JPH0351769B2 - - Google Patents
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- JPH0351769B2 JPH0351769B2 JP58085588A JP8558883A JPH0351769B2 JP H0351769 B2 JPH0351769 B2 JP H0351769B2 JP 58085588 A JP58085588 A JP 58085588A JP 8558883 A JP8558883 A JP 8558883A JP H0351769 B2 JPH0351769 B2 JP H0351769B2
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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
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明はすぐれた溶接性、靱性を有する厚鋼板
の製造法に関するものである。 従来の50Kg／mm2級高張力鋼は強度を高めるため
に合金元素の使用量が多く、そのため溶接性が劣
つているが最近では制御冷却技術の開発によつて
上記欠点を解消した低成分の50Kg／mm2級鋼が製造
できるようになつてきた。これらはいづれも通常
の50Kg／mm2級高張力鋼よりもＣ量を下げ、Mn量
を比較的多くして強度と靭性の安定を計つている
が、製造工程中の冷却が水冷による加速冷却のた
めに、組織がベーナイトになり易く、材質が不安
定になりやすい欠点がある。 本発明はこのような欠点を補い、安定した材質
の低炭素当量の50Kg／mm2級等の高張力鋼の製造方
法を提供するもので、組織面で最も安定したフエ
ライトとパーライト主体の厚鋼板となすことによ
つて高強度の鋼板を得るところに特徴があり、第
１の本発明は当該組織を得る成分および製造条件
より構成され、詳細には、Ｃ：0.18wt％以上
0.30wt％以下、Si：0.50wt％未満、Mn：0.60wt
％未満、Al：0.005wt％以上、0.1wt％未満、
Ｎ：0.006wt％未満を含有し、残部が止むを得ざ
る不純物よりなり、Ceq（Ｃ＋1/6Mn＋1/24Si）
0.35％の鋼を連続鋳造でスラブを作り、直接
に、または950℃以上1200℃以下に再加熱した後
50％以上の99％以下の圧延を行ない、圧延の終了
温度をAr3以上900℃以下にし、圧延後10分以内
でかつ板の温度が700℃以上のときに冷却を開始
し、２℃／sec以上40℃／sec以下の冷却速度で
200℃以上600℃以下まで冷却することを特徴とす
る溶接性及び靱性のすぐれた厚鋼板の製造方法で
ある。 第２の本発明は、 Ｃ：0.18wt％以上0.30wt以下、 Si：0.50wt％ 未満、 Mn：0.60wt％未満、 Al：0.005wt％以上0.1wt％未満、 Ｎ：0.006wt％未満を含有し、 さらにTi、Nbを0.005wt％以上0.05wt％以下の
範囲で一種または二種添加し、残部が止むを得ざ
る不純物よりなり、Ceq、（Ｃ＋1/6Mn＋1/24Si）
0.35％の鋼を連続鋳造でスラブを作り、直接
に、または950℃以上1200℃以下に再加熱した後
50％以上99％以下の圧延を行ない、圧延の終了温
度をAr3以上900℃以下にし、圧延後10分以内で
かつ板の温度が700℃以上のときに冷却を開始し、
２℃／sec以上40℃／sec以下の冷却速度で200℃
以上600℃以下まで冷却することを特徴とする溶
接性及び靱性のすぐれた厚鋼板の製造方法であ
る。 本発明方法における主たる諸数値は次の理由に
基づいて定めた。 先ず、オーステナイトからフエライト変態中の
オーステナイト中のＣ量を早く共析点まで高めパ
ーライトの生成を促進するためにはＣ量を従来の
高溶接性鋼の常識に反して高くすることが必要で
ありＣ：0.18wt％（以下の％は何れもwt％であ
る。）以上0.30％以下とした。 Siは脱酸および地鉄の強化に有効であるが多す
ぎると靭性を劣化させるので0.5％未満とした。 Mnは靭性を高める為に有効な元素であるが
Mnが多いとベーナイト変態を促進し不安定な組
織になりやすいのでパーライトを得る上限として
0.6％未満に限定した。また、Mnが0.2％以下で
は靭性が劣化したり鋳片の熱間割れが生じたりす
るので、Mnの添加範囲を0.2wt％以上0.6wt％未
満とした。 Alは脱酸と細粒化に必要で、そのための充分
な量として0.005％以上、0.1％未満に限定した。
これより少なければ細粒効果は認められないし、
多ければ靭性が劣化する。 溶接性を良好に保つためＮを0.006％以下にし
