JPS5861223A - Ｚ方向材質特性の優れた５０Ｋｇ／ｍｍ↑２級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
Ｚ方向材質特性の優れた５０Ｋｇ／ｍｍ↑２級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法Info
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- JPS5861223A JPS5861223A JP15991881A JP15991881A JPS5861223A JP S5861223 A JPS5861223 A JP S5861223A JP 15991881 A JP15991881 A JP 15991881A JP 15991881 A JP15991881 A JP 15991881A JP S5861223 A JPS5861223 A JP S5861223A
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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
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】
不発明は２方向材′Ｘ特性の優れた５０ｖ−級以上の高
溶接性非調質高張力鋼の製造方法に関するものである。
溶接性非調質高張力鋼の製造方法に関するものである。
５０Ｔ４／Ｗｊ級以上の非調質＾張カー板は造船、橋梁
、建築、産業機械等に広く使用されている。この場合鋼
板に要求される材質特性としては規定の強度、低温靭性
と共にａ接性と２方向材質特性に優れてｉることが要求
される。
、建築、産業機械等に広く使用されている。この場合鋼
板に要求される材質特性としては規定の強度、低温靭性
と共にａ接性と２方向材質特性に優れてｉることが要求
される。
しかしながら、一般に強ｊｆを高める丸めの合金元素の
添加社靭性、溶接性を損ｉ、靭性改善の焼ならし熱処ｊ
！ｌ＃１強度を損なうとｉうように、強度、靭性、溶接
性の同時抜ＩＦｉ必ずしも６易でない。
添加社靭性、溶接性を損ｉ、靭性改善の焼ならし熱処ｊ
！ｌ＃１強度を損なうとｉうように、強度、靭性、溶接
性の同時抜ＩＦｉ必ずしも６易でない。
従来か＼る鋼板の製造方法としていわゆる制御圧延法が
採用さｎてきた。特に鍛近は二相域圧延法なども開発さ
れ、制御圧延による鋼材の材質特性＆’ｌｌは著しい。
採用さｎてきた。特に鍛近は二相域圧延法なども開発さ
れ、制御圧延による鋼材の材質特性＆’ｌｌは著しい。
これらの方法では圧延終了はＡｒ１点直上あるいは直下
でかなり低温となり、これによプ結晶粒の微細化あるい
は集合組織の活用により扁強縦。
でかなり低温となり、これによプ結晶粒の微細化あるい
は集合組織の活用により扁強縦。
高ｖＪ性ｔ−祷るものであるが、溶接性の指標の一つで
あるＯｅｑ の低減について＃ｉ限界があり、を九圧
延層状組織が顕著になり溶接構造材料として重要な特性
でめる２方向材質特性が劣化するという欠点がある。更
に加えて１通常の圧延に比べ圧延能率の低下が着しいも
のである。
あるＯｅｑ の低減について＃ｉ限界があり、を九圧
延層状組織が顕著になり溶接構造材料として重要な特性
でめる２方向材質特性が劣化するという欠点がある。更
に加えて１通常の圧延に比べ圧延能率の低下が着しいも
のである。
そこで、従来よりも低Ｏｅｑ化し丸鋼を用い制御圧延後
強制冷却を行って一層の成分低減のもとての馬強度高靭
性１倚る取組が盛んに行なわれている。
