JPS58117825A - 板厚方向特性の優れた非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
板厚方向特性の優れた非調質高張力鋼の製造方法Info
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- JPS58117825A JPS58117825A JP21274181A JP21274181A JPS58117825A JP S58117825 A JPS58117825 A JP S58117825A JP 21274181 A JP21274181 A JP 21274181A JP 21274181 A JP21274181 A JP 21274181A JP S58117825 A JPS58117825 A JP S58117825A
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- 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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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
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
れ九ｌｌ５−＆Ｏｋｇ！、−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。
方法に関し、特に本発明は低温靭性ならびに溶接性の優
れ九ｌｌ５−＆Ｏｋｇ！、−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。
石油ショッ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術が飛躍的に進歩し、フェライ
トの細粒化等により一６０℃以下のｖ’ｒｒｓは容易に
得られるようになり、制御圧延材により従来のＮＯｒｍ
ａ材あるいはＧＩＴ熱処理鋼の代替が可能になりククあ
る。
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術が飛躍的に進歩し、フェライ
トの細粒化等により一６０℃以下のｖ’ｒｒｓは容易に
得られるようになり、制御圧延材により従来のＮＯｒｍ
ａ材あるいはＧＩＴ熱処理鋼の代替が可能になりククあ
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
Ｎ Ｏｒｍｌ！Ｌあるいは９丁熱処理材よシ優れるが、
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九めに
は、その改善が望まれてい喪。
Ｎ Ｏｒｍｌ！Ｌあるいは９丁熱処理材よシ優れるが、
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九めに
は、その改善が望まれてい喪。
本発明は、従来の制御圧極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え非調質高張
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って前
記目的を達成することができる。
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って前
記目的を達成することができる。
次に本発明を詳細Ｋ”ＷＬ＃４する。
本発明者等は制御圧砥材の板厚方向の特性の劣化原因を
調べたところ、Ｍｎ８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ｔＯｑＬ以内のものであシ、鋼のＳ含有量を下げ九夛
、Ｍｎ８の形態制御をすることにより十分補えることが
わかり九、そして連鋳鋼塊や大型インゴット鋼塊に特有
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。
調べたところ、Ｍｎ８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ｔＯｑＬ以内のものであシ、鋼のＳ含有量を下げ九夛
、Ｍｎ８の形態制御をすることにより十分補えることが
わかり九、そして連鋳鋼塊や大型インゴット鋼塊に特有
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）の存在は絞シ値でＱ−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った。
れを解決することが急務であることが明らかとなった。
現行の連鋳技術では中心偏析は必らず存在しておに、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
くシ、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ェライト粒を発生
させることが可能で、その後続いてλ〜／Ｓ″Ｃ／８の
