JPH06929B2 - 溶接性，低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接性，低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH06929B2 JPH06929B2 JP11442284A JP11442284A JPH06929B2 JP H06929 B2 JPH06929 B2 JP H06929B2 JP 11442284 A JP11442284 A JP 11442284A JP 11442284 A JP11442284 A JP 11442284A JP H06929 B2 JPH06929 B2 JP H06929B2
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- plate thickness
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- cooling
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- 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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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は溶接性、低温靭性に優れた厚手高張力鋼板の製
造方法に関するものである。
造方法に関するものである。
（従来技術） 近年、エネルギー開発が極地化，深海化しており、海洋
構造物は巨大化が著しく、また効率的なエネルギー輸送
のため砕氷タンカーなどの使用が必要とされる。そし
て、これらに使用される鋼材は板厚が厚くかつ非常に低
温靭性が優れたものが要求される。ところが板厚が増す
と板厚方向の材質差が増し、板厚中心部の機械的性質が
他の部分よりも劣る。とくに低温靭性の劣化が大きい。
一方、板厚中心部は拘束応力が最大となり破壊の起点と
なりやすいので、板厚中心部まで優れた低温靭性を有す
ることが必要である。
構造物は巨大化が著しく、また効率的なエネルギー輸送
のため砕氷タンカーなどの使用が必要とされる。そし
て、これらに使用される鋼材は板厚が厚くかつ非常に低
温靭性が優れたものが要求される。ところが板厚が増す
と板厚方向の材質差が増し、板厚中心部の機械的性質が
他の部分よりも劣る。とくに低温靭性の劣化が大きい。
一方、板厚中心部は拘束応力が最大となり破壊の起点と
なりやすいので、板厚中心部まで優れた低温靭性を有す
ることが必要である。
また、これらの巨大構造物に対する安全性確保は重要な
問題であり、溶接割れ性、溶接部継手靭性等の向上のた
めに炭素当量を低く抑えることが必要である。しかし
て、ラインパイプ材や造船材を対象として制御圧延後の
制御冷却による板厚方向材質改善が種々検討されてい
る。例えば提案されたものとして特開昭５７-１６９０
１９号が公知である。
問題であり、溶接割れ性、溶接部継手靭性等の向上のた
めに炭素当量を低く抑えることが必要である。しかし
て、ラインパイプ材や造船材を対象として制御圧延後の
制御冷却による板厚方向材質改善が種々検討されてい
る。例えば提案されたものとして特開昭５７-１６９０
１９号が公知である。
特開昭５７-１６９０１９号は板厚が５０mm以下の薄手
の鋼材を対象とし、したがつて板厚方向の材質は比較的
均一であるが、靭性を高めるため、未再結晶域の累積圧
下率を増加させるものである。
の鋼材を対象とし、したがつて板厚方向の材質は比較的
均一であるが、靭性を高めるため、未再結晶域の累積圧
下率を増加させるものである。
（発明が解決しようとする問題点） しかるに、板厚が厚くなると板厚方向に材質差が大きく
なり、特に板厚中心部の靭性は著しく低下し、これを向
上させるのは困難であり、加えてこの劣化現象は未再結
晶域の累積圧下率だけでは説明することができず、５０
mm以上の厚手鋼板の板厚中心部の靭性を向上させる手段
は明らかにされていなかつた。
