JPS6011088B2 - 低温用高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低温用高張力鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPS6011088B2 JPS6011088B2 JP7277776A JP7277776A JPS6011088B2 JP S6011088 B2 JPS6011088 B2 JP S6011088B2 JP 7277776 A JP7277776 A JP 7277776A JP 7277776 A JP7277776 A JP 7277776A JP S6011088 B2 JPS6011088 B2 JP S6011088B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- rolling
- strength
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、圧延後、単に暁準処理を施すだけで低温轍
性の優れた低温用高張力鋼の製造方法に関するものであ
る。
性の優れた低温用高張力鋼の製造方法に関するものであ
る。
従釆、フェライト系低温用鋼としては、９％Ｎｉ鋼を筆
頭に一連の高Ｎｉ鋼が知られている。
頭に一連の高Ｎｉ鋼が知られている。
これらのＮｉ鋼は、既に知られている通り、Ｎｉ量に応
じて適当な熱処理を行う必要がある。最も良く知られて
いるのは、ＡＳＴＭ規格に明記されているものであって
、例えば、９％Ｎｉ鋼の鱗入−焼戻し（ＱＴ）、２重燐
ならし一焼戻し（ＤＮＴ）あるいは５％（Ｎｉ）鋼の競
入−中間焼入−焼戻し（ＱＱＴ）である。また特許とし
て出願されている例としては、椿公昭４６−１乳９８、
椿公昭４６一１５２１５などを挙げることができる。前
者は、Ｎｉ：４〜７．５％含有する熱延鋼板をＡＣ３以
上の温度から凝入れ（又は空冷）一ＡＣ，〜ＡＣ３の温
度域から焼入れ（又は空冷）（１回又はそれ以上）−Ａ
Ｃ，以下の焼戻しすることを推奨しており、後者は、Ｎ
ｉ：２〜４％の鋼をＡＣ３以上の温度から焼準−ＡＣ，
〜ＡＣ３の温度城で短時間加熱焼入れ−ＡＣ，以下の焼
戻しを開示している。以上のように従釆の低温用Ｎｉ鋼
は、最低２回の加熱工程を必要としている。
じて適当な熱処理を行う必要がある。最も良く知られて
いるのは、ＡＳＴＭ規格に明記されているものであって
、例えば、９％Ｎｉ鋼の鱗入−焼戻し（ＱＴ）、２重燐
ならし一焼戻し（ＤＮＴ）あるいは５％（Ｎｉ）鋼の競
入−中間焼入−焼戻し（ＱＱＴ）である。また特許とし
て出願されている例としては、椿公昭４６−１乳９８、
椿公昭４６一１５２１５などを挙げることができる。前
者は、Ｎｉ：４〜７．５％含有する熱延鋼板をＡＣ３以
上の温度から凝入れ（又は空冷）一ＡＣ，〜ＡＣ３の温
度域から焼入れ（又は空冷）（１回又はそれ以上）−Ａ
Ｃ，以下の焼戻しすることを推奨しており、後者は、Ｎ
ｉ：２〜４％の鋼をＡＣ３以上の温度から焼準−ＡＣ，
〜ＡＣ３の温度城で短時間加熱焼入れ−ＡＣ，以下の焼
戻しを開示している。以上のように従釆の低温用Ｎｉ鋼
は、最低２回の加熱工程を必要としている。
本発明者等は、上述のような観点から、第１表に示すＡ
ＳＴＭＡ６４５の性能と同等もしくはそれ以上の性能を
有する低温軸性の極めて良好な低温用高張力鋼、特に圧
延後単に暁準処理を施すのみで強度と低温鰯性共に優れ
た鋼を得るべく種々の研究を行った結果、■ 鋼にＮｂ
を含有させると、析出による強度上昇および紬粒化によ
る轍性向上が計れる。
ＳＴＭＡ６４５の性能と同等もしくはそれ以上の性能を
有する低温軸性の極めて良好な低温用高張力鋼、特に圧
延後単に暁準処理を施すのみで強度と低温鰯性共に優れ
た鋼を得るべく種々の研究を行った結果、■ 鋼にＮｂ
を含有させると、析出による強度上昇および紬粒化によ
る轍性向上が計れる。
■ 鋼にＮｉを含有させるとマトリックスの高靭性化が
計れる。
計れる。
■ ■及び２のＮｂ及びＮｉの含有効果は、１０００℃
以下における合計圧下率３０％以上の圧下を含む高温か
らの連続的な熱間圧延を行い変態が終了する温度以下ま
