JPH0366367B2 - - Google Patents
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- JPH0366367B2 JPH0366367B2 JP60281069A JP28106985A JPH0366367B2 JP H0366367 B2 JPH0366367 B2 JP H0366367B2 JP 60281069 A JP60281069 A JP 60281069A JP 28106985 A JP28106985 A JP 28106985A JP H0366367 B2 JPH0366367 B2 JP H0366367B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
じん性のすぐれた板厚50mm以上の非調質高張力
鋼厚板の製造方法に関し、とくに加熱圧延条件と
冷却条件を制御することにより、じん性の劣化な
しに高強度化して、しかも板表面から中心まで均
一なすなわち板厚方向に一様な機械的性質を上記
の非調質高張力鋼厚板に具備させることについて
の開発研究の成果を以下に述べる。 （従来の技術） 加熱圧延条件及び冷却条件の適当な組合せによ
り非調質高張力鋼板を製造する方法についてはよ
く知られている。たとえば特公昭55−30047号公
報に示すところによればＣ：0.03〜0.20wt％（以
下単に％と示す）、Si：0.05〜0.60％、Mn：0.50
〜1.8％を基本成分とし、これに特殊元素を添加
する場合には0.10％以下のAl、0.50％以下のCu、
１％以下のNi、0.50％以下のCr、0.03％以下の
Mo、0.20％以下のＶ、0.10％以下のNb、0.10％
以下のTiを１種又は２種含有させ残部は鉄およ
び不可避的不純物よりなる鋼を800〜1000℃の温
度範囲に加熱後50％以上の加工度を施し800℃以
下の温度で熱間圧延終了後直ちに２〜15℃／sec
の冷却速度で600℃以下の任意の温度まで冷却す
ることによりじん性を劣化させず高強度を附与し
た非調質高張力鋼板が製造できるとしている。 （発明が解決しようとする問題点） しかし上掲公報の開示に代表される公知の製造
方法を工業的規模の鋼板製造ラインに適用した場
合に、下記に示すような技術的問題点があり、必
ずしも目的とする高張力高靭性鋼厚板が製造でき
るとはかぎらないことが解明された。 (1) 加熱温度Ac3近傍であつても完全にオーステ
ナイト化を完了しない限り、圧延・冷却後に異
常組織が出現し、じん性が劣化すること。 (2) 全加工度を大きくしたとしてもよくに未再結
晶域での加工度が小さい場合には変態後の結晶
粒径が十分微細化せず、十分なじん性が得られ
ないこと。 (3) 圧延終了温度、冷却開始温度の管理が不十分
な場合には強度上昇量の制御ができず、特に板
厚が厚くなると冷却速度が異なる板表面と中心
に大きな強度差を生じること。 (4) 冷却停止温度が高すぎる場合には十分な強度
上昇効果が得られず、また逆に低すぎる場合に
は低温変態組織を生成しじん性が劣化するこ
と。 したがつて加熱条件、圧延条件、冷却条件の管
理を厳密に行い、加熱時のオーステナイト粒成長
挙動の制御、オーステナイト低温域圧延によるフ
エライト変態の促進、及び冷却時の第２相変態挙
動の制御による、じん性にすぐれとくに厚さ方向
に均一な強度を有する高張力鋼板の製造技術を確
立することが必要であり、しかも工業的規模での
生産を考えた場合多少の条件変動があつても強
度・じん性の変化が小さくなるような制御圧延・
制御冷却方法が望まれるわけである。 （問題点を解決するための手段） この発明は炭素鋼または低合金を930〜1060℃
の温度範囲に加熱後、未再結晶オーステナイト域
で70％以上の加工度にて50mm以上の板厚まで熱間
圧延を施し、この熱間圧延を板厚中心部が800〜
850℃の範囲内の温度で熱間圧延を終了し、 板厚中心部で750℃以上の温度から、板厚中心
部における１〜８℃／秒の冷却速度範囲で冷却を
行い、板厚中心部の温度が200〜500℃の温度範囲
にて冷却を停止する。 ことを特徴とする高張力高じん性鋼厚板の製造方
法である。 この製造方法は、炭素鋼又は低合金鋼が化学成
分としてAl：0.005〜0.08wt％、Ｎ：0.005wt％以
下を含有するか又は炭素鋼又は低合金鋼が化学成
分としてAl：0.005〜0.08wt％、Ｎ：0.005wt％以
下を含有しさらに全希土類元素：0.003〜0.03wt
％及び／又はZr：0.003〜0.06wt％を含有する場
