JPH0573804B2 - - Google Patents
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- JPH0573804B2 JPH0573804B2 JP58072172A JP7217283A JPH0573804B2 JP H0573804 B2 JPH0573804 B2 JP H0573804B2 JP 58072172 A JP58072172 A JP 58072172A JP 7217283 A JP7217283 A JP 7217283A JP H0573804 B2 JPH0573804 B2 JP H0573804B2
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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
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、制御圧延および圧延後の制御冷却に
より再加熱熱処理を施すことなく靱性のすぐれた
60Kg／mm2以上の引張強さを持つ厚鋼板を製造する
方法に関するものである。 従来引張強度60Kg／mm2以上の厚鋼板の製造は圧
延放冷後再加熱熱処理によつて行なわれていた
が、本発明はこのような再加熱熱処理を必要とせ
ず、省エネルギー効果が著しい高強度、高靱性の
厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。 また、圧延後ただちに水冷するような従来の制
御冷却法では靱性が劣化する問題があつた。 本発明は圧延後直ちに冷却する工程において、
圧延条件と冷却工程を改良することにより強度を
高めると共に従来の冷却法の靱性低下という欠点
を改善するものであつて、特に圧延後に放冷等の
緩冷工程を設けて該緩冷中に一部フエライト変態
を生じせしめ、その後残りの組織を急冷すること
によつて、多相微細な組織とするところに主特徴
があり、これにより高強度で、かつ靱性のすぐれ
た鋼を提供しようとするものである。 より詳細には本発明の要旨は(1)重量％で、Ｃ：
0.1〜0.25％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.9〜1.5％、
Al：0.02〜0.1％、Ｎ：0.002〜0.008％、Ｂ：
0.0003〜0.002％、Ｓ：0.01％以下、Ｐ：0.03％以
下、残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼
を1050℃以下に加熱し、圧延仕上げ温度がフエラ
イト変態温度以上フエライト変態温度＋20℃以下
の温度範囲になるように未再結晶温度域で最終板
厚に対して30％以上の累積圧下率で圧延し、最終
圧延後、放冷又は冷却温度５℃／ｓ以下の冷却を
フエライト変態温度−60℃以上フエライト変態温
度−20℃以下の温度範囲迄行い、その後、直ちに
冷却速度15℃／ｓ以上で急冷することを特徴とす
る靱性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法、(2)重
量％で、Ｃ：0.1〜0.25％、Si：0.01〜0.5％、
Mn：0.9〜1.5％、Al：0.02〜0.1％、Ｎ：0.002〜
0.008％、Ｂ：0.0003〜0.002％、Ｓ：0.01％以下、
Ｐ：0.03％以下を含み、さらにNi：0.02〜0.3％、
Mo：0.01〜0.2％、Cr：0.02〜0.5％の１種または
２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不
純物より成る鋼を1050℃以下に加熱し、圧延仕上
げ温度がフエライト変態温度以上フエライト変態
温度＋20℃以下の温度範囲になるように未再結晶
温度域で最終板厚に対して30％以上の累積圧下率
で圧延し、最終圧延後、放冷又は冷却温度５℃／
ｓ以下の冷却をフエライト変態温度−60℃以上フ
エライト変態温度−20℃以下の温度範囲迄行い、
その後、直ちに冷却速度15℃／ｓ以上で急冷する
ことを特徴とする靱性のすぐれた高張力厚鋼板の
製造方法、(3)重量％で、Ｃ：0.1〜0.25％、Si：
