JPH0232325B2 - Itaatsuhokotokuseinosuguretahichoshitsukochoryokukonoseizohoho - Google Patents
ItaatsuhokotokuseinosuguretahichoshitsukochoryokukonoseizohohoInfo
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- JPH0232325B2 JPH0232325B2 JP21274181A JP21274181A JPH0232325B2 JP H0232325 B2 JPH0232325 B2 JP H0232325B2 JP 21274181 A JP21274181 A JP 21274181A JP 21274181 A JP21274181 A JP 21274181A JP H0232325 B2 JPH0232325 B2 JP H0232325B2
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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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、板厚方向特性の優れた非調質高張力
鋼の製造方法に関し、特に本発明は低温靭性なら
びに溶接性の優れた45〜60Kgf/mm2級低温用板厚
方向特性の優れた非調質高張力鋼の製造方法に関
するものである。 石油シヨツク以来燃料費が高くなり、焼準,焼
入,焼戻等の熱処理費が非常に高くなり、その対
策が望まれている。一方近年制御圧延技技術が飛
躍的に進歩し、フエライトの細粒化等により−60
℃以下のvTrsは容易に得られるようになり、制
御圧延材により従来のNorma材あるいはQT熱処
理鋼の代替が可能になりつつある。 しかし制御圧延材は確かに圧延面内のLC方向
の特性はNormaあるいはQT熱処理材より優れる
が、板厚方向の特性が劣るのが大きな欠点である
ことが明らかとなり、板厚方向特性の厳しい要求
に応じ得るためには、その改善が望まれていた。 本発明は、従来の制御圧延材の前記欠点を除
去,改善することのできる板厚方向特性の優れた
非調質高張力鋼の製造方法を提供することを目的
とするものであり、特許請求の範囲記載の方法を
提供することによつて前記目的を達成することが
できる。 次に本発明を詳細に説明する。 本発明者等は制御圧延材の板厚方向の特性の劣
化原因を調べたところ、MnSが伸展することや
圧延で板面に(100)集合組織が発達することが
主原因ではなく、これらに起因する劣化の度合は
板厚方向の絞り値でせいぜい10%以内のものであ
り、鋼のS含有量を下げたり、MnSの形態制御
をすることにより十分補えることがわかつた。そ
して連鋳鋼塊や大型インゴツト鋼塊に特有な中心
偏析にもとづくバンド状の異常組織(マルテンサ
イト,ベイナイト)の存在は絞り値で40%以下の
値を与え、これを解決することが急務であること
が明らかとなつた。 現行の連鋳技術では中心偏析は必らず存在して
おり、本発明者等はこれらが異常組織に発達しな
い方法について研究を重ねてきた。その結果、オ
ーステナイト粒を細かくし、またオーステナイト
粒内に変形帯を与えることによりγ→α変態時に
中心偏析帯からフエライト粒を発生させることが
可能で、その後続いて2〜15℃/sの加速冷却を
行うことによつて中心偏析帯にC元素の集合する
ことを抑制することができ、異常組織の連なりが
途切れ、巾も狭くなり極度に軽減されることを新
たに知見した。 本発明方法によれば厳しい制御圧延と圧延後の
加速冷却を組み合せて中心偏析による異常組織を
軽減させ、かつ低い炭素当量(Ceq)の鋼で高い
強度と優れた低温靭性をLC方向のみならず板厚
方向に対しても同時に得ることができ、例えば50
Kgf/mm2級鋼なら0.34%以下のCeqで−60℃以下
のVTrs,そしてまた板厚方向の絞り値の最低値
を40%以上にすることができる。 本発明の構成要件のうち圧延条件と冷却条件を
