JPS6362567B2 - - Google Patents
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- JPS6362567B2 JPS6362567B2 JP2729784A JP2729784A JPS6362567B2 JP S6362567 B2 JPS6362567 B2 JP S6362567B2 JP 2729784 A JP2729784 A JP 2729784A JP 2729784 A JP2729784 A JP 2729784A JP S6362567 B2 JPS6362567 B2 JP S6362567B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- toughness
- steel
- less
- strength
- 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.)
- Expired
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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
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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)
Description
（関係技術分野）
低温じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張
力鋼の製造に関して微量Nb、微量Tiを含有する
鋼スラブを低温加熱下の制御圧延とこれに引続く
直接焼入れを経て焼戻す工程結合の有用性につい
ての開発成果を提案しようとするものである。 （背景技術） 石油危機を契機とした石油、天然ガスの高騰
は、極地や深海など過酷な環境におけるエネルギ
ー資源の開発に拍車をかけている。特にその埋蔵
資源の有望性から、北極圏、亜北極圏など氷海域
における開発が注目されており、氷海域における
エネルギー開発に使用される各種の氷海構造物に
厳しい低温じん性が要求されている。 この要求に応える素材を製造するため、例えば
特開昭57−126916号、同55−41927号公報のよう
にNbあるいはＶを含む鋼スラブを、これらの炭
窒化物が固溶する1000℃以上に加熱し熱間加工に
よりオーステナイト粒の微細化をはかり、そして
上記固溶Nb，Ｖを圧延途中に炭窒化物として析
出させ圧延後直接焼入れ焼戻しあるいは加速冷却
することが提案されている。 しかし、こうして得られた鋼板の低温じん性
は、氷海域に十分耐えうるものではない。 その主な理由としては、圧延前の初期オーステ
ナイト粒の粗大化が挙げられる。1000℃以上のス
ラブ加熱温度によつて成長したオーステナイト粒
は、以後の再結晶オーステナイト域での圧延量を
増加させても上記の要求を満たすほど十分微細に
なるものではないからである。 （発想の端緒） 発明者らは、直接焼入れ焼もどし鋼のじん性改
善のためにオーステナイト粒径に及びすスラブ加
熱温度の影響を調べた結果Nbを含有させたスラ
ブをNbが固溶しないオーステナイト域に加熱し
た場合、Nbの炭窒化物がオーステナイトの成長
を抑制し微細なオーステナイト粒を得られること
を見出した。しかしこの微細なオーステナイト粒
を有する鋼スラブを制御圧延後直接焼入れした場
合、強度は十分な値を示すが極低温でのじん性は
いまだ不十分であつた。 （発明の目的） 極低温加熱をほどこした鋼スラブを制御圧延し
た後、特定の条件範囲で直接焼入れ焼きもどしす
ることにて極低温じん性及び大入熱が優れた調質
高張力鋼を得ることがこの発明の目的である。 （発明の構成） 上掲の目的を達成すべき構成の要部は、次のと
おりである。 Ｃ：0.02〜0.15wt％ Si：0.02〜0.80wt％ Mn：0.60〜2.50wt％ Sol.Al：0.005〜0.060wt％ Nb：0.005〜0.020wt％ Ti：0.005〜0.015wt％および Ｎ：0.006wt％以下 を含有する組成の鋼スラブを、900℃以上1000℃
未満に加熱後累積圧下率が50％以上になるまで圧
