JPS586926A - 高靭性高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
高靭性高張力鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPS586926A JPS586926A JP10450981A JP10450981A JPS586926A JP S586926 A JPS586926 A JP S586926A JP 10450981 A JP10450981 A JP 10450981A JP 10450981 A JP10450981 A JP 10450981A JP S586926 A JPS586926 A JP S586926A
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- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- toughness
- less
- rolling
- temps
- Prior art date
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- Pending
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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)
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】
この発明は、ホウ素［Ｆ］）を含有する厚鋼板を、熱間
圧延後引続いて加速冷却し、高靭性高張力鋼板を製造す
る方法に関するもので、２相域で圧延を行なった後、鋼
板を低温域まで加速冷却することによシ、その組織を、
加工を受けたフェライトおよびベイナイト・マルテンサ
イトの２相組織にし、従来得られる°ことのなかった高
靭性高張力鋼板を低炭素量で製造せんとするものである
。
圧延後引続いて加速冷却し、高靭性高張力鋼板を製造す
る方法に関するもので、２相域で圧延を行なった後、鋼
板を低温域まで加速冷却することによシ、その組織を、
加工を受けたフェライトおよびベイナイト・マルテンサ
イトの２相組織にし、従来得られる°ことのなかった高
靭性高張力鋼板を低炭素量で製造せんとするものである
。
厚鋼板を、熱間圧延後オンライン上で、ある特定温度域
を特定の冷却速度で制御冷却することにより鋼板の変態
組織を改善し、材質向上を図る考えは、既に良く知られ
ており、本出願人も既に特許出願をしている。
を特定の冷却速度で制御冷却することにより鋼板の変態
組織を改善し、材質向上を図る考えは、既に良く知られ
ており、本出願人も既に特許出願をしている。
従来のこれらの鋼板の制御冷却について説明すると、そ
の１つとしては、特開昭５４−２１，９１７号の如＜
Ａｒ３纂変態点以上で熱間圧延を終了した後、直ちに加
速冷却を開始し、Ａｒ、変態点以上から５５０〜６５０
℃までの温度における冷却速度を増加させて変態組織を
拡散変態によるフェライト・ｉ４−ライト主体の組織（
熱間圧延まま）から細かく分散した４イナイト＋フ工ラ
イト組織に変化せしめ、強度上昇を図ると共に靭性劣化
を防止せんとするものが挙げられる。この場合、冷却速
度の増加あるいは冷却停止温度の低下に伴い、強度は上
昇し、組繊細粒化に応じて靭性劣化は防止されるものの
、熱間圧延がＡｒ３以上で終了しているため冷却速度が
大幅に増加したり冷却停止温度が著しく低下すると組織
中に硬化組織が出現し、靭性を損うため、自ずとその冷
却速度、冷却温度範囲が限定され大幅な強度上昇は望め
ない欠点があった。又これらの圧延条件では当然のこと
ながらセパレーションの発生は少なく、これによる靭性
向上効果を多く望むことは出来ないという欠点もあった
。
