JPH0219175B2 - - Google Patents
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- JPH0219175B2 JPH0219175B2 JP31047586A JP31047586A JPH0219175B2 JP H0219175 B2 JPH0219175 B2 JP H0219175B2 JP 31047586 A JP31047586 A JP 31047586A JP 31047586 A JP31047586 A JP 31047586A JP H0219175 B2 JPH0219175 B2 JP H0219175B2
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Description
（産業上の利用分野）
本発明は高強度高靭性熱間圧延鋼材の製造方法
に関し、詳しくは、圧延後に再加熱し、焼入れ焼
戻し処理することを要せずして、圧延後に直接焼
入れを施すと共に、自己焼戻しさせることによつ
て、熱間圧延ままにて高強度高靭性を有せしめた
圧延鋼材、特に圧延棒鋼の製造方法に関する。
（従来の技術）
中炭素棒鋼及び中炭素低合金熱間圧延鋼は、機
械構造用鋼として軸種、ボルト、ナツト類等の製
造に広く用いられている。これらの棒鋼は、従
来、再加熱後、焼入れ焼戻しする調質処理を施し
て製造されているが、近年、省エネルギーや省工
程のために、熱間圧延後の調質処理を省略するた
めに、熱間圧延後、直接焼入れして、熱間圧延ま
まで高強度高靭性を有する棒鋼を製造する方法が
開発されている。
例えば、「鉄と鋼」第13巻第70号第2556頁には、
圧延棒鋼の表面のみをMs点以下に冷却し、表層
部が焼戻しマルテンサイト、中心部がフエライ
ト・パーライト組織である直接焼入れ圧延棒鋼を
製造する方法が記載さている。また、特開昭59−
89716号公報には、低炭素鋼又は低炭素低合金鋼
を900℃以上の仕上温度から直接焼入れし、又は
この直接焼入れの後に、450℃以下の温度で焼戻
し処理して、耐れ破壊性にすぐた強靭鋼を製造す
る方法が記載されている。
（発明の目的）
しかし、本発明者は、非調質圧延棒鋼の製造に
ついて鋭意研究した結果、上記した従来の方法と
は異なり、圧延後に所定の温度から所定の温度ま
で水冷して、直接焼入れすると共に、この冷却終
了後に内部保有熱によつて所定の条件下に自己焼
戻しさせるとによつて、表層部が焼戻しマルテン
サイト、中心部が焼戻しマルテンサイト、ベイナ
イト及び／又は過冷フエライト・パーライト組織
を有して、圧延ままで一層高強度高靭性を有する
圧延棒鋼を得ることができることを見出して、本
発明に至つたものである。
従つて、本発明は、再加熱して焼入れ焼戻しす
る調質処理を要せずして、強度及び靭性が一層改
善された圧延棒材、特に圧延棒鋼を製造する方法
を提供することを目的とする。
（発明の構成）
本発明による高強度高靭性熱間圧延鋼材の製造
方法は、重量％で
Ｃ 0.20〜0.60％
Si 0.10〜0.35％，
Mn 0.30〜1.80％，
Al 0.010〜0.045％，
Ｎ 0.005〜0.020％，
残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を仕上温
度A3〜A3＋150℃の範囲で熱間圧延した後、50℃
以上であつて、且つ、Ms点以下の範囲の温度ま
で急冷して、表面温度が100〜600℃の範囲となる
ように内部保有熱を有せしめ、自己焼戻しさせ
て、表層部が焼戻しマルテンサイト組織、中心部
が焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び／又は
過冷フエライト・パーライト組織を主たる組織と
して有せしめることを特徴とする。
先ず、本発明において用いる鋼における化学成
分について説明する。
Ｃは、得られる棒鋼に所要の強度を付与するた
めに添加される。添加量が0.20％よりも少ないと
きは、焼入れ棒鋼として所要の強度を得ることが
できない。特に、好ましいＣの添加量は0.30％以
上である。しかし、過多に添加するときは、鋼の
靭性を低下させ、また、焼き割れを生じさせるの
で、添加量の上限は0.60％とする。
Siは、脱酸剤として0.10％以上を添加すること
が必要であるが、0.35％を越えて多量に添加して
も、脱酸効果が飽和するのみならず、経済的にも
不利であるので、添加量は0.10〜0.35％の範囲と
する。
Mnは、焼入れ性を向上させ、鋼の強度及び靭
性を向上させるために添加される。添加量が0.30
％よりも少ないときは、焼入れ棒鋼として強度が
不足する。特に、本発明においては、Mnは、0.5
％を越える量にて添加することが好ましい。しか
し、1.80％を越えて過多に添加するときは、鋼の
靭性を低下させ、また、焼き割れを生じさせるの
で、添加量の上限は1.80％とする。
本発明において、Alは、製鋼段階における脱
酸と共に、特に、微細な炭窒化物を析出して、圧
延終了後のオーステナイト粒を整細粒化し、強度
及び靭性を高める効果を有する重要な合金元素で
ある。かかる効果を有効に得るためには、少なく
とも0.01％を添加することが必要である。しか
し、過多に添加するときは、介在物質が増加し、
却つて靭性を低下させるので、添加量の上限は
0.045％とする。
Ｎは、微細なAlの窒化物を安定して形成させ、
かくして、圧延終了後のオーステナイト粒を微細
粒化するために重要な元素であつて、かかる効果
を安定して有効に得るためには、少なくとも
0.005％を添加することが必要である。しかし、
0.020％を越えて過多に添加するときは、鋼の脆
化を招く。
本発明においては、鋼には上記した元素に加え
て、Cr及びMoよりなる群から選ばれる少なくと
も１種の元素を添加してもよい。これらの元素
も、いずれも焼入れ性を向上させて、強度を高め
ると共に、靭性を向上させる効果を有する。しか