なり、特に板厚中心部の靭性は著しく低下し、これを向
上させるのは困難であり、加えてこの劣化現象は未再結
晶域の累積圧下率だけでは説明することができず、５０
mm以上の厚手鋼板の板厚中心部の靭性を向上させる手段
は明らかにされていなかつた。
（問題点を解決するための手段） 本発明は上記の如き問題点を有利に解決するため、厚手
高張力鋼板の板厚中部の靭性を向上させる製造方法の提
供を目的とする。
高張力鋼板の板厚中部の靭性を向上させる製造方法の提
供を目的とする。
上記目的を達成するため本願発明は 重量比にて Ｃ：0.20％以下、Ｓｉ：0.05〜0.60％、 Ｍｎ：0.50〜2.50％、Ｎｂ：0.001〜0.10％、 Ａｌ：0.005〜0.1％ を基本成分として含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物か
らなる鋼を900〜1150℃の温度に加熱後、圧延温度Ａr3
＋100℃〜Ａr3間で下記式で示す板厚中心部の局部変形
率が50％以上となる熱間圧延を施し、圧延後ただちに冷
却速度１℃/sec以上で350〜600℃まで冷却し、続いて空
冷することを特徴とする溶接性、低温靭性の優れた厚手
高張力鋼板の制御方法。
らなる鋼を900〜1150℃の温度に加熱後、圧延温度Ａr3
＋100℃〜Ａr3間で下記式で示す板厚中心部の局部変形
率が50％以上となる熱間圧延を施し、圧延後ただちに冷
却速度１℃/sec以上で350〜600℃まで冷却し、続いて空
冷することを特徴とする溶接性、低温靭性の優れた厚手
高張力鋼板の制御方法。
重量比にて Ｃ：0.20％以下、Ｓｉ：0.05〜0.60％、 Ｍｎ：0.50〜2.50％、Ｎｂ：0.001〜0.10％、 Ａｌ：0.005〜0.1％ を基本成分として含有し、 Ｃｒ：1.0％以下、Ｎｉ：4.0％以下、 Ｍｏ：1.0％以下、Ｖ：0.1％以下、 Ｔｉ：0.15％以下、Ｃｕ：2.0％以下、 からなる強度改善元素群のうち１種または２種以上含有
し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を900〜1150
℃の温度に加熱後、圧延温度Ａr3＋100℃〜Ａr3間で下
記式に示す板厚中心部の局部変形率が50％以上となる熱
間圧延を施し、圧延後ただちに冷却速度１℃/sec以上で
350〜600℃まで冷却し、続いて空冷することを特徴とす
る溶接性、低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方
法。
し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を900〜1150
℃の温度に加熱後、圧延温度Ａr3＋100℃〜Ａr3間で下
記式に示す板厚中心部の局部変形率が50％以上となる熱
間圧延を施し、圧延後ただちに冷却速度１℃/sec以上で
350〜600℃まで冷却し、続いて空冷することを特徴とす
る溶接性、低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方
法。
重量比にて Ｃ：0.20％以下、Ｓｉ：0.05〜0.60％、 Ｍｎ：0.50〜2.50％以下、Ｎｂ：0.001〜0.10％、 Ａｌ：0.005〜0.1％ を基本成分として含有し、さらに Ｃａ：0.01％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を900
〜1150℃の温度に加熱後、圧延温度Ａr3＋100℃〜Ａr3
間で下記式で示す板厚中心部の局部変形率が50％以上と
なる熱間圧延を施し、圧延後ただちに冷却速度１℃/sec
以上で350〜600℃まで冷却し、続いて空冷することを特
徴とする溶接性、低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製
造方法。
〜1150℃の温度に加熱後、圧延温度Ａr3＋100℃〜Ａr3
間で下記式で示す板厚中心部の局部変形率が50％以上と
なる熱間圧延を施し、圧延後ただちに冷却速度１℃/sec
以上で350〜600℃まで冷却し、続いて空冷することを特
徴とする溶接性、低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製
