JPS6160893B2 - - Google Patents
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- Publication number
- JPS6160893B2 JPS6160893B2 JP57120525A JP12052582A JPS6160893B2 JP S6160893 B2 JPS6160893 B2 JP S6160893B2 JP 57120525 A JP57120525 A JP 57120525A JP 12052582 A JP12052582 A JP 12052582A JP S6160893 B2 JPS6160893 B2 JP S6160893B2
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- toughness
- steel
- strength
- cooling
- Prior art date
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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
- 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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- 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)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
本発明は耐溶接継手軟化特性に優れた厚肉非調
質50キロ級鋼の製造法に関するものである。 一般に50Kg／mm2級の非調質高張力鋼板は造船、
海洋構造物、橋梁、産業機械等に広く使用されて
いる。これらの用途においては、、規定の強度、
低温靭性と共に溶接割れが発生しないことまた造
船用途では、いかなる大入熱溶接にも耐え得る鋼
板が要求されている。 しかして溶接割れを生じないで、且つ継手の低
温靭性を高める手段として、Ceqの低下が有効で
あることが知られている。このために制御圧延法
や、最近では加速冷却法により、Ceqの低減をは
かることが試みられている。特に後者は強度上昇
代が大きく、Ceqの大幅な低減が可能である。 しかしながら本発明者らの知見によれば、Ceq
の大幅な低減は、特に板厚が厚く溶接入熱が大き
くなるに従い継手軟化を生じ、継手部の強度が規
定値を満足しにくくなる問題を有する。さらに板
厚が35mm以上の厚さになると、制御圧延も加速冷
却も板厚中心部までその効果が有効に作用し難
く、その結果として板厚中心部まで良好な低温靭
性を得ることが困難である。 本発明はこのような問題点を有利に解決するた
めになされたものであり、その要旨とするところ
は、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.6〜2.5％、Nb：0.004〜0.010％、T.Al：0.005
〜0.1％、Ceq：0.35％以下を基本成分とし、更に
Ti：0.15％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.5％以
下、Cu：0.5％以下の範囲で１種または２種以上
含有し、残部Feおよび不可避不純物よりなる鋼
を、950〜1200℃に加熱し、熱間圧延において900
℃〜Ar3点の間で35％以上80％以下の累積圧下を
施し、この熱間圧延に引さ続き、Ar3点以上から
0.3m3／m2・min以上1.0m3／m2・min以下の水量
密度で加速冷却し、250℃以下まで冷却すること
を特徴とする耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性
厚肉非調質50キロ級鋼の製造法に関するものであ
る。但し、Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Si／24＋Cr／５
＋Mo／４＋Ｖ／14＋Ni／40とする。 本発明者等は、母材の機械的性質に対してNb
が有効な範囲は、Nb含有量0.01％以上という従
来の知見に対し、種々の制御圧延―加速冷却材の
機械的性質を調査した結果、適切な制御圧延―加
速冷却を行なえば、0.004％以上0.01％以下の微
量Nb添加で得られる細粒化でも、板厚35mm以上
の鋼板の板厚中心部まで十分な低温靭性が得られ
ること、さらに溶接継手性能については、この微
量Nbは、大入熱溶接の溶接熱影響部においては
一旦溶解し、その後析出硬化を生じ、低温靭性を
阻害することなく、継手軟化抵抗を付与する効果
があることを知見した。 本発明はこのような知見をもとに、低Ceqで高
靭性を有し、かつ耐溶接継手軟化抵抗を有する非
調質50キロ級鋼の製造法を完成させたものであ
る。 次に本発明における成分限定理由を述べる。 Ｃは鋼の靭性および溶接性を確保するため上限
を0.20％とし、下限は強度確保のため0.03％とす
る。 Siは脱酸のため0.05％以上必要であるが、多く
なると溶接性を阻害するため上限を0.6％とす
る。 Mnは強度確保のため0.6％以上は必要である
が、多くなると溶接性を阻害するため上限を2.5