し、過多に添加しても、この効果が飽和して、経
済的に不利であるので、Crについては1.50％以
下、Moについては0.30％以下の範囲で添加され
る。
本発明におては、上記した元素と共に、又は別
に、Nb及びTiよりなる群から選ばれる少なくと
も１種の元素を添加してもよい。これらの元素
は、Alと同様に、炭窒化物を微細に析出させ、
オーステナイト粒度の調整に有効である。このよ
うな効果を有効に得るためには、Nbについては
0.015％以上、また、Tiについても0.015％以上添
加される。過多に添加しても、効果が飽和するの
みならず、経済的にも不利である。
本発明による高強度高靭性圧延鋼材の製造方法
は、上記したような化学成分を有する鋼片を熱間
圧延終了後、A3及至A3＋150℃の範囲の温度か
ら、50℃以上であつて、且つ、Ms点以下の範囲
の温度まで急冷した後、自己焼戻しさせて、表層
が焼戻しマルテンサイト組織、中心部が焼入れ組
織としての焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及
び／又は過冷フエライト・パーライト組織を主た
る組織として有せしめるものである。
本発明の方法におて、鋼片の熱間圧延は、通常
の方法によればよいが仕上温度は、本発明の方法
においては、A3及至A3＋150℃の範囲の温度と
し、この冷却開始温度から、50℃以上であつて、
且つ、Ms点以下の範囲の温度まで急冷して直接
焼入れし、且つ、この直接焼入れにおいては、冷
却停止後、棒鋼の表面温度を100〜600℃の範囲の
温度とする内部保有熱を棒鋼が有するように、冷
却を制御することが肝要である。
上記冷却開始温度がA3よりも低い場合は、初
析フエライトが発生して、均一なマルテンサイト
組織を得ることができない。また、冷却開始温度
がA3＋150℃よりも高い場合は、結晶粒が粗大化
し、靭性が劣化する。他方、冷却停止温度は、50
℃以上であつて、且つ、Ms以下の温度の範囲で
ある。前述したように、本発明の方法にいては、
この直接焼入れの後、圧延棒鋼の有する内部保有
熱によつて自己焼戻しさせることによつて、棒鋼
の表層部に焼戻しマルテンサイト、中心部に焼戻
しマルテンサイト、ベイナイト及び／又は過冷フ
エライト・パーライト組織を有せしめるために、
冷却停止温度は、冷却後の棒鋼が内部保有熱にて
自己焼戻しし得るように、50℃以上であることが
必要である。また、冷却停止温度の上限は、直接
焼入れによつてマルテンサイト組織を得るため
に、Ms点温度である。
更に、上記のように直接焼入れ後に、棒鋼が
100〜600℃の範囲の表面温度を有することが必要
とされる理由は次のとおりである。即ち、表面温
度が100℃よりも低いときは、焼き割れが発生す
ると共に、靭性が不足することとなる。他方、
600℃よりも高い温度では、中心部の組織がフエ
ライト・パーライトとなつて、焼入れ棒鋼として
使用することができないからである。
上記のような冷却条件の制御は、実操業におい
ては、冷却停止温度と組織との関係を実験によつ
て求め、冷却に用いる水量と水冷時間を選択する
ことによつて行なうことができる。
（発明の効果）
以上のようにして、本発明の方法によつて得ら
れる棒鋼は、特に、AlとＮとを含有し、前述し
たように、整細粒の状態から直接焼入れされるの
で、結晶組織が微細であり、且つ、表層部が焼戻
しマルテンサイト、中心部が焼戻しマルテンサイ
ト、ベイナイト及び／又は過冷フエライト・パー
ライトを主要組織として有し、従つて、再加熱、
焼入れ焼戻し処理を要せずして、圧延ままにて調
質鋼と同時又はそれ以上に高強度高靭性を有し、
また、表層部は焼戻しマルテンサイト組織を有す
るが、内部がフエライト・パーライト組織である
表面焼入れ棒鋼に比べて、靭性に一層すぐれる。
（実施例）
以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本
発明は、これら実施例によつて何ら限定されるも
のではない。
実施例 １
第１表に示す化学成分を有する鋼片を加熱した
後、棒鋼に熱間圧延し、この後、圧延ライン中に
て第２表に示す冷却開始温度及び冷却停止温度に
て直接焼入れし、第２表に示す温度にて自己焼戻
しした。尚、冷却条件は、冷却に用いた水量と水
冷時間にて示す。
鋼記号Ａ及びＢは、本発明の方法による棒鋼で
(Field of Industrial Application) The present invention relates to a method for producing high-strength, high-toughness hot-rolled steel materials, and more specifically, the present invention relates to a method for producing high-strength, high-toughness hot-rolled steel materials, and more specifically, quenching is performed directly after rolling without the need for reheating, quenching and tempering after rolling. The present invention also relates to a method for producing rolled steel, particularly rolled steel bars, which have high strength and toughness as hot-rolled by self-tempering. (Prior Art) Medium carbon steel bars and medium carbon low alloy hot rolled steel are widely used as