JPS5893814A - 低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 - Google Patents
低降伏比高張力厚鋼板の製造方法Info
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- JPS5893814A JPS5893814A JP19244681A JP19244681A JPS5893814A JP S5893814 A JPS5893814 A JP S5893814A JP 19244681 A JP19244681 A JP 19244681A JP 19244681 A JP19244681 A JP 19244681A JP S5893814 A JPS5893814 A JP S5893814A
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Classifications
-
- 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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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】
本発明は低降伏比高張力厚鋼板の製造方法に係り、JI
K主としてフェライトおよびマルテンサイトの複合組織
を有し、降伏比が70%以下の厚さ12.5■以上の高
張力厚鋼板の製造方法に関する。
K主としてフェライトおよびマルテンサイトの複合組織
を有し、降伏比が70%以下の厚さ12.5■以上の高
張力厚鋼板の製造方法に関する。
近時、UOパイプなど曲げ加工を必要とする厚鋼板にお
いては、高張力化が著しく、それに伴い鋼板の降伏応力
が高くなり造管が困難になっている。また土木建築用の
構造用鋼の場合には、降伏比の高い鋼は一般に伸びが低
べ、 %Kjlk震などの111に伸びが局部的に集中
して破断し易いため歓迎されないので、このように低降
伏比の高張力厚鋼板の出現を期待する分野は多い。
いては、高張力化が著しく、それに伴い鋼板の降伏応力
が高くなり造管が困難になっている。また土木建築用の
構造用鋼の場合には、降伏比の高い鋼は一般に伸びが低
べ、 %Kjlk震などの111に伸びが局部的に集中
して破断し易いため歓迎されないので、このように低降
伏比の高張力厚鋼板の出現を期待する分野は多い。
かくの如き低降伏比高張力鋼として、熱凰薄鋼板におい
ては主として7エツイトとマルテンサイFの2相から成
る複合組織鋼が知られている。この複合組織鋼は冷却過
@においてマルテンナイト変態した第2相の周辺の7エ
ツイト中に可動転位が多数導入され、これが低降伏応力
で動くために低降伏比になると考えられている。従って
この複合組織鋼は、#I2相がマルテンナイト化してい
る捻と低降伏比になると期待されている。
ては主として7エツイトとマルテンサイFの2相から成
る複合組織鋼が知られている。この複合組織鋼は冷却過
@においてマルテンナイト変態した第2相の周辺の7エ
ツイト中に可動転位が多数導入され、これが低降伏応力
で動くために低降伏比になると考えられている。従って
この複合組織鋼は、#I2相がマルテンナイト化してい
る捻と低降伏比になると期待されている。
現在熱電のままで複合組織鋼の製造を意図している熱電
薄鋼板の板厚は12.5閣(1/2インチ)未満であり
、1″L51未満の厚みにおいては、第1図に示される
如<Zoo℃/@@C以上の大きな冷却適度を得ること
が可能であり、複合組織化も容易である。
薄鋼板の板厚は12.5閣(1/2インチ)未満であり
、1″L51未満の厚みにおいては、第1図に示される
如<Zoo℃/@@C以上の大きな冷却適度を得ること
が可能であり、複合組織化も容易である。
これに対して板厚12.8wm以上になると、通常の冷
却装置においては冷却速度を100 C/s@e以上に
することが館わめて難しい。またスツプから製品までの
全圧下率も熱電薄鋼板に比べて小さく、かつパス間の時
間が長いのでパス間において歪が解放されてr粒の細粒
化効果が小さい。従って厚板の仕上圧延終了時のr粒は