強制冷却を行って一層の成分低減のもとての馬強度高靭
性１倚る取組が盛んに行なわれている。
このような圧延後の強制冷却は、高ｇ１度を得るのに効
果的ではあるが適切な管理ポイントによる冷却制御音材
なわな−と低温変態組織を導入して硬化し、靭性劣化を
もたらし、且つ材質ノ層うツキを大きいものにする。そ
の丸め一般には制御圧延後の強制冷却速度の上＠を抑え
るとともに制御圧延管強化してより低温側で圧延し、そ
の鏝の強制冷却による強度上昇をろまシ大きくしな一方
法が採られるが、この場合４Ｚ方向特性の劣化は大であ
ると共に圧ｔＡ能能率低下も大きい・不発明は以上の如
き問題を有利に解決するためなされたものでその要旨と
するところは、Ｃ：（ＬＯ３−（１２０％、 ８ｉ：
０．０５ 〜０．６０−１ Ｍ鳳＝（Ｌ６〜１５
ｓ、 Ｔ、ＡＩ： ０．００５〜α１ ％、Ｏ＠ｑ：
α４０％以下を基本成分とし、必要に応じて上記基本成
分に加えてＮｂ：α１％以下、■：α１−以下、Ｔｉ：
０．１５Ｓ以下、Ｎｊ：（Ｌ５１１を下＆ＭＯ： ０．
５ ％以下、Ｏｕ：０．５Ｓ以下、Ｏｒ：αＳＳ以下の
範囲で１檀または２棟以上含有し、残部鉄及び不可避的
不純物よシなる鋼を、９！＄０−１２００℃に加熱し、
熱間圧延に２いて９００℃からＡｒ１点の間で６０チ以
下の累積圧下を行ない、この熱間圧延に引きつづき人ｒ
１点以上から１５し箇以上の冷却速度で加速冷゛却し４
００〜６００℃の間で □加熱冷却を停止し、その
後放冷することを特徴とする２方向材′ＪＫ特性の優れ
た５０１ｍ−級以上の高′＃１接性非ｙ４買＾張力鋼の
製造方法に関するものである。
果的ではあるが適切な管理ポイントによる冷却制御音材
なわな−と低温変態組織を導入して硬化し、靭性劣化を
もたらし、且つ材質ノ層うツキを大きいものにする。そ
の丸め一般には制御圧延後の強制冷却速度の上＠を抑え
るとともに制御圧延管強化してより低温側で圧延し、そ
の鏝の強制冷却による強度上昇をろまシ大きくしな一方
法が採られるが、この場合４Ｚ方向特性の劣化は大であ
ると共に圧ｔＡ能能率低下も大きい・不発明は以上の如
き問題を有利に解決するためなされたものでその要旨と
するところは、Ｃ：（ＬＯ３−（１２０％、 ８ｉ：
０．０５ 〜０．６０−１ Ｍ鳳＝（Ｌ６〜１５
ｓ、 Ｔ、ＡＩ： ０．００５〜α１ ％、Ｏ＠ｑ：
α４０％以下を基本成分とし、必要に応じて上記基本成
分に加えてＮｂ：α１％以下、■：α１−以下、Ｔｉ：
０．１５Ｓ以下、Ｎｊ：（Ｌ５１１を下＆ＭＯ： ０．
５ ％以下、Ｏｕ：０．５Ｓ以下、Ｏｒ：αＳＳ以下の
範囲で１檀または２棟以上含有し、残部鉄及び不可避的
不純物よシなる鋼を、９！＄０−１２００℃に加熱し、
熱間圧延に２いて９００℃からＡｒ１点の間で６０チ以
下の累積圧下を行ない、この熱間圧延に引きつづき人ｒ
１点以上から１５し箇以上の冷却速度で加速冷゛却し４
００〜６００℃の間で □加熱冷却を停止し、その
後放冷することを特徴とする２方向材′ＪＫ特性の優れ
た５０１ｍ−級以上の高′＃１接性非ｙ４買＾張力鋼の
製造方法に関するものである。
但し、上記Ｃ・ｑの計算式は次による。
不発明者等は種々の制御圧延−強制冷却材の砿械的性質
の変化を調べた結果、制御圧延後の強制冷却に際し１５
ＶｇＭ、程度以上の強冷却を行なうと硬化による靭性
劣化を生じて良好な特性が得られないという従来の知見
に対し、鋼の化学組成とスラブ加熱漏ｆ、装置の制御圧
延および冷却停止一度を適切に組み合せれば、１！ｉ′
ｃ、−以上の冷却速度による強冷却であっても健勝組織
が自動的に焼！！４される結果２方向材質ｌ＃性を劣化
させること危く低温靭性の向上と引張強さ、降伏点の向
上をもたらし、かつ従来鋼よ）成分低下をＩＪ能ならし
