明鋼１０も、ボン
ド靭性および母材靭性を劣化させることなく、鋼４Ａと
比較して母材強度が降伏強さで１．３ ｋｇｆ７Ｍ 、
引張強さで２．６ｋｇｆ／ｍｒ！−、継手強度が］、
５ ｋｌｉ’ｆＡｆｆｌ Ｎそれぞれ上昇しており、こ
の事実からＶの添加効果が明らかである。
ド靭性および母材靭性を劣化させることなく、鋼４Ａと
比較して母材強度が降伏強さで１．３ ｋｇｆ７Ｍ 、
引張強さで２．６ｋｇｆ／ｍｒ！−、継手強度が］、
５ ｋｌｉ’ｆＡｆｆｌ Ｎそれぞれ上昇しており、こ
の事実からＶの添加効果が明らかである。
さらにＲＥＭを０００５％添加した本発明鋼９の場合、
鋼４Ａと比較して母材の靭性が優れていることが明らか
である。そしてまた０、１８％Ｃｕ。
鋼４Ａと比較して母材の靭性が優れていることが明らか
である。そしてまた０、１８％Ｃｕ。
０．４８ ％Ｎｉ 、 ０．０３７％Ｖ、０．０Ｏ１７
％Ｂ。
％Ｂ。
０、００５ ％ ＲＥＭを添加した本発明鋼７の場合、
鋼４Ａと比較してＪｆＪ、材の強度が降伏強さで４、Ｏ
ｋｇｆ／ｉｉ＋ｆｆｌ Ｎ引張強さで３．４ ｋｇｆＡ
Ｎ ％継手強度が引張強さで１．８ ｋｇｆＡｉ 、そ
れぞれ上昇している。
鋼４Ａと比較してＪｆＪ、材の強度が降伏強さで４、Ｏ
ｋｇｆ／ｉｉ＋ｆｆｌ Ｎ引張強さで３．４ ｋｇｆＡ
Ｎ ％継手強度が引張強さで１．８ ｋｇｆＡｉ 、そ
れぞれ上昇している。
以上の実施例からも明らかなように、この発明の製造方
法によれば、０００５〜０．０２０％の範囲の依、吐な
Ｎｂを０００５〜０．０１５俤のＴｉとともに添加し、
かつ特定のスラブ加熱−圧延−冷却条件を適用すること
によって、高強度、高靭性でしかも大入熱浴接特性、と
りわけ大入熱溶接した場合の継手強度の低−ドが少なく
がっボンド靭１１；の優れた鋼板を得ることができる。
法によれば、０００５〜０．０２０％の範囲の依、吐な
Ｎｂを０００５〜０．０１５俤のＴｉとともに添加し、
かつ特定のスラブ加熱−圧延−冷却条件を適用すること
によって、高強度、高靭性でしかも大入熱浴接特性、と
りわけ大入熱溶接した場合の継手強度の低−ドが少なく
がっボンド靭１１；の優れた鋼板を得ることができる。
まだ第２発明にしたがってＣｕ 、 Ｎｉ 、 Ｖ 、
Ｂ 、 Ｃａ 、 ＲＥＭの１４重以上を添加すること
によシ、より高強度の■（・１板を、大入熱ボンド靭性
および母材靭性を劣１ヒさせることなぐ製造することが
できる。
Ｂ 、 Ｃａ 、 ＲＥＭの１４重以上を添加すること
によシ、より高強度の■（・１板を、大入熱ボンド靭性
および母材靭性を劣１ヒさせることなぐ製造することが
できる。
第１図はＮｂ含有量と大入熱溶接ボンド部の破面遷移温
度との関係を示す相関グラフ、第２図はＮｌ＞含有量が
母材強度および母材靭性に及ぼす影７１４＋を示す相関
グラフ、第３図および第４図は、Ｎｂ含有量が大入熱溶
接時の継手軟化に及ぼす影響を示すグラフである。 出願人 川崎製鉄株式会社 代理人 弁理士豊田武人 （ほか１名）
度との関係を示す相関グラフ、第２図はＮｌ＞含有量が
母材強度および母材靭性に及ぼす影７１４＋を示す相関
グラフ、第３図および第４図は、Ｎｂ含有量が大入熱溶
接時の継手軟化に及ぼす影響を示すグラフである。 出願人 川崎製鉄株式会社 代理人 弁理士豊田武人 （ほか１名）
Claims (2)
- （１）Ｃ０，０２〜０１５％（重量％、以下同じ）、Ｓ
ｉ ０．０２〜０．８０％、Ｍｎ ０．６０〜２．５０
％、酸ＯＴ浴Ａｌ Ｏ，ＯＯ５〜０．０６０チ、Ｎｂ
Ｏ，００５〜００２０％、ＴｉＯ，００５〜０．０１５
チ、ＮＯ，００６％以下を含有し残部がＦｅおよび不可
避的不純物よりなるスラブを、９００〜１１５０℃の範
囲内に加熱した後、Ａｒ５点＋１２０℃以下の温度域に
おいて木精圧下率６０チ以上に熱間圧延し、かつその熱
間圧延をＡｒ５点＋２０℃以下、Ａｒ３点−６０℃以上
の温度域で終了させ、その後直ちに２°い少以上の冷却
速度で６００℃以下の温度まで冷却することを特徴とす
る非調質高張力鋼の製造力７去。 - （２）Ｃ０，０２〜０１５ ％、 Ｓｉ０．０２〜０．
８０％、Ｊ（ｎ Ｏ，６０〜２．５０％、酸可溶Ａ＃
Ｏ，ＯＯ５〜０、 ０ ６ ０ ％ 、 Ｎｂ ０．０
０ ５〜００２０ チ、Ｔｉ０、００５〜０．０１５
％、 ＮＯ，００６係以下を含有し、さらにＣｕ Ｏ，
５０％以下、Ｎｉ１．００％以上、７０１０％以下、Ｂ
Ｏ，００２％以下、ＨＥＭ Ｏ，０１０チ以下、Ｃａ
Ｏ，００４％以下のうちから選ばれた１種以上を含有し
、残部がＦｅおよび不可避的不純物よシなるスラブを、
９００〜１１５０℃の範囲内に加熱した後、Ａｒ５点＋
１２０℃以下の温度域にて累積圧下率６０％以上に熱間
圧延し、かつその熱間圧延をＡｒ５点＋２０℃以下、Ａ
ｒ５点−６０’Ｃ以上の温度域にて終了させ、その後直
ちに２°ＣＡ＞以上の冷却速度で６００℃以下の温度ま
で冷却することを特徴とする非鋼質高張力鋼の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17569483A JPS6067621A (ja) | 1983-09-22 | 1983-09-22 | 非調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17569483A JPS6067621A (ja) | 1983-09-22 | 1983-09-22 | 非調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6067621A true JPS6067621A (ja) | 1985-04-18 |
| JPS626730B2 JPS626730B2 (ja) | 1987-02-13 |
Family
ID=16000606
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17569483A Granted JPS6067621A (ja) | 1983-09-22 | 1983-09-22 | 非調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6067621A (ja) |
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1983
- 1983-09-22 JP JP17569483A patent/JPS6067621A/ja active Granted
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