％とする。 Nbは本発明にとつて重要な元素であり、溶接
熱影響部の析出硬化の点より、0.01％以下の微量
に制限する。尚下限については、細粒化効果を良
好に得るため、0.004％以上とすることが好まし
い。 T.Alは脱酸のため0.005％以上は必要である
が。多くなると鋼中に介在物が多くなりすぎ、鋼
の性質を悪化させるため0.1％以下とする。 本発明は上記の必須基本成分の他に、以下の元
素を１種または２種以上選択的に含有させること
ができる。 即ちTiはオーステナイト粒の細粒化に有用で
あるが、多くなると溶接性を阻害するため0.15％
以下とする。Niは低温靭性の改善に有用である
が、高価な元素であるため0.5％以下とする。Mo
は強度上昇に有用であるが、高価な元素であるた
め0.5％以下とする。Cuは強度上昇及び耐食性向
上に有用であるが、多くなると鋼表面にヒビ割れ
が発生するため0.5％以下とする。 Ceqの上限を0.35％としたのは、これ以上にな
ると強度が上がりすぎることのほか、溶接性が劣
化するため制限する。 次に加熱、圧延、冷却条件について述べる。 加熱温度は1200℃を超えると、粒の粗大化が著
しくなるため1200℃以下とする。下限はA3変態
点以上で十分溶体化する温度として950℃以上と
する。好ましくは950〜1150℃が良い。熱間圧延
条件を900℃〜Ar3点間において、累積圧下率を
35％以上としたのは、微量Nb添加と相俟つて、
板厚35mm以上の厚肉鋼板でも板厚中心部まで細粒
とし、低温靭性を向上するために必要であり好ま
しくは40％以上である。 一方、80％を超える累積圧下率になると、圧延
能率が低下しすぎ、コスト上昇を招くため80％を
上限とする。 次いで冷却開始温度をAr3点以上としたのは、
初析フエライトーオーステナイト域からの強制冷
却は、ミクロ組織の均一性、低温靭性確保上好ま
しくないためAr3点以上とした。 加速冷却時の冷却は、Ceq0.35％の低Ceq
で、板厚35mm以上の厚肉においても、板厚中心部
まで十分な冷却効果を持たせ、引張強度が規定値
を満足するため、0.3m3／m2・min以上の水量密
度が必要である。しかし多量の冷却水の供給は強
度が上昇しすぎるため、1.0m3／m2・min以下と
する。 次に冷却終了温度を250℃以下としたのは、温
度が高すぎると引張強度の低下を生じ好ましくな
いからである。 次に実施例を比較例と共に挙げる。 第１表に示す成分組成の鋼を用い、第２図に示
す加熱―圧延―冷部条件で、板厚35mm、50mmの鋼
板を製造した。得られた鋼板の引張試験及び靭性
値を併せて第２表に示す。
質50キロ級鋼の製造法に関するものである。 一般に50Kg／mm2級の非調質高張力鋼板は造船、
海洋構造物、橋梁、産業機械等に広く使用されて
いる。これらの用途においては、、規定の強度、
低温靭性と共に溶接割れが発生しないことまた造
船用途では、いかなる大入熱溶接にも耐え得る鋼
板が要求されている。 しかして溶接割れを生じないで、且つ継手の低
温靭性を高める手段として、Ceqの低下が有効で
あることが知られている。このために制御圧延法
や、最近では加速冷却法により、Ceqの低減をは
かることが試みられている。特に後者は強度上昇
代が大きく、Ceqの大幅な低減が可能である。 しかしながら本発明者らの知見によれば、Ceq
の大幅な低減は、特に板厚が厚く溶接入熱が大き
くなるに従い継手軟化を生じ、継手部の強度が規
定値を満足しにくくなる問題を有する。さらに板
厚が35mm以上の厚さになると、制御圧延も加速冷
却も板厚中心部までその効果が有効に作用し難
く、その結果として板厚中心部まで良好な低温靭
性を得ることが困難である。 本発明はこのような問題点を有利に解決するた
めになされたものであり、その要旨とするところ
は、Ｃ：0.03〜0.20％、Si：0.05〜0.60％、Mn：
0.6〜2.5％、Nb：0.004〜0.010％、T.Al：0.005
〜0.1％、Ceq：0.35％以下を基本成分とし、更に
Ti：0.15％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.5％以
下、Cu：0.5％以下の範囲で１種または２種以上
含有し、残部Feおよび不可避不純物よりなる鋼
を、950〜1200℃に加熱し、熱間圧延において900
℃〜Ar3点の間で35％以上80％以下の累積圧下を
施し、この熱間圧延に引さ続き、Ar3点以上から
0.3m3／m2・min以上1.0m3／m2・min以下の水量
密度で加速冷却し、250℃以下まで冷却すること
を特徴とする耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性
厚肉非調質50キロ級鋼の製造法に関するものであ
る。但し、Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Si／24＋Cr／５
＋Mo／４＋Ｖ／14＋Ni／40とする。 本発明者等は、母材の機械的性質に対してNb
が有効な範囲は、Nb含有量0.01％以上という従
来の知見に対し、種々の制御圧延―加速冷却材の
機械的性質を調査した結果、適切な制御圧延―加
速冷却を行なえば、0.004％以上0.01％以下の微
量Nb添加で得られる細粒化でも、板厚35mm以上
の鋼板の板厚中心部まで十分な低温靭性が得られ
ること、さらに溶接継手性能については、この微