の１つとしては、特開昭５４−２１，９１７号の如＜
Ａｒ３纂変態点以上で熱間圧延を終了した後、直ちに加
速冷却を開始し、Ａｒ、変態点以上から５５０〜６５０
℃までの温度における冷却速度を増加させて変態組織を
拡散変態によるフェライト・ｉ４−ライト主体の組織（
熱間圧延まま）から細かく分散した４イナイト＋フ工ラ
イト組織に変化せしめ、強度上昇を図ると共に靭性劣化
を防止せんとするものが挙げられる。この場合、冷却速
度の増加あるいは冷却停止温度の低下に伴い、強度は上
昇し、組繊細粒化に応じて靭性劣化は防止されるものの
、熱間圧延がＡｒ３以上で終了しているため冷却速度が
大幅に増加したり冷却停止温度が著しく低下すると組織
中に硬化組織が出現し、靭性を損うため、自ずとその冷
却速度、冷却温度範囲が限定され大幅な強度上昇は望め
ない欠点があった。又これらの圧延条件では当然のこと
ながらセパレーションの発生は少なく、これによる靭性
向上効果を多く望むことは出来ないという欠点もあった
。
第２の方法としては特開昭５５７１１５．９２４号に開
示されているように未再結晶域温度以下で鋼板を圧延會
するだけでなくγ＋α２相域でも圧延を実施し、Ａｒ５
−２０℃未満、６５０℃以上の温度から加速冷却し、５
００℃以上の温度までを加速冷却することを特徴とする
制御冷却法が挙げられる。これはγ十α領域における圧
延で導入されたサラ組織を再整理させないようにするこ
とによシ、高張力化を達成しようとする考えに基づくも
のである。しかしながら冷却停止温度が５００°Ｃ以下
になった場合については何ら具体的なデータは述べられ
ていない。
示されているように未再結晶域温度以下で鋼板を圧延會
するだけでなくγ＋α２相域でも圧延を実施し、Ａｒ５
−２０℃未満、６５０℃以上の温度から加速冷却し、５
００℃以上の温度までを加速冷却することを特徴とする
制御冷却法が挙げられる。これはγ十α領域における圧
延で導入されたサラ組織を再整理させないようにするこ
とによシ、高張力化を達成しようとする考えに基づくも
のである。しかしながら冷却停止温度が５００°Ｃ以下
になった場合については何ら具体的なデータは述べられ
ていない。
又最近熱間連続圧延機において熱延仕上げ時に鋼板をα
＋γ組織にしておきこれを急冷し、そのγ相の庵点以下
の温度で巻取シ、フェライト＋マルテンサイト系複合組
織とした鋼板について鉄と鋼ｖｏ４．６５ （１９７９
） Ａ １８９ （古川、森用、遠藤）に報告がある。
＋γ組織にしておきこれを急冷し、そのγ相の庵点以下
の温度で巻取シ、フェライト＋マルテンサイト系複合組
織とした鋼板について鉄と鋼ｖｏ４．６５ （１９７９
） Ａ １８９ （古川、森用、遠藤）に報告がある。
しかしながらこのような２相鋼の厚板での製造は未だ知
られていない。 ′。
られていない。 ′。
直接焼入は、圧延後の鋼板を高冷却速度でＭｓ点゛以下
まで焼入れし次いでこれを焼戻すことによシ高材質を得
んとする技術である。この直接焼入れ技術によシ従来再
加熱焼入れによシ製造されていた鋼板がよシ能率的に製
造されるとはいえやはシ焼戻し処理が必要であシ制御冷
却ままで使用出来ないことは製造工程上大きな欠点とい
える。
まで焼入れし次いでこれを焼戻すことによシ高材質を得
んとする技術である。この直接焼入れ技術によシ従来再
加熱焼入れによシ製造されていた鋼板がよシ能率的に製
造されるとはいえやはシ焼戻し処理が必要であシ制御冷
却ままで使用出来ないことは製造工程上大きな欠点とい
える。
熱間圧延に際してγ＋α２相域において圧下をこれは２
相域で圧下を加えることによシフエライトが加工を受は
硬化し且つ集合組織が発達しセ・ぐレーションが発生し
易くなシ靭性劣化を防止するためと考えら゛れる。
相域で圧下を加えることによシフエライトが加工を受は
硬化し且つ集合組織が発達しセ・ぐレーションが発生し
易くなシ靭性劣化を防止するためと考えら゛れる。
ところで本発明者等はこのような２相域圧延後直ちに鋼