0.01〜0.5％、Mn：0.9〜1.5％、Al：0.02〜0.1％、
Ｎ：0.002〜0.008％、Ｂ：0.0003〜0.002％、Ｓ：
0.01％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｖ：0.001〜0.03
％、残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼
を1050℃以下に加熱し、圧延仕上げ温度がフエラ
イト変態温度以上フエライト変態温度＋20℃以下
の温度範囲になるように未再結晶温度域で最終板
厚に対して30％以上の累積圧下率で圧延し、最終
圧延後、放冷又は冷却温度５℃／ｓ以下の冷却を
フエライト変態温度−60℃以上フエライト変態温
度−20℃以下の温度範囲迄行い、その後、直ちに
冷却速度15℃／ｓ以上で急冷することを特徴とす
る靱性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法、及び
(4)重量％で、Ｃ：0.1〜0.25％、Si：0.01〜0.5％、
Mn：0.9〜1.5％、Al：0.02〜0.1％、Ｎ：0.002〜
0.008％、Ｂ：0.0003〜0.002％、Ｓ：0.01％以下、
Ｐ：0.03％以下、Ｖ：0.001〜0.03％を含み、さら
にNi：0.02〜0.3％、Mo：0.01〜0.2％、Cr：0.02
〜0.5％の１種または２種以上を含有し、残部が
Feおよび不可避的不純物より成る鋼を1050℃以
下に加熱し、圧延仕上げ温度がフエライト変態温
度以上フエライト変態温度＋20℃以下の温度範囲
になるように未再結晶温度域で最終板厚に対して
30％以上の累積圧下率で圧延し、最終圧延後、放
冷又は冷却温度５℃／ｓ以下の冷却をフエライト
変態温度−60℃以上フエライト変態温度−20℃以
下の温度範囲迄行い、その後、直ちに冷却速度15
℃／ｓ以上で急冷することを特徴とする靱性のす
ぐれた高張力厚鋼板の製造方法である。 以下本発明を詳細に説明する。 まず本発明の鋼成分を限定した理由について述
べる。％は何れもwt％である。 Ｃは所要の強度を得ることおよび急冷時にマル
テンサイトを生成させるために0.1％以上必要で
あるが、過大となると溶設冷間割れを生じるため
上限を0.25％とした。 またMnは鋼の焼入性を良好にしマルテンサイ
トを生成しやすくするために0.9％以上必要であ
るが、過大となるとSR後の靱性が劣化するため
上限を1.5％とした。 Siは鋼の強度を補助的に増加させるもので0.01
％以上を有しまた上限を0.5％として過剰Siによ
る靱性劣化を防ぐ。 Ｂは、焼入性向上のために必要であり、Alは
ＢとＮが結合してＢによる焼入効果が失われるの
を防ぐ。Ｂ、Al、Ｎは本発明で限定した範囲、
即ち、Ｂ：0.0003〜0.002％、Al：0.02〜0.1％、
Ｎ：0.002〜0.008％の成分範囲にあるとき最大の
焼入性を発揮する。 また特に良好な溶接性及び靱性が要求される場
合にはNi、Mo、Crの１種または２種以上を添加
するが、添加量か多すぎると強度が過大となり、
また少なすぎると十分な溶接性及び靱性向上効果
が得られないためその靱性をNi：0.02〜0.3％、
Mo：0.01〜0.2％、Cr：0.02〜0.5％とする。 SR軟化を防止するためにはＶ添加が有効であ
るが、添加量が多すぎると析出脆化を招き、また
少なすぎると十分なSR軟化防止効果が得られな
いためその範囲を0.001〜0.03％とする。 さらに又良好な溶接性・靱性をえるとともに
SR軟化防止のためには、上記範囲のNi、Mo、
Crの１種または２種以上を添加し、且つ上記範
囲のＶを添加する。 以上の組成の鋼は通常の溶接炉で溶接されある
いはさらに真空脱ガス処理が施されて溶製された
後、造塊、分塊あるいは連続鋳造により鋼片とさ
れ次いで熱間圧延、圧延、冷却の工程を経て製造
される。 本発明における加熱温度はＢの焼入性を有効に
利用するために上限を1050℃とした。 次に未再結晶温度域で30％以上の圧下率で圧下
することによりフエライトの核生成サイトを増大
せしめ初析フエライトを細粒化せしめる。圧延中
のフエライト変態は加工フエライトを生じ靱性を
劣化するため該圧延の仕上温度はフエライト変態
温度以上とし、また極力上記初折フエライトの細