加速冷却を行うことによって中心偏析帯に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。
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
くシ、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ェライト粒を発生
させることが可能で、その後続いてλ〜／Ｓ″Ｃ／８の
加速冷却を行うことによって中心偏析帯に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九低温靭
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１０ｋｌｉｌｆ／＋ｗ級鋼ならθ、
、？ｆ１以下のＣｅｑで一６０℃以下のｖＴｒａ 、そ
してま素板厚方向ｏｌｉＲＤ値の最低値を侵−以上にす
ることができる。
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九低温靭
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１０ｋｌｉｌｆ／＋ｗ級鋼ならθ、
、？ｆ１以下のＣｅｑで一６０℃以下のｖＴｒａ 、そ
してま素板厚方向ｏｌｉＲＤ値の最低値を侵−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。
理由を説明する。
Ｍｔ）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
板のフェライト粒を細かくする丸めには、鋼スラブの加
熱温度を低くシ、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７０００℃とし友。
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
板のフェライト粒を細かくする丸めには、鋼スラブの加
熱温度を低くシ、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７０００℃とし友。
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７エ２イト核を生成させる
働きは一般によく知られているが。
に変形帯を形成し、そこから７エ２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１１ｂ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、ムｒ、＋ツＯ℃から
ムｒｓｔでの温度域となる。そこで未再結晶オーステナ
イト域の始まるムｒ、＋り０℃を上限とし友。
ナイト域に相当する温度域が狭く、ムｒ、＋ツＯ℃から
ムｒｓｔでの温度域となる。そこで未再結晶オーステナ
イト域の始まるムｒ、＋り０℃を上限とし友。
１＋、この温度域でのＳＯ嗟以上の圧下量は一６０℃の
マＴｒｓが得られる最低の圧下量である。
マＴｒｓが得られる最低の圧下量である。
ムｒ３点以下の（α＋γ）コ相域の圧延はオーステナイ
ト粒内からのフェライト核の発生に有利である。特に本
発明法ではＮｂを含有しない友めムｒ。
ト粒内からのフェライト核の発生に有利である。特に本
発明法ではＮｂを含有しない友めムｒ。
点以上の未再結晶オーステナイト域の圧延よりコ相域で
の圧延の方がフェライト核の発生ＫＦｉ有利で、本発明
の目標とする中心偏析帯フェライト粒を生成させる九め
には、このλ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Ｘ−を、ム
ｒ、からＡｒ、 −１０℃までの温度域における圧下量
の下限値とした。しかしくムｒ５−１０℃）以下の圧延
は大きな加工フェライトを生成することになり靭性を劣
下させるので、コ相域での圧延の下限温度をＡｒ ｓ
１０℃とし友。
の圧延の方がフェライト核の発生ＫＦｉ有利で、本発明
の目標とする中心偏析帯フェライト粒を生成させる九め
には、このλ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Ｘ−を、ム
ｒ、からＡｒ、 −１０℃までの温度域における圧下量
の下限値とした。しかしくムｒ５−１０℃）以下の圧延
は大きな加工フェライトを生成することになり靭性を劣
下させるので、コ相域での圧延の下限温度をＡｒ ｓ
１０℃とし友。
圧延後直ちにコ〜ｎ”ｃ、／θ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Ｋあ
る。
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Ｋあ
る。
冷却速度をＪ 〜ｉｚ℃／ｍｆｃ＠定し友のｉｊ ２
”Ｃ／ｓよシ遅いと上記（１）（（２）効果がうすく、
ま友／ｊ’Ｃ／ｍを越えると中心偏析部を全域マルテン
サイト化し却って異常組織を大きくすることになるので
、−℃／−を下限に、またｔｓＶ−を上限にし友、冷却
停止温度を２００℃以下にしたのはｚｏｏ ’Ｃを越え