た。これ以上では継手部の靱性が劣化する。 Ti又はNbの添加は、圧延によるオーステナイ
トの細粒化に寄与し、冷却後の鋼の靭性を向上さ
せる。その為には0.005wt％以上の量が必要であ
るが0.05wt％以上になると硬化のために靭性が劣
化する。従つてTi、Nbの含有量を0.005wt％以
上、0.05wt％以下に限定した。 また溶接部の硬化性を低減させるためCeq.（Ｃ
＋1/6Mn＋1/24Si）を0.35％以下にした。 細粒鋼を得るためにはその組織を鋳片の凝固組
織から細かくする必要があり、そのためには連続
鋳造でスラブを製造することが必要で、さらにス
ラブの状態でAl他の微量元素を完全に固溶させ、
再加熱時に微細に析出させるためにも連続鋳造工
程が必須要件になる。 スラブの温度はオーステナイト状態であれば低
いほど好ましいが、圧延中の温度低下があるため
にある程度高くすることになる。しかしスラブを
加熱して所望温度にする際には、細粒化の限界以
上に加熱すると本発明で具備しようとする靭性が
得られず、またあまり温度が下がり過ぎると圧延
が出来ないので、スラブの温度の上限を1200℃、
下限を950℃とした。 次に、圧延中の圧下率はオーステナイトの細粒
化に与える影響が大きく、50％以下では細粒化が
少なく製品の靭性が不良となり、また圧下率が大
きいと厚板にならないので、50％以上とし上限を
99％とした。 また細粒化を十分すすめるために圧延終了温度
を900℃以下にし、また温度を下げ過ぎるとフエ
ライトの圧延をすることになり靭性が劣化するの
で、圧延終了温度の下限をAr3とした。 圧延後の冷却開始までの時間は可能な限り短時
間が好ましく、圧延後長時間放置すると結晶粒の
粗大化や温度ムラが生じ、又は、温度が下がりす
ぎてフエライト変態が開始されたりするので、最
大10分以内で700℃以上から冷却を開始する必要
がある。 該冷却の冷却速度は鋼の強化に非常に重要であ
るがオーステナイト粒度により硬化能が異り、従
つて最適値が異なる。すなわち板厚が異なれば最
適冷却速度が異り第１図にようになり、各板厚毎
に第１図に好ましい範囲として示した冷却速度範
囲で冷却することが望ましい。これ以下では靭性
は良好でも強度の上昇が少なく、この範囲以上で
は下部組織が生成し靭性が劣化する。 板厚と冷却速度に関して具体的な例を挙げれ
ば、25mmの鋼板の場合、冷却速度は10℃／sec以
上、30℃／sec以下である。本発明の効果を供す
るためには、第１図から明らかなように冷速は２
℃／Ｓ以上40℃／Ｓ以下が必要である。冷速がこ
の値以上では硬化しすぎて靭性が劣化する。 冷却の完了する温度、すなわち冷却停止温度は
低いほど冷却効果が大きく、ある温度以上では変
態が生じないから水冷による強度増大の効果がな
い。このために上限を600℃に限定したが、材質
のより高い安定性を得るには300℃〜500℃が望ま
しい。 本発明は上記の諸数値制限を有するものである
が、上記鋼にさらにTi、Nbを0.005wt％以上0.05
％wt％以下の範囲で一種または二種添加した鋼
を用いるときは、圧延によるオーステナイトの細
粒化に寄与し、冷却後の鋼の靭性を向上させた優
れた性質の厚鋼板になり、又200℃以上600℃以下
に冷却後、Ac1点以下に再加熱処理するときには
より一層機械的性質の優れた厚鋼板になる。、 この場合冷却停止温度の下限である200℃以下
まで冷却すると、H2の放出が出来なくなり、H2
に起因する欠陥が増加する。 次に本発明の実施例について述べる。 表１の鋼板Ａ〜Ｅは本発明方法により製造した
鋼板で、すぐれた材質が得られている。Ｆ〜Ｇは
本発明方法以外の条件で製造されている比較例の
鋼板を示してあり、ＦはMnが多く、靭性が悪
い。G1は圧延終了温度が高すぎて同じく靭性が
悪い。G2は冷却の開始温度が低く強度が低いの
みでなく靭性も悪い。 以上、詳述した如く、本発明は低コスト成分の
鋼で、溶接性及び靭性のすぐれた50Kg／mm2級の高
張力鋼が安定して得られるので、その工業的効果
は甚大である。 【表】
の製造法に関するものである。 従来の50Kg／mm2級高張力鋼は強度を高めるため
に合金元素の使用量が多く、そのため溶接性が劣
つているが最近では制御冷却技術の開発によつて
上記欠点を解消した低成分の50Kg／mm2級鋼が製造
できるようになつてきた。これらはいづれも通常
の50Kg／mm2級高張力鋼よりもＣ量を下げ、Mn量
を比較的多くして強度と靭性の安定を計つている
が、製造工程中の冷却が水冷による加速冷却のた
めに、組織がベーナイトになり易く、材質が不安
定になりやすい欠点がある。 本発明はこのような欠点を補い、安定した材質
の低炭素当量の50Kg／mm2級等の高張力鋼の製造方