板を３〜ｂ 却しその後空冷する実験を繰返し実施していたところＢ
を含有する鋼においては、加速冷却開始温度がＡｒ３未
満、Ｂｓ以上の範囲に於て加速冷却停止温度が（Ｂｓ＋
Ｍｓ）７２以下となると靭性を損うことなく著しい高強
度化が計れることを知見した。こめようにして得られた
鋼板の組織を検討したところこれは加工を受けたフェラ
イトに層状の硬いベイナイトやマルテンサイトが混在し
た２相組織であることが分シ、との愕ナイトやマルテン
サイトが強化に寄与しておシ、同時に加工を受けたフェ
ライトと高硬度のベイナイトやマルテンサイトの強いバ
ンド状組織によシ靭性劣化が防止されると考えられる。
板を３〜ｂ 却しその後空冷する実験を繰返し実施していたところＢ
を含有する鋼においては、加速冷却開始温度がＡｒ３未
満、Ｂｓ以上の範囲に於て加速冷却停止温度が（Ｂｓ＋
Ｍｓ）７２以下となると靭性を損うことなく著しい高強
度化が計れることを知見した。こめようにして得られた
鋼板の組織を検討したところこれは加工を受けたフェラ
イトに層状の硬いベイナイトやマルテンサイトが混在し
た２相組織であることが分シ、との愕ナイトやマルテン
サイトが強化に寄与しておシ、同時に加工を受けたフェ
ライトと高硬度のベイナイトやマルテンサイトの強いバ
ンド状組織によシ靭性劣化が防止されると考えられる。
即ち従来技術（特開昭５５−１１５９２４号）に見られ
る強化とはその機構が異なるのであシ、層状に硬化組織
を出現させるところに特徴がある。
る強化とはその機構が異なるのであシ、層状に硬化組織
を出現させるところに特徴がある。
この発明は上記知見に基づいてなされたもので、Ｃ：
０．０３〜０．２０ ｗｔ％、Ｓｉ ： ０．６ ｗｔ
％以下、Ｍｎ ： ０．６〜２．５ ｗｔ ’％、５ｏ
ｌＡｊ ： ０．００８〜０．１０ ｗｔ％、Ｂ ：
０．０００２〜０．０１０ｗｔ ｑ６を基本組成とし、
必要に応じＮｂ ： ０．０１〜０．１ ｗｔ％、Ｖ
： ０．０１〜０．１５ｗｔ％、Ｔｉ ： ０．０１〜
０．１５ ｗｔ％、Ｃｕ ： ２．０ｓ（ｄｆｉ以下、
Ｃｒ ： ２．Ｏｖｉｅｔ ％以下、Ｎｉ ： ２．Ｏ
ｗｔ％以下５、Ｍｏ ： ２．Ｏｗｔ ％以下、および
Ｐ ： ０．３ｗｔ％以下の１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅ および不可避不純物からなる組成を−
持つ鋼を、未再結晶温度以下で４０％以上の累積圧下率
で、しかもその内Ａｒ３点以下で５チ以上の累積圧下率
で圧延し、 の温度までを３〜ｂ 却する高靭性高張力鋼板の製造方法としたことに特徴を
有する。
０．０３〜０．２０ ｗｔ％、Ｓｉ ： ０．６ ｗｔ
％以下、Ｍｎ ： ０．６〜２．５ ｗｔ ’％、５ｏ
ｌＡｊ ： ０．００８〜０．１０ ｗｔ％、Ｂ ：
０．０００２〜０．０１０ｗｔ ｑ６を基本組成とし、
必要に応じＮｂ ： ０．０１〜０．１ ｗｔ％、Ｖ
： ０．０１〜０．１５ｗｔ％、Ｔｉ ： ０．０１〜
０．１５ ｗｔ％、Ｃｕ ： ２．０ｓ（ｄｆｉ以下、
Ｃｒ ： ２．Ｏｖｉｅｔ ％以下、Ｎｉ ： ２．Ｏ
ｗｔ％以下５、Ｍｏ ： ２．Ｏｗｔ ％以下、および
Ｐ ： ０．３ｗｔ％以下の１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅ および不可避不純物からなる組成を−
持つ鋼を、未再結晶温度以下で４０％以上の累積圧下率
で、しかもその内Ａｒ３点以下で５チ以上の累積圧下率
で圧延し、 の温度までを３〜ｂ 却する高靭性高張力鋼板の製造方法としたことに特徴を
有する。
以下にこの発明において上述のように成分を限定した理
由を述べる。
由を述べる。
Ｃの下限を０．０３％としたのはこの種の鋼に必要な強
度を付与するのに少なくとも０．０３ ％必要であるか
らであシ、上限を０．２０ ％としたのは、靭性が０．
２０ ％を越えると著しく不良となるからである。
度を付与するのに少なくとも０．０３ ％必要であるか