延しAr3＋100℃〜Ar3−40℃の温度範囲で圧延を
終了し、その後直ちに200℃以下まで２℃／ｓ以
上60℃／ｓ以下で急冷し、次にAc1点以下の温度
で焼戻すこと。 この発明における鋼スラブ組成の限定理由は次
のとおりである。 Ｃ：0.20〜0.15wt％ Ｃは、この種の溶接構造用鋼として必要な強度
を得るためには最低0.02wt％以上必要であり、一
方大入熱溶接部のじん性の点から上限を0.15wt％
とした。 Si：0.02〜0.80wt％ Siは、脱酸元素ならびに強度を増大する元素と
して、0.02wt％以上必要であるが、0.80wt％を越
えると母材のじん性を損うので、0.80wt％以下と
する。 Mn：0.6〜2.5wt％ Mnは0.6％未満では鋼板の強度および靭性が低
下するために下限を0.6％とする。一方Mnが多過
ぎるとHAZの靭性が劣化するために上限を2.5％
とする。 Sol.Al：0.005〜0.060wt％ Alは、鋼の脱酸上最低0.005wt％の添加含有が
必要であり、一方Sol.Alが0.060wt％をこえると
HAZのじん性のみならず溶接金属のじん性も著
しく劣化する。このためSol.Alを0.05〜0.060wt
％とした。 Nb：0.005〜0.020wt％ Nbは、この発明の重要な必須成分である。し
かし、0.20wt％をこえるNbは大入熱溶接した際
のボンド部ないし熱影響部の焼入れ性を高めてこ
れをフエライトとパーライト以外の混成組織にし
てしまうため、衝撃特性を低下させる。また
0.005wt％未満のNbは極低温加熱する際のオース
テナイト粒成長を抑制できない。このためNbを
0.005〜0.020wt％とした。また、このNb量は大
入熱溶接した場合の継手強度低下対策に有効であ
る。 Ti：0.005〜0.015wt％ Tiは、大入熱溶接時のボンドじん性改善のた
めに欠くことができない。しかし、その効果も
0.005％未満では効果が無くなり、一方0.015％を
越えて添加するとかえつてじん性が劣化するので
0.015％以下とした。 Ｎ：0.006wt％以下 Ｎは通常の製鋼工程で含有されるが、0.006％
を越えると母材および大入熱溶接部のじん性を損
うので0.006％以下に限定する。 次に上記成分のほかに選択的にCu：0.30wt％
以下、Ni：1.00wt％以下、Ｖ：0.10wt％以下、
Ｂ：0.002wt％以下、REM：0.010wt％以下およ
びCa：0.004wt％以下のうち１種以上の元素を添
加してもこの発明の特徴は何も失われることなく
これら元素の添加によつてそれぞれ適正に発揮さ
れる高張力化あるいは下記の諸効果が達成できる
ので有効である。 次に上記各成分の添加の目的と添加量を限定す
る理由を説明する。NiはHAZの硬化性およびじ
ん性に悪い影響を与えることなく母材の強度とじ
ん性を向上するので添加され得るが、高価である
ので1.0％を上限とした。 CuはNiと同様な効果があるばかりでなく耐食
性を向上させるが0.30％を越えると熱間ぜい性が
生じやすく、鋼板の表面性状が劣化するので0.30
％を上限限とする。 Ｖは強度とじん性向上のためおよび溶接継手強
度の確保のため添加するが、0.10％を越え添加す
ると母材とHAZのじん性を著しく劣化させるの
で0.10％を上限とする。 Ｂは炭素当量を上昇させることのない高張力化
が可能であるが、0.002％を越えて添加すると
HAZのじん性を著しく劣化させるので上限を
0.002％とする。 CaとREMはMnSの形態制御と、Ｌ，Ｃ方向の
じん性向上に効果があり、１種または両者の複合
添加を行うが、それぞれ0.004％を越えるCaおよ
び0.010％を越えるREMの添加は鋼の清浄度を悪
くし内部欠陥の原因となるのでそれぞれ上限を
0.004％および0.010％とした。 次にこの発明では、加熱―圧延―焼入れ―焼き
もどし条件が重要である。スラブ加熱温度の上限
を1000℃未満としたのは、1000℃以上の温度に加
熱するとNb（Ｃ，Ｎ）が固溶してオーステナイト
粒抑制作用が減少し、これより変態するフエライ
ト粒をを粗大化してしまい極低温でのじん性を損
う原因となるからである。一方、下限を900℃と
したのはスラブのオーステナイト化温度と関連
し、この温度よりも低いとスラブ全体が完全にオ
ーステナイトにならないため圧延によつて残留フ