ると上記（ハ（コ）の効果がうす（，４１Ｋ（Ｊ３の強
度上昇に不利となるので冷却停止温度の上限をｚｏｏ
’Ｃにしえ。
”Ｃ／ｓよシ遅いと上記（１）（（２）効果がうすく、
ま友／ｊ’Ｃ／ｍを越えると中心偏析部を全域マルテン
サイト化し却って異常組織を大きくすることになるので
、−℃／−を下限に、またｔｓＶ−を上限にし友、冷却
停止温度を２００℃以下にしたのはｚｏｏ ’Ｃを越え
ると上記（ハ（コ）の効果がうす（，４１Ｋ（Ｊ３の強
度上昇に不利となるので冷却停止温度の上限をｚｏｏ
’Ｃにしえ。
次に本発１ｊｌｉにおいて成分組成を限定する理由を説
明する。
明する。
Ｃはｏ、 ｏｏｚ−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１１［ＡＺと略記する）の軟
化が大きいため、Ｃ含有量の下限はｏ、 ｏｏｚ ｓと
した。ま九Ｃが０．ＪＯ−を越えると母材の靭性が劣化
するとともに＊＊部の硬化、耐割れ性の劣化が著しいの
で上限を０．−〇−とし喪。
および溶接熱影響部（以下１１［ＡＺと略記する）の軟
化が大きいため、Ｃ含有量の下限はｏ、 ｏｏｚ ｓと
した。ま九Ｃが０．ＪＯ−を越えると母材の靭性が劣化
するとともに＊＊部の硬化、耐割れ性の劣化が著しいの
で上限を０．−〇−とし喪。
８１は鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素である
が、０１ｌＩｓ未満になると母材靭性が劣化するため下
限をｏ、ｉｓとした。−万８１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なｏ、ｒｏチとした
。
が、０１ｌＩｓ未満になると母材靭性が劣化するため下
限をｏ、ｉｓとした。−万８１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なｏ、ｒｏチとした
。
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、セしてＨＡＺの軟化が大きくなるため下限を０
．６慢とした。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ヂとし喪。
ること、セしてＨＡＺの軟化が大きくなるため下限を０
．６慢とした。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ヂとし喪。
ムｌは鋼の脱酸上最低０，０θｊ−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ＡＩ の下限を
ｏ、ｏｏｓ−とした。一方固溶Ａｌが０．０ざチ以上に
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。このためムｌの上限をｏ、 ｏｔｏ嘔とした
。
うに添加することが必要であることからＡＩ の下限を
ｏ、ｏｏｓ−とした。一方固溶Ａｌが０．０ざチ以上に
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。このためムｌの上限をｏ、 ｏｔｏ嘔とした
。
Ｓは０．σＯｔ ４以下でないと本発明方法ではＣ方向
のｖＴｒａが一１０℃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８の上限をｃ、 ｏｏｓ憾
とした。
のｖＴｒａが一１０℃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８の上限をｃ、 ｏｏｓ憾
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
あシ、さらに必要によりＴｉ 、 Ｎｉ 、 Ｍｏ。
あシ、さらに必要によりＴｉ 、 Ｎｉ 、 Ｍｏ。
Ｏｕ、 Ｖ、 Ｏｒ、 （ａ 、 ＲＥＭのうちから選
んだ何れか少くとも１種を添加含有させることができ、
それぞれの元素の適正な含有によって彼達するように特
有な効果が付加される。
んだ何れか少くとも１種を添加含有させることができ、
それぞれの元素の適正な含有によって彼達するように特
有な効果が付加される。
Ｍｌは■ム２の硬化性および―性に悪い影響な与えるこ
となく母材の強度、Ｉｉ性を向上させるが、０、！慢を
越えて添加含有させると製造コス）０上昇を招き、まえ
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ＯでＭｌの上限を０．２憾とした。
となく母材の強度、Ｉｉ性を向上させるが、０、！慢を
越えて添加含有させると製造コス）０上昇を招き、まえ
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ＯでＭｌの上限を０．２憾とした。
ＣｕはＮ１とは埋同様の効果があるにけでなく、耐食性
も向上させるが、ｏｏｇｏ−を越えると熱闘圧延中にり
２ツクが発生し中すくなシ、鋼板の表面性状が劣化する
ので上限を０．２０−とじた。
も向上させるが、ｏｏｇｏ−を越えると熱闘圧延中にり
２ツクが発生し中すくなシ、鋼板の表面性状が劣化する
ので上限を０．２０−とじた。