限定する理由を説明する。 Nbを含有しない鋼を用いて制御圧延し、その
後直ちに加速冷却を行うのが本発明の特徴である
が、Nbを用いないのは溶接部の靭性を悪くする
ことからである。鋼板のフエライト粒を細かくす
るためには、鋼スラブの加熱温度を低くし、加熱
時のオーステナイト粒を細かくする方が有利であ
るが、1000℃未満では最終製品の板厚中心の異常
組織が助長される。そこでスラブ加熱温度の下限
を1000℃とした。 未再結晶オーステナイト域の圧延がオーステナ
イト粒内に変形帯を形成し、そこからフエライト
核を生成させる働きは一般によく知られている
が、本発明法はNbを含有しないため、未再結晶
オーステナイト域に相当する温度域が狭く、Af3
+70℃からAr3までの温度域となる。そこで未再
結晶オーステナイト域の始まるAr3+70℃を上限
とした。また、この温度域での50%以上の圧下量
は−60℃のvTrsが得られる最低の圧下量である。 Ar3点以下の(α+γ)2相域の圧延はオース
テナイト粒内からのフエライト核の発生に有利で
ある。特に本発明法ではNbを含有しないため
Ar3点以上の未再結晶オーステナイト域の圧延よ
り2相域での圧延の方がフエライト核の発生には
有利で、本発明の目標とする中心偏析帯フエライ
ト粒を生成させるためには、この2相域での圧延
は不可欠である。板厚中心の異常組織の軽減に必
要な最低の圧下量である20%を、Ar3からAr3−
80℃までの温度域における圧下量の下限値とし
た。しかし(Ar3−80℃)以下の圧延は大きな加
工フエライトを生成することになり靭性を劣下さ
せるので、2相域での圧延の下限温度をAr3−80
℃とした。 圧延後直ちに2〜15℃/sの比較的弱い加速冷
却で行うのは(1)中心偏析帯にCが集合するのを防
ぎ、異常組織の巾を小さくすること、(2)パーライ
トの1部をベイナイトおよび島状マルテンサイト
に変え、それらを微細分散させ靭性を損わずに高
強度化することにある。 冷却速度を2〜15℃/sに限定したのは2℃/
sより遅いと上記(1)(2)効果がうすく、また15℃/
sを越えると中心偏析部を全域マルテンサイト化
し却つて異常組織を大きくすることになるので、
2℃/sを下限に、また15℃/sを上限にした。
冷却停止温度を500℃以下にしたのは500℃を越え
ると上記(1)(2)の効果がうすく、特に(2)の強度上昇
に不利となるので冷却停止温度の上限を500℃に
した。 次に本発明において成分組成を限定する理由を
説明する。 Cは0.005%未満では鋼板の強度が低下するこ
とおよび溶接熱影響部(以下HAZと略記する)
の軟化が大きいため、C含有量の下限は0.005%
とした。またCが0.20%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
が著しいので上限を0.20%とした。 Siは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素
であるが、0.1%未満になると母材靭性が劣化す
るため下限を0.1%とした。一方Siが多過ぎると
鋼の清浄度が劣化し靭性を低下させるため上限を
0.50%とした。 Mnは0.6%未満では鋼板の強度および靭性が低
下すること、そしてHAZの軟化が大きくなるた
め下限を0.6%とした。一方Mnが多過ぎると
HAZの靭性が劣化するため上限を2.0%とした。 Alは鋼の脱酸上最低0.005%のAlが固溶するよ
うに添加することが必要であることからAlの下
限を0.005%とした。一方固溶Alが0.08%以上に
なるとHAZの靭性のみならず溶接金属の靭性も
著しく劣化する。このためAlの上限を0.080%と
した。 Sは0.008%以下でないと本発明方法ではC方
向のvTrsが−80℃以下にならないし、吸収エネ
ルギーも著しく低くなる。そこでSの上限を
0.008%とした。 以上が本発明において使用される鋼スラブの基
本成分であり、本発明においては、さらにTi,
Ni,Mo,Cu,V,Cr,Ca,REMのうちから選
んだ何れか少くとも1種を添加含有させた鋼スラ
ブを用いてもよく、これらの鋼スラブを用いる
と、それぞれの元素の適正な含有によつて後述す