で冷却した鋼板をＡＣ３以上９５０℃以下の温度に再加
熱し放袷することにより最大限に現われ、これにより組
織の微細化が得られ良好な籾性が得られる。
以下における合計圧下率３０％以上の圧下を含む高温か
らの連続的な熱間圧延を行い変態が終了する温度以下ま
で冷却した鋼板をＡＣ３以上９５０℃以下の温度に再加
熱し放袷することにより最大限に現われ、これにより組
織の微細化が得られ良好な籾性が得られる。
＊以上■〜■に示す事項を見出したの
である。本発明者等は、さらに上記知見に基づき検討を
加え、重量％で、Ｃ・・・・・・０．００５〜０．１０
％ Ｓｉ・・・・・・０．０１〜０．９％ Ｍｍ・・・・・・０．３〜２．０％ Ｎｂ・・・・・・０．００５〜０．３０％Ｎｉ・…・・
３．５〜１２．０％ Ｓｏｌ．ＡＩ・・・・・・０．０１〜０．１０％を含有
し、必要に応じて、さらに、Ｃｕ・・・・・・０．１〜
１．０％ Ｃｒ・・・・・０．１〜１．０％ Ｍｏ・・・・・・０．０５〜０．５％ Ｗ・・・・・・０．１％以下 Ｔｉ…・・・０．０１〜０．３０％ Ｖ・・・・・・０．０１〜０．３０％ のうちの１種または２種以上を含有し、 残部鉄及び不可避不純物 からなる組成を有する鋼に、１０００ｑｏ以下における
合計圧下率を３０％以上とする熱間圧延を施し、次いで
、ＡＣ３〜９５０００の温度城から競準すれば、ＡＳＴ
ＭＡ６４５を満足する性能をもち、強度および低温轍性
共に優れた低温用高張力鋼が得られるという結論に達し
たのである。
である。本発明者等は、さらに上記知見に基づき検討を
加え、重量％で、Ｃ・・・・・・０．００５〜０．１０
％ Ｓｉ・・・・・・０．０１〜０．９％ Ｍｍ・・・・・・０．３〜２．０％ Ｎｂ・・・・・・０．００５〜０．３０％Ｎｉ・…・・
３．５〜１２．０％ Ｓｏｌ．ＡＩ・・・・・・０．０１〜０．１０％を含有
し、必要に応じて、さらに、Ｃｕ・・・・・・０．１〜
１．０％ Ｃｒ・・・・・０．１〜１．０％ Ｍｏ・・・・・・０．０５〜０．５％ Ｗ・・・・・・０．１％以下 Ｔｉ…・・・０．０１〜０．３０％ Ｖ・・・・・・０．０１〜０．３０％ のうちの１種または２種以上を含有し、 残部鉄及び不可避不純物 からなる組成を有する鋼に、１０００ｑｏ以下における
合計圧下率を３０％以上とする熱間圧延を施し、次いで
、ＡＣ３〜９５０００の温度城から競準すれば、ＡＳＴ
ＭＡ６４５を満足する性能をもち、強度および低温轍性
共に優れた低温用高張力鋼が得られるという結論に達し
たのである。
第１表
つぎに、この発明の低温用高張力鋼において、その構成
成分組成を上述のように限定した理由について述べる。
成分組成を上述のように限定した理由について述べる。
【１１ Ｃその含有量が０．００５％未満では、上記Ａ
ＳＴＭ規格を満足する高張力を得ることができないので
０．００５％以上の含有が必要であるが、０．１０％を
越えて含有すると靭性および溶後性を害するようになる
ので０．１０％を越えて含有させてはならない。
ＳＴＭ規格を満足する高張力を得ることができないので
０．００５％以上の含有が必要であるが、０．１０％を
越えて含有すると靭性および溶後性を害するようになる
ので０．１０％を越えて含有させてはならない。
■ Ｓｉ
これは脱酸剤として鋼中に少くとも０．０１％は、混入
してくる元素であり強度軸性の両面から０．０１〜０．
５％程度含有させることが好ましいが０．９％を越える
と級性を大中に劣化させるので、０．０１〜０．９％の
範囲とした。
してくる元素であり強度軸性の両面から０．０１〜０．
５％程度含有させることが好ましいが０．９％を越える
と級性を大中に劣化させるので、０．０１〜０．９％の
範囲とした。
【３１ Ｍｈ
０．３％未満の含有では上諌ＡＳＴＭ規格に規定する強
度が得られず、一方２．０％を越えた含有では鋤性劣化
をまねくことから、その含有量を０．３〜２．０％と定
めた。
度が得られず、一方２．０％を越えた含有では鋤性劣化
をまねくことから、その含有量を０．３〜２．０％と定
めた。
‘４ー Ｎｂ
０．００５％未満の含有では高強度および高轍性を附与
することができないので、０．００５％以上含有させな
ければならないが、０．３０％を越えて含有させてもさ
らに一段の改善はなされず、このようなことからその含
有量を０．００５〜０．３０％と定めた。