め従来の制御圧地材に優るとも劣らない高靭性と一層の
高溶接性を有する２方向材質特性に優れた５０（−以上
級の非調質高張力鋼ｔ−得ることに成功し丸ものである
。
の変化を調べた結果、制御圧延後の強制冷却に際し１５
ＶｇＭ、程度以上の強冷却を行なうと硬化による靭性
劣化を生じて良好な特性が得られないという従来の知見
に対し、鋼の化学組成とスラブ加熱漏ｆ、装置の制御圧
延および冷却停止一度を適切に組み合せれば、１！ｉ′
ｃ、−以上の冷却速度による強冷却であっても健勝組織
が自動的に焼！！４される結果２方向材質ｌ＃性を劣化
させること危く低温靭性の向上と引張強さ、降伏点の向
上をもたらし、かつ従来鋼よ）成分低下をＩＪ能ならし
め従来の制御圧地材に優るとも劣らない高靭性と一層の
高溶接性を有する２方向材質特性に優れた５０（−以上
級の非調質高張力鋼ｔ−得ることに成功し丸ものである
。
この場合、圧延後のオーステナイトｓｔ＊粒とし且つ鋼
板の２方向材質特性を劣化させないために、スラブ加熱
ｍ度は９５０〜１２００℃とすると共に熱間圧延におい
ては９００℃〜Ａｒｃ点間で６０−以下の累積圧下率に
制限することが必要であるＯ またこれによって通常の側御圧延法に比して圧延能率は
格段に向上する。
板の２方向材質特性を劣化させないために、スラブ加熱
ｍ度は９５０〜１２００℃とすると共に熱間圧延におい
ては９００℃〜Ａｒｃ点間で６０−以下の累積圧下率に
制限することが必要であるＯ またこれによって通常の側御圧延法に比して圧延能率は
格段に向上する。
その後１５１以上の冷却速度で急冷することにより大幅
な引張強さの上昇およびその後４００〜６００℃で冷却
停止し放冷することにより、整粒オーステナイトから得
られ九フエライトーノぞ−ライト−ベーナイト混合組織
が自動焼戻し効果で焼戻され、低温靭性の改善をもたら
すと共に焼戻しによる降伏点の上昇効果、更に析出硬化
元素が添加されている場合には析出硬化によシ一層の降
伏点上昇をもたらし、溶接構造用として十分な高靭性゛
、高溶接性、高２方向＠＊％性を有するｓ ＯＫｇ／ｊ
級以上の非５ｌｌｌ質高張力鋼を祷ることができる。
な引張強さの上昇およびその後４００〜６００℃で冷却
停止し放冷することにより、整粒オーステナイトから得
られ九フエライトーノぞ−ライト−ベーナイト混合組織
が自動焼戻し効果で焼戻され、低温靭性の改善をもたら
すと共に焼戻しによる降伏点の上昇効果、更に析出硬化
元素が添加されている場合には析出硬化によシ一層の降
伏点上昇をもたらし、溶接構造用として十分な高靭性゛
、高溶接性、高２方向＠＊％性を有するｓ ＯＫｇ／ｊ
級以上の非５ｌｌｌ質高張力鋼を祷ることができる。
次に本発明における成分固定理由を述べる・０＃′ｉ鋼
の靭性２よび溶接性を確保する丸め、上陵を、α２０ｆ
Ａとし、下限については強＆確保４ためα０３−とする
。
の靭性２よび溶接性を確保する丸め、上陵を、α２０ｆ
Ａとし、下限については強＆確保４ためα０３−とする
。
８直は脱酸のためα０５１ｇ以上は必要であるが多くな
ると溶装性を阻害する丸め上Ｕをα６１Ｇとする。
ると溶装性を阻害する丸め上Ｕをα６１Ｇとする。
Ｍｍは強度確保〇九めα６−以上は必要であるが多くな
ると＃接柱を阻害する丸め上Ｐｓを２５−とすゐ。
ると＃接柱を阻害する丸め上Ｐｓを２５−とすゐ。
Ｔ、ム渥は脱酸の九め及び窒化物を形成し細粒化作用を
得る丸めにはαｏｏ５−以上は必要であるが、多くなる
と鋼中に介在物が多くなりナぎ鋼の性質を悪化させる光
めαｉｓ以下とする。
得る丸めにはαｏｏ５−以上は必要であるが、多くなる
と鋼中に介在物が多くなりナぎ鋼の性質を悪化させる光
めαｉｓ以下とする。
上記のような本発明における必須の基本成分〇＊に、本