量Nbは、大入熱溶接の溶接熱影響部においては
一旦溶解し、その後析出硬化を生じ、低温靭性を
阻害することなく、継手軟化抵抗を付与する効果
があることを知見した。 本発明はこのような知見をもとに、低Ceqで高
靭性を有し、かつ耐溶接継手軟化抵抗を有する非
調質50キロ級鋼の製造法を完成させたものであ
る。 次に本発明における成分限定理由を述べる。 Ｃは鋼の靭性および溶接性を確保するため上限
を0.20％とし、下限は強度確保のため0.03％とす
る。 Siは脱酸のため0.05％以上必要であるが、多く
なると溶接性を阻害するため上限を0.6％とす
る。 Mnは強度確保のため0.6％以上は必要である
が、多くなると溶接性を阻害するため上限を2.5
％とする。 Nbは本発明にとつて重要な元素であり、溶接
熱影響部の析出硬化の点より、0.01％以下の微量
に制限する。尚下限については、細粒化効果を良
好に得るため、0.004％以上とすることが好まし
い。 T.Alは脱酸のため0.005％以上は必要である
が。多くなると鋼中に介在物が多くなりすぎ、鋼
の性質を悪化させるため0.1％以下とする。 本発明は上記の必須基本成分の他に、以下の元
素を１種または２種以上選択的に含有させること
ができる。 即ちTiはオーステナイト粒の細粒化に有用で
あるが、多くなると溶接性を阻害するため0.15％
以下とする。Niは低温靭性の改善に有用である
が、高価な元素であるため0.5％以下とする。Mo
は強度上昇に有用であるが、高価な元素であるた
め0.5％以下とする。Cuは強度上昇及び耐食性向
上に有用であるが、多くなると鋼表面にヒビ割れ
が発生するため0.5％以下とする。 Ceqの上限を0.35％としたのは、これ以上にな
ると強度が上がりすぎることのほか、溶接性が劣
化するため制限する。 次に加熱、圧延、冷却条件について述べる。 加熱温度は1200℃を超えると、粒の粗大化が著
しくなるため1200℃以下とする。下限はA3変態
点以上で十分溶体化する温度として950℃以上と
する。好ましくは950〜1150℃が良い。熱間圧延
条件を900℃〜Ar3点間において、累積圧下率を
35％以上としたのは、微量Nb添加と相俟つて、
板厚35mm以上の厚肉鋼板でも板厚中心部まで細粒
とし、低温靭性を向上するために必要であり好ま
しくは40％以上である。 一方、80％を超える累積圧下率になると、圧延
能率が低下しすぎ、コスト上昇を招くため80％を
上限とする。 次いで冷却開始温度をAr3点以上としたのは、
初析フエライトーオーステナイト域からの強制冷
却は、ミクロ組織の均一性、低温靭性確保上好ま
しくないためAr3点以上とした。 加速冷却時の冷却は、Ceq0.35％の低Ceq
で、板厚35mm以上の厚肉においても、板厚中心部
まで十分な冷却効果を持たせ、引張強度が規定値
を満足するため、0.3m3／m2・min以上の水量密
度が必要である。しかし多量の冷却水の供給は強
度が上昇しすぎるため、1.0m3／m2・min以下と
する。 次に冷却終了温度を250℃以下としたのは、温
度が高すぎると引張強度の低下を生じ好ましくな
いからである。 次に実施例を比較例と共に挙げる。 第１表に示す成分組成の鋼を用い、第２図に示
す加熱―圧延―冷部条件で、板厚35mm、50mmの鋼
板を製造した。得られた鋼板の引張試験及び靭性
値を併せて第２表に示す。
【表】
【表】
第１表から明らかなように、鋼Ａ，Ｂ及びＥ，
Ｆ，Ｇは、本発明による成分範囲を満足した鋼で
あり、鋼Ｃ，Ｄは本発明を満足しない成分組成に
なる鋼である。 第２表において鋼板No.A1，B1及びE1.F1，G1
は、本発明による製造条件を満足したもので、50
キロ級鋼として十分な強度と良好な靭性を具備し
ている。これに対しA2は、加熱温度が高すぎる
ため靭性レベルが低い。A3は900℃〜Ar3点間の
累積圧下率が低いため、板厚中心部まで十分な細
粒が得られず靭性が悪い。 A4は冷却開始温度がAr3点以下であるため、強
度、靭性共に悪くなつている。A5は冷却水量密
度が低すぎるため、強度不足になつている。A6
は冷却終了温度が高すぎるため、強度低下を生じ
ている。 B2は900℃〜Ar3点間の累積圧下率が低いため
靭性が悪い。B3は冷却水量密度が低すぎるた
め、強度、靭性共に悪くなつている。B4は冷却
終了温度が高すぎるため強度低下を生じている。 C1は本発明による微量Nbを含有しない成分系
の鋼であり、靭性が悪い。 D1は本発明による微量Nbを含有せず、かつ
Ceqが高すぎる成分系の鋼であり、強度が高すぎ
靭性も極めて悪い値を示している。 以上の通り本発明によれば、厚肉の非調質50キ
ロ級鋼として、十分な強度と優れた低温靭性を備
えた鋼板の製造が可能である。 次に本発明の最も特徴とする継手軟化抵抗性に
ついて、大入熱溶接後の継手部材質を比較して第
３表に示す。
Ｆ，Ｇは、本発明による成分範囲を満足した鋼で
あり、鋼Ｃ，Ｄは本発明を満足しない成分組成に
なる鋼である。 第２表において鋼板No.A1，B1及びE1.F1，G1
は、本発明による製造条件を満足したもので、50
キロ級鋼として十分な強度と良好な靭性を具備し
ている。これに対しA2は、加熱温度が高すぎる
ため靭性レベルが低い。A3は900℃〜Ar3点間の
累積圧下率が低いため、板厚中心部まで十分な細
粒が得られず靭性が悪い。 A4は冷却開始温度がAr3点以下であるため、強
度、靭性共に悪くなつている。A5は冷却水量密