薄板のそれより太き(なっている。その結果α核の生成
が少なく−なり、更に冷却速度が小さいこととあいまっ
て全面的にベイナイト組織になり易い。
却装置においては冷却速度を100 C/s@e以上に
することが館わめて難しい。またスツプから製品までの
全圧下率も熱電薄鋼板に比べて小さく、かつパス間の時
間が長いのでパス間において歪が解放されてr粒の細粒
化効果が小さい。従って厚板の仕上圧延終了時のr粒は
薄板のそれより太き(なっている。その結果α核の生成
が少なく−なり、更に冷却速度が小さいこととあいまっ
て全面的にベイナイト組織になり易い。
とのよ5に従来12.51以上の厚鋼板においては、フ
ェライトとマルテンサイトから成る複合組織鋼を製造す
ることはきわめて困難であった。
ェライトとマルテンサイトから成る複合組織鋼を製造す
ることはきわめて困難であった。
本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解決し、主と
してフェライトとマルテンサイトの複合組織を有する低
降伏比の高張力厚鋼板の製造方法を提供するKある。
してフェライトとマルテンサイトの複合組織を有する低
降伏比の高張力厚鋼板の製造方法を提供するKある。
本発明の要旨とするところは次のとおりである。
すなわち、重量比にてC:α02〜α20%、81:α
2〜2.0%、Mn:αS〜ZO%、Aj:(LOI〜
へ2%、TI : (LOO5〜(LO5%、を含み、
更に必要によりL5%以下のCr、o、5%以下のMo
。
2〜2.0%、Mn:αS〜ZO%、Aj:(LOI〜
へ2%、TI : (LOO5〜(LO5%、を含み、
更に必要によりL5%以下のCr、o、5%以下のMo
。
41%以下の(Nb+V)を含み、かつ下記(1)式を
満足するように含金成分を選定し残部はreおよび不可
避的不純物より成る鋼を熱閲圧凰するに際し900を以
下の累積圧下率を2s〜95%として700〜880℃
の温度範囲において最終パスを終了する熱関圧駕工鴨と
、熱間圧風後下記(2)、償および(4)式を満足する
秦件に#いて常置まで冷却する工程とを有して成り、降
伏比が70%以下であり主として7エライトとマルテン
サイトの複合組繊を有することを特徴とする厚さ12.
5閣以上の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
満足するように含金成分を選定し残部はreおよび不可
避的不純物より成る鋼を熱閲圧凰するに際し900を以
下の累積圧下率を2s〜95%として700〜880℃
の温度範囲において最終パスを終了する熱関圧駕工鴨と
、熱間圧風後下記(2)、償および(4)式を満足する
秦件に#いて常置まで冷却する工程とを有して成り、降
伏比が70%以下であり主として7エライトとマルテン
サイトの複合組繊を有することを特徴とする厚さ12.
5閣以上の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。
記
合金化A ? / −1−G墓(LO117T+a90
43−(1)・にt 45 s@cのとき −≧SSO
℃・−(2)tjI1115ICのとき −< 65
0 ’C−(3)t > 18 s@cのとき jeg
Vm h −L8 oo+ay 5− (4)ここで合
金パラメーターG菖(MJI%)+13(Or%)−+
47(M@%)+(LO1(a 1%)T:製品板厚
閣 t:最終圧馬後の経過時間 畠・喀 #:鋼板温度 ℃ Vm: 650〜350℃間の平均冷却速度 ’c、/
sec本発明者らは、フェライトと讐ルチンナイトから
成る複合組織について鋭意研究を重ねた結果、次の4条
件を満足するととKより降伏比70%以下の主にフェラ
イトとマルテンナイトIIL織から成る複合組織の厚さ
1!!im以上の高張力厚鋼板な圧凰のままで製造でき
ることを1出した。
43−(1)・にt 45 s@cのとき −≧SSO
℃・−(2)tjI1115ICのとき −< 65
0 ’C−(3)t > 18 s@cのとき jeg
Vm h −L8 oo+ay 5− (4)ここで合
金パラメーターG菖(MJI%)+13(Or%)−+
47(M@%)+(LO1(a 1%)T:製品板厚