ＭＯは、正弧時の１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０．２憾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Ｏ，Ｓチとした。
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０．２憾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Ｏ，Ｓチとした。
Ｔ１は１粒の微細効果による靭性向上とテ１炭窒化物の
強度上昇を目的として添加する。しかしＴ１量がｏ、
ｏｏｓ ４未満ではその効果はなく、またＯ、０１Ｉ−
を越えると靭性が劣化するのでＴ１の下限をｏ、 ｏｏ
ｓ慢、上限をｏ、 ｏψ噂とした。
強度上昇を目的として添加する。しかしＴ１量がｏ、
ｏｏｓ ４未満ではその効果はなく、またＯ、０１Ｉ−
を越えると靭性が劣化するのでＴ１の下限をｏ、 ｏｏ
ｓ慢、上限をｏ、 ｏψ噂とした。
Ｖはこの発明による鋼板の母材強度と靭性向上、継手部
強度確保の九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
るため上限をｏ、 １０９＆とした。
強度確保の九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
るため上限をｏ、 １０９＆とした。
（ａは０．００２１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優とした。一方Ｃａを０．０１０チを越えると
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ｏ、ｏｉｏチとした。
でＣ方向の靭性向上に効果がないので、Ｃａの下限を０
．００２優とした。一方Ｃａを０．０１０チを越えると
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ｏ、ｏｉｏチとした。
ＲＥＶは０．００コチ未満では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ＲＩＭの
下限をｏ、ｏｏｓ ＊とした。一方ＲＥＭが０．０１０
憾を越えると清浄度が悪くなり、またアーク浴接面でも
不利であるので、ＲＫＭの上限を０．０１０ ％とした
。
分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でないのでＲＩＭの
下限をｏ、ｏｏｓ ＊とした。一方ＲＥＭが０．０１０
憾を越えると清浄度が悪くなり、またアーク浴接面でも
不利であるので、ＲＫＭ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４／−／３は本発明鋼Ａ（表１）を用いて種々の
圧延条件で処理し友もので、その条件と機械的諸性質を
表−に示す、これらの実施例は（１）０．３コチ以下の
炭素当量（ｃ−ｑ ）でｋＯｋｇｆ／■以上のＴＳと一
１０℃以下のｖＴｒｓを、そしてなおかつ（コ）板厚中
心部の異常組織を軽減し板厚方向の絞シ値の最低値を４
０参以上にすることを目標としたものである。
圧延条件で処理し友もので、その条件と機械的諸性質を
表−に示す、これらの実施例は（１）０．３コチ以下の
炭素当量（ｃ−ｑ ）でｋＯｋｇｆ／■以上のＴＳと一
１０℃以下のｖＴｒｓを、そしてなおかつ（コ）板厚中
心部の異常組織を軽減し板厚方向の絞シ値の最低値を４
０参以上にすることを目標としたものである。
、％／−Ｊ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マＴｒ
ｓが一６０℃以上を示し、また板厚方向の絞り値が侵−
未満である。４６ＳはＡｒｓ ＋ ７０℃からムｒ５ま
での累積圧下量が本発明におけるＳＯ−未満である丸め
、やはり、 ｖＴｒａが一１θ℃以上で、ま丸板厚方向
の絞り値がリー未満である。腐ダはスラブ加熱温度が７
０００℃未満のため、また、４６ｔはムｒ、以下の圧下
量が２Ｄ％未満のため、また／Ｉ６７は圧延後に空冷（
ＡＣりを行っているため、いずれ４本発明の要件を満た
しておらず、板厚方向の絞り値が侵−未満である。／１
６ｇは圧延後の冷却停止温度が本発明におけるｓｏｏ
’Ｃ以下でないためＴＳが舅に９１７ｗｍ２未満でまた
板厚方向の絞り値がｑ−０嘔未満である。７ｆ６／コは
圧延後の冷却速度が本発明における上限／！ｆ℃／１１
を越えているため板厚方向の絞り値がＵＳ未満である。
一般の成形圧延であるが、いずれの冷却条件でもマＴｒ
ｓが一６０℃以上を示し、また板厚方向の絞り値が侵−
未満である。４６ＳはＡｒｓ ＋ ７０℃からムｒ５ま
での累積圧下量が本発明におけるＳＯ−未満である丸め
、やはり、 ｖＴｒａが一１θ℃以上で、ま丸板厚方向
の絞り値がリー未満である。腐ダはスラブ加熱温度が７
０００℃未満のため、また、４６ｔはムｒ、以下の圧下
量が２Ｄ％未満のため、また／Ｉ６７は圧延後に空冷（
ＡＣりを行っているため、いずれ４本発明の要件を満た
しておらず、板厚方向の絞り値が侵−未満である。／１
６ｇは圧延後の冷却停止温度が本発明におけるｓｏｏ
’Ｃ以下でないためＴＳが舅に９１７ｗｍ２未満でまた