発明では要求される鋼の特性に応じて、以下の元Ｊ１０
１１１オ走はｚｍ以上を選択的に含有させることができ
る。
発明では要求される鋼の特性に応じて、以下の元Ｊ１０
１１１オ走はｚｍ以上を選択的に含有させることができ
る。
Ｎｂ及び丁１はオーステナイト着の細粒化並びに自動−
戻し時の析出硬化に有用で６って添加されるが多くなる
七潰ｉＩ性ｔ−阻害する丸め夫々Ｊ：隈をαｌ−及びα
１５嘩以下とする。
戻し時の析出硬化に有用で６って添加されるが多くなる
七潰ｉＩ性ｔ−阻害する丸め夫々Ｊ：隈をαｌ−及びα
１５嘩以下とする。
） ｖ！ｉ析出硬化に有用で添加されるが多くな
ると＃ｌ接性を阻害するためα１チ以下とする。
ると＃ｌ接性を阻害するためα１チ以下とする。
Ｎｉは低温靭性の改善に有用であるが高価な元素である
九め、α５優以下とする。
九め、α５優以下とする。
Ｍｏは強度上昇に有用であるが高価な元素である九めα
５％以下とする。
５％以下とする。
Ｏｕは強度上昇及び耐食性向上に有用であるが多くなる
と鋼表面にヒビ割れ疵が発生する九めＯ２Ｓ嘩以下とす
る。
と鋼表面にヒビ割れ疵が発生する九めＯ２Ｓ嘩以下とす
る。
Ｏｒは耐食性向上に有用であるが多くなると低ｍａ性、
溶接柱′ｆｒ１害する九めα５−以下とする。
溶接柱′ｆｒ１害する九めα５−以下とする。
Ｏｊ ｑｔ−α４嘩以下とするのはこれ以上になると強
度が上がりすぎること及び高溶接性が得られなφため制
限される。
度が上がりすぎること及び高溶接性が得られなφため制
限される。
次に加熱、圧延、冷却条件につｉて述べる。
加熱温度ｄ１２００℃を超える高価になると粒が粗大化
するため１２００℃以下とするが、下限は人１変態以上
で十分溶体化する温度として９ＪＳＯ℃以上とする。好
ましくＦｉ９５０〜１１５０℃が良−０ 熱間圧延条件１９００ｃ〜人ｒ１点間において累積圧下
率ｆｔ６０ｎ以下とし九のはオーステナイト籾ｔ−整細
粒とし且つ鋼板２方向材質特性を劣化させなｉためでＴ
ｏシ、好ましくは累横圧下車＃１４０〜５０優が良ｉ。
するため１２００℃以下とするが、下限は人１変態以上
で十分溶体化する温度として９ＪＳＯ℃以上とする。好
ましくＦｉ９５０〜１１５０℃が良−０ 熱間圧延条件１９００ｃ〜人ｒ１点間において累積圧下
率ｆｔ６０ｎ以下とし九のはオーステナイト籾ｔ−整細
粒とし且つ鋼板２方向材質特性を劣化させなｉためでＴ
ｏシ、好ましくは累横圧下車＃１４０〜５０優が良ｉ。
このような加熱条件と、従来の制御圧延に比して軽度な
熱関圧嬌秦件とを組合せて採用し九ことによ〉圧延層状
組織の発生が有効適切にＦＪ止される・そのＮ釆、本発
明の１１’を目的である高２方向材質特性鏝保に大きく
寄４するとともに従来の制御圧延に比して圧延能率を著
しく高めることが可能でるる。
熱関圧嬌秦件とを組合せて採用し九ことによ〉圧延層状
組織の発生が有効適切にＦＪ止される・そのＮ釆、本発
明の１１’を目的である高２方向材質特性鏝保に大きく
寄４するとともに従来の制御圧延に比して圧延能率を著
しく高めることが可能でるる。
次に冷却開始１１度をＡｒ３以上としたのは初析７エツ
イトーオーステナイト域からの強制冷却は建りロ組織Ｏ
均一性、低ｉｉａ性上好オしくな−えめＡｒ１以上とし
え。
イトーオーステナイト域からの強制冷却は建りロ組織Ｏ
均一性、低ｉｉａ性上好オしくな−えめＡｒ１以上とし
え。
加速冷却の冷却速度は、冷却−自動焼戻し後高＊＊を得
る丸めに１５ル一以上とする必要があり。
る丸めに１５ル一以上とする必要があり。
好ましくは２０ｔｙ−以上が良い。
加速冷却の冷却停止温度及びその談の放冷＃ｉ整ｔｎｔ
−スｆｔイトから得られた７エツイトー １？ −２イ