閣 t:最終圧馬後の経過時間 畠・喀 #:鋼板温度 ℃ Vm: 650〜350℃間の平均冷却速度 ’c、/
sec本発明者らは、フェライトと讐ルチンナイトから
成る複合組織について鋭意研究を重ねた結果、次の4条
件を満足するととKより降伏比70%以下の主にフェラ
イトとマルテンナイトIIL織から成る複合組織の厚さ
1!!im以上の高張力厚鋼板な圧凰のままで製造でき
ることを1出した。
る。
(14900℃以下の累積圧下率と最1kAスの圧嶌温
f:をそれぞれ25〜95%、700〜880 CF)
範imに限定する。
f:をそれぞれ25〜95%、700〜880 CF)
範imに限定する。
G−1最終圧下後、少なくとも5 sec閲5soc以
上の温度域に保持するととにより7エ2イF変履を促進
しベイナイト組織 に)未変態rのパーライト化を抑制するためK[厚TK
応じて合金化パテメーターGを下記(1)式の範囲にな
る如く合金に分を選定し、かり15s・C以内で5io
c以下に冷却した後、その後の冷却速[Vmを下記(4
)式の範11に限定する。
上の温度域に保持するととにより7エ2イF変履を促進
しベイナイト組織 に)未変態rのパーライト化を抑制するためK[厚TK
応じて合金化パテメーターGを下記(1)式の範囲にな
る如く合金に分を選定し、かり15s・C以内で5io
c以下に冷却した後、その後の冷却速[Vmを下記(4
)式の範11に限定する。
G≧α0117丁+18948−(1)jogVm4−
180 G+ & 7 B =(4)次に本発明におけ
る高張力厚鋼板の成分限定瑠由につ11て説明する。
180 G+ & 7 B =(4)次に本発明におけ
る高張力厚鋼板の成分限定瑠由につ11て説明する。
C:
Ckt r−α変11に際し、r相へ拡散移動し焼入性
を高めl1g2111をマルテンサイト化する上で重要
な元素であるが、hot%未満ではマルテンサイトが鋼
板中に存在し離く7エ2イF単相となり強度が低下する
ので下限値をα02%とした。一方120%を越えると
第2相分皐が過大になり加工性が劣化するとともKil
接性に悪影響があるので仏20%を上限値とした。
を高めl1g2111をマルテンサイト化する上で重要
な元素であるが、hot%未満ではマルテンサイトが鋼
板中に存在し離く7エ2イF単相となり強度が低下する
ので下限値をα02%とした。一方120%を越えると
第2相分皐が過大になり加工性が劣化するとともKil
接性に悪影響があるので仏20%を上限値とした。
8轟:
8iはI!i1溶強化能が大雪く強度と伸びのバ2ン7
スを損うことなくWIK上昇が図れ、またr→α変態を
促進し、r相へのC@化を促進するなど複合組繊形成に
対し、きわめズ効果的な性質を有する元素であり、その
効果はα2%以上の含有で有効であるが、20%を越え
ると1111性や靭性が劣化するので、α2〜zO%に
限定した。
スを損うことなくWIK上昇が図れ、またr→α変態を
促進し、r相へのC@化を促進するなど複合組繊形成に
対し、きわめズ効果的な性質を有する元素であり、その
効果はα2%以上の含有で有効であるが、20%を越え
ると1111性や靭性が劣化するので、α2〜zO%に
限定した。
Mm:
Muは鋼の焼入性を増加する比較的安価な合金元素であ
り、焼入性を確保する上でas%以上必要であるが、1
0%を越えるとSm性に悪影響を生じるとともに、r−
α変態速度が減少し、第2相分率を極端に増大する傾向
を示すのでα5〜10%の範囲に限定した。
り、焼入性を確保する上でas%以上必要であるが、1
0%を越えるとSm性に悪影響を生じるとともに、r−
α変態速度が減少し、第2相分率を極端に増大する傾向
を示すのでα5〜10%の範囲に限定した。
A1:
Aj!は脱酸元素としてα01%以上の含有で鋼の清浄
性を向上し加工性の改善に有用であり、更にSL と同
様にフェライト影成元素であることがらr→α変態を促
進する効果を有するが、α2%を越えると溶接性や清浄
性が劣化するので(LOI〜α2%の範囲に限定した。
性を向上し加工性の改善に有用であり、更にSL と同
様にフェライト影成元素であることがらr→α変態を促
進する効果を有するが、α2%を越えると溶接性や清浄
性が劣化するので(LOI〜α2%の範囲に限定した。