エライトが加工されてぜい化してしまい低温じん
性が劣化する。 この発明に従う900〜1000℃のスラブ加熱温度
では、スラブ全体が微細なオーステナイト粒とな
り、以後の圧延、直接焼入れ焼きもどしにより微
細なフエライト粒に変態して低温じん性が非常に
優れるものとなる。 第１図にスラブ加熱温度を変化させ760℃まで
に62.5％の圧延を行い直ちに10℃／ｓで室温まで
急冷して焼入れし、630℃で１時間焼きもどした
鋼板の強度とじん性を示す。従来技術では上記の
ような62.5％程度の圧延では累積圧下量不足のた
め−60℃における吸収エネルギーで3.5Kgｆ・ｍ
以上は得られなかつた。しかし900℃〜1000℃に
てスラブ加熱を行つてNb（Ｃ，Ｎ）を固溶させず
変態したオーステナイト粒の粗大化を阻止し、圧
延前のオーステナイト粒径を微細にすることで、
累積圧下量が50％程度のように少くとも、直接焼
入れ後のフエライト粒は細かくまた第相粒の低
温変態生成物も微細に分散させることができる。 この組織はその後の焼きもどし過程により微細
なフエライトと焼きもどしベイナイトとの混合組
織となる。 これにより第１図の様に900℃〜1000℃の加熱
温度では−60℃においても吸収エネルギーで10Kg
ｆ・ｍ以上の吸収エネルギーを示す。また母材の
強度も1000℃以下の加熱においても低下せず十分
な強度を示している。900℃以上1000℃未満で加
熱されたスラブはAr3＋100℃〜Ar3−40℃の温度
範囲で圧延を終了するものとし、この間累積圧下
率で50％以上の圧延を行う。 圧延仕上温度をAr3＋100℃〜Ar3−40℃とした
のは、Ar3＋100℃をこえるとオーステナイトに
加工歪が蓄えられずして細粒化及び整粒化が不十
分となり、じん性が不十分になる。またAr3−40
℃未満だと加工フエライトの量が多くなりじん性
が低下する。累積圧下率を50％以上としたのは、
これに満たないと、圧延による細粒化、整粒化が
不十分となりやはりじん性は優れない。 上記圧延後、200℃以下の温度まで２℃／ｓ以
上60℃／ｓ以下で急冷を行う。この直接焼入れの
冷却速度を２℃／ｓ以上60℃／ｓ以下としたの
は、２℃／ｓ未満だと室温まで冷却しても低温変
態生成物が生成せず、これを焼きもどした場合強
度及びじん性が優れない。また上限を60℃／ｓ以
下としたのは、これ以上の冷却速度を得るのが困
難だからである。直接焼入れの際の冷却停止温度
を200℃以下としたのは、これ以上だと焼きが入
らず、これを焼きもどした場合に強度が低下する
からである。 なお、直接焼入れは、圧延終了後直ちに行うこ
とが必要である。直接焼入れ後、Ac1点以下の温
度で焼きもどしを行う。焼きもどし後は空冷によ
り室温まで冷却するのは云うまでもない。 （実施例） 第１表に示す各成分系にて溶製をした供試鋼の
鋼板１，２は比較鋼であり、鋼板６は従来鋼そし
て鋼板３〜５ならびに７〜１０は、この発明の成
分組成にあたる実施例の鋼である。これらの各供
試鋼のうち鋼板１〜５は高周波真空溶解して溶製
した100Kg鋼塊を用い、その他の鋼塊は200tonLD
転炉によつて溶製し連続鋳造で鋳込んだスラブを
用いた。 これらのスラブを第２表に示す通りの加熱―圧
延―焼きもどし条件で製造した。焼きもどし時間
を１時間とし以後空冷した。 得られた鋼板の強度とじん性を測定したところ
第２表に示す通りであつた。
力鋼の製造に関して微量Nb、微量Tiを含有する
鋼スラブを低温加熱下の制御圧延とこれに引続く
直接焼入れを経て焼戻す工程結合の有用性につい
ての開発成果を提案しようとするものである。 （背景技術） 石油危機を契機とした石油、天然ガスの高騰
は、極地や深海など過酷な環境におけるエネルギ
ー資源の開発に拍車をかけている。特にその埋蔵
資源の有望性から、北極圏、亜北極圏など氷海域
における開発が注目されており、氷海域における
エネルギー開発に使用される各種の氷海構造物に
厳しい低温じん性が要求されている。 この要求に応える素材を製造するため、例えば
特開昭57−126916号、同55−41927号公報のよう
にNbあるいはＶを含む鋼スラブを、これらの炭
窒化物が固溶する1000℃以上に加熱し熱間加工に
よりオーステナイト粒の微細化をはかり、そして
上記固溶Nb，Ｖを圧延途中に炭窒化物として析
出させ圧延後直接焼入れ焼戻しあるいは加速冷却