mechanical structural steels for manufacturing shaft types, bolts, nuts, etc. Conventionally, these steel bars have been manufactured by subjecting them to a tempering treatment of quenching and tempering after reheating, but in recent years, in order to save energy and process, in order to omit the tempering treatment after hot rolling, A method has been developed for directly quenching after hot rolling to produce a steel bar having high strength and high toughness as hot rolled. For example, in "Tetsu to Hagane" Vol. 13, No. 70, p. 2556,
A method is described in which only the surface of the rolled steel bar is cooled below the Ms point to produce a directly hardened rolled steel bar in which the surface layer is tempered martensite and the center has a ferrite/pearlite structure. Also, JP-A-59-
Publication No. 89716 states that low carbon steel or low carbon low alloy steel is directly quenched at a finishing temperature of 900°C or higher, or after this direct quenching, it is tempered at a temperature of 450°C or lower to improve fracture resistance. A method for producing high-strength steel is described. (Purpose of the Invention) However, as a result of intensive research into the production of non-thermal rolled steel bars, the present inventor discovered that, unlike the above-mentioned conventional method, the steel bars are water-cooled from a predetermined temperature to a predetermined temperature after rolling, and then directly quenched. At the same time, after this cooling is completed, by self-tempering under predetermined conditions using internal heat, the surface layer is tempered martensite, the center is tempered martensite, bainite and/or supercooled ferrite/pearlite structure. The inventors have discovered that it is possible to obtain a rolled steel bar with even higher strength and toughness in the as-rolled state by using the above method, and have thus arrived at the present invention. Therefore, an object of the present invention is to provide a method for producing rolled steel bars, particularly rolled steel bars, with further improved strength and toughness without requiring reheating, quenching, and tempering. do. (Structure of the Invention) The method for producing a high-strength, high-toughness hot-rolled steel material according to the present invention includes, in weight percent, C 0.20 to 0.60%, Si 0.10 to 0.35%, Mn 0.30 to 1.80%, Al 0.010 to 0.045%, N 0.005 to A steel billet consisting of 0.020%, balance iron and unavoidable impurities is hot rolled at a finishing temperature of A 3 to A 3 +150°C, and then heated to 50°C.