粒化をはかるため圧延仕上温度の上限をフエライ
ト変態温度＋20℃以下とした。 最終圧延後放冷等による緩冷によりフエライト
を一部析出せしめるが、その冷却速度は５℃／ｓ
以上になるとフエライトが生じないため上限を５
℃／ｓとした。 また放冷等による緩冷によりフエライト変態温
度−60℃以上−20℃以下まで冷却し以後急冷する
ことにより最も良好な靱性を得るフエライト変態
量を得ることができるが、その急冷速度は一部マ
ルテンサイト変態を生じせしめるために15℃／ｓ
以上の冷速が必要である。このような急冷の結
果、鋼材組織はフエライトとマルテンサイト及び
下部ベイナイトの混合組織となるため、破面単位
が細分化され、−80℃以下の破面遷移温度を得る
ことができる。 次に本発明の実施例について説明する。 実施例 １ 第１表にＡ〜Ｉの化学組成の鋼を第２表の製
造法で製造した25mm厚鋼板の機械的性質とミクロ
組織とを示す。Ａ〜Ｅが本発明の実施例、Ｆ〜Ｉ
が比較例である。
より再加熱熱処理を施すことなく靱性のすぐれた
60Kg／mm2以上の引張強さを持つ厚鋼板を製造する
方法に関するものである。 従来引張強度60Kg／mm2以上の厚鋼板の製造は圧
延放冷後再加熱熱処理によつて行なわれていた
が、本発明はこのような再加熱熱処理を必要とせ
ず、省エネルギー効果が著しい高強度、高靱性の
厚鋼板の製造方法を提供することを目的とする。 また、圧延後ただちに水冷するような従来の制
御冷却法では靱性が劣化する問題があつた。 本発明は圧延後直ちに冷却する工程において、
圧延条件と冷却工程を改良することにより強度を
高めると共に従来の冷却法の靱性低下という欠点
を改善するものであつて、特に圧延後に放冷等の
緩冷工程を設けて該緩冷中に一部フエライト変態
を生じせしめ、その後残りの組織を急冷すること
によつて、多相微細な組織とするところに主特徴
があり、これにより高強度で、かつ靱性のすぐれ
た鋼を提供しようとするものである。 より詳細には本発明の要旨は(1)重量％で、Ｃ：
0.1〜0.25％、Si：0.01〜0.5％、Mn：0.9〜1.5％、
Al：0.02〜0.1％、Ｎ：0.002〜0.008％、Ｂ：
0.0003〜0.002％、Ｓ：0.01％以下、Ｐ：0.03％以
下、残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼
を1050℃以下に加熱し、圧延仕上げ温度がフエラ
イト変態温度以上フエライト変態温度＋20℃以下
の温度範囲になるように未再結晶温度域で最終板
厚に対して30％以上の累積圧下率で圧延し、最終
圧延後、放冷又は冷却温度５℃／ｓ以下の冷却を
フエライト変態温度−60℃以上フエライト変態温
度−20℃以下の温度範囲迄行い、その後、直ちに
冷却速度15℃／ｓ以上で急冷することを特徴とす
る靱性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法、(2)重
量％で、Ｃ：0.1〜0.25％、Si：0.01〜0.5％、
Mn：0.9〜1.5％、Al：0.02〜0.1％、Ｎ：0.002〜
0.008％、Ｂ：0.0003〜0.002％、Ｓ：0.01％以下、
Ｐ：0.03％以下を含み、さらにNi：0.02〜0.3％、
Mo：0.01〜0.2％、Cr：0.02〜0.5％の１種または
２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不
純物より成る鋼を1050℃以下に加熱し、圧延仕上
げ温度がフエライト変態温度以上フエライト変態
温度＋20℃以下の温度範囲になるように未再結晶
温度域で最終板厚に対して30％以上の累積圧下率
で圧延し、最終圧延後、放冷又は冷却温度５℃／
ｓ以下の冷却をフエライト変態温度−60℃以上フ
エライト変態温度−20℃以下の温度範囲迄行い、
その後、直ちに冷却速度15℃／ｓ以上で急冷する
ことを特徴とする靱性のすぐれた高張力厚鋼板の
製造方法、(3)重量％で、Ｃ：0.1〜0.25％、Si：
0.01〜0.5％、Mn：0.9〜1.5％、Al：0.02〜0.1％、
Ｎ：0.002〜0.008％、Ｂ：0.0003〜0.002％、Ｓ：
0.01％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｖ：0.001〜0.03