合においてとくに好適であり、またこれらの成分
以外の一般的な鋼中成分の組成範囲については次
のとおりである。 Ｃ：0.01〜0.20wt％、Si：0.1〜0.5wt％ Mn：0.6〜2.0wt％ 発明者らは種々の加熱条件、圧延条件、冷却条
件での加工熱処理実験をくりかえした結果炭素鋼
または低合金鋼の組織、強度じん性の変化につい
て以下のような知見を得た。 (1) 加熱温度を930℃〜1060℃に制御することに
より加熱時の組織は完全にオーステナイト化
し、しかもオーステナイト粒の粗大化も起こら
ない。また特に970〜1030℃の温度範囲におい
ては均一なオーステナイト粒が得られる。 (2) フエライト粒核形成サイトとなるオーステナ
イト中への変形帯を必要量生成させるためには
未再結晶域での累積圧下率を70％以上にする必
要がある。 (3) 板厚中心部が未再結晶オーステナイト、表層
部がオーステナイト＋フエライト状態から強制
冷却すると、水量、冷却時間を適正に制御する
ことにより、表層部は微細フエライト＋パーラ
イト、中心部は微細フエライト＋ベイナイト組
織となり、板厚方向に均一な強度が得られる。 この発明は以上の発見事実に立脚している。こ
の発明では、熱間圧延終了温度、冷却開始温度、
冷却速度及び冷却停止温度につき、板厚中心部に
おける値をもつて、制御要因とするためこれらの
値を正しく把握することが重要である。 （作 用） 圧延条件について、 大量生産の場において、加熱時に鋼片の各部で
完全にオーステナイト化するためには加熱温度の
下限を930℃とする必要がある。また加熱時のオ
ーステナイト粒の粗大化を防止するためには加熱
温度の上限を1060℃にする必要がある。またその
うち炭窒化物が固溶し均一で微細なオーステナイ
ト粒を得ることができる970〜1030℃の加熱範囲
がとくにのぞましい。 次に十分な低温じん性を得るためには、加熱時
のオーステナイト粒の微細化のみでは不十分であ
り、オーステナイト粒界以外にもフエライトの核
形成サイトを導入して、フエライト核形成能を高
める必要がある。このためには未再結晶域加工度
を70％以上としオーステナイト中の変形帯密度を
高くする必要がある。 未再結晶域の加工度が70％以下では変形帯密度
の十分高い値が得られない。 板厚方向の強度変動を小さくしかも均一な高張
力鋼厚板を得るためには、圧延終了温度、そして
さらには冷却開始温度を制御し表面と中心部の冷
却速度差にともなう強度変動量を冷却前の組織の
差にともなう焼入性の違いにより補償する必要が
ある。 これらの温度の制御は、板厚が50mm以上のよう
に厚いのでとくに冷却速度のもつとも遅い板厚中
心部で行う必要がある。 十分な低温じん性を得るための圧延終了温度は
板厚中心部の温度の上限を850℃にする必要があ
りそれというのは850℃をこえると未再結晶域圧
延の硬化が十分発揮されずじん性が劣化するから
であり、また冷却による強度上昇効果を十分に発
揮させるためには圧延終了時の板厚中心部の温度
の下限を750℃にする必要があり、800℃よりも低
くなつた場合にはオーステナイト−フエライト域
でのフエライト加工により変態が起こりやすくな
り、焼入性が低下し十分な強度上昇効果は得られ
ない。 とくに板厚が厚いことから表層部はオーステナ
イト−フエライト２相域となるが、冷却速度を速
くして焼入性の低下を補償できる。この場合には
表層部は微細フエライト＋パーライト、中心部は
微細なフエライト＋ベイナイトとなるが、両者の
フエライト強度の差とパーライト、ベイナイト強
度差は、中心部の圧延終了温度が800℃以上では
うまくバランスし板厚方向に均一な強度分布が得
られる。 従つて板厚中心部で測ることとした圧延終了温
度は、は800〜850℃に限定され、この温度範囲に
おいては冷却後の組織が表面、中心ともに微細フ
エライト＋ベイナイトとなり、強度のみならず組
織も板厚方向に均一となる。 冷却条件について 圧延終了温度の限定に関してのべたところと同
じ技術的な意味合いで冷却開始温度は750℃以上、
好ましくは800℃以上に限定される。 冷却による強度上昇効果を十分発揮させるため
に板厚中心部冷却速度の下限を１℃／秒にする必
要がある。１℃／秒未満では冷却による強度上昇
効果が顕著でない。 また本発明での冷却停止温度200〜500℃におい
て形状のすぐれた高張力鋼厚板を製造するために
は冷却速度の上限を８℃／秒にする必要がある。
８℃／秒超で200〜500℃まで冷却すると膜沸騰か
ら核沸騰への遷移による微妙な温度のバランスの