above, and is rapidly cooled to a temperature in the range below the Ms point to have internal heat so that the surface temperature is in the range of 100 to 600°C, and self-tempered, so that the surface layer part becomes tempered martensite. The structure is characterized in that the central part has tempered martensite, bainite, and/or supercooled ferrite/pearlite structure as the main structure. First, the chemical components of the steel used in the present invention will be explained. C is added to impart the required strength to the resulting steel bar. When the amount added is less than 0.20%, it is not possible to obtain the required strength as a hardened steel bar. In particular, the preferred amount of C added is 0.30% or more. However, when added in excess, it reduces the toughness of the steel and causes quench cracking, so the upper limit of the amount added is set at 0.60%. It is necessary to add 0.10% or more of Si as a deoxidizing agent, but adding more than 0.35% not only saturates the deoxidizing effect but is also economically disadvantageous. , the amount added is in the range of 0.10 to 0.35%. Mn is added to improve hardenability and improve the strength and toughness of steel. Addition amount is 0.30
%, the strength of the hardened steel bar is insufficient. In particular, in the present invention, Mn is 0.5
It is preferable to add it in an amount exceeding %. However, when added in excess of 1.80%, the toughness of the steel decreases and quench cracking occurs, so the upper limit of the amount added is 1.80%. In the present invention, Al is an important alloying element that has the effect of deoxidizing during the steelmaking stage and, in particular, precipitating fine carbonitrides, refining austenite grains after rolling, and improving strength and toughness. It is. In order to effectively obtain such an effect, it is necessary to add at least 0.01%. However, when adding too much, intervening substances increase,
On the contrary, it reduces the toughness, so the upper limit of the amount added is
It shall be 0.045%. N stably forms fine Al nitrides,
Thus, it is an important element for refining austenite grains after rolling, and in order to stably and effectively obtain this effect, at least
It is necessary to add 0.005%. but,
When added in excess of more than 0.020%, it causes embrittlement of the steel. In the present invention, in addition to the above-mentioned elements, at least one element selected from the group consisting of Cr and Mo may be added to the steel. These elements also have the effect of improving hardenability, increasing strength, and improving toughness. However, even if added in excess, this effect becomes saturated and is economically disadvantageous. Therefore, Cr is added in an amount of 1.50% or less, and Mo is added in an amount of 0.30% or less. In the present invention, at least one element selected from the group consisting of Nb and Ti may be added together with or separately from the above elements. These elements, like Al, cause fine precipitation of carbonitrides,
Effective for adjusting austenite grain size. In order to effectively obtain such effects, Nb must be
0.015% or more, and 0.015% or more of Ti is also added. Adding too much will not only saturate the effect but also be economically disadvantageous. The method for producing high-strength, high-toughness rolled steel materials according to the present invention is to heat a steel billet having the above-described chemical composition to a temperature ranging from A 3 to A 3 +150°C to 50°C or higher after hot rolling. , and after being rapidly cooled to a temperature in the range below the Ms point, self-tempering is performed, so that the surface layer is a tempered martensite structure, and the center is a tempered martensite, bainite, and/or supercooled ferrite/pearlite structure as a quenched structure. It is something that an organization can have. In the method of the present invention, the hot rolling of the steel billet may be carried out by a normal method, but in the method of the present invention, the finishing temperature is in the range of A 3 to A 3 +150°C, and the cooling 50℃ or more from the starting temperature,