らであシ、上限を０．２０ ％としたのは、靭性が０．
２０ ％を越えると著しく不良となるからである。
Ｓｉ は固溶強化を通じて高強度化に有効であるが、
多量の添加は靭性を損うので０．６％以下とした。
多量の添加は靭性を損うので０．６％以下とした。
Ｍｎ は鋼に強度を与えるために′必要な元素であるが
、０．６０４未満ではその効果が小さくなるためこれを
下限とした。又２．５％を−越えると靭性が著しく不良
となるためこれを上限とした。
、０．６０４未満ではその効果が小さくなるためこれを
下限とした。又２．５％を−越えると靭性が著しく不良
となるためこれを上限とした。
Ａｔについては、鋼の脱酸には最底０．００５％の５ｏ
ｌＡｔが必要であるととがらこれを下限とした。
ｌＡｔが必要であるととがらこれを下限とした。
又５０１ＡｔがＯ’、１０’％を越えると、この効果が
飽和することからこれを上限とした。
飽和することからこれを上限とした。
Ｂは焼入性を向上させるために必須な元素であシ、０．
０００２％未満ではその効果が小となるためこれを下限
とした。又０．０１００％を越えると靭性を劣化させる
のでこれを上限とした。
０００２％未満ではその効果が小となるためこれを下限
とした。又０．０１００％を越えると靭性を劣化させる
のでこれを上限とした。
Ｐは不純物として鋼材の中に含有されており、耐蝕性を
高めるため添加するものの０．３ ％を越えると靭性が
著゛シク不良となることがらこれを上限した。
高めるため添加するものの０．３ ％を越えると靭性が
著゛シク不良となることがらこれを上限した。
Ｃｕ、Ｃｒは主に耐蝕性の点から添加するものの経済的
な点から２．０％を上限とした。
な点から２．０％を上限とした。
Ｍｏ 、 Ｎｉは強度・靭性を向上させるために重要な
元素であるが経済的な点から２．０％を上限とした。
元素であるが経済的な点から２．０％を上限とした。
歯ｓ Ｖ＋ Ｔ１は、これら□のいずれか１つが０．０
１％以上固溶すると強度・靭性に効果が認められるが、
０’、０１４未満ではその効果が認められないためこれ
を下限とした。これらはいずれも添加量が犬となると母
材の靭性を劣化させるため上限を規制した。歯について
は０．１０ ％を越えると母材の靭性が著しく劣化する
ためこれを上限とした。Ｔｉ、ＶについてはＮｂとほぼ
同様であるがその上限は０．１５％まで許される。
１％以上固溶すると強度・靭性に効果が認められるが、
０’、０１４未満ではその効果が認められないためこれ
を下限とした。これらはいずれも添加量が犬となると母
材の靭性を劣化させるため上限を規制した。歯について
は０．１０ ％を越えると母材の靭性が著しく劣化する
ためこれを上限とした。Ｔｉ、ＶについてはＮｂとほぼ
同様であるがその上限は０．１５％まで許される。
次に本発明において上述のように製造条件を限定した理
由を述べる。
由を述べる。
ｒ未再結晶温度以下において累積圧下率を４０係以上と
したのは次の理由による。即ち、１） 組織の微細化に
よる靭性レベルが基本的にγの微細化と関係するから優
れた靭性レベルを確保するにはγを実質的に微細化する
必要があり、１１）微細でないγから加速冷却を行った
場合には最終組織として塊状のベイナイト・マルテンサ
イトが形成され低温靭性を変化させてしまうからである
。
したのは次の理由による。即ち、１） 組織の微細化に
よる靭性レベルが基本的にγの微細化と関係するから優
れた靭性レベルを確保するにはγを実質的に微細化する
必要があり、１１）微細でないγから加速冷却を行った
場合には最終組織として塊状のベイナイト・マルテンサ
イトが形成され低温靭性を変化させてしまうからである
。
γ＋α２相域での圧下率を５チ以上としたのは、これ以
下ではフェライトの加工量が少なく、圧延方向へのフェ
ライト粒の伸長が少なくなり、又、サブ組織の形成が不
充分となり、強度・靭性の上から効果が小さくなるため
である。
下ではフェライトの加工量が少なく、圧延方向へのフェ