％、残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼
を1050℃以下に加熱し、圧延仕上げ温度がフエラ
イト変態温度以上フエライト変態温度＋20℃以下
の温度範囲になるように未再結晶温度域で最終板
厚に対して30％以上の累積圧下率で圧延し、最終
圧延後、放冷又は冷却温度５℃／ｓ以下の冷却を
フエライト変態温度−60℃以上フエライト変態温
度−20℃以下の温度範囲迄行い、その後、直ちに
冷却速度15℃／ｓ以上で急冷することを特徴とす
る靱性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法、及び
(4)重量％で、Ｃ：0.1〜0.25％、Si：0.01〜0.5％、
Mn：0.9〜1.5％、Al：0.02〜0.1％、Ｎ：0.002〜
0.008％、Ｂ：0.0003〜0.002％、Ｓ：0.01％以下、
Ｐ：0.03％以下、Ｖ：0.001〜0.03％を含み、さら
にNi：0.02〜0.3％、Mo：0.01〜0.2％、Cr：0.02
〜0.5％の１種または２種以上を含有し、残部が
Feおよび不可避的不純物より成る鋼を1050℃以
下に加熱し、圧延仕上げ温度がフエライト変態温
度以上フエライト変態温度＋20℃以下の温度範囲
になるように未再結晶温度域で最終板厚に対して
30％以上の累積圧下率で圧延し、最終圧延後、放
冷又は冷却温度５℃／ｓ以下の冷却をフエライト
変態温度−60℃以上フエライト変態温度−20℃以
下の温度範囲迄行い、その後、直ちに冷却速度15
℃／ｓ以上で急冷することを特徴とする靱性のす
ぐれた高張力厚鋼板の製造方法である。 以下本発明を詳細に説明する。 まず本発明の鋼成分を限定した理由について述
べる。％は何れもwt％である。 Ｃは所要の強度を得ることおよび急冷時にマル
テンサイトを生成させるために0.1％以上必要で
あるが、過大となると溶設冷間割れを生じるため
上限を0.25％とした。 またMnは鋼の焼入性を良好にしマルテンサイ
トを生成しやすくするために0.9％以上必要であ
るが、過大となるとSR後の靱性が劣化するため
上限を1.5％とした。 Siは鋼の強度を補助的に増加させるもので0.01
％以上を有しまた上限を0.5％として過剰Siによ
る靱性劣化を防ぐ。 Ｂは、焼入性向上のために必要であり、Alは
ＢとＮが結合してＢによる焼入効果が失われるの
を防ぐ。Ｂ、Al、Ｎは本発明で限定した範囲、
即ち、Ｂ：0.0003〜0.002％、Al：0.02〜0.1％、
Ｎ：0.002〜0.008％の成分範囲にあるとき最大の
焼入性を発揮する。 また特に良好な溶接性及び靱性が要求される場
合にはNi、Mo、Crの１種または２種以上を添加
するが、添加量か多すぎると強度が過大となり、
また少なすぎると十分な溶接性及び靱性向上効果
が得られないためその靱性をNi：0.02〜0.3％、
Mo：0.01〜0.2％、Cr：0.02〜0.5％とする。 SR軟化を防止するためにはＶ添加が有効であ
るが、添加量が多すぎると析出脆化を招き、また
少なすぎると十分なSR軟化防止効果が得られな
いためその範囲を0.001〜0.03％とする。 さらに又良好な溶接性・靱性をえるとともに
SR軟化防止のためには、上記範囲のNi、Mo、
Crの１種または２種以上を添加し、且つ上記範
囲のＶを添加する。 以上の組成の鋼は通常の溶接炉で溶接されある
いはさらに真空脱ガス処理が施されて溶製された
後、造塊、分塊あるいは連続鋳造により鋼片とさ
れ次いで熱間圧延、圧延、冷却の工程を経て製造
される。 本発明における加熱温度はＢの焼入性を有効に
利用するために上限を1050℃とした。 次に未再結晶温度域で30％以上の圧下率で圧下
することによりフエライトの核生成サイトを増大
せしめ初析フエライトを細粒化せしめる。圧延中
のフエライト変態は加工フエライトを生じ靱性を
劣化するため該圧延の仕上温度はフエライト変態
温度以上とし、また極力上記初折フエライトの細
粒化をはかるため圧延仕上温度の上限をフエライ
ト変態温度＋20℃以下とした。 最終圧延後放冷等による緩冷によりフエライト
を一部析出せしめるが、その冷却速度は５℃／ｓ
以上になるとフエライトが生じないため上限を５