することが提案されている。 しかし、こうして得られた鋼板の低温じん性
は、氷海域に十分耐えうるものではない。 その主な理由としては、圧延前の初期オーステ
ナイト粒の粗大化が挙げられる。1000℃以上のス
ラブ加熱温度によつて成長したオーステナイト粒
は、以後の再結晶オーステナイト域での圧延量を
増加させても上記の要求を満たすほど十分微細に
なるものではないからである。 （発想の端緒） 発明者らは、直接焼入れ焼もどし鋼のじん性改
善のためにオーステナイト粒径に及びすスラブ加
熱温度の影響を調べた結果Nbを含有させたスラ
ブをNbが固溶しないオーステナイト域に加熱し
た場合、Nbの炭窒化物がオーステナイトの成長
を抑制し微細なオーステナイト粒を得られること
を見出した。しかしこの微細なオーステナイト粒
を有する鋼スラブを制御圧延後直接焼入れした場
合、強度は十分な値を示すが極低温でのじん性は
いまだ不十分であつた。 （発明の目的） 極低温加熱をほどこした鋼スラブを制御圧延し
た後、特定の条件範囲で直接焼入れ焼きもどしす
ることにて極低温じん性及び大入熱が優れた調質
高張力鋼を得ることがこの発明の目的である。 （発明の構成） 上掲の目的を達成すべき構成の要部は、次のと
おりである。 Ｃ：0.02〜0.15wt％ Si：0.02〜0.80wt％ Mn：0.60〜2.50wt％ Sol.Al：0.005〜0.060wt％ Nb：0.005〜0.020wt％ Ti：0.005〜0.015wt％および Ｎ：0.006wt％以下 を含有する組成の鋼スラブを、900℃以上1000℃
未満に加熱後累積圧下率が50％以上になるまで圧
延しAr3＋100℃〜Ar3−40℃の温度範囲で圧延を
終了し、その後直ちに200℃以下まで２℃／ｓ以
上60℃／ｓ以下で急冷し、次にAc1点以下の温度
で焼戻すこと。 この発明における鋼スラブ組成の限定理由は次
のとおりである。 Ｃ：0.20〜0.15wt％ Ｃは、この種の溶接構造用鋼として必要な強度
を得るためには最低0.02wt％以上必要であり、一
方大入熱溶接部のじん性の点から上限を0.15wt％
とした。 Si：0.02〜0.80wt％ Siは、脱酸元素ならびに強度を増大する元素と
して、0.02wt％以上必要であるが、0.80wt％を越
えると母材のじん性を損うので、0.80wt％以下と
する。 Mn：0.6〜2.5wt％ Mnは0.6％未満では鋼板の強度および靭性が低
下するために下限を0.6％とする。一方Mnが多過
ぎるとHAZの靭性が劣化するために上限を2.5％
とする。 Sol.Al：0.005〜0.060wt％ Alは、鋼の脱酸上最低0.005wt％の添加含有が
必要であり、一方Sol.Alが0.060wt％をこえると
HAZのじん性のみならず溶接金属のじん性も著
しく劣化する。このためSol.Alを0.05〜0.060wt
％とした。 Nb：0.005〜0.020wt％ Nbは、この発明の重要な必須成分である。し
かし、0.20wt％をこえるNbは大入熱溶接した際
のボンド部ないし熱影響部の焼入れ性を高めてこ
れをフエライトとパーライト以外の混成組織にし
てしまうため、衝撃特性を低下させる。また
0.005wt％未満のNbは極低温加熱する際のオース
テナイト粒成長を抑制できない。このためNbを
0.005〜0.020wt％とした。また、このNb量は大
入熱溶接した場合の継手強度低下対策に有効であ
る。 Ti：0.005〜0.015wt％ Tiは、大入熱溶接時のボンドじん性改善のた
めに欠くことができない。しかし、その効果も
0.005％未満では効果が無くなり、一方0.015％を
越えて添加するとかえつてじん性が劣化するので
0.015％以下とした。 Ｎ：0.006wt％以下 Ｎは通常の製鋼工程で含有されるが、0.006％
を越えると母材および大入熱溶接部のじん性を損
うので0.006％以下に限定する。 次に上記成分のほかに選択的にCu：0.30wt％
以下、Ni：1.00wt％以下、Ｖ：0.10wt％以下、
Ｂ：0.002wt％以下、REM：0.010wt％以下およ
びCa：0.004wt％以下のうち１種以上の元素を添
加してもこの発明の特徴は何も失われることなく
これら元素の添加によつてそれぞれ適正に発揮さ
れる高張力化あるいは下記の諸効果が達成できる
ので有効である。 次に上記各成分の添加の目的と添加量を限定す