ライト粒の伸長が少なくなり、又、サブ組織の形成が不
充分となり、強度・靭性の上から効果が小さくなるため
である。
加速冷却速度が３℃／ｓｅｃ未満となると、低温変態組
織が十分に発達せず強度の上昇が殆んど認められなくな
るためこれを下限とした。又３０°Ｃ／（６）を越える
と鋼板の歪発生が大となるためこれを上限とした。
織が十分に発達せず強度の上昇が殆んど認められなくな
るためこれを下限とした。又３０°Ｃ／（６）を越える
と鋼板の歪発生が大となるためこれを上限とした。
圧延仕上温度をＢｓ以上としたのは、圧延仕上温度がこ
れ未満となると大幅に圧延能率が低下するためであシ、
又元来転位密度が高いベイナイトに対しては加工の硬化
は小さく、加速冷却の効果が殆んど認められないからで
ある。即ち本発明の鋼板組織は加°工されたフェライト
とベイナイト、マルテンサイトとがバンド状に存在する
ことに意義があるため、Ｂａ未滴の圧延は不要である。
れ未満となると大幅に圧延能率が低下するためであシ、
又元来転位密度が高いベイナイトに対しては加工の硬化
は小さく、加速冷却の効果が殆んど認められないからで
ある。即ち本発明の鋼板組織は加°工されたフェライト
とベイナイト、マルテンサイトとがバンド状に存在する
ことに意義があるため、Ｂａ未滴の圧延は不要である。
加速冷却停止温度を（Ｂｓ十Ｍｓ）／２以下としたのは
実施例で見られる如く、この温度以下で靭性劣化を伴な
わない著しい高強度化が認められるためである。これは
加速冷却停止温度をＣＢｓ十Ｍｓ）／２以下とすると実
際のγ相では成分が濃縮していることもちりＢＳ、ＭＳ
の値はさらに低下していると考えられ、充分な焼入
性が保証され、高硬度のベイナイトあるいはマルテンサ
イトが出現し、鋼板組織が加工されたフェライトと高硬
度のベイナイトあるいはマルテンサイトがバンド状に存
在したものとなるためである。
実施例で見られる如く、この温度以下で靭性劣化を伴な
わない著しい高強度化が認められるためである。これは
加速冷却停止温度をＣＢｓ十Ｍｓ）／２以下とすると実
際のγ相では成分が濃縮していることもちりＢＳ、ＭＳ
の値はさらに低下していると考えられ、充分な焼入
性が保証され、高硬度のベイナイトあるいはマルテンサ
イトが出現し、鋼板組織が加工されたフェライトと高硬
度のベイナイトあるいはマルテンサイトがバンド状に存
在したものとなるためである。
実施例
供試鋼の化学成分を表１に示す。いずれも２５０ｔｏｎ
転炉によシ溶製したものである。鋼１はＳｉ−Ｍｎ−Ｂ
系、鋼２はＴｉ−Ｂ系、鋼３はＮｂ −Ｖ−Ｂ系、鋼４
はＮｂ−Ｂ系、鋼５はＣｕ −Ｎｉ −Ｎｂ−Ｔ３系、
鋼６は低Ｃ−Ｍｏ −Ｎｂ −Ｂ系、鋼７は高Ｐ−高Ｃ
ｒ−Ｍｏ−Ｂ系であシ、鋼８はＳｔ−Ｍｎ系である。
転炉によシ溶製したものである。鋼１はＳｉ−Ｍｎ−Ｂ
系、鋼２はＴｉ−Ｂ系、鋼３はＮｂ −Ｖ−Ｂ系、鋼４
はＮｂ−Ｂ系、鋼５はＣｕ −Ｎｉ −Ｎｂ−Ｔ３系、
鋼６は低Ｃ−Ｍｏ −Ｎｂ −Ｂ系、鋼７は高Ｐ−高Ｃ
ｒ−Ｍｏ−Ｂ系であシ、鋼８はＳｔ−Ｍｎ系である。
表１には圧延途中のＡｒ８、さらにＢｓ、Ｍｓのそれぞ
れの計算値を示した。これらは成分によって異な＃）Ａ
ｒ３ は７２９〜８１０℃、Ｂｓは６３４〜７００℃、
庵は４４４〜４８０℃の範囲にある。ここでＡｒ５（Ｑ
）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ
−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ−８）（三瓶、大
向、小指；鉄と鋼ｖｏｔ６７ （１９８１）Ｐ１４３、
ｔ：板厚ｗ＋） Ｂｓ（’Ｃ）＝８３０−２７００−９０Ｍｎ−７００ｒ
−３７Ｎｉ −８３Ｍｏ（Ｗ、５ｔｅｖｅｎ ａｎｄ
Ａ、Ｇ、Ｈａｙｎｅｓ、ＪＩＳＩ。
れの計算値を示した。これらは成分によって異な＃）Ａ
ｒ３ は７２９〜８１０℃、Ｂｓは６３４〜７００℃、
庵は４４４〜４８０℃の範囲にある。ここでＡｒ５（Ｑ