ト−ベーナイト混合組織ｒオートテンノ臂−で焼戻すに
必要な温度範囲として４００−６００ｔｌ：に限定した
ものであり、４００Ｃ未満では低温靭性が劣化しオート
テンパーが不十分で降伏点上昇も望めなｔｎ、６００ｔ
ｌ：超になるとオートテンパーの温度が高くなりすぎ強
度低下が大きくなる。
−スｆｔイトから得られた７エツイトー １？ −２イ
ト−ベーナイト混合組織ｒオートテンノ臂−で焼戻すに
必要な温度範囲として４００−６００ｔｌ：に限定した
ものであり、４００Ｃ未満では低温靭性が劣化しオート
テンパーが不十分で降伏点上昇も望めなｔｎ、６００ｔ
ｌ：超になるとオートテンパーの温度が高くなりすぎ強
度低下が大きくなる。
析出強化元索管含有する鋼の場合はオートテンパー−に
よる析出硬化にょシ一層の降伏点向上が達成される。こ
のようなことから冷却停止温度は４００〜６００℃とし
たが好ましくは４５０〜５５０Ｃが良り。
よる析出硬化にょシ一層の降伏点向上が達成される。こ
のようなことから冷却停止温度は４００〜６００℃とし
たが好ましくは４５０〜５５０Ｃが良り。
次に実ｊ１１ｆＩ′ｔ−比較例とともに挙げる。
次の第１表に示す化学成分を有する＠Ａ 、 Ｂ・０を
用いて第２表に示す加熱−圧延−冷却条件にて板厚２５
■の厚鋼板を製造した。得られた鋼板の材質特性を併せ
て第２表に示す。
用いて第２表に示す加熱−圧延−冷却条件にて板厚２５
■の厚鋼板を製造した。得られた鋼板の材質特性を併せ
て第２表に示す。
第 １ 異 化学成分
（謝Ｉ）
６、□２
：マキ１−Ｆは１【
−″ 。
−″ 。
まコしＩ
第２表から明らかであるが、＠板ＮＯ，ＡＩは加熱Ｉ！
度が烏過ぎｖＴｒｓが低い・ 同Ａ２ｒ！９００〜人ｒ１間の累積圧下率及び冷却速度
が不発明外で従来の制御圧延を示し引張強さ及びＲＡｇ
が低い。
度が烏過ぎｖＴｒｓが低い・ 同Ａ２ｒ！９００〜人ｒ１間の累積圧下率及び冷却速度
が不発明外で従来の制御圧延を示し引張強さ及びＲＡｇ
が低い。
同Ａ３は冷却速ｋが遅い九め’ｌｉｆが低い、Ａ４は冷
却停止ｔせず室−まで冷却してしｔつたもので降伏点引
張強さの上昇大であるがｗＴｒｍ及びＲＡｉが極端に悪
い。
却停止ｔせず室−まで冷却してしｔつたもので降伏点引
張強さの上昇大であるがｗＴｒｍ及びＲＡｉが極端に悪
い。
同Ａ６は冷却停止温度が３００℃と低−ためオートテン
パーによる十分な焼戻しが得られずｖＴｒｓ及びＲＡｘ
が悪い。
パーによる十分な焼戻しが得られずｖＴｒｓ及びＲＡｘ
が悪い。
同Ａ８は冷却停止１１度が高過「た九めφ降伏点及び引
張強さの低下が発生して−る。
張強さの低下が発生して−る。
−Ｂｌは９００＝Ａｒｓ間の圧下率及び冷却速度が不発
明外であるため引張強さが低（ＢＡｇも悪い。
明外であるため引張強さが低（ＢＡｇも悪い。
同Ｂ２＃ｉ冷却停止をせずｉｌｓまで冷却してしまった
−ので降伏点及び引張強さが高くなりす「マＴｒｓ１！
−ＲＡ冨が極端Ｋｇ化して―る。
−ので降伏点及び引張強さが高くなりす「マＴｒｓ１！
−ＲＡ冨が極端Ｋｇ化して―る。
同Ｂ４は冷却停止温度が３００’Ｃと低くオートテンパ
ー−による十分な焼戻しが得られずｗＴｒｍと＆ Ａ
ｓ ＃ Ｉｊｋ’ｖｓ ＠ 同Ｂ６は冷却速度が遅−こと及び冷却停止湿度が高過ぎ
降伏点及び引張強さの低下が発生してｉる。
ー−による十分な焼戻しが得られずｗＴｒｍと＆ Ａ
ｓ ＃ Ｉｊｋ’ｖｓ ＠ 同Ｂ６は冷却速度が遅−こと及び冷却停止湿度が高過ぎ
降伏点及び引張強さの低下が発生してｉる。
同Ｃ１は加熱−圧延−冷却の各条件＃ｉ本発明を満足し
ているが０・ｑがα４２と高目に外れて−る九め降伏点
、引張強さの上昇が大きくマＴｒ−及びａＡ１がａ趨に
悪化して−る。
ているが０・ｑがα４２と高目に外れて−る九め降伏点