Ti:
TiはTiNとしてr粒を微細化し、7−g変態を活性
化する点できわめて重要なyclAであり、亀OOs%
以上の添加でその効果が認められる。
化する点できわめて重要なyclAであり、亀OOs%
以上の添加でその効果が認められる。
しかしaOs%を越えるとTiCrの祈出により降伏比
が10%を越えるので(LOG5〜aOS%の範11に
@定した。
が10%を越えるので(LOG5〜aOS%の範11に
@定した。
上記C%81.M鳳、AA、TIの各限定量をもって本
発明の高張力厚鋼板の基本成分とするが、更に必l!に
よりL5%t>cr%am%以下〕Me、0.1%以下
の(Nb+V)を含む高張力厚鋼板においても本発明の
目的をより有効に達成することかできる。
発明の高張力厚鋼板の基本成分とするが、更に必l!に
よりL5%t>cr%am%以下〕Me、0.1%以下
の(Nb+V)を含む高張力厚鋼板においても本発明の
目的をより有効に達成することかできる。
これらの限定壜由は次の如(である。
C1:
Crは焼入性促進元素であり複合組織の製造を容易にす
るので添加が好ましいが、水冷のような急速冷却の場合
は必ずしも添加する必要はない。
るので添加が好ましいが、水冷のような急速冷却の場合
は必ずしも添加する必要はない。
しかしL5%を越えるとS錆性の劣化が著しいので上限
を111%に限定した。
を111%に限定した。
M・:
Crと同様に焼入性を向上させる有用な元素であるが、
αS%を越すと溶接性の劣化と製造=ストの上昇がIu
いので上限を&S%に限定した。
αS%を越すと溶接性の劣化と製造=ストの上昇がIu
いので上限を&S%に限定した。
Nb+V:
NbおよびVはいずれも複合組織を形成するのに有効な
元素であるが、(Nb+V)がへ1%を越すと本発明の
目的とする70%以下の低降伏比を得ることができない
ので上限を11%に@定した。
元素であるが、(Nb+V)がへ1%を越すと本発明の
目的とする70%以下の低降伏比を得ることができない
ので上限を11%に@定した。
不発@においては更に下記の基礎実験に基づきMu、C
r%Mo、Sl量と板厚の関係を限定した。
r%Mo、Sl量と板厚の関係を限定した。
造した。なお#I1表に下記の式で計算される合金化パ
テメーターGも表示した。
テメーターGも表示した。
III表
合金化パラメーターq冒(Mn%)+L3(Cr%)4
47(M@%)+α01(別%) このスラブを小片に切断し、それぞれのスラブを120
0″c#c均熱し小履圧風機で1im厚さに圧電した後
、第111に示すような11g閣から1001厚の鋼板
の最大冷却速度に合ゎせて、soo’cの温度からシを
凰レート冷却をした。すなわち、現状の厚板ミルの冷却
装置で得られる最大冷却速度Vは板厚Tと第fillの
関係を有しているが、各板厚Tの最大冷却速度で第1真
の鋼種を冷却し、合金化パラメーター〇、板厚T、およ
び組織の関係を第2図に示した。第2図において、F:
フェツイト;M:マルテンナイトtB:ペイナイト;P
:パーツィト1−*ゎす。
47(M@%)+α01(別%) このスラブを小片に切断し、それぞれのスラブを120
0″c#c均熱し小履圧風機で1im厚さに圧電した後
、第111に示すような11g閣から1001厚の鋼板
の最大冷却速度に合ゎせて、soo’cの温度からシを
凰レート冷却をした。すなわち、現状の厚板ミルの冷却
装置で得られる最大冷却速度Vは板厚Tと第fillの
関係を有しているが、各板厚Tの最大冷却速度で第1真
の鋼種を冷却し、合金化パラメーター〇、板厚T、およ
び組織の関係を第2図に示した。第2図において、F:
フェツイト;M:マルテンナイトtB:ペイナイト;P
:パーツィト1−*ゎす。
すなわち、合金化パフメーター〇が板厚に対して下記(
1)式 %式%(1) を満足する場合に7エライトとマルテンサイトの複合組
織が得られることが4IIIqI4シたので、この結果
に基き合金成分を(1)弐により限定した。
1)式 %式%(1) を満足する場合に7エライトとマルテンサイトの複合組
織が得られることが4IIIqI4シたので、この結果
に基き合金成分を(1)弐により限定した。
次に厚板ンルによる熱間圧風とその後の冷却条件の限定
理由について説明する。