くずれにより、ひずみを生じ形状が悪くなる。 板厚中心部での冷却停止温度を200〜500℃に限
定したのは以下の理由による。 冷却停止温度が500℃超では冷却による強度上
昇効果が顕著ではない。また冷却停止温度が200
℃未満では低温変態組織が多量に生成されじん性
が劣化する。 板厚が厚い場合には表層部は一時的には室温付
近まで冷却されるが、復熱効果により温度が上昇
するため、中心部の温度が200℃以上であれば多
量の低温変態組織の生成をさけることができる。 この発明は特にこれまで板厚方向での均一な機
械的性質を得ることが困難であつた板厚50mm以上
とくに60mmをこえるような高張力鋼厚板に有効で
ある。 この発明は炭素鋼または低合金鋼を対象とし、
その成分組成については次の技術的意義をもつ。 Ｃは0.01wt％未満では鋼の強度が低下し、母材
の熱影響部（以下HAZと記す）の軟化が顕著と
なる一方、0.20wt％を越えると母材靭性の劣化お
よび溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が大きくなる
ことからＣの適正範囲は0.01〜0.2wt％である。 Siは0.1wt％未満では母材じん性の劣化を招き、
一方0.5wt％を越えると鋼の清浄度が低下してじ
ん性劣化をまねくことから、Siの適正範囲は0.1
〜0.5wt％にする必要がある。 Mnは0.6wt％未満では鋼の強度、じん性が劣
化しHAZが軟化する傾向にある。しかし2wt％
を越えるとHAZのじん性が低下するため、Mnの
適正範囲は0.6〜2.0wt％である。 さらにこの発明の効果をより有効に発揮させる
ため鋼の化学成分のうちAlとＮは、それぞれ
Al：0.005〜0.08％、Ｎ：0.005％以下が望ましい。
鋼片を加熱前にAlとＮを固溶させ930〜1060℃の
温度範囲での加熱を行つたときAlNを微細に析
出させることによりオーステナイト組織を微細化
かつ均一化させるというのがその技術内容である
が、Al量、Ｎ量の上限は鋼片の冷却中における
AlNの析出を防止するためであり、Al量の下限
は加熱時に有効なAlNの体積分率を確保するた
めである。Al：0.005〜0.08wt％、Ｎ量：0.005wt
％以下にすると鋼片の冷却速度が遅くなるような
大型素材についてもAlNの析出が防止され、加
熱時の微細析出物生成が容易になる。 上記成分にさらに希土類元素及び／又はZrを
適量加えることによりじん性の改善効果が著しく
なる。 すなわち微細な炭窒化物を加熱時に生成してオ
ーステナイトを微細化するとともにフエライト核
形成サイトとなり未再結晶域圧延の効果をより有
効に発揮させるからである。希土類元素量は
0.003〜0.03wt％またZrは0.003〜0.06wt％が好ま
しく、これら添加量の上限は鋼片冷却時の析出防
止のためであり、下限は加熱時に十分な体積分率
を確保するためである。 （実施例） 実施例 １ 供試鋼の成分を表１に示し、この供試鋼のオー
ステナイト未再結晶温度域は875℃である。
鋼厚板の製造方法に関し、とくに加熱圧延条件と
冷却条件を制御することにより、じん性の劣化な
しに高強度化して、しかも板表面から中心まで均
一なすなわち板厚方向に一様な機械的性質を上記
の非調質高張力鋼厚板に具備させることについて
の開発研究の成果を以下に述べる。 （従来の技術） 加熱圧延条件及び冷却条件の適当な組合せによ
り非調質高張力鋼板を製造する方法についてはよ
く知られている。たとえば特公昭55−30047号公
報に示すところによればＣ：0.03〜0.20wt％（以
下単に％と示す）、Si：0.05〜0.60％、Mn：0.50
〜1.8％を基本成分とし、これに特殊元素を添加
する場合には0.10％以下のAl、0.50％以下のCu、
１％以下のNi、0.50％以下のCr、0.03％以下の
Mo、0.20％以下のＶ、0.10％以下のNb、0.10％
以下のTiを１種又は２種含有させ残部は鉄およ
び不可避的不純物よりなる鋼を800〜1000℃の温
度範囲に加熱後50％以上の加工度を施し800℃以
下の温度で熱間圧延終了後直ちに２〜15℃／sec
の冷却速度で600℃以下の任意の温度まで冷却す
ることによりじん性を劣化させず高強度を附与し
た非調質高張力鋼板が製造できるとしている。 （発明が解決しようとする問題点） しかし上掲公報の開示に代表される公知の製造
方法を工業的規模の鋼板製造ラインに適用した場
合に、下記に示すような技術的問題点があり、必
ずしも目的とする高張力高靭性鋼厚板が製造でき
るとはかぎらないことが解明された。 (1) 加熱温度Ac3近傍であつても完全にオーステ
