JPS58185719A - 高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法 - Google Patents
高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法Info
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- JPS58185719A JPS58185719A JP6673582A JP6673582A JPS58185719A JP S58185719 A JPS58185719 A JP S58185719A JP 6673582 A JP6673582 A JP 6673582A JP 6673582 A JP6673582 A JP 6673582A JP S58185719 A JPS58185719 A JP S58185719A
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- Japan
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- hot
- steel
- rolled
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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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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet 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】
本発明は高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法、特
に引張強さ７０ｋｙ／−以上で冷間加工性、溶接性のす
ぐれた熱延のままで使用できる特に板厚６ｗＩＩ以上の
低Ｃ−高Ｍｎ −Ｃｒ −Ｔｉ −Ｎｂ系高降伏比型非
調質熱延高張ツノ鋼板の製造法に関する。
に引張強さ７０ｋｙ／−以上で冷間加工性、溶接性のす
ぐれた熱延のままで使用できる特に板厚６ｗＩＩ以上の
低Ｃ−高Ｍｎ −Ｃｒ −Ｔｉ −Ｎｂ系高降伏比型非
調質熱延高張ツノ鋼板の製造法に関する。
近年、建設機械等の鋼構造物はますます大型化される傾
向にある。この大型化に伴なう重量増加を軽減するため
にはより強度レベルの高い高張力鋼板が必要となる。例
えば、油圧クレーンのブーム材として、従来６０ｋｐ／
−級の高張力鋼板が広く用いられてきたが、近時はこれ
に代えて、８゜ｋｙ／−級の高張力鋼板の使用が検討さ
れ、実用されはじめた。
向にある。この大型化に伴なう重量増加を軽減するため
にはより強度レベルの高い高張力鋼板が必要となる。例
えば、油圧クレーンのブーム材として、従来６０ｋｐ／
−級の高張力鋼板が広く用いられてきたが、近時はこれ
に代えて、８゜ｋｙ／−級の高張力鋼板の使用が検討さ
れ、実用されはじめた。
このような鋼構造物用部材鋼板に要求される主たる特性
として、所要の機械的性質を備えることのほかに、長尺
長手方向の平坦度、表面性状、小半径直角曲げ加工性を
主とする冷開成形性、低温靭性、溶接性等にすぐれるこ
と、更に長手方向狭幅シャ一時のキャンパー発生が少な
いこと、等が挙げられる。
として、所要の機械的性質を備えることのほかに、長尺
長手方向の平坦度、表面性状、小半径直角曲げ加工性を
主とする冷開成形性、低温靭性、溶接性等にすぐれるこ
と、更に長手方向狭幅シャ一時のキャンパー発生が少な
いこと、等が挙げられる。
本発明者等は、前述の鋼構造物大型化に伴なう車体重量
増加の軽減の要請に応じ、部材鋼板に要求される上記緒
特性を最も経済的に充足せしめるべく、ホットストリッ
プミルによる熱延ま＼型非調質高張力鋼板の製造法につ
いて種々検討を重ねた結果、比較的薄物（例えば、３〜
ｌ）ｏ＋板厚）の場合、低Ｃ−高Ｍｎ −Ｔｉ 系の高
張力鋼組成に対し、Ｔｉ およびＣの添加量の調整下に
、従来固溶強化元素として多量に用いられているＭｎの
一部をＣｒで置換するとともに、希土類元素（ＲＥＶ）
またはＣａを併用して成る、低Ｃ−高Ｍｎ −Ｃｒ−Ｔ
ｉ系鋼を、一定の熱間圧延工程に付することにより上記
目的を達成し得る（特願昭５４−２４３６０号参照）が
、６箇以上の厚物になると仕上圧延後巻取までの冷却速
度が低下することから、上記成分系では必ずしも高い延
性が得られない場合があり、安定して高い延性をうる方