理由について説明する。
先づ通常の製鋼法で溶製し、造塊から分塊工程を経て、
あるいは連続鋳造工種で直!IJI造されたスラブを通
常の加熱炉において加熱後、厚板ミルにおいて多バス圧
延を行5゜圧風開始温度につい1は*KIII@を要し
ないので、圧下スケジユールと最終パス温度の両面から
考えて適白な温度を決定すればよい。
あるいは連続鋳造工種で直!IJI造されたスラブを通
常の加熱炉において加熱後、厚板ミルにおいて多バス圧
延を行5゜圧風開始温度につい1は*KIII@を要し
ないので、圧下スケジユールと最終パス温度の両面から
考えて適白な温度を決定すればよい。
最終パス温度と900℃以下の累積圧下率を下記の基礎
実験結果から限定した。第2表に示す鋼F、Gの300
m厚の連続鋳造製スラブを1230℃に均熱し、小臘圧
延機において13■厚まで圧延するK11IiIシ、最
終パス温度と900℃以下の累積圧下率を、それぞれ6
80〜900℃および15〜95%の範囲で変化させ、
仕上圧風後650Cまでの冷却所要時間を約I Q 8
@Cとし、その後約6℃/@@Cの冷却速度で常温まで
冷却して圧電方向の引張試験(JISS号試験片)と光
学側微鏡調査を行った。
実験結果から限定した。第2表に示す鋼F、Gの300
m厚の連続鋳造製スラブを1230℃に均熱し、小臘圧
延機において13■厚まで圧延するK11IiIシ、最
終パス温度と900℃以下の累積圧下率を、それぞれ6
80〜900℃および15〜95%の範囲で変化させ、
仕上圧風後650Cまでの冷却所要時間を約I Q 8
@Cとし、その後約6℃/@@Cの冷却速度で常温まで
冷却して圧電方向の引張試験(JISS号試験片)と光
学側微鏡調査を行った。
第2表
その結果を第3図k
かな如く、鋼F、Gとも900
率2s%未満では1.tlIIパス温度の如何Kかかゎ
比が得られず、組織はいず れもベイナイ)millが主体である。しかし900℃
以下の累積圧下率2s′5以上で最終パス温度が700
〜880℃の範HKあれば降伏比70%πられることが
判明し船。またIklRAx温度がTo。
比が得られず、組織はいず れもベイナイ)millが主体である。しかし900℃
以下の累積圧下率2s′5以上で最終パス温度が700
〜880℃の範HKあれば降伏比70%πられることが
判明し船。またIklRAx温度がTo。
℃未満の場合には、2@域圧凰により、7エツイト中に
歪が蓄積されて降9が上昇し、一方880℃を越えると
ベイナイト組織が主体となってやはり降伏比が上昇して
好′ましくない、上記の結果から、10%以下の降伏比
を得るために、最終パス温度を700〜880℃、90
0℃以下の累積圧下率は25%以上とし、上限は材質の
異方性から95%とし25〜95%の範8に限定した。
歪が蓄積されて降9が上昇し、一方880℃を越えると
ベイナイト組織が主体となってやはり降伏比が上昇して
好′ましくない、上記の結果から、10%以下の降伏比
を得るために、最終パス温度を700〜880℃、90
0℃以下の累積圧下率は25%以上とし、上限は材質の
異方性から95%とし25〜95%の範8に限定した。
次に仕上圧風後の冷却条件について説明する。
jga表に示す鋼Hの55■厚夷験月スップを小瀧圧鷺
機にて多パス圧延を行い、最終板厚13腸に仕上げた後
、圧延終了からsso℃までの冷却時間t1が3〜15
se、cの範8になるように種々の冷却を行い、更に
5BG℃以下の冷却速度は約& 3 C/secで一定
となるよ5にミスト冷却を行い、その材質と組織を調査
し結果を第4表および第4図に示した。
機にて多パス圧延を行い、最終板厚13腸に仕上げた後
、圧延終了からsso℃までの冷却時間t1が3〜15
se、cの範8になるように種々の冷却を行い、更に
5BG℃以下の冷却速度は約& 3 C/secで一定
となるよ5にミスト冷却を行い、その材質と組織を調査
し結果を第4表および第4図に示した。
第 3 表
第4図から仕上圧風終了時から5尋QCまでの時間t、
が5 sB未満の時に、は、□第2相組I&はベイナイ
ト組織が主体くなり、70%以下の降伏比が得られない
ことが明らかである。従って複合組織鋼を得るためには
仕上圧風後少なくとも5sec間は550℃以上の温度