ナイト化を完了しない限り、圧延・冷却後に異
常組織が出現し、じん性が劣化すること。 (2) 全加工度を大きくしたとしてもよくに未再結
晶域での加工度が小さい場合には変態後の結晶
粒径が十分微細化せず、十分なじん性が得られ
ないこと。 (3) 圧延終了温度、冷却開始温度の管理が不十分
な場合には強度上昇量の制御ができず、特に板
厚が厚くなると冷却速度が異なる板表面と中心
に大きな強度差を生じること。 (4) 冷却停止温度が高すぎる場合には十分な強度
上昇効果が得られず、また逆に低すぎる場合に
は低温変態組織を生成しじん性が劣化するこ
と。 したがつて加熱条件、圧延条件、冷却条件の管
理を厳密に行い、加熱時のオーステナイト粒成長
挙動の制御、オーステナイト低温域圧延によるフ
エライト変態の促進、及び冷却時の第２相変態挙
動の制御による、じん性にすぐれとくに厚さ方向
に均一な強度を有する高張力鋼板の製造技術を確
立することが必要であり、しかも工業的規模での
生産を考えた場合多少の条件変動があつても強
度・じん性の変化が小さくなるような制御圧延・
制御冷却方法が望まれるわけである。 （問題点を解決するための手段） この発明は炭素鋼または低合金を930〜1060℃
の温度範囲に加熱後、未再結晶オーステナイト域
で70％以上の加工度にて50mm以上の板厚まで熱間
圧延を施し、この熱間圧延を板厚中心部が800〜
850℃の範囲内の温度で熱間圧延を終了し、 板厚中心部で750℃以上の温度から、板厚中心
部における１〜８℃／秒の冷却速度範囲で冷却を
行い、板厚中心部の温度が200〜500℃の温度範囲
にて冷却を停止する。 ことを特徴とする高張力高じん性鋼厚板の製造方
法である。 この製造方法は、炭素鋼又は低合金鋼が化学成
分としてAl：0.005〜0.08wt％、Ｎ：0.005wt％以
下を含有するか又は炭素鋼又は低合金鋼が化学成
分としてAl：0.005〜0.08wt％、Ｎ：0.005wt％以
下を含有しさらに全希土類元素：0.003〜0.03wt
％及び／又はZr：0.003〜0.06wt％を含有する場
合においてとくに好適であり、またこれらの成分
以外の一般的な鋼中成分の組成範囲については次
のとおりである。 Ｃ：0.01〜0.20wt％、Si：0.1〜0.5wt％ Mn：0.6〜2.0wt％ 発明者らは種々の加熱条件、圧延条件、冷却条
件での加工熱処理実験をくりかえした結果炭素鋼
または低合金鋼の組織、強度じん性の変化につい
て以下のような知見を得た。 (1) 加熱温度を930℃〜1060℃に制御することに
より加熱時の組織は完全にオーステナイト化
し、しかもオーステナイト粒の粗大化も起こら
ない。また特に970〜1030℃の温度範囲におい
ては均一なオーステナイト粒が得られる。 (2) フエライト粒核形成サイトとなるオーステナ
イト中への変形帯を必要量生成させるためには
未再結晶域での累積圧下率を70％以上にする必
要がある。 (3) 板厚中心部が未再結晶オーステナイト、表層
部がオーステナイト＋フエライト状態から強制
冷却すると、水量、冷却時間を適正に制御する
ことにより、表層部は微細フエライト＋パーラ
イト、中心部は微細フエライト＋ベイナイト組
織となり、板厚方向に均一な強度が得られる。 この発明は以上の発見事実に立脚している。こ
の発明では、熱間圧延終了温度、冷却開始温度、
冷却速度及び冷却停止温度につき、板厚中心部に
おける値をもつて、制御要因とするためこれらの
値を正しく把握することが重要である。 （作 用） 圧延条件について、 大量生産の場において、加熱時に鋼片の各部で
完全にオーステナイト化するためには加熱温度の
下限を930℃とする必要がある。また加熱時のオ
ーステナイト粒の粗大化を防止するためには加熱
温度の上限を1060℃にする必要がある。またその
うち炭窒化物が固溶し均一で微細なオーステナイ
ト粒を得ることができる970〜1030℃の加熱範囲
がとくにのぞましい。 次に十分な低温じん性を得るためには、加熱時
のオーステナイト粒の微細化のみでは不十分であ
り、オーステナイト粒界以外にもフエライトの核
形成サイトを導入して、フエライト核形成能を高
める必要がある。このためには未再結晶域加工度
を70％以上としオーステナイト中の変形帯密度を
高くする必要がある。 未再結晶域の加工度が70％以下では変形帯密度
の十分高い値が得られない。 板厚方向の強度変動を小さくしかも均一な高張
力鋼厚板を得るためには、圧延終了温度、そして
さらには冷却開始温度を制御し表面と中心部の冷
却速度差にともなう強度変動量を冷却前の組織の