することができないので、０．００５％以上含有させな
ければならないが、０．３０％を越えて含有させてもさ
らに一段の改善はなされず、このようなことからその含
有量を０．００５〜０．３０％と定めた。
【５１ Ｎｉ
前記Ｎｂとともに本発明にとって不可欠の元素であって
、マトリックスの高強度と高轍性を得るために極めて効
果的であるが、３．５％禾満では高熱性が得られないの
で、３．５％以上の含有が必要である。
、マトリックスの高強度と高轍性を得るために極めて効
果的であるが、３．５％禾満では高熱性が得られないの
で、３．５％以上の含有が必要である。
しかし１２．０％を越えた含有はコスト高をまねくこと
になるので、その上限値を１２．０％と定めた。｛６｝
Ｓｏｌ．ＡＩ Ｓｏｌ．ＡＩは、出鋼時の脱酸、固溶窒素の固定および
結晶粒の微細化の効果を示す成分であるが、その含有量
が０．０１％未満では効果がなく、また０．１０％を越
えると籾性を劣化させるので、その範囲を０．０１〜０
．１０％とした。
になるので、その上限値を１２．０％と定めた。｛６｝
Ｓｏｌ．ＡＩ Ｓｏｌ．ＡＩは、出鋼時の脱酸、固溶窒素の固定および
結晶粒の微細化の効果を示す成分であるが、その含有量
が０．０１％未満では効果がなく、また０．１０％を越
えると籾性を劣化させるので、その範囲を０．０１〜０
．１０％とした。
本発明では、必要に応じて更に良好な靭性および強度特
性の上昇を計るために前記基本成分に加えて後述する各
元素を１種又は２種以上を添加させることができる。
性の上昇を計るために前記基本成分に加えて後述する各
元素を１種又は２種以上を添加させることができる。
この場合における各成分の範囲の限定理由は以下の通り
である。（１｝ Ｃｕ これは強度上昇に有効であるが０．１％未満ではその効
果がなく、１．０％を越えると轍性を劣化させる煩向と
なるので、その範囲０．１〜１．０％とした。
である。（１｝ Ｃｕ これは強度上昇に有効であるが０．１％未満ではその効
果がなく、１．０％を越えると轍性を劣化させる煩向と
なるので、その範囲０．１〜１．０％とした。
‘２）Ｃｒ
これは強度上昇に有効であるが、０．１％未満ではその
効果が明らかではなく、１．０％を越えると鰯性を劣化
させる煩向となり、Ｃｅｑ（炭素当量）の上昇も無視し
得ないので、その上限を１．０％とした。
効果が明らかではなく、１．０％を越えると鰯性を劣化
させる煩向となり、Ｃｅｑ（炭素当量）の上昇も無視し
得ないので、その上限を１．０％とした。
‘３’ Ｍｏ
強度上昇に有効であるが０．０５％未満では、その効果
が殆んどなく、０．５％を越えると轍性が劣化する傾向
となる。
が殆んどなく、０．５％を越えると轍性が劣化する傾向
となる。
またＣｅｑ（炭素当量）の上昇も無視し得ないので、そ
の上限を０．５％以下とした。【４１ ＶＶ これは、Ｍｏと同様の効果を示すが、その効果はＭｏの
半豊とほぼ等しい効果を示し、Ｍｏの一部または全部を
２倍量のＷで置換することができる。
の上限を０．５％以下とした。【４１ ＶＶ これは、Ｍｏと同様の効果を示すが、その効果はＭｏの
半豊とほぼ等しい効果を示し、Ｍｏの一部または全部を
２倍量のＷで置換することができる。
またＭｏとＷが共存した場合にはそれぞれの効果の和に
等しい効果を示す。‘５１ Ｔｉ 出鋼時の脱酸、間溶窒素の固定および結晶粒微細化の効
果を示すためＮの効果を補足することができるとともに
強度上昇に有効であり、０．０１％禾満では効果がなく
０．３０％を越えると炭化物、窒化物が大型の析出物と
して析出するようになり鋼の延性に有害に働く。
等しい効果を示す。‘５１ Ｔｉ 出鋼時の脱酸、間溶窒素の固定および結晶粒微細化の効
果を示すためＮの効果を補足することができるとともに
強度上昇に有効であり、０．０１％禾満では効果がなく
０．３０％を越えると炭化物、窒化物が大型の析出物と
して析出するようになり鋼の延性に有害に働く。
従って、０．０１〜０．３０％とした。■Ｖ
０．０１％禾満では所望の強度上昇が見られず、０．３
％を越えると付加的な強度上昇の効果がなく級性が劣化
する煩向となる。
％を越えると付加的な強度上昇の効果がなく級性が劣化
する煩向となる。
従ってその範囲を０．０１〜０．３０％とした。以上の