造方法。
重量比にて Ｃ：0.20％以下、Ｓｉ：0.05〜0.60％、 Ｍｎ：0.50〜2.50％、Ｎｂ：0.001〜0.10％、 Ａｌ：0.005〜0.1％ を基本成分として含有し、さらに Ｃｒ：1.0％以下、Ｎｉ：4.0％以下、 Ｍｏ：1.0％以下、Ｖ：0.1％以下、 Ｔｉ：0.15％以下、Ｃｕ：2.0％以下、 からなる強度改善元素群の１種または２種以上と Ｃａ：0.01％以下を含有し、 残部Fe及び不可避不純物からなる鋼を９００〜１１５０
℃の温度に加熱後、圧延温度Ar3＋100℃〜Ar3間で下記
式で示す板厚中心部の局部変形率が５０％以上となる熱
間圧延を施し圧延後ただちに冷却速度１℃/sec以上で３
５０〜６００℃まで冷却し続いて空冷することを特徴と
する溶接性，低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方
法として構成したものである。
℃の温度に加熱後、圧延温度Ar3＋100℃〜Ar3間で下記
式で示す板厚中心部の局部変形率が５０％以上となる熱
間圧延を施し圧延後ただちに冷却速度１℃/sec以上で３
５０〜６００℃まで冷却し続いて空冷することを特徴と
する溶接性，低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方
法として構成したものである。
次に本発明における成分限定理由を述べる。
Ｃは安価に強度を上昇させる元素であるが、多量に添加
すると鋼の靭性および溶接性を害するので上限を0.20％
とした。
すると鋼の靭性および溶接性を害するので上限を0.20％
とした。
Siは鋼の脱酸のため0.05％以上必要であるが、多くなる
と溶接性を害するので上限を0.6％とする。
と溶接性を害するので上限を0.6％とする。
Mnは強度確保のため0.6％以上は必要であるが、多くな
ると溶接性，靭性の劣化を招くため上限を2.5％とす
る。
ると溶接性，靭性の劣化を招くため上限を2.5％とす
る。
Nbはオーステナイト粒の粗大化防止と再結晶抑制効果お
よび強度上昇のため0.001％以上必要であるが、多くな
ると溶接性を阻害するために0.1％を上限とする。
よび強度上昇のため0.001％以上必要であるが、多くな
ると溶接性を阻害するために0.1％を上限とする。
Alは脱酸のため0.005％以上必要であるが、多くなると
靭性が著しく劣化するため0.1％を上限とする。
靭性が著しく劣化するため0.1％を上限とする。
本発明は上記の基本成分の他に、要求される鋼の特性に
応じて次の元素を１種又は２以上選択的に添加すること
ができる。
応じて次の元素を１種又は２以上選択的に添加すること
ができる。
Crは焼入性を向上させ強度上昇に有用な元素であるが、
多くなると靭性、溶接性を阻害するため1.0％以下とす
る。
多くなると靭性、溶接性を阻害するため1.0％以下とす
る。
Niは焼入性を向上させ強度上昇に有用な元素であるが、
高価な元素であるので4.0％以下とする。
高価な元素であるので4.0％以下とする。
Moは焼入性を向上させ強度上昇に有用な元素であるが、
多くなると靭性、溶接性を阻害するため1.0％以下とす
る。
多くなると靭性、溶接性を阻害するため1.0％以下とす
る。
Ｖは析出硬化による強度上昇に有用な元素であるが、多
くなると靭性、溶接性を阻害するため0.1％以下とす
る。
くなると靭性、溶接性を阻害するため0.1％以下とす
る。
Tiは析出硬化による強度上昇に有用な元素であるが、多
くなると靭性、溶接性を阻害するため0.15％以下とす
る。
くなると靭性、溶接性を阻害するため0.15％以下とす
る。
Cuは強度上昇に有用な元素であるが、多くなると熱間加
工の際割れを発生しかつ溶接性を害するため2.0％以下
とする。
工の際割れを発生しかつ溶接性を害するため2.0％以下
とする。
Caは鋼中硫化物の形態制御によりＺ方向の材質改善に有
効であるが、多くなると鋼中介在物が増し靭性，溶接性
を害するため0.01％以下とする。
効であるが、多くなると鋼中介在物が増し靭性，溶接性
を害するため0.01％以下とする。
次に加熱，圧延，冷却条件について限定理由を述べる。