差にともなう焼入性の違いにより補償する必要が
ある。 これらの温度の制御は、板厚が50mm以上のよう
に厚いのでとくに冷却速度のもつとも遅い板厚中
心部で行う必要がある。 十分な低温じん性を得るための圧延終了温度は
板厚中心部の温度の上限を850℃にする必要があ
りそれというのは850℃をこえると未再結晶域圧
延の硬化が十分発揮されずじん性が劣化するから
であり、また冷却による強度上昇効果を十分に発
揮させるためには圧延終了時の板厚中心部の温度
の下限を750℃にする必要があり、800℃よりも低
くなつた場合にはオーステナイト−フエライト域
でのフエライト加工により変態が起こりやすくな
り、焼入性が低下し十分な強度上昇効果は得られ
ない。 とくに板厚が厚いことから表層部はオーステナ
イト−フエライト２相域となるが、冷却速度を速
くして焼入性の低下を補償できる。この場合には
表層部は微細フエライト＋パーライト、中心部は
微細なフエライト＋ベイナイトとなるが、両者の
フエライト強度の差とパーライト、ベイナイト強
度差は、中心部の圧延終了温度が800℃以上では
うまくバランスし板厚方向に均一な強度分布が得
られる。 従つて板厚中心部で測ることとした圧延終了温
度は、は800〜850℃に限定され、この温度範囲に
おいては冷却後の組織が表面、中心ともに微細フ
エライト＋ベイナイトとなり、強度のみならず組
織も板厚方向に均一となる。 冷却条件について 圧延終了温度の限定に関してのべたところと同
じ技術的な意味合いで冷却開始温度は750℃以上、
好ましくは800℃以上に限定される。 冷却による強度上昇効果を十分発揮させるため
に板厚中心部冷却速度の下限を１℃／秒にする必
要がある。１℃／秒未満では冷却による強度上昇
効果が顕著でない。 また本発明での冷却停止温度200〜500℃におい
て形状のすぐれた高張力鋼厚板を製造するために
は冷却速度の上限を８℃／秒にする必要がある。
８℃／秒超で200〜500℃まで冷却すると膜沸騰か
ら核沸騰への遷移による微妙な温度のバランスの
くずれにより、ひずみを生じ形状が悪くなる。 板厚中心部での冷却停止温度を200〜500℃に限
定したのは以下の理由による。 冷却停止温度が500℃超では冷却による強度上
昇効果が顕著ではない。また冷却停止温度が200
℃未満では低温変態組織が多量に生成されじん性
が劣化する。 板厚が厚い場合には表層部は一時的には室温付
近まで冷却されるが、復熱効果により温度が上昇
するため、中心部の温度が200℃以上であれば多
量の低温変態組織の生成をさけることができる。 この発明は特にこれまで板厚方向での均一な機
械的性質を得ることが困難であつた板厚50mm以上
とくに60mmをこえるような高張力鋼厚板に有効で
ある。 この発明は炭素鋼または低合金鋼を対象とし、
その成分組成については次の技術的意義をもつ。 Ｃは0.01wt％未満では鋼の強度が低下し、母材
の熱影響部（以下HAZと記す）の軟化が顕著と
なる一方、0.20wt％を越えると母材靭性の劣化お
よび溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が大きくなる
ことからＣの適正範囲は0.01〜0.2wt％である。 Siは0.1wt％未満では母材じん性の劣化を招き、
一方0.5wt％を越えると鋼の清浄度が低下してじ
ん性劣化をまねくことから、Siの適正範囲は0.1
〜0.5wt％にする必要がある。 Mnは0.6wt％未満では鋼の強度、じん性が劣
化しHAZが軟化する傾向にある。しかし2wt％
を越えるとHAZのじん性が低下するため、Mnの
適正範囲は0.6〜2.0wt％である。 さらにこの発明の効果をより有効に発揮させる
ため鋼の化学成分のうちAlとＮは、それぞれ
Al：0.005〜0.08％、Ｎ：0.005％以下が望ましい。
鋼片を加熱前にAlとＮを固溶させ930〜1060℃の
温度範囲での加熱を行つたときAlNを微細に析
出させることによりオーステナイト組織を微細化
かつ均一化させるというのがその技術内容である
が、Al量、Ｎ量の上限は鋼片の冷却中における
AlNの析出を防止するためであり、Al量の下限
は加熱時に有効なAlNの体積分率を確保するた
めである。Al：0.005〜0.08wt％、Ｎ量：0.005wt
％以下にすると鋼片の冷却速度が遅くなるような
大型素材についてもAlNの析出が防止され、加
熱時の微細析出物生成が容易になる。 上記成分にさらに希土類元素及び／又はZrを
適量加えることによりじん性の改善効果が著しく
なる。 すなわち微細な炭窒化物を加熱時に生成してオ