In addition, direct quenching is performed by rapid cooling to a temperature in the range below the Ms point, and in this direct quenching, after cooling is stopped, the steel bar absorbs internal heat that brings the surface temperature of the bar to a temperature in the range of 100 to 600 °C. It is essential to control the cooling so that it is maintained. If the cooling start temperature is lower than A3 , pro-eutectoid ferrite will occur, making it impossible to obtain a uniform martensitic structure. Further, if the cooling start temperature is higher than A 3 +150°C, the crystal grains become coarse and the toughness deteriorates. On the other hand, the cooling stop temperature is 50
The temperature range is above ℃ and below Ms. As mentioned above, in the method of the present invention,
After this direct quenching, by self-tempering using the internal heat possessed by the rolled steel bar, the steel bar has tempered martensite in the surface layer, tempered martensite, bainite and/or supercooled ferrite/pearlite structure in the center. In order to have
The cooling stop temperature needs to be 50°C or higher so that the steel bar after cooling can self-temper with internal heat. Further, the upper limit of the cooling stop temperature is the Ms point temperature in order to obtain a martensitic structure by direct quenching. Furthermore, as mentioned above, after direct quenching, the steel bar
The reason why it is necessary to have a surface temperature in the range of 100-600°C is as follows. That is, when the surface temperature is lower than 100°C, quench cracking occurs and toughness is insufficient. On the other hand,
This is because at temperatures higher than 600°C, the structure in the center becomes ferrite/pearlite, making it impossible to use it as a hardened steel bar. The above cooling conditions can be controlled in actual operation by determining the relationship between the cooling stop temperature and the structure through experiments, and selecting the amount of water used for cooling and the water cooling time. (Effects of the Invention) As described above, the steel bar obtained by the method of the present invention particularly contains Al and N, and as described above, is directly quenched from a fine-grained state. The crystal structure is fine, and the surface layer has tempered martensite, the center has tempered martensite, bainite and/or supercooled ferrite/pearlite as the main structure, and therefore, reheating,
It does not require quenching and tempering treatment, and has high strength and toughness as high as or higher than tempered steel in the as-rolled state.
In addition, although the surface layer has a tempered martensitic structure, the toughness is even better than that of a surface-hardened steel bar, which has a ferrite/pearlite structure inside. (Examples) The present invention will be described below with reference to Examples, but the present invention is not limited to these Examples in any way. Example 1 After heating a steel billet having the chemical composition shown in Table 1, it was hot rolled into a steel bar, and then directly quenched in a rolling line at the cooling start temperature and cooling stop temperature shown in Table 2. and self-tempered at the temperatures shown in Table 2. Note that the cooling conditions are indicated by the amount of water used for cooling and the water cooling time. Steel symbols A and B are steel bars manufactured by the method of the present invention.
【表】【table】
【表】【table】
【表】
あり、Ｃ及びＤは直接焼入れ開始温度が高く、且
つ、自己焼戻し温度が高い比較鋼である。また、
比較鋼Ｅは通常の圧延棒鋼をオフラインにて再加
熱し、焼入れ焼戻し処理を施して得たものであ
る。
第３表にこのようにして得たそれぞれの棒鋼に
ついて、そのＤ／２部（Ｄは棒鋼直径である。）
の機械的性質と共に、Ｄ／８部及びＤ／２部（中
心部）におけるオーステナイト結晶粒度番号、及
び表層部及びＤ／２部における硬さと主要組織を
示す。
本発明の方法による棒鋼は、表層部に焼戻しマ
ルテンサイト、中心部に焼戻しマルテンサイト、
ベンナイト又は過冷フエライト・パーライトを主
要組織として有し、中心部まで焼入れされている
ことが明らかである。また、従来鋼Ｅと同一強度
で比較するとき、伸び、絞り、衝撃値にすぐれて
いる。他方、比較鋼Ｄは、中心部まで焼入れされ
ていないので、本発明鋼に比べて靭性が劣ること
が明らかである。[Table] C and D are comparative steels with a high direct quenching start temperature and a high self-tempering temperature. Also,
Comparative steel E was obtained by reheating an ordinary rolled steel bar off-line and subjecting it to quenching and tempering treatment. Table 3 shows the D/2 part of each steel bar obtained in this way (D is the steel bar diameter).