加熱温度はオーステナイト粒の細粒化のため1150℃以下
の低温加熱が良いが、低くにすぎると析出硬化元素が固
溶しなくなるため９００℃以上とするが、強度，靭性の
点からは９５０℃〜１０５０℃の範囲が最も好ましい。
の低温加熱が良いが、低くにすぎると析出硬化元素が固
溶しなくなるため９００℃以上とするが、強度，靭性の
点からは９５０℃〜１０５０℃の範囲が最も好ましい。
熱間圧延はAr3＋１００℃〜Ar3間で行なう。これは圧延
温度が高すぎると細粒化が十分なされず、またAr3未満
の温度で圧延すると、その後の制御冷却時に十分焼きが
入らず所要の強度が得られないためである。
温度が高すぎると細粒化が十分なされず、またAr3未満
の温度で圧延すると、その後の制御冷却時に十分焼きが
入らず所要の強度が得られないためである。
次に板厚中心部の局部変形率を５０％以上とした理由に
ついて述べる。
ついて述べる。
未再結晶域圧延によるフエライト析出サイトの増加のた
めに、従来は未再結晶域のトータル圧下率の増加が重要
であるとされてきた。板厚が薄くしたがつて板厚方向に
比較的均質な場合には、これで板厚中心部の靭性が確保
できるが、本発明が対象とする５０mm以上の厚手材で
は、板厚方向の不均一性が増し特に板厚中心部の靭性に
ついてはトータル圧下率同一でも差が生じ他の指標が必
要である。そこで種々実験の結果導入したのが局部変形
率の概念である。すなわち、各板厚位置でのフエライト
細粒化に必要な実施的なひずみを把握することが必要で
ある。
めに、従来は未再結晶域のトータル圧下率の増加が重要
であるとされてきた。板厚が薄くしたがつて板厚方向に
比較的均質な場合には、これで板厚中心部の靭性が確保
できるが、本発明が対象とする５０mm以上の厚手材で
は、板厚方向の不均一性が増し特に板厚中心部の靭性に
ついてはトータル圧下率同一でも差が生じ他の指標が必
要である。そこで種々実験の結果導入したのが局部変形
率の概念である。すなわち、各板厚位置でのフエライト
細粒化に必要な実施的なひずみを把握することが必要で
ある。
このため各板厚位置に同一スラブから加工した丸棒を埋
め込み、圧延後その変形を測定し板厚方向の変形挙動を
調べた。この丸棒の変形は板厚方向の圧縮応力によつて
変形を受けたものであり、この変形とvTrsの関係をプロ
ットすると、第１図に示すごとく良く対応しており、圧
縮変形を増加させることがフエライト析出サイトを増加
させ板厚中心部の靭性向上に有効である。従つて、板厚
中心部の靭性を増加させるためには、板厚中心部の局部
変形率を増加させる必要があり、第１図から板厚中心部
でvTrs−７０℃の優れた低温靭性を得るためには５０
％以上の局部変形率を必要とすることが分る。
め込み、圧延後その変形を測定し板厚方向の変形挙動を
調べた。この丸棒の変形は板厚方向の圧縮応力によつて
変形を受けたものであり、この変形とvTrsの関係をプロ
ットすると、第１図に示すごとく良く対応しており、圧
縮変形を増加させることがフエライト析出サイトを増加
させ板厚中心部の靭性向上に有効である。従つて、板厚
中心部の靭性を増加させるためには、板厚中心部の局部
変形率を増加させる必要があり、第１図から板厚中心部
でvTrs−７０℃の優れた低温靭性を得るためには５０
％以上の局部変形率を必要とすることが分る。
次に１パスの圧延効果が板厚中心部にいかに及ぶかにつ
いて実験結果より第２図を得た。横軸はあるパスの形状
比，縦軸はその圧延によつて板厚全体の圧下率に対して
板厚中心部のある狭い領域が板厚方向の圧縮応力によつ
て変形する率の比をとつたものである。すなわち、縦軸
の意味は第３図に示すように で除したものである。
いて実験結果より第２図を得た。横軸はあるパスの形状
比，縦軸はその圧延によつて板厚全体の圧下率に対して
板厚中心部のある狭い領域が板厚方向の圧縮応力によつ
て変形する率の比をとつたものである。すなわち、縦軸
の意味は第３図に示すように で除したものである。
第２図の意味するところは １パスの圧延による板厚中心部の変形率は形状比の
関数として整理可能であり、形状比0.8程度の圧延を施
すことにより全圧下率と板厚中心の局部変形率が等しく
なる。
関数として整理可能であり、形状比0.8程度の圧延を施