法としてＴｉにＮｂを複合冷加するとともに一定の熱延
条件下に処理することにより低温靭性、溶接性を損なう
ことなくはじめて良好な加工性が得られることを見い出
し、本発明を完成するに至った。
増加の軽減の要請に応じ、部材鋼板に要求される上記緒
特性を最も経済的に充足せしめるべく、ホットストリッ
プミルによる熱延ま＼型非調質高張力鋼板の製造法につ
いて種々検討を重ねた結果、比較的薄物（例えば、３〜
ｌ）ｏ＋板厚）の場合、低Ｃ−高Ｍｎ −Ｔｉ 系の高
張力鋼組成に対し、Ｔｉ およびＣの添加量の調整下に
、従来固溶強化元素として多量に用いられているＭｎの
一部をＣｒで置換するとともに、希土類元素（ＲＥＶ）
またはＣａを併用して成る、低Ｃ−高Ｍｎ −Ｃｒ−Ｔ
ｉ系鋼を、一定の熱間圧延工程に付することにより上記
目的を達成し得る（特願昭５４−２４３６０号参照）が
、６箇以上の厚物になると仕上圧延後巻取までの冷却速
度が低下することから、上記成分系では必ずしも高い延
性が得られない場合があり、安定して高い延性をうる方
法としてＴｉにＮｂを複合冷加するとともに一定の熱延
条件下に処理することにより低温靭性、溶接性を損なう
ことなくはじめて良好な加工性が得られることを見い出
し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明の目的は
Ｃ０，０８〜０．１５％、Ｓｉ Ｏ，１−１，０％、
Ｍｎ−１−Ｃｒ １．５〜８．０％（但し、ＣｒＱ、
２％以上）、Ｔｉ０．０５〜０．２％、Ｎｂ０．０１〜
０．１％、ｓｏ ｌ。
Ｍｎ−１−Ｃｒ １．５〜８．０％（但し、ＣｒＱ、
２％以上）、Ｔｉ０．０５〜０．２％、Ｎｂ０．０１〜
０．１％、ｓｏ ｌ。
ＡｔＯ，０５％以下、８０．０１０％以下、ＣａＱ、９
０５〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱延ミルにて加熱温度１２００Ｃ以上、仕上温
度７５０〜８８０Ｃにて所定の板厚となし、４００〜６
５０Ｃにて巻取るとともに、熱延仕上げから巻取りまで
の平均冷却温度が１５Ｃ／秒未満であることを特徴とす
る高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法を提供する
ことにある。
０５〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱延ミルにて加熱温度１２００Ｃ以上、仕上温
度７５０〜８８０Ｃにて所定の板厚となし、４００〜６
５０Ｃにて巻取るとともに、熱延仕上げから巻取りまで
の平均冷却温度が１５Ｃ／秒未満であることを特徴とす
る高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法を提供する
ことにある。
本発明鋼は成分相互の調整だけでなく、造塊および分塊
後の熱延条件の設定により従来のＴｉ添加による非調質
熱延高張力鋼板の欠点であった強度−靭性バランスの向
上を図り、しかも板厚６■以上、引張強度７０ｋｙ／−
以上高降伏比型非調質熱延鋼板に優れた冷間加工性およ
び溶接性を付与し得る点が特記しうる。
後の熱延条件の設定により従来のＴｉ添加による非調質
熱延高張力鋼板の欠点であった強度−靭性バランスの向
上を図り、しかも板厚６■以上、引張強度７０ｋｙ／−
以上高降伏比型非調質熱延鋼板に優れた冷間加工性およ
び溶接性を付与し得る点が特記しうる。
以下に本発明鋼組成の成分限定理由について述べる。
本発明鋼において、熱間圧延工程で圧延後のコイル諸特
性をすぐれたものとするためには、寸ずＴｉ およびＣ
の添加量の調整が必要である。
性をすぐれたものとするためには、寸ずＴｉ およびＣ
の添加量の調整が必要である。
Ｃは、強化元素として有用であり、引張強さ７０ｋｙ／
−以上の強度を与えるために少量の添加が必要である。
−以上の強度を与えるために少量の添加が必要である。
このため、約０．０３％以上の添加が望まれる。但し、
過度に加えると、冷間加工性、切欠靭性および溶接性等
を劣化させるので、約００１５％以下とする。特に好ま
しいのは０．０６〜０゜１２％である。
過度に加えると、冷間加工性、切欠靭性および溶接性等
を劣化させるので、約００１５％以下とする。特に好ま
しいのは０．０６〜０゜１２％である。
Ｓｉは強度を高めるのに好ましい元素であり、すぐれた
延性を確保するにはすくなくとも約０．１％以上を添加
する必要があり過剰に添加すると溶接性、低温靭性の劣
化を招くので約１．０％を上限とする。
延性を確保するにはすくなくとも約０．１％以上を添加
する必要があり過剰に添加すると溶接性、低温靭性の劣
化を招くので約１．０％を上限とする。
Ｔｉは、鋼組織の細粒化および炭窒化物の析出硬化によ