ーステナイトを微細化するとともにフエライト核
形成サイトとなり未再結晶域圧延の効果をより有
効に発揮させるからである。希土類元素量は
0.003〜0.03wt％またZrは0.003〜0.06wt％が好ま
しく、これら添加量の上限は鋼片冷却時の析出防
止のためであり、下限は加熱時に十分な体積分率
を確保するためである。 （実施例） 実施例 １ 供試鋼の成分を表１に示し、この供試鋼のオー
ステナイト未再結晶温度域は875℃である。
【表】
表２に示す加熱、熱間圧延、冷却条件で板厚60
mmの厚板を製造した。 板厚中心部での機械的性質を表２に示す。
mmの厚板を製造した。 板厚中心部での機械的性質を表２に示す。
【表】
表２から加熱温度が1100℃（番号１）あるいは
850℃（番号４）と加熱温度の上限あるいは下限
をはずれる場合には、−75℃あるいは−55℃の
vTrsしか得られないが、1020℃（番号２）ある
いは960℃（番号３）の場合はvTrsが−110℃以
下となりすぐれた低温じん性を示す。また好適範
囲である1020℃（番号２）では引張強さ56Kgｆ／
mm2と高い値を示す。 未再結晶域圧下率を50％に減少させる（番号
５）とvTrsが−70℃となりじん性が劣化する。 圧延終了温度が875℃（番号６）と高い場合に
はvTrs−65℃となり十分な低温じん性が得られ
ない。また圧延終了温度が715℃と低くなつた場
合（番号７）には低温じん性はすぐれているが、
引張強さが48Kgｆ／mm2と十分な冷却による強度上
昇がみられない。 圧延終了温度が760℃で低くまた冷却開始温度
が712℃と低くなる（番号８）と、引張強度はは
49Kgｆ／mm2に下り冷却による強度上昇効果が顕著
でなくなる。 圧延後空冷（番号９）とした場合には当然のこ
とながら引張強さは46Kgｆ／mm2と低いが2.5℃／
秒の速度で強制冷却（番号10）を行うことにより
引張強さは51Kgｆ／mm2と５Kgｆ／mm2もの強度上昇
がある。 冷却停止温度が550℃（番号11）と高くなると
強度上昇が得られない。また室温まで冷却すると
（番号13）じん性が劣化するが、冷却停止温度を
250℃まで上昇させることによりじん性の劣化は
みられずvTrs−108℃とすぐれた低温じん性を示
す。 実施例 ２ 表３に成分を示す供試鋼を、1000℃に加熱後
875℃〜790℃または圧延終了温度の未再結晶域で
76％の加工を行つた後、板厚中心での圧延終了温
度を表４に示す条件で変化させ60mmの厚板に圧延
後、ただちに冷却を開始し、中心部の冷却速度５
℃／秒で400℃まで冷却した。表面下５mmと中心
部の引張強さを表４にあわせ示す。
850℃（番号４）と加熱温度の上限あるいは下限
をはずれる場合には、−75℃あるいは−55℃の
vTrsしか得られないが、1020℃（番号２）ある
いは960℃（番号３）の場合はvTrsが−110℃以
下となりすぐれた低温じん性を示す。また好適範
囲である1020℃（番号２）では引張強さ56Kgｆ／
mm2と高い値を示す。 未再結晶域圧下率を50％に減少させる（番号
５）とvTrsが−70℃となりじん性が劣化する。 圧延終了温度が875℃（番号６）と高い場合に
はvTrs−65℃となり十分な低温じん性が得られ
ない。また圧延終了温度が715℃と低くなつた場
合（番号７）には低温じん性はすぐれているが、
引張強さが48Kgｆ／mm2と十分な冷却による強度上
昇がみられない。 圧延終了温度が760℃で低くまた冷却開始温度
が712℃と低くなる（番号８）と、引張強度はは
49Kgｆ／mm2に下り冷却による強度上昇効果が顕著
でなくなる。 圧延後空冷（番号９）とした場合には当然のこ
とながら引張強さは46Kgｆ／mm2と低いが2.5℃／
秒の速度で強制冷却（番号10）を行うことにより
引張強さは51Kgｆ／mm2と５Kgｆ／mm2もの強度上昇
がある。 冷却停止温度が550℃（番号11）と高くなると
強度上昇が得られない。また室温まで冷却すると
（番号13）じん性が劣化するが、冷却停止温度を
250℃まで上昇させることによりじん性の劣化は
みられずvTrs−108℃とすぐれた低温じん性を示
す。 実施例 ２ 表３に成分を示す供試鋼を、1000℃に加熱後
875℃〜790℃または圧延終了温度の未再結晶域で
76％の加工を行つた後、板厚中心での圧延終了温
度を表４に示す条件で変化させ60mmの厚板に圧延
後、ただちに冷却を開始し、中心部の冷却速度５
℃／秒で400℃まで冷却した。表面下５mmと中心
部の引張強さを表４にあわせ示す。
【表】
【表】
表４に示すように圧延終了温度が800〜850℃の