る理由を説明する。NiはHAZの硬化性およびじ
ん性に悪い影響を与えることなく母材の強度とじ
ん性を向上するので添加され得るが、高価である
ので1.0％を上限とした。 CuはNiと同様な効果があるばかりでなく耐食
性を向上させるが0.30％を越えると熱間ぜい性が
生じやすく、鋼板の表面性状が劣化するので0.30
％を上限限とする。 Ｖは強度とじん性向上のためおよび溶接継手強
度の確保のため添加するが、0.10％を越え添加す
ると母材とHAZのじん性を著しく劣化させるの
で0.10％を上限とする。 Ｂは炭素当量を上昇させることのない高張力化
が可能であるが、0.002％を越えて添加すると
HAZのじん性を著しく劣化させるので上限を
0.002％とする。 CaとREMはMnSの形態制御と、Ｌ，Ｃ方向の
じん性向上に効果があり、１種または両者の複合
添加を行うが、それぞれ0.004％を越えるCaおよ
び0.010％を越えるREMの添加は鋼の清浄度を悪
くし内部欠陥の原因となるのでそれぞれ上限を
0.004％および0.010％とした。 次にこの発明では、加熱―圧延―焼入れ―焼き
もどし条件が重要である。スラブ加熱温度の上限
を1000℃未満としたのは、1000℃以上の温度に加
熱するとNb（Ｃ，Ｎ）が固溶してオーステナイト
粒抑制作用が減少し、これより変態するフエライ
ト粒をを粗大化してしまい極低温でのじん性を損
う原因となるからである。一方、下限を900℃と
したのはスラブのオーステナイト化温度と関連
し、この温度よりも低いとスラブ全体が完全にオ
ーステナイトにならないため圧延によつて残留フ
エライトが加工されてぜい化してしまい低温じん
性が劣化する。 この発明に従う900〜1000℃のスラブ加熱温度
では、スラブ全体が微細なオーステナイト粒とな
り、以後の圧延、直接焼入れ焼きもどしにより微
細なフエライト粒に変態して低温じん性が非常に
優れるものとなる。 第１図にスラブ加熱温度を変化させ760℃まで
に62.5％の圧延を行い直ちに10℃／ｓで室温まで
急冷して焼入れし、630℃で１時間焼きもどした
鋼板の強度とじん性を示す。従来技術では上記の
ような62.5％程度の圧延では累積圧下量不足のた
め−60℃における吸収エネルギーで3.5Kgｆ・ｍ
以上は得られなかつた。しかし900℃〜1000℃に
てスラブ加熱を行つてNb（Ｃ，Ｎ）を固溶させず
変態したオーステナイト粒の粗大化を阻止し、圧
延前のオーステナイト粒径を微細にすることで、
累積圧下量が50％程度のように少くとも、直接焼
入れ後のフエライト粒は細かくまた第相粒の低
温変態生成物も微細に分散させることができる。 この組織はその後の焼きもどし過程により微細
なフエライトと焼きもどしベイナイトとの混合組
織となる。 これにより第１図の様に900℃〜1000℃の加熱
温度では−60℃においても吸収エネルギーで10Kg
ｆ・ｍ以上の吸収エネルギーを示す。また母材の
強度も1000℃以下の加熱においても低下せず十分
な強度を示している。900℃以上1000℃未満で加
熱されたスラブはAr3＋100℃〜Ar3−40℃の温度
範囲で圧延を終了するものとし、この間累積圧下
率で50％以上の圧延を行う。 圧延仕上温度をAr3＋100℃〜Ar3−40℃とした
のは、Ar3＋100℃をこえるとオーステナイトに
加工歪が蓄えられずして細粒化及び整粒化が不十
分となり、じん性が不十分になる。またAr3−40
℃未満だと加工フエライトの量が多くなりじん性
が低下する。累積圧下率を50％以上としたのは、
これに満たないと、圧延による細粒化、整粒化が
不十分となりやはりじん性は優れない。 上記圧延後、200℃以下の温度まで２℃／ｓ以
上60℃／ｓ以下で急冷を行う。この直接焼入れの
冷却速度を２℃／ｓ以上60℃／ｓ以下としたの
は、２℃／ｓ未満だと室温まで冷却しても低温変
態生成物が生成せず、これを焼きもどした場合強
度及びじん性が優れない。また上限を60℃／ｓ以
下としたのは、これ以上の冷却速度を得るのが困
難だからである。直接焼入れの際の冷却停止温度
を200℃以下としたのは、これ以上だと焼きが入
らず、これを焼きもどした場合に強度が低下する
からである。 なお、直接焼入れは、圧延終了後直ちに行うこ
とが必要である。直接焼入れ後、Ac1点以下の温
度で焼きもどしを行う。焼きもどし後は空冷によ