法を提供するもので、組織面で最も安定したフエ
ライトとパーライト主体の厚鋼板となすことによ
つて高強度の鋼板を得るところに特徴があり、第
１の本発明は当該組織を得る成分および製造条件
より構成され、詳細には、Ｃ：0.18wt％以上
0.30wt％以下、Si：0.50wt％未満、Mn：0.60wt
％未満、Al：0.005wt％以上、0.1wt％未満、
Ｎ：0.006wt％未満を含有し、残部が止むを得ざ
る不純物よりなり、Ceq（Ｃ＋1/6Mn＋1/24Si）
0.35％の鋼を連続鋳造でスラブを作り、直接
に、または950℃以上1200℃以下に再加熱した後
50％以上の99％以下の圧延を行ない、圧延の終了
温度をAr3以上900℃以下にし、圧延後10分以内
でかつ板の温度が700℃以上のときに冷却を開始
し、２℃／sec以上40℃／sec以下の冷却速度で
200℃以上600℃以下まで冷却することを特徴とす
る溶接性及び靱性のすぐれた厚鋼板の製造方法で
ある。 第２の本発明は、 Ｃ：0.18wt％以上0.30wt以下、 Si：0.50wt％ 未満、 Mn：0.60wt％未満、 Al：0.005wt％以上0.1wt％未満、 Ｎ：0.006wt％未満を含有し、 さらにTi、Nbを0.005wt％以上0.05wt％以下の
範囲で一種または二種添加し、残部が止むを得ざ
る不純物よりなり、Ceq、（Ｃ＋1/6Mn＋1/24Si）
0.35％の鋼を連続鋳造でスラブを作り、直接
に、または950℃以上1200℃以下に再加熱した後
50％以上99％以下の圧延を行ない、圧延の終了温
度をAr3以上900℃以下にし、圧延後10分以内で
かつ板の温度が700℃以上のときに冷却を開始し、
２℃／sec以上40℃／sec以下の冷却速度で200℃
以上600℃以下まで冷却することを特徴とする溶
接性及び靱性のすぐれた厚鋼板の製造方法であ
る。 本発明方法における主たる諸数値は次の理由に
基づいて定めた。 先ず、オーステナイトからフエライト変態中の
オーステナイト中のＣ量を早く共析点まで高めパ
ーライトの生成を促進するためにはＣ量を従来の
高溶接性鋼の常識に反して高くすることが必要で
ありＣ：0.18wt％（以下の％は何れもwt％であ
る。）以上0.30％以下とした。 Siは脱酸および地鉄の強化に有効であるが多す
ぎると靭性を劣化させるので0.5％未満とした。 Mnは靭性を高める為に有効な元素であるが
Mnが多いとベーナイト変態を促進し不安定な組
織になりやすいのでパーライトを得る上限として
0.6％未満に限定した。また、Mnが0.2％以下で
は靭性が劣化したり鋳片の熱間割れが生じたりす
るので、Mnの添加範囲を0.2wt％以上0.6wt％未
満とした。 Alは脱酸と細粒化に必要で、そのための充分
な量として0.005％以上、0.1％未満に限定した。
これより少なければ細粒効果は認められないし、
多ければ靭性が劣化する。 溶接性を良好に保つためＮを0.006％以下にし
た。これ以上では継手部の靱性が劣化する。 Ti又はNbの添加は、圧延によるオーステナイ
トの細粒化に寄与し、冷却後の鋼の靭性を向上さ
せる。その為には0.005wt％以上の量が必要であ
るが0.05wt％以上になると硬化のために靭性が劣
化する。従つてTi、Nbの含有量を0.005wt％以
上、0.05wt％以下に限定した。 また溶接部の硬化性を低減させるためCeq.（Ｃ
＋1/6Mn＋1/24Si）を0.35％以下にした。 細粒鋼を得るためにはその組織を鋳片の凝固組
織から細かくする必要があり、そのためには連続
鋳造でスラブを製造することが必要で、さらにス
ラブの状態でAl他の微量元素を完全に固溶させ、
再加熱時に微細に析出させるためにも連続鋳造工
程が必須要件になる。 スラブの温度はオーステナイト状態であれば低
いほど好ましいが、圧延中の温度低下があるため
にある程度高くすることになる。しかしスラブを
加熱して所望温度にする際には、細粒化の限界以
上に加熱すると本発明で具備しようとする靭性が
得られず、またあまり温度が下がり過ぎると圧延
が出来ないので、スラブの温度の上限を1200℃、
下限を950℃とした。 次に、圧延中の圧下率はオーステナイトの細粒
化に与える影響が大きく、50％以下では細粒化が
少なく製品の靭性が不良となり、また圧下率が大
きいと厚板にならないので、50％以上とし上限を
99％とした。 また細粒化を十分すすめるために圧延終了温度
を900℃以下にし、また温度を下げ過ぎるとフエ
ライトの圧延をすることになり靭性が劣化するの
で、圧延終了温度の下限をAr3とした。 圧延後の冷却開始までの時間は可能な限り短時
間が好ましく、圧延後長時間放置すると結晶粒の
粗大化や温度ムラが生じ、又は、温度が下がりす