るように特有な効果が付加される。 NiはHAZの硬化性および靭性に悪い影響を与
えることなく母材の強度,靭性を向上させるが、
0.5%を越えて添加含有させると製造コストの上
昇を招き、また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Niの上限を0.5%と
した。 CuはNi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、0.50%を越えると熱間圧
延中にクラツチが発生しやすくなり、鋼板の表面
性状が劣化するので上限を0.50%とした。 Moは、圧延時のγ粒を整粒にし、なおかつ微
細なベーナイトを生成するので強度,靭性を向上
させるが、この発明の目的を達成するには0.5%
を越えて添加する必要はなく、それ以上は製造コ
ストの上昇を招くので上限を0.5%とした。 Tiはγ粒の微細効果による靭性向上とTi炭窒
化物の強度上昇を目的として添加する。しかし
Ti量が0.003%未満ではその効果はなく、また
0.04%を越えると靭性が劣化するのでTiの下限を
0.003%、上限を0.04%とした。 Vはこの発明による鋼板の母材強度と靭性向
上、継手部強度確保のために添加するものであ
る。しかし添加量が多きに失すると母材及び
HAZの靭性を著しく劣化させるめ上限を0.10%
とした。 Caは0.002%未満ではMnSの形態制御に不十分
でC方向の靭性向上に効果がないので、Caの下
限を0.002%とした。一方Caを0.010%を越えると
鋼の清浄度が悪くなり内部欠陥の原因となるの
で、Caの上限を0.010%とした。 REMは0.002%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いので
REMの下限を0.005%とした。一方REMが0.010
%を越えると清浄度が悪くなり、またアーク溶接
面でも不利であるので、REMの上限を0.010%と
した。 次に本発明を実施例について説明する。 実施例 実施例No.1〜15は本発明鋼A(表1)を用いて
種々の圧延条件で処理したもので、その条件と機
械的諸性質を表2に示す。これらの実施例は(1)
0.32%以下の炭素当量(Ceq)で50Kgf/mm2以上
のTSと−60℃以下のvTrsを、そしてなおかつ(2)
板厚中心部の異常組織を軽減し板厚方向の絞り値
の最低値を60%以上にすることを目標としたもの
である。
鋼の製造方法に関し、特に本発明は低温靭性なら
びに溶接性の優れた45〜60Kgf/mm2級低温用板厚
方向特性の優れた非調質高張力鋼の製造方法に関
するものである。 石油シヨツク以来燃料費が高くなり、焼準,焼
入,焼戻等の熱処理費が非常に高くなり、その対
策が望まれている。一方近年制御圧延技技術が飛
躍的に進歩し、フエライトの細粒化等により−60
℃以下のvTrsは容易に得られるようになり、制
御圧延材により従来のNorma材あるいはQT熱処
理鋼の代替が可能になりつつある。 しかし制御圧延材は確かに圧延面内のLC方向
の特性はNormaあるいはQT熱処理材より優れる
が、板厚方向の特性が劣るのが大きな欠点である
ことが明らかとなり、板厚方向特性の厳しい要求
に応じ得るためには、その改善が望まれていた。 本発明は、従来の制御圧延材の前記欠点を除
去,改善することのできる板厚方向特性の優れた
非調質高張力鋼の製造方法を提供することを目的
とするものであり、特許請求の範囲記載の方法を
提供することによつて前記目的を達成することが
できる。 次に本発明を詳細に説明する。 本発明者等は制御圧延材の板厚方向の特性の劣
化原因を調べたところ、MnSが伸展することや
圧延で板面に(100)集合組織が発達することが
主原因ではなく、これらに起因する劣化の度合は
板厚方向の絞り値でせいぜい10%以内のものであ
り、鋼のS含有量を下げたり、MnSの形態制御
をすることにより十分補えることがわかつた。そ
して連鋳鋼塊や大型インゴツト鋼塊に特有な中心
偏析にもとづくバンド状の異常組織(マルテンサ
イト,ベイナイト)の存在は絞り値で40%以下の
値を与え、これを解決することが急務であること