域に保持することが必要であり下記(2)式の条件を設
定した。
が5 sB未満の時に、は、□第2相組I&はベイナイ
ト組織が主体くなり、70%以下の降伏比が得られない
ことが明らかである。従って複合組織鋼を得るためには
仕上圧風後少なくとも5sec間は550℃以上の温度
域に保持することが必要であり下記(2)式の条件を設
定した。
oat≦5畠・Cのとぎ #為SSO℃・−(2)wE
4表 ×:本発明の隈定秦件外 次に加熱冷却制御ならびに圧縮加工を同時に行5ことの
できる加工熱l&埋シンニレ−ターを用いて纂S真に示
す要領で加工熱旭瑞しその組−を両車した。
4表 ×:本発明の隈定秦件外 次に加熱冷却制御ならびに圧縮加工を同時に行5ことの
できる加工熱l&埋シンニレ−ターを用いて纂S真に示
す要領で加工熱旭瑞しその組−を両車した。
第5表
すなわち約780〜850℃の温度で25〜50%の圧
下を加えた後、36℃/魯・Cの等速冷却を行い、65
0℃以下の温度で所定時間恒温保持し、その後約100
℃/secの冷却速度で常温まで冷却し組織を調査した
。組織中にパーライト組織が混在するものとしないもの
を判別して第S図に示すよ5にパーライト変態の7一ズ
温度TpOC)、変態までの時間T、 (sec)およ
びパーライト領域の境界線の平均勾配Vm (C/5e
e) (但し650〜350℃における平均値)をまと
めて第6表に示した。
下を加えた後、36℃/魯・Cの等速冷却を行い、65
0℃以下の温度で所定時間恒温保持し、その後約100
℃/secの冷却速度で常温まで冷却し組織を調査した
。組織中にパーライト組織が混在するものとしないもの
を判別して第S図に示すよ5にパーライト変態の7一ズ
温度TpOC)、変態までの時間T、 (sec)およ
びパーライト領域の境界線の平均勾配Vm (C/5e
e) (但し650〜350℃における平均値)をまと
めて第6表に示した。
第5図は96表における供試材1−2の場合であって、
図中の○印はその位置から100℃/setで焼入した
場合の組織を示している。第6表の六−ライトノーズま
”cow間ttおよびパーツイトノーズ温度Tpからパ
ーツイトを発生しない限界の条件として下記(3)式を
導入した。
図中の○印はその位置から100℃/setで焼入した
場合の組織を示している。第6表の六−ライトノーズま
”cow間ttおよびパーツイトノーズ温度Tpからパ
ーツイトを発生しない限界の条件として下記(3)式を
導入した。
” ” I S sac ()とl #<61!0℃
−(3)また第6表のパーライト領域の境界線の平均勾
配Vm(C/5ec)と#!5図の合金化パラメーター
〇との関にはgs図に示す如g jeJiVma−−L
80G447!iの相関関係があり、バー2イト相の生
成を完全に防止するために、圧延終了後・50℃までを
15sec未満で冷却し、つい!650〜350℃の冷
却速度が下記−)式を満足しなければならない。
−(3)また第6表のパーライト領域の境界線の平均勾
配Vm(C/5ec)と#!5図の合金化パラメーター
〇との関にはgs図に示す如g jeJiVma−−L
80G447!iの相関関係があり、バー2イト相の生
成を完全に防止するために、圧延終了後・50℃までを
15sec未満で冷却し、つい!650〜350℃の冷
却速度が下記−)式を満足しなければならない。
t > 15 secのとき AegV−−180G十
&75 (4)本藷鴨は上記の如(鋼09c*成分とm
間圧蔦秦件を磯定することにより1.降伏比が10%以
下の厚さI L6m以上の11i6張力犀鋼板を製造す
ることができた。
&75 (4)本藷鴨は上記の如(鋼09c*成分とm
間圧蔦秦件を磯定することにより1.降伏比が10%以
下の厚さI L6m以上の11i6張力犀鋼板を製造す
ることができた。
実施例
Ji711に示す鋼を転炉で出鋼し、3QQm厚さの連
鋳スラブにした。これらのスツてを、1150℃におい
て加熱し1厚板セルで多パス圧電な行い、*i板厚13
〜55閣に仕上げた。最終パスa度、900℃以下のl
I&横圧横圧下圧jIlj!了から650℃までの時間
t、、660〜350℃までの平均冷却速[Vmおよび
機械的性質を第8懺に示した。
鋳スラブにした。これらのスツてを、1150℃におい