℃／ｓとした。 また放冷等による緩冷によりフエライト変態温
度−60℃以上−20℃以下まで冷却し以後急冷する
ことにより最も良好な靱性を得るフエライト変態
量を得ることができるが、その急冷速度は一部マ
ルテンサイト変態を生じせしめるために15℃／ｓ
以上の冷速が必要である。このような急冷の結
果、鋼材組織はフエライトとマルテンサイト及び
下部ベイナイトの混合組織となるため、破面単位
が細分化され、−80℃以下の破面遷移温度を得る
ことができる。 次に本発明の実施例について説明する。 実施例 １ 第１表にＡ〜Ｉの化学組成の鋼を第２表の製
造法で製造した25mm厚鋼板の機械的性質とミクロ
組織とを示す。Ａ〜Ｅが本発明の実施例、Ｆ〜Ｉ
が比較例である。
【表】
【表】
る。
第１表から明らかなように本発明法の組成の鋼
では焼き入れ効果と破面単位の細分化効果により
比較法の組成の鋼に対して著しく高強度かつ高靱
性を得ている。 実施例 ２ 実施例１のＡの成分の鋼について製造条件を変
えた場合の実施例を第２表に示す。たヾしＡ鋼の
Ar3は772℃である。 第２表に示す試料の中で、、、、の光
学顕微鏡写真を第１図〜第４図に示す。第１図
（第２表の比較法）は圧延後室温まで放冷した
もので全体がフエライト−パーライト組織となつ
ており強度が低い。しかし第２図（第２表の本
発明法）は微細なフエライトと焼入れ組織（マル
テンサイト、下部ベイナイト）との混合組織とな
つており強度−靱性バランスが極めて良い。又、
第３図（第２表の比較法）は未再結晶温度域で
の圧下率が０％で比較的高温から焼き入れたため
全面が上部ベイナイト組織となつてしまい、極め
て靱性が低い。第４図（第２表の比較法）は未
再結晶温度域での圧下率が40％であるものの急冷
開始温度が低すぎるためフエライト分率が過大で
かつフエライト粒径も急冷前の粒成長により粗大
化してしまつている。その結果強度が低く靱性も
低い。
第１表から明らかなように本発明法の組成の鋼
では焼き入れ効果と破面単位の細分化効果により
比較法の組成の鋼に対して著しく高強度かつ高靱
性を得ている。 実施例 ２ 実施例１のＡの成分の鋼について製造条件を変
えた場合の実施例を第２表に示す。たヾしＡ鋼の
Ar3は772℃である。 第２表に示す試料の中で、、、、の光
学顕微鏡写真を第１図〜第４図に示す。第１図
（第２表の比較法）は圧延後室温まで放冷した
もので全体がフエライト−パーライト組織となつ
ており強度が低い。しかし第２図（第２表の本
発明法）は微細なフエライトと焼入れ組織（マル
テンサイト、下部ベイナイト）との混合組織とな
つており強度−靱性バランスが極めて良い。又、
第３図（第２表の比較法）は未再結晶温度域で
の圧下率が０％で比較的高温から焼き入れたため
全面が上部ベイナイト組織となつてしまい、極め
て靱性が低い。第４図（第２表の比較法）は未
再結晶温度域での圧下率が40％であるものの急冷
開始温度が低すぎるためフエライト分率が過大で
かつフエライト粒径も急冷前の粒成長により粗大
化してしまつている。その結果強度が低く靱性も
低い。
【表】
他は比較法
この表において、比較法は急冷をしなかつた
もので焼入組織が出現しないため強度が低い。
は加熱温度が高すぎてＢの焼入効果が利用できな
かつたものである。は圧延仕上温度、急冷開始
温度が高すぎてフエライトが出現せず靱性が悪
い。は急冷開始温度が低すぎフエライト組織率
が過大となり強度、靱性とも劣化している。 第２表から明らかなように本発明の製造法によ
る鋼板は強度、靱性ともに比較法のものに比べて
良好である。 以上詳細に説明を加えたように本発明によれ
ば、焼入性の良好な成分の鋼からフエライト、マ
ルテンサイト、下部ベイナイトの複合組織鋼板を
製造しその破壊時の破面単位を微細化することに
より高強度、高靱性を得ることができ、さらに第
１表に見られるように本発明法により得られる鋼
は比較法により得られる鋼に比して安定して降伏
比（YS／TS、またはYP／TS）が低いという特
徴もあり、本発明は鋼の塑性変形能力を高める効
果もある。なお、第２表の比較法、、によ
り得られる鋼にも降伏比が低いものが含まれてい
るが、その場合は靱性が極めて劣化してしまつて
いる。さらに、従来の制御冷却により製造した鋼
板では強度過大、靱性劣化が著しく制御冷却後の