板厚方向の絞り値がｑ−０嘔未満である。７ｆ６／コは
圧延後の冷却速度が本発明における上限／！ｆ℃／１１
を越えているため板厚方向の絞り値がＵＳ未満である。
腐ｌ！は圧延仕上げ温度が本発明における下限値である
ムｒ５−１０℃（７２０℃）より低下しているためｖＴ
ｒ−が−６０℃以上になっている。
ムｒ５−１０℃（７２０℃）より低下しているためｖＴ
ｒ−が−６０℃以上になっている。
一方Ａ ９ 、 ＩＯｅ ／／では本発明の条件をすべ
て満たしているため０．３０−の０θｑの鋼て５ｏＨｔ
７．−以上の１日と一６０℃以下のマＴｒｉ 、その上
６０哄以上の板厚方向の絞り値を示し本発明の目的とす
る低置で高靭性な高張力銅が得られる。
て満たしているため０．３０−の０θｑの鋼て５ｏＨｔ
７．−以上の１日と一６０℃以下のマＴｒｉ 、その上
６０哄以上の板厚方向の絞り値を示し本発明の目的とす
る低置で高靭性な高張力銅が得られる。
鋼Ｂ、Ｏはより厚内化あるいは低炭素当量化を目的とし
てＴｌ、）ｉｉ、Ｏｕ、Ｖを添加し友もので、本発明法
で処理するといずれもＯｅｑが０．３２饅以下で！１０
に９ ｆ／ｗ 以上の〒８と一１０℃以下のｖＴｒｓ
を示し、板厚方向の絞ヤ値も４７Ｉ１１以上の値が得ら
れる。
てＴｌ、）ｉｉ、Ｏｕ、Ｖを添加し友もので、本発明法
で処理するといずれもＯｅｑが０．３２饅以下で！１０
に９ ｆ／ｗ 以上の〒８と一１０℃以下のｖＴｒｓ
を示し、板厚方向の絞ヤ値も４７Ｉ１１以上の値が得ら
れる。
鋼Ｄ 、 Ｋ Ｆｉ ＴＳ ｊｊ ｋｇ ｆ／Ｗ 級を
目的として、ＭＯｌＯｒ、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 （０，３！ １１以
下）でｊｊ ｋｇ ｆ／／Ｗｓ２の〒８と一６０℃以下
のｖＴｒｓが、セして６０慢以上の板厚方向の絞り値が
得られる。
目的として、ＭＯｌＯｒ、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 （０，３！ １１以
下）でｊｊ ｋｇ ｆ／／Ｗｓ２の〒８と一６０℃以下
のｖＴｒｓが、セして６０慢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ｆ＃接健の優れ
たダｊ −４０ｋｇ ｆＡ■級低温用板厚方向特性の優
れ九非調質高張力鋼を製造することができる。
たダｊ −４０ｋｇ ｆＡ■級低温用板厚方向特性の優
れ九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】 Ｌ ｃ ｏ、ｏｏｚ 〜 ０．コＯｑｋ、
８１ ０．／−６，！ 憾 。 Ｍｎ ＯｌＡ 〜 コ、ｏ＠、 ムｔｏ、ｏｏ
ｓ−ｏ、ｏｔｆ。 ｓ ｏ、ｏｏｔ ｓ以下を含有し、必要によ）ｖ、ｒ４
０ｕ、 Ｏｒ、 Ｎｉ、 ＭＯ，Ｏａ、 ＲＩＭ のな
かから選ばれる何れかｌｓまえは１種以上を、Ｖにあっ
ては０．０／〜ｏ、ｉｏ−、ｒｌにあってはａ傅〜０．
０４１ ％ 、 Ｃｕ 、 Ｏｒ 、 ＭＬ 、 Ｍｏ
ｆＣあってはそれぞれ０．！−以下、０ＩＬＫあって
は０．００２〜０．０／Ｄ ４ 、 ＲＩＭにあっては
０．００！ −０，０ＩＯｆｋ金含有、残部ν・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、圧延するに当って少くともムｒ ＋り０℃から
紅。 壕での温度域で少くとも３０−の圧下率で圧下を施し、
続いてムｒ、からムｒｓ −１０℃までの温変域で少く
ともχ−の圧下率で圧下を施し、その後直ちに一〜１３
７Ｂの冷却速度でＳＯＯ℃未満の温度にまで冷却するこ
とを特徴とする中心偏析の異常組織が軽減され、低温靭
性および溶接性の優れた４Ｉ０〜４０ ｋｌ／ ｆｌｔ
ａ 級低温用板厚方向特性の優れ皮非調質高張力鋼の
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 true JPS58117825A (ja) | 1983-07-13 |
| JPH0232325B2 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) |
Cited By (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 |
| JPS6220822A (ja) * | 1985-07-19 | 1987-01-29 | Kawasaki Steel Corp | 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
Cited By (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 |
| JPS6220822A (ja) * | 1985-07-19 | 1987-01-29 | Kawasaki Steel Corp | 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0232325B2 (ja) | 1990-07-19 |
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