）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ
−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ−８）（三瓶、大
向、小指；鉄と鋼ｖｏｔ６７ （１９８１）Ｐ１４３、
ｔ：板厚ｗ＋） Ｂｓ（’Ｃ）＝８３０−２７００−９０Ｍｎ−７００ｒ
−３７Ｎｉ −８３Ｍｏ（Ｗ、５ｔｅｖｅｎ ａｎｄ
Ａ、Ｇ、Ｈａｙｎｅｓ、ＪＩＳＩ。
ｖｏｔ１８３（１９５６）Ｐ３４９）
Ｍｓ（’Ｃ）＝５５０−３５００−４０Ｍｎ−３５Ｖ−
２０Ｃｒ−１７Ｎｉ−１０Ｃｕ−１０Ｍｏ−５Ｗ−１５
Ｃｏ−３０Ａｔ（日本鉄鋼協会編、鋼の熱処理、丸首、
昭和４４年１０月） いずれも成分は（ｗｔチ） 表２には圧延条件、冷却条件と機械的性質を示す。又２
相域の圧下率は計算による圧延途中のＡｒｓ温度をもと
にして算出した。鋼１〜７の実施例から分るよ°うに含
Ｂ鋼では他の化学成分によらず加速冷却停止温度が（Ｂ
ｓ＋Ｍｓ）／２以下となると靭性を損うことなく圧延ま
ま材や（Ｂ ｓ 十、Ｍｓ ）／ ２を越える加速冷却
停止材に比べ著しく Ｔｓ が上昇する（第１図には鋼
１，４の例を示す）。又鋼２の実施例から冷却速度が低
い場合材質向上効果が極めて小さいことが分る。さらに
γ未再結晶温度以 １１，１下の累積圧下率が４０
％未満となると靭性が劣化することが分る。次に鋼１，
３の例から２相域の圧下率が５％未満の場合、やはシ靭
性が劣化することが明らかである。
２０Ｃｒ−１７Ｎｉ−１０Ｃｕ−１０Ｍｏ−５Ｗ−１５
Ｃｏ−３０Ａｔ（日本鉄鋼協会編、鋼の熱処理、丸首、
昭和４４年１０月） いずれも成分は（ｗｔチ） 表２には圧延条件、冷却条件と機械的性質を示す。又２
相域の圧下率は計算による圧延途中のＡｒｓ温度をもと
にして算出した。鋼１〜７の実施例から分るよ°うに含
Ｂ鋼では他の化学成分によらず加速冷却停止温度が（Ｂ
ｓ＋Ｍｓ）／２以下となると靭性を損うことなく圧延ま
ま材や（Ｂ ｓ 十、Ｍｓ ）／ ２を越える加速冷却
停止材に比べ著しく Ｔｓ が上昇する（第１図には鋼
１，４の例を示す）。又鋼２の実施例から冷却速度が低
い場合材質向上効果が極めて小さいことが分る。さらに
γ未再結晶温度以 １１，１下の累積圧下率が４０
％未満となると靭性が劣化することが分る。次に鋼１，
３の例から２相域の圧下率が５％未満の場合、やはシ靭
性が劣化することが明らかである。
鋼８の例から明らかなようにＢを含有しない鋼Ｍｓ＋Ｂ
ｓ では、冷却停止温度を□以下とした場合であつても大巾
な強度上昇は望めない。
ｓ では、冷却停止温度を□以下とした場合であつても大巾
な強度上昇は望めない。
以上説明したように、この発明においては、高靭性であ
り、かつ高張力の鋼板を製造することができる。
り、かつ高張力の鋼板を製造することができる。
第１図は供試鋼の加速冷却停止温度とＴｓ、ｖＴｓの関
係を示す図である。 出願人 日本鋼管株式会社 代理人 堤 敬太部（他１名）
係を示す図である。 出願人 日本鋼管株式会社 代理人 堤 敬太部（他１名）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ： ０．０３〜０．２０ｗｔ％、Ｓｉ ： ０．６ｗ
ｔ％以下、Ｍｎ ： ０．６〜２．５ ｗｌ ％、５ｏ
ｌＡｊ ： ０．００５〜０．１０ ｗｔチ、Ｂ ：
０．０００２〜０．０１０ｗｔ％ヲ基本組成トシ、必要
に応じＮｂ ： ０．０１〜０．１ｙｔ％、ｖ二〇、０
１〜０．１５ｗｔ％、Ｔｉ ： ０．０１〜０．１５
ｗｔ％、Ｃｕ ：２，０ｗｔ％以下、Ｃｒ ： ２．Ｏ
ｗｔ％以下、Ｎｉ ： ２．Ｏｗｔ％以下、Ｍｏ ：
２．Ｏｗｔ％以下、およびＰ ： ０．３ ｗｔ ％以
下の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不
可避不純物からなる組成を持つ鋼を、未再結晶温度以下