すことにより全圧下率と板厚中心の局部変形率が等しく
なる。
高形状比の圧延をすることにより板厚中心部の圧縮
変形を増加させることができる。
変形を増加させることができる。
図示するように形状比の水準によつて板厚中心部に及ぼ
す圧延効果が異なり、各パスの局部的な圧縮変形を考慮
する必要があり、第２図を回帰することにより ｆ（Ai）＝−0.9Ai2＋1.96Ai （Ai＜1.1） ＝1.07 （Ai
1.1） が得られる。
す圧延効果が異なり、各パスの局部的な圧縮変形を考慮
する必要があり、第２図を回帰することにより ｆ（Ai）＝−0.9Ai2＋1.96Ai （Ai＜1.1） ＝1.07 （Ai
1.1） が得られる。
このｆ（Ai）を有効圧延係数と呼ぶ。
鋼板の圧延においては最終寸法までに複数回圧延するの
が常であり、そのトータル圧下率だけでなくｆ（Ai）を
加味した圧延条件で圧延することが必要である。
が常であり、そのトータル圧下率だけでなくｆ（Ai）を
加味した圧延条件で圧延することが必要である。
ここに本発明者等は実験の結果から各パスの有効圧延係
数を加味した。
数を加味した。
で示される板厚中心部の局部変形率（％）の値が50％以
上となる未再結晶域圧延を施せば、板厚中心部にフエラ
イト析出サイトを増加させ、板厚中心部の靭性を一段と
向上させることができることを見い出したものである。
上となる未再結晶域圧延を施せば、板厚中心部にフエラ
イト析出サイトを増加させ、板厚中心部の靭性を一段と
向上させることができることを見い出したものである。
しかして前記板厚中心部の局部変形率が５０％未満で
は、中心部の細粒化が不十分となつて低温靭性が悪い材
質となる。一方、板厚中心部以外の1/4ｔ部や表面直下
などの変形率はもともと大きく、板厚中心部の変形率が
増せば板厚全体が優れた低温靭性を備えることとなる。
は、中心部の細粒化が不十分となつて低温靭性が悪い材
質となる。一方、板厚中心部以外の1/4ｔ部や表面直下
などの変形率はもともと大きく、板厚中心部の変形率が
増せば板厚全体が優れた低温靭性を備えることとなる。
次に熱間圧延後の強制冷却の冷却速度を１℃/sec以上と
したのは、板厚中心部まで焼入れ組織とし、所定の強度
を確保するためであり、１℃/sec未満では焼入れできず
強度不足となる。
したのは、板厚中心部まで焼入れ組織とし、所定の強度
を確保するためであり、１℃/sec未満では焼入れできず
強度不足となる。
次に水冷停止温度の下限を３５０℃とするのは、強度の
上りすぎによる靭性の劣化を防ぐためであり、上限を６
００℃とするのは、これ以上では所定の強度が得られず
細粒化も不十分になるためである。
上りすぎによる靭性の劣化を防ぐためであり、上限を６
００℃とするのは、これ以上では所定の強度が得られず
細粒化も不十分になるためである。
なお、前記冷却停止後の空冷は、空冷中のオートテンパ
ー効果により強度の上りすぎと靭性の劣化を防止するた
めである。
ー効果により強度の上りすぎと靭性の劣化を防止するた
めである。
（実施例） 次に本発明の実施例と比較列を挙げる。
供試材の化学成分を第１表に示し、加熱，圧延，冷却条
件を第２表に、圧延スケジュールを第３表に示し、得ら
れた厚鋼板の機械的性質と低温靭性を第４表に示す。
件を第２表に、圧延スケジュールを第３表に示し、得ら
れた厚鋼板の機械的性質と低温靭性を第４表に示す。
以上の通り本発明法を適用して得た厚鋼板Ａ１，Ａ５，
Ｂ１，Ｃ１，Ｄ１，Ｅ１，Ｆ１，Ｇ１，Ｈ１，Ｉ１は、
いずれも板厚中心部の低温靭性が優れていることが分
る。これに対し比較例のＡ２，Ａ６，Ｂ２，Ｃ２，Ｇ
２，Ｈ２鋼は、累積圧下率は高いが1/2ｔ部局部変形率
が低いため、板厚中心部の細粒化が不十分であり、低温
靭性値レベルが劣る。Ａ３は圧延終了温度が高すぎるた
め、Ａ４，Ｅ２は加熱温度が高すぎるため、いずれも細
粒化が不十分で低温靭性値レベルが劣る。
Ｂ１，Ｃ１，Ｄ１，Ｅ１，Ｆ１，Ｇ１，Ｈ１，Ｉ１は、
いずれも板厚中心部の低温靭性が優れていることが分
る。これに対し比較例のＡ２，Ａ６，Ｂ２，Ｃ２，Ｇ
２，Ｈ２鋼は、累積圧下率は高いが1/2ｔ部局部変形率
が低いため、板厚中心部の細粒化が不十分であり、低温