範囲である番号２、３は、表層部と中心部の引張
強さの差が２Kgｆ／mm2と小さいが、圧延終了温度
が875℃のように高すぎる場合は強度差が５Kg
ｆ／mm2と大きくなる。 また圧延終了温度が800℃未満になれば中心部
の強度が低下することがわかり、板厚方向に均一
な強度を得るためには圧延終了温度を800〜850℃
以内に限定する必要があることがわかる。 実施例 ３ 表５に成分を示す供試鋼(A)、(B)、(C)、(D)を1000
℃に加熱後、875℃〜815℃のオーステナイト未再
結晶域で76％の加工度を施し中心温度815℃で圧
延を終了後、810℃から冷却を開始し、中心部の
冷却速度４℃／秒にて中心温度400℃で冷却を終
了し75mm厚の厚鋼板を製造した。得られた板厚中
心部での機械的性質を表６に示す。
範囲である番号２、３は、表層部と中心部の引張
強さの差が２Kgｆ／mm2と小さいが、圧延終了温度
が875℃のように高すぎる場合は強度差が５Kg
ｆ／mm2と大きくなる。 また圧延終了温度が800℃未満になれば中心部
の強度が低下することがわかり、板厚方向に均一
な強度を得るためには圧延終了温度を800〜850℃
以内に限定する必要があることがわかる。 実施例 ３ 表５に成分を示す供試鋼(A)、(B)、(C)、(D)を1000
℃に加熱後、875℃〜815℃のオーステナイト未再
結晶域で76％の加工度を施し中心温度815℃で圧
延を終了後、810℃から冷却を開始し、中心部の
冷却速度４℃／秒にて中心温度400℃で冷却を終
了し75mm厚の厚鋼板を製造した。得られた板厚中
心部での機械的性質を表６に示す。
【表】
【表】
表６に示すようにＮ量の高い(A)鋼について引張
強度53Kgｆ／mm2、vTrs−95℃、vE-6014.5Kgｆ・
ｍとかなりすぐれた値を示すが、Ｎ量を28ppmに
さげることによりvTrs−110℃、vE-60：20.5Kg
ｆ・ｍとじん性の向上効果が著しい。さらに希土
類元素添加の(C)鋼、Zr添加の(D)鋼はそれぞれ
vTrs−125℃、vE-60：24.3Kgｆ・ｍおよびvTrs
−123℃、vE-60：24.5Kgｆ・ｍと靭性の向上が顕
著になり、Rem及び／又はZrの添加によるじん
性向上効果も明らかである。 （発明の効果） この発明は工業的規模で安定に高張力高じん性
鋼板を製造することができ、加熱、圧延、冷却の
管理ポイントはかなりゆるやかな条件で与えられ
ているため、大量生産の場においても安定に目標
とした鋼板の機械的性質を得ることができる。
強度53Kgｆ／mm2、vTrs−95℃、vE-6014.5Kgｆ・
ｍとかなりすぐれた値を示すが、Ｎ量を28ppmに
さげることによりvTrs−110℃、vE-60：20.5Kg
ｆ・ｍとじん性の向上効果が著しい。さらに希土
類元素添加の(C)鋼、Zr添加の(D)鋼はそれぞれ
vTrs−125℃、vE-60：24.3Kgｆ・ｍおよびvTrs
−123℃、vE-60：24.5Kgｆ・ｍと靭性の向上が顕
著になり、Rem及び／又はZrの添加によるじん
性向上効果も明らかである。 （発明の効果） この発明は工業的規模で安定に高張力高じん性
鋼板を製造することができ、加熱、圧延、冷却の
管理ポイントはかなりゆるやかな条件で与えられ
ているため、大量生産の場においても安定に目標
とした鋼板の機械的性質を得ることができる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 炭素鋼または低合金鋼を930〜1060℃の温度
範囲に加熱後、未再結晶オーステナイト域で70％
以上の加工度にて50mm以上の板厚まで熱間圧延を
施し、この熱間圧延を板厚中心部が800〜850℃の
範囲内の温度で終了し、 板厚中心部で750℃以上の温度から、板厚中心
部における１〜８℃／秒の冷却速度範囲で冷却を
行い、板厚中心部の温度が200〜500℃の温度範囲
にて冷却を停止する ことを特徴とする高張力高じん性鋼厚板の製造方
法。 ２ 炭素鋼又は低合金鋼が化学成分としてAl：
0.005〜0.08wt％、Ｎ：0.005wt％以下を含有する
ものである、特許請求の範囲第１項記載の方法。 ３ 炭素鋼又は低合金鋼が化学成分としてAl：
0.005〜0.08wt％、Ｎ：0.005wt％以下を含有しさ
らに全希土類元素：0.003〜0.03wt％及び／又は
Zr：0.003〜0.06wt％を含有するものである、特