る強化作用を有すると同時に、硫化物系介在物の形状制
御作用（該介在物形状の球状化による延性・靭性への悪
影響を軽減・緩和）により、圧延直角方向の加工性、低
温靭性を改善する効果をもたらす。その添加量が、約０
．０５％に満たないと、上記効果は十分でなく、一方約
０．２％を越えてもその効果は飽和し、却って加工性・
靭性劣化の弊害が現われる。よって、その添加量は、好
ましくは約００５〜０．２％とする。
る強化作用を有すると同時に、硫化物系介在物の形状制
御作用（該介在物形状の球状化による延性・靭性への悪
影響を軽減・緩和）により、圧延直角方向の加工性、低
温靭性を改善する効果をもたらす。その添加量が、約０
．０５％に満たないと、上記効果は十分でなく、一方約
０．２％を越えてもその効果は飽和し、却って加工性・
靭性劣化の弊害が現われる。よって、その添加量は、好
ましくは約００５〜０．２％とする。
このようにＴｉ およびＣの含有址を調整した鋼組成に
対しては、固溶強化元素として従来多量に添加されてい
るＭｎの一部をＣ「で置換することによって、その延性
、特に切欠延性を改善することができ、後記実施例にも
示されるように、従来のＴｉ−Ｍｎ系鋼に比し、「引張
強さ一切欠伸び」バランスを顕著に改善することができ
る。したがって、Ｃｒは０．２％以上含有させる必要が
あるが、ＭｎおよびＣｒは置換し得る特性を有していて
も共に強度と延性を付与するために必要な元素であるか
ら少なくともＭｎ＋Ｃｒが１．５％未満になると強度が
不足する。一方、Ｍｎ−）−Ｃｒが８．０％を超えると
、冷間加工性および溶接性が大きく劣化するので、１．
５〜３，０％の範囲が好ましい。
対しては、固溶強化元素として従来多量に添加されてい
るＭｎの一部をＣ「で置換することによって、その延性
、特に切欠延性を改善することができ、後記実施例にも
示されるように、従来のＴｉ−Ｍｎ系鋼に比し、「引張
強さ一切欠伸び」バランスを顕著に改善することができ
る。したがって、Ｃｒは０．２％以上含有させる必要が
あるが、ＭｎおよびＣｒは置換し得る特性を有していて
も共に強度と延性を付与するために必要な元素であるか
ら少なくともＭｎ＋Ｃｒが１．５％未満になると強度が
不足する。一方、Ｍｎ−）−Ｃｒが８．０％を超えると
、冷間加工性および溶接性が大きく劣化するので、１．
５〜３，０％の範囲が好ましい。
また、Ｔｉ を添加する鋼組成に対しては厚物材として
仕上げる場合、Ｎｂを添加してＴｉ との複合添加によ
り鋼の細粒化および炭窒化物の析出硬化による強化を行
なうと、良好な延性が確保できることが見い出されてい
る。このため、Ｎｂは０゜０１％以上添加する必要があ
るが、０．１％を超えると、強度が飽和するばかりか、
特に低温靭性が劣化するので、その上限は０．１％とし
た。
仕上げる場合、Ｎｂを添加してＴｉ との複合添加によ
り鋼の細粒化および炭窒化物の析出硬化による強化を行
なうと、良好な延性が確保できることが見い出されてい
る。このため、Ｎｂは０゜０１％以上添加する必要があ
るが、０．１％を超えると、強度が飽和するばかりか、
特に低温靭性が劣化するので、その上限は０．１％とし
た。
Ａｔは、製鋼時における通常の脱酸を目的として加えら
れる。但し、酸可溶性Ａｔ（ｓｏｌ、ｈｔ ）が約０．
０５％を越えると、冷間加工性が劣化するので、ｓｏｌ
、Ａｔ含有量は約０．０５％を上限とする。
れる。但し、酸可溶性Ａｔ（ｓｏｌ、ｈｔ ）が約０．
０５％を越えると、冷間加工性が劣化するので、ｓｏｌ
、Ａｔ含有量は約０．０５％を上限とする。
Ｓは、硫化物系介在物として鋼の清浄度を害する不純物
であり、加工性等の見地よりその量は少ないほど有利で
ある。このため、約０．０１％を上限としてその存在を
許容する。これにより、後述のＣａの少量の添加により
良好な加工性を得ることができる。
であり、加工性等の見地よりその量は少ないほど有利で
ある。このため、約０．０１％を上限としてその存在を
許容する。これにより、後述のＣａの少量の添加により
良好な加工性を得ることができる。
Ｃａは、前記Ｔｉ と同様、硫化物系介在物の形状制御
を目的として添加される。このだめの添加量として、少
なくとも約０．００５％以上が望ましく、一方約０．０
１％を越えても効果の増加は期待する。
を目的として添加される。このだめの添加量として、少
なくとも約０．００５％以上が望ましく、一方約０．０
１％を越えても効果の増加は期待する。
その他、不純物は通常この種の鋼に不可避的に混入する
範囲内でその存在を許容する。例えばＰは、約０．０８
５％以下の範囲で存在してかまわない。
範囲内でその存在を許容する。例えばＰは、約０．０８
５％以下の範囲で存在してかまわない。
次に熱間圧延条件について説明する。