り室温まで冷却するのは云うまでもない。 （実施例） 第１表に示す各成分系にて溶製をした供試鋼の
鋼板１，２は比較鋼であり、鋼板６は従来鋼そし
て鋼板３〜５ならびに７〜１０は、この発明の成
分組成にあたる実施例の鋼である。これらの各供
試鋼のうち鋼板１〜５は高周波真空溶解して溶製
した100Kg鋼塊を用い、その他の鋼塊は200tonLD
転炉によつて溶製し連続鋳造で鋳込んだスラブを
用いた。 これらのスラブを第２表に示す通りの加熱―圧
延―焼きもどし条件で製造した。焼きもどし時間
を１時間とし以後空冷した。 得られた鋼板の強度とじん性を測定したところ
第２表に示す通りであつた。
【表】
【表】
試験片は板厚の中心より圧延方向と直角方向に
採取し引張試験及び２mmＶノツチ衝撃試験を行つ
た。また実継手は、サブマージアーク溶接にて作
製した。入熱はFinishing sideで板厚38，45，75
mmの場合、それぞれ98，128，120KJ／cmであつ
た。 溶接強度はゲージ長さ200mm、平行部の巾40mm
のJIS1号長ゲージ試験片を用い、ボンドじん性は
Finishing sede側表面下１mmより採取した２mmＶ
ノツチフルサイズシヤルピー試験によつた。 第２表の鋼番に示す数字１〜10は第１表に示す
鋼番１〜10を使用した事を意味し、サフイツクス
のアルフアベツト文字は製造条件の区別を示す。 Nbを添加していない鋼板１は、0.010wt％Nb
を添加した鋼板３と比べると低温じん性及び継手
強度が劣つている。またTiを添加していない鋼
板２は母材の低温じん性は優れるが大入熱溶接後
のボンドじん性が大幅に劣つている。またNbを
この発明より逸脱して添加した鋼板６は母材の強
度、低温じん性、継手強度ともに優れていてもボ
ンドじん性は劣つている。 ４Ｃ，４Ｄはスラブ加熱温度、４Ｅは890℃以
下での累積圧下量、４Ｆは圧延仕上温度、４Ｇは
冷却停止温度においてそれぞれこの発明の範囲を
外れているものであつて、これに対し４Ａ，４Ｂ
はこの発明に適合した鋼板である。なお、上記の
関係を分かりやすくするために第２表中にこの発
明の範囲を外れている条件のものにアンダーライ
ンを施した。 スラブ加熱条件においてこの発明の範囲を外れ
ている４Ｃ，４Ｄは、発明法４Ａ，４Ｂに比べ低
温じん性が十分でなくこの発明におけるスラブ加
熱温度の重要さが明らかである。 また圧延条件においてこの発明の範囲を外れて
いる比較法４Ｅ，４Ｆは、この発明法に従う鋼番
４Ａに比べ低温じん性が十分でない。さらに、圧
延後直ちに室温まで急冷した鋼番４Ａと圧延後直
ちに400℃までしか急冷しなかつた鋼番４Ｇを比
べると、焼きもどし後の強度において４Ｇは劣つ
ている。本発明による鋼番４Ａ，４Ｂは強度、低
温じん性そして継手強度も優れている。 発明鋼７〜１０は、この発明の範囲でCu，Ni，
Ｖ，Ｂ，REMを添加したものであるが何れの添
加元素も強度、低温じん性を劣化させずにそれぞ
れの特長を発揮している。 （発明の効果） この発明により、低温じん性が従来の鋼板に比
べて優れまた母材の強度および継手強度も優れた
調質高張力鋼の製造方法が確立される。
採取し引張試験及び２mmＶノツチ衝撃試験を行つ
た。また実継手は、サブマージアーク溶接にて作
製した。入熱はFinishing sideで板厚38，45，75
mmの場合、それぞれ98，128，120KJ／cmであつ
た。 溶接強度はゲージ長さ200mm、平行部の巾40mm
のJIS1号長ゲージ試験片を用い、ボンドじん性は
Finishing sede側表面下１mmより採取した２mmＶ
ノツチフルサイズシヤルピー試験によつた。 第２表の鋼番に示す数字１〜10は第１表に示す
鋼番１〜10を使用した事を意味し、サフイツクス
のアルフアベツト文字は製造条件の区別を示す。 Nbを添加していない鋼板１は、0.010wt％Nb
を添加した鋼板３と比べると低温じん性及び継手
強度が劣つている。またTiを添加していない鋼
板２は母材の低温じん性は優れるが大入熱溶接後
のボンドじん性が大幅に劣つている。またNbを
この発明より逸脱して添加した鋼板６は母材の強
度、低温じん性、継手強度ともに優れていてもボ
ンドじん性は劣つている。 ４Ｃ，４Ｄはスラブ加熱温度、４Ｅは890℃以
下での累積圧下量、４Ｆは圧延仕上温度、４Ｇは
冷却停止温度においてそれぞれこの発明の範囲を