、引張強さの上昇が大きくマＴｒ−及びａＡ１がａ趨に
悪化して−る。
これら比＃ｆｌＫ比して不発明法に従っ丸鋼榎ＮへＡＳ
、Ａ７ 、Ａ９ＡびＢ３ 、Ｂ５（Ｄ各鋼板は５０−
一級及びｆＡＯＶ−級として理想的な降伏点、引張強さ
を有し、かう＾マＴｒｍとともに高ＢＡｘｉｌＨ遍成し
て−る。
、Ａ７ 、Ａ９ＡびＢ３ 、Ｂ５（Ｄ各鋼板は５０−
一級及びｆＡＯＶ−級として理想的な降伏点、引張強さ
を有し、かう＾マＴｒｍとともに高ＢＡｘｉｌＨ遍成し
て−る。
次に本発明法によＩｌｌ造した鋼板の＃接柱の評価結果
ｔ’ＪＩ３１！に示す 第 ３１Ｎ 第３表から明白なタロ〈不発明法により製造され九−板
は高溶接性を具備している。
ｔ’ＪＩ３１！に示す 第 ３１Ｎ 第３表から明白なタロ〈不発明法により製造され九−板
は高溶接性を具備している。
以上詳細に説明したように不発明製造法は化学組成とス
ラブ加熱温Ｉｆ％＠度の制御圧延および冷却停止ｉａｉ
’を適切に組合わせれば、 １５′ＣＡｃ以上の強冷却
であっても変態組織が自動的ｒｃｆｓ戻され２方向材Ｘ
％性を劣化させることなく低１１１ｆｌＪ性の向上と引
張強さ、降伏点の向上をもたらし、かつ低Ｏｅｑ化を可
能とし、従来の制御圧延材に劣らない島靭性と−ｆ―の
４１１醪接性を有する２方向材質特性の良い５ＱＶ−級
以上の非ＩＪ４１ｊｊｊＩＩＩＩ張力鋼の製造上可能と
し虎ものであり、工業的にその効果の大きい発明である
。
ラブ加熱温Ｉｆ％＠度の制御圧延および冷却停止ｉａｉ
’を適切に組合わせれば、 １５′ＣＡｃ以上の強冷却
であっても変態組織が自動的ｒｃｆｓ戻され２方向材Ｘ
％性を劣化させることなく低１１１ｆｌＪ性の向上と引
張強さ、降伏点の向上をもたらし、かつ低Ｏｅｑ化を可
能とし、従来の制御圧延材に劣らない島靭性と−ｆ―の
４１１醪接性を有する２方向材質特性の良い５ＱＶ−級
以上の非ＩＪ４１ｊｊｊＩＩＩＩ張力鋼の製造上可能と
し虎ものであり、工業的にその効果の大きい発明である
。
代理人 弁理士 秋 沢 政 光
他 ２ 名
Claims (1)
- （１） ０ ： ０．０３〜ａ２０１１！、８４：
α０５−（ＬＩＯ−＠ Ｍａ ：αｌ〜！５１！、’ｒ
、ム１：α００５〜α１−１０・ｆ：α４ｇ！以下を基
本成分とし。 必要に応じて上記基本成分に加えてＮｂ：α１１１以下
、Ｖ：ａｌｌｌＧ以下、Ｔ１：α１５−以下、ＮｊＳａ
５−以下、Ｍｅ：αＳ＊以下、０曽：αＳ−以下、Ｏｒ
：α８Ｌｓ以下の範囲で１種または２１ｓ以上含有し、
残部鉄及び不可避的不純物よシなる鋼を％９５０〜１！
０ＯＣＫ加熱し。 熱関圧ｍＫお−て９００℃からＡｔｓ点の間で６０−以
下の累積圧下を行な−、この熱間圧延に引きりづきムロ
点以上から１５℃々以上の冷却速駅で加速冷却し４００
〜６００℃の間で加速冷却を停止し、その後放冷するこ
と１＊黴とする２方向材質特性の優れ丸！＄０ＩＣｆ／
ｓＪ級以上の高溶接性非ｖＩ４賀扁張力鋼の製造方法。 但しＯｅ ｑ 計算式は次による Ｏ ｅ ４ ＝Ｏ＋ ／ｓ ＋ ”会＋Ｏｒ４＋Ｍｏ
／４゛＋シ 十Ｎ′／ ロ ４０
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15991881A JPS5861223A (ja) | 1981-10-07 | 1981-10-07 | Ｚ方向材質特性の優れた５０Ｋｇ／ｍｍ↑２級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15991881A JPS5861223A (ja) | 1981-10-07 | 1981-10-07 | Ｚ方向材質特性の優れた５０Ｋｇ／ｍｍ↑２級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5861223A true JPS5861223A (ja) | 1983-04-12 |