Along with the mechanical properties, the austenite grain size number in the D/8 part and D/2 part (center part), and the hardness and main structure in the surface part and D/2 part are shown. The steel bar produced by the method of the present invention has tempered martensite in the surface layer, tempered martensite in the center, and
It is clear that the main structure is benite or supercooled ferrite/pearlite, and that it is hardened to the center. Furthermore, when compared with conventional steel E at the same strength, it has excellent elongation, reduction of area, and impact value. On the other hand, since Comparative Steel D was not hardened to the center, it is clear that the toughness is inferior to that of the steel of the present invention.
Claims (1)
度A3〜A3＋150℃の範囲で熱間圧延した後、50℃
以上であつて、且つ、Ms点以下の範囲の温度ま
で急冷して、表面温度が100〜600℃の範囲となる
ように内部保有熱を有せしめ、自己焼戻しさせ
て、表層部が焼戻しマルテンサイト組織、中心部
が焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び／又は
過冷フエライト・パーライト組織を主たる組織と
して有せしめることを特徴とする高強度高靭性熱
間圧延鋼材の製造方法。 ２ 重量％で (a) Ｃ 0.20〜0.60％， Si 0.10〜0.35％， Mn 0.30〜1.80％， Al 0.010〜0.045％， Ｎ 0.005〜0.020％を含有すると共に、 (b) Cr 1.50％以下、及び Mo 0.30％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を仕上温
度A3〜A3＋150℃の範囲で熱間圧延した後、50℃
以上であつて、且つ、Ms点以下の範囲の温度ま
で急冷して、表面温度が100〜600℃の範囲となる
ように内部保有熱を有せしめ、自己焼戻しさせ
て、表層部が焼戻しマルテンサイト組織、中心部
が焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び／又は
過冷フエライト・パーライト組織を主たる組織と
して有せしめることを特徴とする高強度高靭性熱
間圧延鋼材の製造方法。 ３ 重量％で (a) Ｃ 0.20〜0.60％， Si 0.10〜0.35％， Mn 0.30〜1.80％， Al 0.010〜0.045％， Ｎ 0.005〜0.020％を含有すると共に、 (b) Nb 0.015％以上、 Ti 0.015％以上 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を
含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を仕上温
度A3〜A3＋150℃の範囲で熱間圧延した後、50℃
以上であつて、且つ、Ms点以下の範囲の温度ま
で急冷して、表面温度が100〜600℃の範囲となる
ように内部保有熱を有せしめ、自己焼戻しさせ
て、表層部が焼戻しマルテンサイト組織、中心部
が焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び／又は
過冷フエライト・パーライト組織を主たる組織と
して有せしめるこを特徴とする高強度高靭性熱間
圧延鋼材の製造方法。 (4) 重量％で (a) Ｃ 0.20〜0.60％， Si 0.10〜0.35％， Mn 0.30〜1.80％， Al 0.010〜0.045％， Ｎ 0.005〜0.020％を含有すると共に、 (b) Cr 1.50％以下、及び Mo 0.30％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素
と、 (c)Nb 0.015％以上、 Ti 0.015％以上 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と
を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼片を仕上温
度A3〜A3＋150℃の範囲で熱間圧延した後、50℃
以上であつて、且つ、Ms点以下の範囲の温度ま
で急冷して、表面温度が100〜600℃の範囲となる
ように内部保有熱を有せしめ、自己焼戻しさせ
て、表層部が焼戻しマルテンサイト組織、中心部
が焼戻しマルテンサイト、ベイナイト及び／又は
過冷フエライト・パーライト組織を主たる組織と
して有せしめることを特徴とする高強度高靭性熱
間圧延鋼材の製造方法。[Claims] A steel billet consisting of 1% by weight: C 0.20-0.60%, Si 0.10-0.35%, Mn 0.30-1.80%, Al 0.010-0.045%, N 0.005-0.020%, balance iron and unavoidable impurities. After hot rolling at a finishing temperature of A 3 to A 3 +150℃, 50℃
above, and is rapidly cooled to a temperature in the range below the Ms point to have internal heat so that the surface temperature is in the range of 100 to 600°C, and self-tempered, so that the surface layer part becomes tempered martensite. 1. A method for producing a high-strength, high-toughness hot-rolled steel material, characterized in that the main structure is a tempered martensite, bainite, and/or supercooled ferrite/pearlite structure in the center. 2 Contains (a) C 0.20-0.60%, Si 0.10-0.35%, Mn 0.30-1.80%, Al 0.010-0.045%, N 0.005-0.020% by weight, and (b) Cr 1.50% or less, and A steel billet containing at least one element selected from the group consisting of Mo 0.30% or less, the balance consisting of iron and unavoidable impurities, is hot rolled at a finishing temperature of A 3 to A 3 +150°C, and then heated to 50°C.