て加熱し1厚板セルで多パス圧電な行い、*i板厚13
〜55閣に仕上げた。最終パスa度、900℃以下のl
I&横圧横圧下圧jIlj!了から650℃までの時間
t、、660〜350℃までの平均冷却速[Vmおよび
機械的性質を第8懺に示した。
なお本発明の限定外の*HKついてはアンダーラインで
示した。
示した。
第8表の結果から本発明の条件を満足する場合には降伏
比70%以下の複合組織鋼を容易に製造できるが、本発
明の限定外においては降伏比が70うを越えることが分
る。
比70%以下の複合組織鋼を容易に製造できるが、本発
明の限定外においては降伏比が70うを越えることが分
る。
亨発明は上記拠施例からも明らかな如く、鋼の化学成分
、熱関圧jIllKi#けるμ積圧下車および温度、圧
地後の冷却速tt−隈定するととにより、降伏比が70
%以下の厚さ115■以上の高張力鋼板を装造すること
ができた。
、熱関圧jIllKi#けるμ積圧下車および温度、圧
地後の冷却速tt−隈定するととにより、降伏比が70
%以下の厚さ115■以上の高張力鋼板を装造すること
ができた。
なお本発明は鋤板の製造に限らず、鍛鋼や条鋼の分野に
おいても広く適用することができる。
おいても広く適用することができる。
IEI図は現行厚板ミルにおいて得られる最大冷却速縦
と板厚との関係を示す1mliwA、第2図は板厚、合
金化パフメーター、および金属組織との相互関係を示す
関係図、菖8WAは降伏比と圧延最終バス温度との関係
を示すll1E、第4#lJは降伏比と仕上圧凰藉了後
5socまでの冷却時間との関係を示すl1aai!1
1第5図は圧風終了後の冷却過楊における変態挙動を示
すi+iaa、第6図はパーライト領域の境界−の勾配
と合金化パラメーターとの一係を示すatmである。・ 代種人 中 路 武 雄 第1図 根* T (mm) 第2図 合金化lイラ〆−ツG(%) 第3図 第4図 晴葡(s@c) 第5図 散岐IX@スかちの時間(sec) 第6図 合金イt、+X□うメータG (%)
と板厚との関係を示す1mliwA、第2図は板厚、合
金化パフメーター、および金属組織との相互関係を示す
関係図、菖8WAは降伏比と圧延最終バス温度との関係
を示すll1E、第4#lJは降伏比と仕上圧凰藉了後
5socまでの冷却時間との関係を示すl1aai!1
1第5図は圧風終了後の冷却過楊における変態挙動を示
すi+iaa、第6図はパーライト領域の境界−の勾配
と合金化パラメーターとの一係を示すatmである。・ 代種人 中 路 武 雄 第1図 根* T (mm) 第2図 合金化lイラ〆−ツG(%) 第3図 第4図 晴葡(s@c) 第5図 散岐IX@スかちの時間(sec) 第6図 合金イt、+X□うメータG (%)
Claims (1)
- (1) I量比K”CC: ao 2〜0.20%、
Si:ax〜to%、Mu : (LS 〜2.0%、
Aj:(101−a2%、?!:(LOOM 〜a05
%、を含−に更に必!!により15%以下のCr、α5
多以下のM−a1%以下の(Nb+V)を含べかっ前記
(1)式を満足するように合金成分を選定し残部はFe
および不可避的不純物より成る鋼を熱間圧廻するに際し
900℃以下の累積圧下率を2s〜95%として700
〜sso℃の温度範liにおいて最終パス楊とを有して
成り、降伏比が79%以下であり主としてフェライトと
マルテンサイトの複合組織を有することを特徴とする厚
さ115■以上の低降伏比高張力厚鋼板の製造方法。 記 合金化パラメーターG為α0117丁十α9043−・
(1)04145secのとき 0≧sio℃−(至)
i wx l 5 leeのとき a<sso℃−・
体)電> 18 s@tのとき AogVm 4−1.
80G+3L75 = (4)ここで合金パラメーター
〇−(Mu%)+IJ(Cr%)+47(Mo%)+(
LOI(81%)T:@品板厚 ■ t:最終圧延後の経過時間 see #:鋼板温度 ℃ Vm: 65 G 〜350℃間の平均冷趣速度 C7
’aec