熱延ミルにおける鋼の加熱温度は、好ましくは約１２０
０Ｃ以上とする。該加熱温度が低過ぎると、Ｔ１等の合
金元素が素地中に完全に固溶し得ないため、その後にお
けるＴｉ炭窒化物等の析出が不十分となり高い強度を得
ることができない。
０Ｃ以上とする。該加熱温度が低過ぎると、Ｔ１等の合
金元素が素地中に完全に固溶し得ないため、その後にお
けるＴｉ炭窒化物等の析出が不十分となり高い強度を得
ることができない。
また、加熱時のオーステナイト（γ）粒が混粒化し、鋼
材特性、就中靭性のバラツキが大きくなる。かかる弊害
を防止するために、加熱温度は約１２００Ｃ以上とする
。これにより、７０ｋｇ／−以上の９１１強５を安ｗｂ
’−ｃ、得″員”１き６・ ７熱
延仕上げは、温度約７５０〜８８０Ｃで行なうことが望
ましい。仕上げ温度が、約７５０Ｃに満たないと、合金
元素の含有量によっては、Ａｒ３点以下の温度で熱延さ
れ、オーステナイトからの変態生成物が生ずるおそれが
あり、一方約８８００を越えると、鋼板の結晶粒が粗大
化し、加工性・靭性の劣化を招くからである。低温靭性
および加工性を特に重視する場合には、上記温度範囲内
の下限付近の温度を選ぶのが有利である。
材特性、就中靭性のバラツキが大きくなる。かかる弊害
を防止するために、加熱温度は約１２００Ｃ以上とする
。これにより、７０ｋｇ／−以上の９１１強５を安ｗｂ
’−ｃ、得″員”１き６・ ７熱
延仕上げは、温度約７５０〜８８０Ｃで行なうことが望
ましい。仕上げ温度が、約７５０Ｃに満たないと、合金
元素の含有量によっては、Ａｒ３点以下の温度で熱延さ
れ、オーステナイトからの変態生成物が生ずるおそれが
あり、一方約８８００を越えると、鋼板の結晶粒が粗大
化し、加工性・靭性の劣化を招くからである。低温靭性
および加工性を特に重視する場合には、上記温度範囲内
の下限付近の温度を選ぶのが有利である。
熱延仕上げ後のコイル巻取り温度は、約４００〜６５０
Ｃで行なうことが望ましい。同温度が約６５０ｔ：’を
越えると、一部「フェライト＋パーライト」組織が出現
し、完全なベイナイト−相組織が得られず、強度の著し
い低下を招く。一方、約４００Ｃに満たないと、地鉄は
ベイナイト組織であっても、Ｔｉ およびＮｂの炭窒化
物の析出が不十分となって、これまた強度不足となる。
Ｃで行なうことが望ましい。同温度が約６５０ｔ：’を
越えると、一部「フェライト＋パーライト」組織が出現
し、完全なベイナイト−相組織が得られず、強度の著し
い低下を招く。一方、約４００Ｃに満たないと、地鉄は
ベイナイト組織であっても、Ｔｉ およびＮｂの炭窒化
物の析出が不十分となって、これまた強度不足となる。
また、熱延仕上げから巻取りに到る間の熱延板の平均冷
却速度は、約１５Ｃ／秒未満に調整することが望ましい
。冷却速度がこれより高いと、板厚６■以上の原物材に
おいては延性が低下するためである。
却速度は、約１５Ｃ／秒未満に調整することが望ましい
。冷却速度がこれより高いと、板厚６■以上の原物材に
おいては延性が低下するためである。
次に実施例を挙げて本発明方法について具体的に説明す
る。
る。
実施例
第１表掲示の各種成分組成の供試材を用い、第２表に示
す圧延条件下でホソトストレ、／プミルを７ミユレート
して実験室的に板厚６〜１２簡の熱延板を得た。得られ
た各熱延板の熱延ま＼の引張特性および衝撃特性を第２
表に併記した。
す圧延条件下でホソトストレ、／プミルを７ミユレート
して実験室的に板厚６〜１２簡の熱延板を得た。得られ
た各熱延板の熱延ま＼の引張特性および衝撃特性を第２
表に併記した。
なお、引張特性試験は、ＪＴＳ５号引張試験片（Ｌ方向
）を用い（但し、切欠伸びの測定にはＪ１８５号試験片
（Ｃ方向）平行部中央に２■■ノツチ（４５°）を付し
たものを使用）、特に引張特性のうち、降伏点は０２％
耐力（ｋｙ ／ Ｍｊ）にて表示した。
）を用い（但し、切欠伸びの測定にはＪ１８５号試験片
（Ｃ方向）平行部中央に２■■ノツチ（４５°）を付し
たものを使用）、特に引張特性のうち、降伏点は０２％
耐力（ｋｙ ／ Ｍｊ）にて表示した。
以上の結果から明らかなように、比較鋼ではＮｂを含有
していないので、本発明の熱延条件に基づいて圧延して
も延性（伸び、切欠伸び）が本発明鋼のように高水準に
ならない。したがって、引張強さ７０ｋｙ／−以上で冷
間加工、溶接性のすぐれた熱延のままで使用できる板厚
６■以上の高降伏比型非調質熱延高張力鋼板を得るには
低Ｃ−高Ｍｎ−Ｃｒ−Ｔｉ系鋼にさらにＮｂを加え、か
つ所定の熱延条件下に処理する必要があることがわかる
。
していないので、本発明の熱延条件に基づいて圧延して
も延性（伸び、切欠伸び）が本発明鋼のように高水準に
ならない。したがって、引張強さ７０ｋｙ／−以上で冷