靭性値レベルが劣る。Ａ３は圧延終了温度が高すぎるた
め、Ａ４，Ｅ２は加熱温度が高すぎるため、いずれも細
粒化が不十分で低温靭性値レベルが劣る。
又、Ｆ２，Ｉ２は水冷停止温度が本発明範囲を外れてい
るため低温靭性値レベルが劣る。Ｄ２は1/2ｔ部局部変
形率、水冷停止温度がともに本発明範囲を外れているた
め低温靭性値レベルが劣る。
るため低温靭性値レベルが劣る。Ｄ２は1/2ｔ部局部変
形率、水冷停止温度がともに本発明範囲を外れているた
め低温靭性値レベルが劣る。
（発明の効果） 以上の如く、本発明は従来難点であつた板厚50mm以上の
厚鋼板の板厚中心部の低温靭性を飛躍的に高めることが
可能であり、かつ成分含有量の上限を適切に抑制し低炭
素当量としているので、溶接性も優れた高張力鋼板を有
利に提供できるようになしたもので産業上効果の大きい
発明である。
厚鋼板の板厚中心部の低温靭性を飛躍的に高めることが
可能であり、かつ成分含有量の上限を適切に抑制し低炭
素当量としているので、溶接性も優れた高張力鋼板を有
利に提供できるようになしたもので産業上効果の大きい
発明である。
第１図は局部変形率とvTrsの関係を示す説明図。第２図
は１パスの圧延効果が板厚中心部にいかに及ぶかを示す
説明図。第３図は1/2ｔ変形率、圧下率の求め方を示す
説明図。
は１パスの圧延効果が板厚中心部にいかに及ぶかを示す
説明図。第３図は1/2ｔ変形率、圧下率の求め方を示す
説明図。
Claims (4)
- 【請求項１】重量比にて Ｃ ：0.20％以下、 Ｓｉ：0.05〜0.60％、 Ｍｎ：0.50〜2.50％、Ｎｂ：0.001〜0.10％、 Ａｌ：0.005〜0.1％ を基本成分として含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物か
らなる鋼を900〜1150℃の温度に加熱後、圧延温度Ａｒ
３＋100℃〜Ａｒ３間で下記式で示す板厚中心部の局部
変形率が50％以上となる熱間圧延を施し、圧延後ただち
に冷却速度１℃／sec以上で350〜600℃まで冷却し、続
いて空冷することを特徴とする溶接性、低温靱性の優れ
た厚手高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量比にて Ｃ ：0.20％以下、 Ｓｉ：0.05〜0.60％、 Ｍｎ：0.50〜2.50％、Ｎｂ：0.001〜0.10％、 Ａｌ：0.005〜0.1％ を基本成分として含有し、 Ｃｒ：1.0％以下、 Ｎｉ：4.0％以下、 Ｍｏ：1.0％以下、 Ｖ ：0.1％以下、 Ｔｉ：0.15％以下、 Ｃｕ：2.0％以下、 からなる強度改善元素群のうち１種または２種以上含有
し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を900〜1150
℃の温度に加熱後、圧延温度Ａｒ３＋100℃〜Ａｒ３間
で下記式で示す板厚中心部の局部変形率が50％以上とな
る熱間圧延を施し、圧延後ただちに冷却速度１℃／sec
以上で350〜600℃まで冷却し、続いて空冷することを特
徴とする溶接性、低温靱性の優れた厚手高張力鋼板の製
造方法。 - 【請求項３】重量比にて Ｃ ：0.20％以下、 Ｓｉ：0.05〜0.60％、 Ｍｎ：0.50〜2.50％、Ｎｂ：0.001〜0.10％、 Ａｌ：0.005〜0.1％ を基本成分として含有し、さらに Ｃａ：0.01％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を900
〜1150℃の温度に加熱後、圧延温度Ａｒ３＋100℃〜Ａ
ｒ３間で下記式で示す板厚中心部の局部変形率が50％以
上となる熱間圧延を施し、圧延後ただちに冷却速度１℃
／sec以上で350〜600℃まで冷却し、続いて空冷するこ
とを特徴とする溶接性、低温靱性の優れた厚手高張力鋼
板の製造方法。 - 【請求項４】重量比にて Ｃ ：0.20％以下、 Ｓｉ：0.05〜0.60％、 Ｍｎ：0.50〜2.50％、Ｎｂ：0.001〜0.10％、 Ａｌ：0.005〜0.1％ を基本成分として含有し、さらに Ｃｒ：1.0％以下、 Ｎｉ：4.0％以下、 Ｍｏ：1.0％以下、 Ｖ ：0.1％以下、 Ｔｉ：0.15％以下、 Ｃｕ：2.0％以下、 からなる強度改善元素群の１種または２種以上と Ｃａ：0.01％以下 を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を900