で４０％以上の累積圧下率で、し、かもその内Ａｒｓ点
以下で５％以上の累積圧下率で圧延し、 前記圧延に引続きＢｓ 以上の温一度からＢｓ＋Ｍｓ
以下の温度までを３〜３０°Ｃ！ ／ ｓｅｃの冷却速
度で加速冷却することを特徴とする高靭性高張力鋼板の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10450981A JPS586926A (ja) | 1981-07-06 | 1981-07-06 | 高靭性高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10450981A JPS586926A (ja) | 1981-07-06 | 1981-07-06 | 高靭性高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS586926A true JPS586926A (ja) | 1983-01-14 |
Family
ID=14382454
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10450981A Pending JPS586926A (ja) | 1981-07-06 | 1981-07-06 | 高靭性高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS586926A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4702079A (en) * | 1984-10-11 | 1987-10-27 | Toyota Kidosha Kabushiki Kaisha | Air-cooled type intercooler for a supercharged internal combustion engine |
| CN110358967A (zh) * | 2019-08-21 | 2019-10-22 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 厚规格热镀锌复相钢及其生产方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5625926A (en) * | 1979-08-10 | 1981-03-12 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high tensile steel |
-
1981
- 1981-07-06 JP JP10450981A patent/JPS586926A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5625926A (en) * | 1979-08-10 | 1981-03-12 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high tensile steel |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4702079A (en) * | 1984-10-11 | 1987-10-27 | Toyota Kidosha Kabushiki Kaisha | Air-cooled type intercooler for a supercharged internal combustion engine |
| CN110358967A (zh) * | 2019-08-21 | 2019-10-22 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 厚规格热镀锌复相钢及其生产方法 |
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