間加工、溶接性のすぐれた熱延のままで使用できる板厚
６■以上の高降伏比型非調質熱延高張力鋼板を得るには
低Ｃ−高Ｍｎ−Ｃｒ−Ｔｉ系鋼にさらにＮｂを加え、か
つ所定の熱延条件下に処理する必要があることがわかる
。
特許出願人株式会社 神戸製鋼所
代坤人弁珈士青山 葆外１名
Claims (1)
- （１）ＣＯ，０３〜０．１５％、Ｓｉ Ｏ，１〜１．
０％、Ｍｎ＋Ｃｒ １．５〜８．０％（但し、ＣｒＯ
，２％以上）、Ｔｉ０．０５〜０．２％、Ｎｂ０．０１
〜０゜１％、ｓｏｌ。 Ａ４０．０５％以下、８０．０１０％以下、ＣａＱ、９
０５〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物から
なる鋼を熱延ミルにて加熱温度１２０Ｏｒ：以上、仕上
温度７５０〜８８０Ｃにて所定の板厚となし、４００〜
６５０Ｃにて巻取るとともに、熱延仕上げから巻取り壕
での平均冷却温度が１５ｔｌｌ’／秒未満であることを
特徴とする高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6673582A JPS58185719A (ja) | 1982-04-20 | 1982-04-20 | 高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6673582A JPS58185719A (ja) | 1982-04-20 | 1982-04-20 | 高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58185719A true JPS58185719A (ja) | 1983-10-29 |
Family
ID=13324435
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6673582A Pending JPS58185719A (ja) | 1982-04-20 | 1982-04-20 | 高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58185719A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5554233A (en) * | 1994-05-26 | 1996-09-10 | Inland Steel Company | Cold deformable, high strength, hot rolled bar and method for producing same |
| WO1998040522A1 (de) * | 1997-03-13 | 1998-09-17 | Thyssen Krupp Stahl Ag | Verfahren zur herstellung eines bandstahles mit hoher festigkeit und guter umformbarkeit |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS54155920A (en) * | 1978-05-30 | 1979-12-08 | Kobe Steel Ltd | Manufacture of hot rolled high tensile steel plate |
| JPS5655525A (en) * | 1979-10-08 | 1981-05-16 | Kobe Steel Ltd | Production of high yield ratio type nonskin-pass hot-rolled high tensile steel plate |
| JPS5675520A (en) * | 1979-11-20 | 1981-06-22 | Kobe Steel Ltd | Manufacture of high yield ratio type nonskin-pass hot rolled high tensile steel plate |
| JPS56119737A (en) * | 1980-02-27 | 1981-09-19 | Kobe Steel Ltd | Manufacture of hot rolled high tensile steel plate with low yield ratio |
-
1982
- 1982-04-20 JP JP6673582A patent/JPS58185719A/ja active Pending
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