〜1150℃の温度に加熱後、圧延温度Ａｒ３＋100℃〜Ａ
ｒ３間で下記式で示す板厚中心部の局部変形率が50％以
上となる熱間圧延を施し、圧延後ただちに冷却速度１℃
／sec以上で350〜600℃まで冷却し、続いて空冷するこ
とを特徴とする溶接性、低温靱性の優れた厚手高張力鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11442284A JPH06929B2 (ja) | 1984-06-06 | 1984-06-06 | 溶接性，低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11442284A JPH06929B2 (ja) | 1984-06-06 | 1984-06-06 | 溶接性，低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60258410A JPS60258410A (ja) | 1985-12-20 |
| JPH06929B2 true JPH06929B2 (ja) | 1994-01-05 |
Family
ID=14637313
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11442284A Expired - Lifetime JPH06929B2 (ja) | 1984-06-06 | 1984-06-06 | 溶接性，低温靭性の優れた厚手高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06929B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| JPS624821A (ja) * | 1985-06-28 | 1987-01-10 | Kawasaki Steel Corp | 低温用鋼板の製造方法 |
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| JPS6350421A (ja) * | 1986-08-19 | 1988-03-03 | Nippon Steel Corp | 靭性に優れた厚手高張力鋼板の製造方法 |
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| JPS63105923A (ja) * | 1986-10-21 | 1988-05-11 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
| JPS63169325A (ja) * | 1986-12-29 | 1988-07-13 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
| JPS6415319A (en) * | 1987-07-08 | 1989-01-19 | Kawasaki Steel Co | Production of high tensile steel plate having excellent brittle fracture generation resistance characteristic |
| CN103320693B (zh) | 2013-06-19 | 2015-11-18 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗锌致裂纹钢板及其制造方法 |
-
1984
- 1984-06-06 JP JP11442284A patent/JPH06929B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60258410A (ja) | 1985-12-20 |
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