度が低すぎるため、強度不足になつている。A6
は冷却終了温度が高すぎるため、強度低下を生じ
ている。 B2は900℃〜Ar3点間の累積圧下率が低いため
靭性が悪い。B3は冷却水量密度が低すぎるた
め、強度、靭性共に悪くなつている。B4は冷却
終了温度が高すぎるため強度低下を生じている。 C1は本発明による微量Nbを含有しない成分系
の鋼であり、靭性が悪い。 D1は本発明による微量Nbを含有せず、かつ
Ceqが高すぎる成分系の鋼であり、強度が高すぎ
靭性も極めて悪い値を示している。 以上の通り本発明によれば、厚肉の非調質50キ
ロ級鋼として、十分な強度と優れた低温靭性を備
えた鋼板の製造が可能である。 次に本発明の最も特徴とする継手軟化抵抗性に
ついて、大入熱溶接後の継手部材質を比較して第
３表に示す。
【表】
第３表から明らかな如く、微量Nbを含有した
本発明A1は、大入熱溶接継手部の強度、靭性共
に良好な成積を示すが、微量Nbを含有しないC1
の場合には、強度が低下し、靭性レベルも低い値
となつており、本発明法による場合には優れた耐
溶接継手軟化特性を有する鋼板の製造が可能であ
る。
本発明A1は、大入熱溶接継手部の強度、靭性共
に良好な成積を示すが、微量Nbを含有しないC1
の場合には、強度が低下し、靭性レベルも低い値
となつており、本発明法による場合には優れた耐
溶接継手軟化特性を有する鋼板の製造が可能であ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.03〜0.20％ Si：0.05〜0.60％ Mn：0.6〜2.5％ Nb：0.004〜0.010％ T.Al：0.005〜0.1％ Ceq：0.35％以下を基本成分とし、更にTi：
0.15％以下、Ni：0.5％以下、Mo：0.5％ 以下、Cu：0.5％以下の範囲で１種または２種
以上含有し、残部Feおよび不可避不純物よりな
る鋼を、950〜1200℃に加熱し、熱間圧延におい
て900℃〜Ar3点の間で35％以上80％以下の累積
圧下を施し、この熱間圧延に引き続き、Ar3点以
上から0.3m3／m2・min以上1.0m3／m2．min以下
の水量密度で加速冷却し、250℃以下まで冷却す
ることを特徴とする耐溶接継手軟化特性に優れた
高靭性厚肉非調質50キロ級鋼の製造法。 但し、Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋Si／24＋Cr／５ ＋Mo／４＋Ｖ／14＋Ni／40
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12052582A JPS5913022A (ja) | 1982-07-13 | 1982-07-13 | 耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12052582A JPS5913022A (ja) | 1982-07-13 | 1982-07-13 | 耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5913022A JPS5913022A (ja) | 1984-01-23 |
| JPS6160893B2 true JPS6160893B2 (ja) | 1986-12-23 |
Family
ID=14788412
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12052582A Granted JPS5913022A (ja) | 1982-07-13 | 1982-07-13 | 耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5913022A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS63103021A (ja) * | 1986-10-20 | 1988-05-07 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
| JPH0610303B2 (ja) * | 1987-03-10 | 1994-02-09 | 新日本製鐵株式会社 | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
| JPH03219046A (ja) * | 1989-10-18 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5789426A (en) * | 1980-11-19 | 1982-06-03 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high-hardness and wear resistant steel having excellent weldability |
-
1982
- 1982-07-13 JP JP12052582A patent/JPS5913022A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5913022A (ja) | 1984-01-23 |
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