| JPS62970B2 JPS62970B2 (ja) | 1987-01-10 |
Family
ID=15703995
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15991881A Granted JPS5861223A (ja) | 1981-10-07 | 1981-10-07 | Ｚ方向材質特性の優れた５０Ｋｇ／ｍｍ↑２級以上の高溶接性非調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5861223A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59211527A (ja) * | 1983-05-16 | 1984-11-30 | Nippon Steel Corp | 溶接性及び靭性のすぐれた厚鋼板の製造方法 |
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS6196028A (ja) * | 1984-10-18 | 1986-05-14 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 直接焼入−焼戻による中炭素高強度高靭性鋼の製造方法 |
| JPS61147812A (ja) * | 1984-12-19 | 1986-07-05 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 遅れ破壊特性の優れた高強度鋼の製造方法 |
| JPS62214126A (ja) * | 1986-03-17 | 1987-09-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部ｃｏｄ特性に優る高張力鋼の製造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52123921A (en) * | 1976-04-13 | 1977-10-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of steel plate with high toughness |
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| JPS5471714A (en) * | 1977-11-21 | 1979-06-08 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of control-rolled high tensile steel with no separation |
-
1981
- 1981-10-07 JP JP15991881A patent/JPS5861223A/ja active Granted
Patent Citations (3)
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|---|---|---|---|---|
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62970B2 (ja) | 1987-01-10 |
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