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19244681A JPS5893814A (ja) | 1981-11-30 | 1981-11-30 | 低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19244681A JPS5893814A (ja) | 1981-11-30 | 1981-11-30 | 低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5893814A true JPS5893814A (ja) | 1983-06-03 |
Family
ID=16291436
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP19244681A Pending JPS5893814A (ja) | 1981-11-30 | 1981-11-30 | 低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5893814A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61284521A (ja) * | 1985-06-12 | 1986-12-15 | Nippon Steel Corp | Dwtt特性のすぐれた鋼板の製造方法 |
US4790889A (en) * | 1984-11-08 | 1988-12-13 | Thyssen Stahl Ag | Hot-rolled strip having a dual-phase structure |
US5074403A (en) * | 1989-05-08 | 1991-12-24 | K-Tron Technologies, Inc. | Apparatus and method for two loop control of vibratory material feeders |
US5454883A (en) * | 1993-02-02 | 1995-10-03 | Nippon Steel Corporation | High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same |
CN111004974A (zh) * | 2019-12-26 | 2020-04-14 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种高温冶金设备用特厚钢板及其生产方法 |
-
1981
- 1981-11-30 JP JP19244681A patent/JPS5893814A/ja active Pending
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4790889A (en) * | 1984-11-08 | 1988-12-13 | Thyssen Stahl Ag | Hot-rolled strip having a dual-phase structure |
JPS61284521A (ja) * | 1985-06-12 | 1986-12-15 | Nippon Steel Corp | Dwtt特性のすぐれた鋼板の製造方法 |
US5074403A (en) * | 1989-05-08 | 1991-12-24 | K-Tron Technologies, Inc. | Apparatus and method for two loop control of vibratory material feeders |
US5454883A (en) * | 1993-02-02 | 1995-10-03 | Nippon Steel Corporation | High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same |
CN111004974A (zh) * | 2019-12-26 | 2020-04-14 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种高温冶金设备用特厚钢板及其生产方法 |
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