再加熱熱処理は必須であるが、本発明はこのよう
な従来の製造法では必須の再加熱熱処理工程を不
要として簡潔工程になり、従来の製造法に比し
て、合金集約、省エネルギー効果は非常に大き
い。
この表において、比較法は急冷をしなかつた
もので焼入組織が出現しないため強度が低い。
は加熱温度が高すぎてＢの焼入効果が利用できな
かつたものである。は圧延仕上温度、急冷開始
温度が高すぎてフエライトが出現せず靱性が悪
い。は急冷開始温度が低すぎフエライト組織率
が過大となり強度、靱性とも劣化している。 第２表から明らかなように本発明の製造法によ
る鋼板は強度、靱性ともに比較法のものに比べて
良好である。 以上詳細に説明を加えたように本発明によれ
ば、焼入性の良好な成分の鋼からフエライト、マ
ルテンサイト、下部ベイナイトの複合組織鋼板を
製造しその破壊時の破面単位を微細化することに
より高強度、高靱性を得ることができ、さらに第
１表に見られるように本発明法により得られる鋼
は比較法により得られる鋼に比して安定して降伏
比（YS／TS、またはYP／TS）が低いという特
徴もあり、本発明は鋼の塑性変形能力を高める効
果もある。なお、第２表の比較法、、によ
り得られる鋼にも降伏比が低いものが含まれてい
るが、その場合は靱性が極めて劣化してしまつて
いる。さらに、従来の制御冷却により製造した鋼
板では強度過大、靱性劣化が著しく制御冷却後の
再加熱熱処理は必須であるが、本発明はこのよう
な従来の製造法では必須の再加熱熱処理工程を不
要として簡潔工程になり、従来の製造法に比し
て、合金集約、省エネルギー効果は非常に大き
い。
第１図、第２図、第３図及び第４図は、夫々第
２表に示す試料中、、、及びの金属組織
のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。
２表に示す試料中、、、及びの金属組織
のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Ｃ：0.1〜0.25％、Si：0.01〜0.5
％、Mn：0.9〜1.5％、Al：0.02〜0.1％、Ｎ：
0.002〜0.008％、Ｂ：0.0003〜0.002％、Ｓ：0.01
％以下、Ｐ：0.03％以下、 残部がFeおよび不可的避不純物より成る鋼を
1050℃以下に加熱し、圧延仕上げ温度がフエライ
ト変態温度以上フエライト変態温度＋20℃以下の
温度範囲になるように未再結晶温度域で最終板厚
に対して30％以上の累積圧下率で圧延し、最終圧
延後、放冷又は冷却温度５℃／ｓ以下の冷却をフ
エライト変態温度−60℃以上フエライト変態温度
−20℃以下の温度範囲迄行い、その後、直ちに冷
却速度15℃／ｓ以上で急冷することを特徴とする
靱性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法。 ２ 重量％で、Ｃ：0.1〜0.25％、Si：0.01〜0.5
％、Mn：0.9〜1.5％、Al：0.02〜0.1％、Ｎ：
0.002〜0.008％、Ｂ：0.0003〜0.002％、Ｓ：0.01
％以下、Ｐ：0.03％以下を含み、さらにNi：0.02
〜0.3％、Mo：0.01〜0.2％、Cr：0.02〜0.5％の１
種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不
可避的不純物より成る鋼を1050℃以下に加熱し、
圧延仕上げ温度がフエライト変態温度以上フエラ
イト変態温度＋20℃以下の温度範囲になるように
未再結晶温度域で最終板厚に対して30％以上の累
積圧下率で圧延し、最終圧延後、放冷又は冷却温
度５℃／ｓ以下の冷却をフエライト変態温度−60
℃以上フエライト変態温度−20℃以下の温度範囲
迄行い、その後、直ちに冷却速度15℃／ｓ以上で
急冷することを特徴とする靱性のすぐれた高張力
厚鋼板の製造方法。 ３ 重量％で、Ｃ：0.1〜0.25％、Si：0.01〜0.5
％、Mn：0.9〜1.5％、Al：0.02〜0.1％、Ｎ：
0.002〜0.008％、Ｂ：0.0003〜0.002％、Ｓ：0.01
％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｖ：0.001〜0.03％、残