が明らかとなつた。 現行の連鋳技術では中心偏析は必らず存在して
おり、本発明者等はこれらが異常組織に発達しな
い方法について研究を重ねてきた。その結果、オ
ーステナイト粒を細かくし、またオーステナイト
粒内に変形帯を与えることによりγ→α変態時に
中心偏析帯からフエライト粒を発生させることが
可能で、その後続いて2〜15℃/sの加速冷却を
行うことによつて中心偏析帯にC元素の集合する
ことを抑制することができ、異常組織の連なりが
途切れ、巾も狭くなり極度に軽減されることを新
たに知見した。 本発明方法によれば厳しい制御圧延と圧延後の
加速冷却を組み合せて中心偏析による異常組織を
軽減させ、かつ低い炭素当量(Ceq)の鋼で高い
強度と優れた低温靭性をLC方向のみならず板厚
方向に対しても同時に得ることができ、例えば50
Kgf/mm2級鋼なら0.34%以下のCeqで−60℃以下
のVTrs,そしてまた板厚方向の絞り値の最低値
を40%以上にすることができる。 本発明の構成要件のうち圧延条件と冷却条件を
限定する理由を説明する。 Nbを含有しない鋼を用いて制御圧延し、その
後直ちに加速冷却を行うのが本発明の特徴である
が、Nbを用いないのは溶接部の靭性を悪くする
ことからである。鋼板のフエライト粒を細かくす
るためには、鋼スラブの加熱温度を低くし、加熱
時のオーステナイト粒を細かくする方が有利であ
るが、1000℃未満では最終製品の板厚中心の異常
組織が助長される。そこでスラブ加熱温度の下限
を1000℃とした。 未再結晶オーステナイト域の圧延がオーステナ
イト粒内に変形帯を形成し、そこからフエライト
核を生成させる働きは一般によく知られている
が、本発明法はNbを含有しないため、未再結晶
オーステナイト域に相当する温度域が狭く、Af3
+70℃からAr3までの温度域となる。そこで未再
結晶オーステナイト域の始まるAr3+70℃を上限
とした。また、この温度域での50%以上の圧下量
は−60℃のvTrsが得られる最低の圧下量である。 Ar3点以下の(α+γ)2相域の圧延はオース
テナイト粒内からのフエライト核の発生に有利で
ある。特に本発明法ではNbを含有しないため
Ar3点以上の未再結晶オーステナイト域の圧延よ
り2相域での圧延の方がフエライト核の発生には
有利で、本発明の目標とする中心偏析帯フエライ
ト粒を生成させるためには、この2相域での圧延
は不可欠である。板厚中心の異常組織の軽減に必
要な最低の圧下量である20%を、Ar3からAr3−
80℃までの温度域における圧下量の下限値とし
た。しかし(Ar3−80℃)以下の圧延は大きな加
工フエライトを生成することになり靭性を劣下さ
せるので、2相域での圧延の下限温度をAr3−80
℃とした。 圧延後直ちに2〜15℃/sの比較的弱い加速冷
却で行うのは(1)中心偏析帯にCが集合するのを防
ぎ、異常組織の巾を小さくすること、(2)パーライ
トの1部をベイナイトおよび島状マルテンサイト
に変え、それらを微細分散させ靭性を損わずに高
強度化することにある。 冷却速度を2〜15℃/sに限定したのは2℃/
sより遅いと上記(1)(2)効果がうすく、また15℃/
sを越えると中心偏析部を全域マルテンサイト化
し却つて異常組織を大きくすることになるので、
2℃/sを下限に、また15℃/sを上限にした。
冷却停止温度を500℃以下にしたのは500℃を越え
ると上記(1)(2)の効果がうすく、特に(2)の強度上昇
に不利となるので冷却停止温度の上限を500℃に
した。 次に本発明において成分組成を限定する理由を
説明する。 Cは0.005%未満では鋼板の強度が低下するこ
とおよび溶接熱影響部(以下HAZと略記する)
の軟化が大きいため、C含有量の下限は0.005%
とした。またCが0.20%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
が著しいので上限を0.20%とした。 Siは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素
であるが、0.1%未満になると母材靭性が劣化す
るため下限を0.1%とした。一方Siが多過ぎると
鋼の清浄度が劣化し靭性を低下させるため上限を
0.50%とした。 Mnは0.6%未満では鋼板の強度および靭性が低
下すること、そしてHAZの軟化が大きくなるた
め下限を0.6%とした。一方Mnが多過ぎると
HAZの靭性が劣化するため上限を2.0%とした。 Alは鋼の脱酸上最低0.005%のAlが固溶するよ
うに添加することが必要であることからAlの下
限を0.005%とした。一方固溶Alが0.08%以上に
なるとHAZの靭性のみならず溶接金属の靭性も
著しく劣化する。このためAlの上限を0.080%と
した。 Sは0.008%以下でないと本発明方法ではC方
向のvTrsが−80℃以下にならないし、吸収エネ
ルギーも著しく低くなる。そこでSの上限を
0.008%とした。 以上が本発明において使用される鋼スラブの基
本成分であり、本発明においては、さらにTi,
Ni,Mo,Cu,V,Cr,Ca,REMのうちから選
んだ何れか少くとも1種を添加含有させた鋼スラ
ブを用いてもよく、これらの鋼スラブを用いる
と、それぞれの元素の適正な含有によつて後述す
るように特有な効果が付加される。 NiはHAZの硬化性および靭性に悪い影響を与
えることなく母材の強度,靭性を向上させるが、
0.5%を越えて添加含有させると製造コストの上
昇を招き、また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Niの上限を0.5%と
した。 CuはNi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、0.50%を越えると熱間圧
延中にクラツチが発生しやすくなり、鋼板の表面
性状が劣化するので上限を0.50%とした。 Moは、圧延時のγ粒を整粒にし、なおかつ微
細なベーナイトを生成するので強度,靭性を向上
させるが、この発明の目的を達成するには0.5%
を越えて添加する必要はなく、それ以上は製造コ
ストの上昇を招くので上限を0.5%とした。 Tiはγ粒の微細効果による靭性向上とTi炭窒
化物の強度上昇を目的として添加する。しかし
Ti量が0.003%未満ではその効果はなく、また
0.04%を越えると靭性が劣化するのでTiの下限を
0.003%、上限を0.04%とした。 Vはこの発明による鋼板の母材強度と靭性向
上、継手部強度確保のために添加するものであ
る。しかし添加量が多きに失すると母材及び
HAZの靭性を著しく劣化させるめ上限を0.10%
とした。 Caは0.002%未満ではMnSの形態制御に不十分
でC方向の靭性向上に効果がないので、Caの下
限を0.002%とした。一方Caを0.010%を越えると
鋼の清浄度が悪くなり内部欠陥の原因となるの
で、Caの上限を0.010%とした。 REMは0.002%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いので
REMの下限を0.005%とした。一方REMが0.010
%を越えると清浄度が悪くなり、またアーク溶接
面でも不利であるので、REMの上限を0.010%と
した。 次に本発明を実施例について説明する。 実施例 実施例No.1〜15は本発明鋼A(表1)を用いて
種々の圧延条件で処理したもので、その条件と機
械的諸性質を表2に示す。これらの実施例は(1)
0.32%以下の炭素当量(Ceq)で50Kgf/mm2以上
のTSと−60℃以下のvTrsを、そしてなおかつ(2)
板厚中心部の異常組織を軽減し板厚方向の絞り値
の最低値を60%以上にすることを目標としたもの
である。
【表】
【表】
【表】
* ×異常組織の大きさが大きい
○異常組織がなしか少ない
** 10個の試験の最低値
No.1〜3は熱間圧延を900℃以上で終えるいわ
ゆる一般の成形圧延であるが、いずれの冷却条件
でもvTrsが−60℃以上を示し、また板厚方向の
絞り値が40%未満である。No.5はAr3+70℃から
Ar3までの累積圧下量が本発明における50%未満
であるため、やはり、vTrsが−60℃以上で、ま
た板厚方向の絞り値が40%未満である。No.4はス
ラブ加熱温度が1000℃未満のため、またNo.6は
Ar3以下の圧下量が20%未満のため、またNo.7は
圧延後に空冷(AC)を行つているため、いずれ
も本発明の要件を満たしておらず、板厚方向の絞
り値が40%未満である。No.8は圧延後の冷却停止
温度が本発明における500℃以下でないためTSが
50Kgf/mm2未満でまた板厚方向の絞り値が40%未
満である。No.12は圧延後の冷却速度が本発明にお
ける上限15℃/sを越えているため板厚方向の絞
り値が40%未満である。No.15は圧延仕上げ温度が
本発明における下限値であるAr3−80℃(720℃)
より低下しているためvTrsが−60℃以上になつ
ている。 一方No.9,10,11では本発明の条件をすべて満
たしているため0.30%のCeqの鋼で50Kgf/mm2以
上のTSと−60℃以下のvTrs,その上60%以上の
板厚方向の絞り値を示し本発明の目的とする低炭
で高靭性な高張力鋼が得られる。 鋼B,Cはより厚肉化あるいは低炭素当量化を
目的としてTi,Ni,Cu,Vを添加したもので、
本発明法で処理するといずれもCeqが0.32%以下
で50Kgf/mm2以上のTSと−60℃以下のvTrsを示
し、板厚方向の絞り値も60%以上の値が得られ
る。 鋼D,EはTS55Kgf/mm2級を目的として、
Mo,Cr,あるいはVを添加したもので本発明法
で処理すると低いCeq(0.35%以下)で55Kgf/mm2
のTSと−60℃以下のvTrsが、そして60%以上の
板厚方向の絞り値が得られる。 以上本発明によれば、低温靭性ならびに溶接性
の優れた45〜60Kgf/mm2級低温用板厚方向特性の
優れた非調質高張力鋼を製造することができる。
○異常組織がなしか少ない
** 10個の試験の最低値
No.1〜3は熱間圧延を900℃以上で終えるいわ
ゆる一般の成形圧延であるが、いずれの冷却条件
でもvTrsが−60℃以上を示し、また板厚方向の
絞り値が40%未満である。No.5はAr3+70℃から
Ar3までの累積圧下量が本発明における50%未満
であるため、やはり、vTrsが−60℃以上で、ま
た板厚方向の絞り値が40%未満である。No.4はス
ラブ加熱温度が1000℃未満のため、またNo.6は
Ar3以下の圧下量が20%未満のため、またNo.7は
圧延後に空冷(AC)を行つているため、いずれ
も本発明の要件を満たしておらず、板厚方向の絞
り値が40%未満である。No.8は圧延後の冷却停止
温度が本発明における500℃以下でないためTSが
50Kgf/mm2未満でまた板厚方向の絞り値が40%未
満である。No.12は圧延後の冷却速度が本発明にお
ける上限15℃/sを越えているため板厚方向の絞
り値が40%未満である。No.15は圧延仕上げ温度が
本発明における下限値であるAr3−80℃(720℃)
より低下しているためvTrsが−60℃以上になつ
ている。 一方No.9,10,11では本発明の条件をすべて満
たしているため0.30%のCeqの鋼で50Kgf/mm2以
上のTSと−60℃以下のvTrs,その上60%以上の
板厚方向の絞り値を示し本発明の目的とする低炭
で高靭性な高張力鋼が得られる。 鋼B,Cはより厚肉化あるいは低炭素当量化を
目的としてTi,Ni,Cu,Vを添加したもので、
本発明法で処理するといずれもCeqが0.32%以下
で50Kgf/mm2以上のTSと−60℃以下のvTrsを示
し、板厚方向の絞り値も60%以上の値が得られ
る。 鋼D,EはTS55Kgf/mm2級を目的として、
Mo,Cr,あるいはVを添加したもので本発明法
で処理すると低いCeq(0.35%以下)で55Kgf/mm2
のTSと−60℃以下のvTrsが、そして60%以上の
板厚方向の絞り値が得られる。 以上本発明によれば、低温靭性ならびに溶接性
の優れた45〜60Kgf/mm2級低温用板厚方向特性の
優れた非調質高張力鋼を製造することができる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C0.005〜0.20%,Si0.1〜0.5%,Mn0.6〜2.0
%,Al0.005〜0.08%,S0.008%以下を含有し、
残部Feおよび不可避的不純物よりなる鋼片を、
1000℃以上の温度に加熱し、圧延に当たつては、
Ar3+70℃からAr3までの温度域を50%以上の圧
下率で圧下し、続くAr3からAr3−80℃までの温
度域を20%以上の圧下率で圧下し、その後直ちに
2〜15℃/sの冷却速度で、500℃未満の温度に
まで冷却することを特徴とする板厚方向特性の優
れた非調質高張力鋼の製造方法。 2 C0.005〜0.20%,Si0.1〜0.5%,Mn0.6〜2.0
%,Al0.005〜0.08%,S0.008%以下を含有し、
V,Ti,Cu,Cr,Ni,Mo,Ca,REMのなかか
ら選ばれるいずれか1種または2種以上を、Vに
あつては0.01〜0.10%,Tiにあつては0.003〜0.04
%,Cu,Cr,Ni,Moにあつてはそれぞれ0.5%
以下、Caにあつては0.002〜0.010%,REMにあ
つては0.005〜0.010%含有し、残部Feおよび不可
避的不純物よりなる鋼片を、1000℃以上の温度に
加熱し、圧延に当たつては、Ar3+70℃からAr3
までの温度域を50%以上の圧下率で圧下し、続く
Ar3からAr3−80℃までの温度域を20%以上の圧
下率で圧下し、その後直ちに2〜15℃/sの冷却
速度で500℃未満の温度にまで冷却することを特
徴とする板厚方向特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 |
---|---|---|---|
JP21274181A JPH0232325B2 (ja) | 1981-12-29 | 1981-12-29 | Itaatsuhokotokuseinosuguretahichoshitsukochoryokukonoseizohoho |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21274181A JPH0232325B2 (ja) | 1981-12-29 | 1981-12-29 | Itaatsuhokotokuseinosuguretahichoshitsukochoryokukonoseizohoho |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS58117825A JPS58117825A (ja) | 1983-07-13 |
JPH0232325B2 true JPH0232325B2 (ja) | 1990-07-19 |
Family
ID=16627656
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP21274181A Expired - Lifetime JPH0232325B2 (ja) | 1981-12-29 | 1981-12-29 | Itaatsuhokotokuseinosuguretahichoshitsukochoryokukonoseizohoho |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0232325B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE3437637A1 (de) * | 1984-10-13 | 1986-04-24 | Thyssen Stahl AG, 4100 Duisburg | Verfahren zur herstellung von grobblech |
JPH0649897B2 (ja) * | 1985-07-19 | 1994-06-29 | 川崎製鉄株式会社 | 溶接性と低温じん性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
-
1981
- 1981-12-29 JP JP21274181A patent/JPH0232325B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS58117825A (ja) | 1983-07-13 |
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