above, and is rapidly cooled to a temperature in the range below the Ms point to have internal heat so that the surface temperature is in the range of 100 to 600°C, and self-tempered, so that the surface layer part becomes tempered martensite. 1. A method for producing a high-strength, high-toughness hot-rolled steel material, characterized in that the main structure is a tempered martensite, bainite, and/or supercooled ferrite/pearlite structure in the center. 3 Contains (a) C 0.20 to 0.60%, Si 0.10 to 0.35%, Mn 0.30 to 1.80%, Al 0.010 to 0.045%, N 0.005 to 0.020% by weight, and (b) Nb 0.015% or more, Ti A steel billet containing at least one element selected from the group consisting of 0.015% or more, with the balance consisting of iron and unavoidable impurities, is hot rolled at a finishing temperature of A 3 to A 3 +150°C, and then heated to 50°C.
above, and is rapidly cooled to a temperature in the range below the Ms point to have internal heat so that the surface temperature is in the range of 100 to 600°C, and self-tempered, so that the surface layer part becomes tempered martensite. 1. A method for producing a high-strength, high-toughness hot-rolled steel material, the structure of which is characterized in that its center has a tempered martensite, bainite, and/or supercooled ferrite/pearlite structure as its main structure. (4) Contains (a) C 0.20-0.60%, Si 0.10-0.35%, Mn 0.30-1.80%, Al 0.010-0.045%, N 0.005-0.020% by weight, and (b) Cr 1.50% or less , and (c) at least one element selected from the group consisting of 0.30% or less of Nb and 0.015% or more of Ti, with the balance being iron and After hot rolling a steel billet containing unavoidable impurities at a finishing temperature of A 3 to A 3 +150°C, it is rolled at 50°C.
above, and is rapidly cooled to a temperature in the range below the Ms point to have internal heat so that the surface temperature is in the range of 100 to 600°C, and self-tempered, so that the surface layer part becomes tempered martensite. 1. A method for producing a high-strength, high-toughness hot-rolled steel material, characterized in that the main structure is a tempered martensite, bainite, and/or supercooled ferrite/pearlite structure in the center.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31047586A JPS63161117A (en) | 1986-12-24 | 1986-12-24 | Production of hot rolled steel products having high strength and high toughness |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31047586A JPS63161117A (en) | 1986-12-24 | 1986-12-24 | Production of hot rolled steel products having high strength and high toughness |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63161117A JPS63161117A (en) | 1988-07-04 |
| JPH0219175B2 true JPH0219175B2 (en) | 1990-04-27 |
Family
ID=18005690
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31047586A Granted JPS63161117A (en) | 1986-12-24 | 1986-12-24 | Production of hot rolled steel products having high strength and high toughness |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63161117A (en) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP2551251B2 (en) * | 1991-03-26 | 1996-11-06 | 住友金属工業株式会社 | Steel for bolts and nuts with excellent fire resistance |
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| JP5268225B2 (en) * | 2005-10-07 | 2013-08-21 | トピー工業株式会社 | Method for manufacturing roller shell of lower traveling body of construction machine |
| JP2011006771A (en) * | 2008-07-11 | 2011-01-13 | Sanyo Special Steel Co Ltd | Cooling method for preventing quenched crack at quenching time while shifting bar steel |
| JP6443324B2 (en) * | 2015-12-25 | 2018-12-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Steel material and manufacturing method thereof |
-
1986
- 1986-12-24 JP JP31047586A patent/JPS63161117A/en active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63161117A (en) | 1988-07-04 |
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