外れているものであつて、これに対し４Ａ，４Ｂ
はこの発明に適合した鋼板である。なお、上記の
関係を分かりやすくするために第２表中にこの発
明の範囲を外れている条件のものにアンダーライ
ンを施した。 スラブ加熱条件においてこの発明の範囲を外れ
ている４Ｃ，４Ｄは、発明法４Ａ，４Ｂに比べ低
温じん性が十分でなくこの発明におけるスラブ加
熱温度の重要さが明らかである。 また圧延条件においてこの発明の範囲を外れて
いる比較法４Ｅ，４Ｆは、この発明法に従う鋼番
４Ａに比べ低温じん性が十分でない。さらに、圧
延後直ちに室温まで急冷した鋼番４Ａと圧延後直
ちに400℃までしか急冷しなかつた鋼番４Ｇを比
べると、焼きもどし後の強度において４Ｇは劣つ
ている。本発明による鋼番４Ａ，４Ｂは強度、低
温じん性そして継手強度も優れている。 発明鋼７〜１０は、この発明の範囲でCu，Ni，
Ｖ，Ｂ，REMを添加したものであるが何れの添
加元素も強度、低温じん性を劣化させずにそれぞ
れの特長を発揮している。 （発明の効果） この発明により、低温じん性が従来の鋼板に比
べて優れまた母材の強度および継手強度も優れた
調質高張力鋼の製造方法が確立される。
第１図は、スラブ加熱温度と母材の強度じん性
との相関グラフである。
との相関グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02〜0.15wt％ Si：0.02〜0.80wt％ Mn：0.60〜2.50wt％ Sol.Al：0.005〜0.060wt％ Nb：0.005〜0.020wt％ Ti：0.005〜0.015wt％および Ｎ：0.006wt％以下 を含有する組成の鋼スラブを、900℃以上1000℃
未満に加熱後累積圧下率が50％以上になるまで圧
延しAr3＋100℃〜Ar3−40℃の温度範囲で圧延を
終了し、その後直ちに200℃以下まで２℃／ｓ以
上60℃／ｓ以下で急冷し、次にAc1点以下の温度
で焼戻すことを特徴とする低温じん性及び大入熱
溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2729784A JPS60174820A (ja) | 1984-02-17 | 1984-02-17 | 低温じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2729784A JPS60174820A (ja) | 1984-02-17 | 1984-02-17 | 低温じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60174820A JPS60174820A (ja) | 1985-09-09 |
| JPS6362567B2 true JPS6362567B2 (ja) | 1988-12-02 |
Family
ID=12217151
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2729784A Granted JPS60174820A (ja) | 1984-02-17 | 1984-02-17 | 低温じん性及び大入熱溶接性が優れた調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60174820A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JPS63169325A (ja) * | 1986-12-29 | 1988-07-13 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
| FR2668169B1 (fr) * | 1990-10-18 | 1993-01-22 | Lorraine Laminage | Acier a soudabilite amelioree. |
-
1984
- 1984-02-17 JP JP2729784A patent/JPS60174820A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60174820A (ja) | 1985-09-09 |
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