部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼を1050
℃以下に加熱し、圧延仕上げ温度がフエライト変
態温度以上フエライト変態温度＋20℃以下の温度
範囲になるように未再結晶温度域で最終板厚に対
して30％以上の累積圧下率で圧延し、最終圧延
後、放冷又は冷却温度５℃／ｓ以下の冷却をフエ
ライト変態温度−60℃以上フエライト変態温度−
20℃以下の温度範囲迄行い、その後、直ちに冷却
速度15℃／ｓ以上で急冷することを特徴とする靱
性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法。 ４ 重量％で、Ｃ：0.1〜0.25％、Si：0.01〜0.5
％、Mn：0.9〜1.5％、Al：0.02〜0.1％、Ｎ：
0.002〜0.008％、Ｂ：0.0003〜0.002％、Ｓ：0.01
％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｖ：0.001〜0.03％を含
み、さらにNi：0.02〜0.3％、Mo：0.01〜0.2％、
Cr：0.02〜0.5％の１種または２種以上を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋼を
1050℃以下に加熱し、圧延仕上げ温度がフエライ
ト変態温度以上フエライト変態温度＋20℃以下の
温度範囲になるように未再結晶温度域で最終板厚
に対して30％以上の累積圧下率で圧延し、最終圧
延後、放冷又は冷却温度５℃／ｓ以下の冷却をフ
エライト変態温度−60℃以上フエライト変態温度
−20℃以下の温度範囲迄行い、その後、直ちに冷
却速度15℃／ｓ以上で急冷することを特徴とする
靱性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7217283A JPS59200722A (ja) | 1983-04-26 | 1983-04-26 | 靭性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7217283A JPS59200722A (ja) | 1983-04-26 | 1983-04-26 | 靭性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59200722A JPS59200722A (ja) | 1984-11-14 |
| JPH0573804B2 true JPH0573804B2 (ja) | 1993-10-15 |
Family
ID=13481539
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7217283A Granted JPS59200722A (ja) | 1983-04-26 | 1983-04-26 | 靭性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59200722A (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56123324A (en) * | 1981-01-12 | 1981-09-28 | Kobe Steel Ltd | Production of high-strength steel of superior workability |
-
1983
- 1983-04-26 JP JP7217283A patent/JPS59200722A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56123324A (en) * | 1981-01-12 | 1981-09-28 | Kobe Steel Ltd | Production of high-strength steel of superior workability |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59200722A (ja) | 1984-11-14 |
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