ぎてフエライト変態が開始されたりするので、最
大10分以内で700℃以上から冷却を開始する必要
がある。 該冷却の冷却速度は鋼の強化に非常に重要であ
るがオーステナイト粒度により硬化能が異り、従
つて最適値が異なる。すなわち板厚が異なれば最
適冷却速度が異り第１図にようになり、各板厚毎
に第１図に好ましい範囲として示した冷却速度範
囲で冷却することが望ましい。これ以下では靭性
は良好でも強度の上昇が少なく、この範囲以上で
は下部組織が生成し靭性が劣化する。 板厚と冷却速度に関して具体的な例を挙げれ
ば、25mmの鋼板の場合、冷却速度は10℃／sec以
上、30℃／sec以下である。本発明の効果を供す
るためには、第１図から明らかなように冷速は２
℃／Ｓ以上40℃／Ｓ以下が必要である。冷速がこ
の値以上では硬化しすぎて靭性が劣化する。 冷却の完了する温度、すなわち冷却停止温度は
低いほど冷却効果が大きく、ある温度以上では変
態が生じないから水冷による強度増大の効果がな
い。このために上限を600℃に限定したが、材質
のより高い安定性を得るには300℃〜500℃が望ま
しい。 本発明は上記の諸数値制限を有するものである
が、上記鋼にさらにTi、Nbを0.005wt％以上0.05
％wt％以下の範囲で一種または二種添加した鋼
を用いるときは、圧延によるオーステナイトの細
粒化に寄与し、冷却後の鋼の靭性を向上させた優
れた性質の厚鋼板になり、又200℃以上600℃以下
に冷却後、Ac1点以下に再加熱処理するときには
より一層機械的性質の優れた厚鋼板になる。、 この場合冷却停止温度の下限である200℃以下
まで冷却すると、H2の放出が出来なくなり、H2
に起因する欠陥が増加する。 次に本発明の実施例について述べる。 表１の鋼板Ａ〜Ｅは本発明方法により製造した
鋼板で、すぐれた材質が得られている。Ｆ〜Ｇは
本発明方法以外の条件で製造されている比較例の
鋼板を示してあり、ＦはMnが多く、靭性が悪
い。G1は圧延終了温度が高すぎて同じく靭性が
悪い。G2は冷却の開始温度が低く強度が低いの
みでなく靭性も悪い。 以上、詳述した如く、本発明は低コスト成分の
鋼で、溶接性及び靭性のすぐれた50Kg／mm2級の高
張力鋼が安定して得られるので、その工業的効果
は甚大である。 【表】
第１図は低Ceq.鋼の強度を板厚と冷却速度の関
係で示した図である。
係で示した図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.18wt％以上0.30wt％以下、 Si：0.50wt％未満、 Mn：0.60wt％未満、 Al：0.005wt％以上0.1wt％未満、 Ｎ：0.006wt％未満を含有し、 残部が止むを得ざる不純よりなり、Ceq、（Ｃ
＋1/6Mn＋1/24Si）0.35％の鋼を連続鋳造でス
ラブを作り、直接に、または950℃以上1200℃以
下に再加熱した後50％以上99％以下の圧延を行な
い、圧延の終了温度をAr3以上900℃以下にし、
圧延後10分以内でかつ板の温度が700℃以上のと
きに冷却を開始し、２℃／sec以上40℃／sec以下
の冷却速度で200℃以上600℃以下まで冷却するこ
とを特徴とする溶接性及び靭性のすぐれた厚鋼板
の製造方法。 ２ 特許請求の範囲第１項に記載の製造方法にお
いて、200℃以上600℃以下に冷却した後、Ac1点
以下に再加熱処理する溶接性及び靭性のすぐれた
厚鋼板の製造方法。 ３ Ｃ：0.18wt％以上0.30wt％以下、 Si：0.50wt％未満、 Mn：0.60wt％未満、 Al：0.005wt％以上0.1wt％未満、 Ｎ：0.006wt％未満を含有し、 さらにTi、Nbを0.005wt％以上0.05wt％以下の
範囲で一種または二種添加し、 残部が止むを得ざる不純物よりなり、Ceq、
（Ｃ＋1/6Mn＋1/24Si）0.35％の鋼を連続鋳造
でスラブを作り、直接に、または950℃以上1200
℃以下に再加熱した後50％以上99％以下の圧延を
行ない、圧延の終了温度をAr3以上900℃以下に
し、圧延後10分以内でかつ板の温度が700℃以上
のときに冷却を開始し、３℃／sec以上40℃／sec
以下の冷却速度で200℃以上600℃以下まで冷却す
ることを特徴とする溶接性及び靱性のすぐれた厚
鋼板の製造方法。 ４ 特許請求の範囲第３項に記載の製造方法にお
いて、200℃以上600℃以下に冷却した後、Ac1点
以下に再加熱処理する溶接性及び靭性のすぐれた
厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8558883A JPS59211527A (ja) | 1983-05-16 | 1983-05-16 | 溶接性及び靭性のすぐれた厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8558883A JPS59211527A (ja) | 1983-05-16 | 1983-05-16 | 溶接性及び靭性のすぐれた厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59211527A JPS59211527A (ja) | 1984-11-30 |
| JPH0351769B2 true JPH0351769B2 (ja) | 1991-08-07 |
Family
ID=13862969
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8558883A Granted JPS59211527A (ja) | 1983-05-16 | 1983-05-16 | 溶接性及び靭性のすぐれた厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59211527A (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS634018A (ja) * | 1986-06-24 | 1988-01-09 | Nippon Steel Corp | 強靭な厚鋼板の製造方法 |
| 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 |
| JPH01111815A (ja) * | 1987-07-15 | 1989-04-28 | Nippon Steel Corp | 強靭な直送圧延厚鋼板の製造方法 |
| JP2693486B2 (ja) * | 1988-06-07 | 1997-12-24 | 新日本製鐵株式会社 | 良靱性パイプ用熱延鋼板の製造方法 |
| JPH0759737B2 (ja) * | 1988-12-09 | 1995-06-28 | 住友金属工業株式会社 | 高靭性高炭素薄鋼板 |
| CN110527920B (zh) * | 2019-10-16 | 2020-12-01 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | 一种60～80mm特厚耐磨钢板及其生产方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5576020A (en) * | 1978-11-30 | 1980-06-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of steel plate stable in strength and toughness by direct hardening and tempering |
| JPS5861223A (ja) * | 1981-10-07 | 1983-04-12 | Nippon Steel Corp | Ｚ方向材質特性の優れた５０Ｋｇ／ｍｍ↑２級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS5896818A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
-
1983
- 1983-05-16 JP JP8558883A patent/JPS59211527A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5576020A (en) * | 1978-11-30 | 1980-06-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of steel plate stable in strength and toughness by direct hardening and tempering |
| JPS5861223A (ja) * | 1981-10-07 | 1983-04-12 | Nippon Steel Corp | Ｚ方向材質特性の優れた５０Ｋｇ／ｍｍ↑２級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS5896818A (ja) * | 1981-12-07 | 1983-06-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59211527A (ja) | 1984-11-30 |
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