許請求の範囲第１項記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28106985A JPS62139816A (ja) | 1985-12-16 | 1985-12-16 | 高張力高じん性鋼厚板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28106985A JPS62139816A (ja) | 1985-12-16 | 1985-12-16 | 高張力高じん性鋼厚板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62139816A JPS62139816A (ja) | 1987-06-23 |
| JPH0366367B2 true JPH0366367B2 (ja) | 1991-10-17 |
Family
ID=17633878
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28106985A Granted JPS62139816A (ja) | 1985-12-16 | 1985-12-16 | 高張力高じん性鋼厚板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62139816A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006118069A1 (ja) | 2005-04-28 | 2006-11-09 | Eagle Industry Co., Ltd. | メカニカルシール装置 |
| WO2008013147A1 (fr) | 2006-07-25 | 2008-01-31 | Eagle Industry Co., Ltd. | Dispositif d'etanchéité mécanique |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100346307B1 (ko) * | 1999-12-15 | 2002-07-26 | 두산중공업 주식회사 | 알루미늄과 질소 첨가 고인성 원자로용 저합금강 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59182915A (ja) * | 1983-03-31 | 1984-10-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力鋼の製造方法 |
| JPS59190323A (ja) * | 1983-04-12 | 1984-10-29 | Nippon Steel Corp | 低温用鋼の製造方法 |
| JPS6289815A (ja) * | 1985-10-15 | 1987-04-24 | Kobe Steel Ltd | 低温用高降伏点鋼の製造方法 |
-
1985
- 1985-12-16 JP JP28106985A patent/JPS62139816A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59182915A (ja) * | 1983-03-31 | 1984-10-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力鋼の製造方法 |
| JPS59190323A (ja) * | 1983-04-12 | 1984-10-29 | Nippon Steel Corp | 低温用鋼の製造方法 |
| JPS6289815A (ja) * | 1985-10-15 | 1987-04-24 | Kobe Steel Ltd | 低温用高降伏点鋼の製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006118069A1 (ja) | 2005-04-28 | 2006-11-09 | Eagle Industry Co., Ltd. | メカニカルシール装置 |
| WO2008013147A1 (fr) | 2006-07-25 | 2008-01-31 | Eagle Industry Co., Ltd. | Dispositif d'etanchéité mécanique |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62139816A (ja) | 1987-06-23 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |