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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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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