成分を有する鋼は、圧延後に微細な変態組織を得るため
に、高温からの連続的な圧延を行う際に１０００℃以下
において３０％以上の合計圧下率を含む熱間圧延を行う
必要がある。
成分を有する鋼は、圧延後に微細な変態組織を得るため
に、高温からの連続的な圧延を行う際に１０００℃以下
において３０％以上の合計圧下率を含む熱間圧延を行う
必要がある。
こうして得られた微細変態組織は焼準処理における加熱
時に微細粒オーステナイトとなり、その後の冷却により
均一な細粒の変態楓織となる。このとき１０００ｑｏ以
下での合計圧下率が３０％未満では、競準処理での加熱
時に微細粒オーステナィトが得られない。また、簾準時
の加熱温度が９５０ｏ０を越えるとオーステナィトの成
長が起こるため、圧延後に微細変態組織を得ることの意
味が失われる。なお、ＡＣ３〜９５ぴ０での加熱保持時
間は最高板厚１インチ当り、４０分以内であれば制御圧
延の効果が消失することはない。なお、この発明におい
て、熱間仕上温度はＡｒ３〜１０００００の範囲が良い
。これは、熱間仕上温度がＡｒ３点禾満では、圧延荷重
が増加し、また、熱処理後の結晶粒中に、微細結晶粒の
他に粗大結晶粒が含まれるので、鋤性が劣化する。一方
、熱間仕上温度の上限は、この発明では１０００℃以下
における合計圧下率を３０％以上とすることから１００
０ｑｏに限定した。また、この発明において、．１００
０ｏｏ以下における合計圧下率は、高い程、鰯性改善上
望ましいが、経験的には合計圧下率が７５％を越えると
、これによる改善度合が小さくなる。特定の温度以下で
の合計圧下率と熱間仕上温度とは、ある程度一義的な相
関があり、後述する第５表に示されるように、合計圧下
率が高い穣、熱間仕上温度は低くなる。また、この発明
においても行われているような制御圧延の効果を、適確
に示す最も重要なパラメータは、合計圧下率であること
は、従来から知られているところである。つぎに、この
発明の低温用高張力鋼を実施例により比較材とともに説
明する。実施例 １ 第２表には、実験室的に溶製した本発明鋼１〜８と比較
鋼１〜４の化学成分組成が示されている。
時に微細粒オーステナイトとなり、その後の冷却により
均一な細粒の変態楓織となる。このとき１０００ｑｏ以
下での合計圧下率が３０％未満では、競準処理での加熱
時に微細粒オーステナィトが得られない。また、簾準時
の加熱温度が９５０ｏ０を越えるとオーステナィトの成
長が起こるため、圧延後に微細変態組織を得ることの意
味が失われる。なお、ＡＣ３〜９５ぴ０での加熱保持時
間は最高板厚１インチ当り、４０分以内であれば制御圧
延の効果が消失することはない。なお、この発明におい
て、熱間仕上温度はＡｒ３〜１０００００の範囲が良い
。これは、熱間仕上温度がＡｒ３点禾満では、圧延荷重
が増加し、また、熱処理後の結晶粒中に、微細結晶粒の
他に粗大結晶粒が含まれるので、鋤性が劣化する。一方
、熱間仕上温度の上限は、この発明では１０００℃以下
における合計圧下率を３０％以上とすることから１００
０ｑｏに限定した。また、この発明において、．１００
０ｏｏ以下における合計圧下率は、高い程、鰯性改善上
望ましいが、経験的には合計圧下率が７５％を越えると
、これによる改善度合が小さくなる。特定の温度以下で
の合計圧下率と熱間仕上温度とは、ある程度一義的な相
関があり、後述する第５表に示されるように、合計圧下
率が高い穣、熱間仕上温度は低くなる。また、この発明
においても行われているような制御圧延の効果を、適確
に示す最も重要なパラメータは、合計圧下率であること
は、従来から知られているところである。つぎに、この
発明の低温用高張力鋼を実施例により比較材とともに説
明する。実施例 １ 第２表には、実験室的に溶製した本発明鋼１〜８と比較
鋼１〜４の化学成分組成が示されている。
第２表
第２表に示す本発明鋼１〜１１と比較鋼１〜４について
、造塊後分塊圧延し、さらに元厚７２肋の鋼片を１２５
０℃に加熱した後、連続的に圧下を加え、１０００ｑｏ
以下における合計圧下率７０％の庄下を含む熱間圧延を
行なって板厚１２側の鋼板に任上げ放冷した。
、造塊後分塊圧延し、さらに元厚７２肋の鋼片を１２５
０℃に加熱した後、連続的に圧下を加え、１０００ｑｏ
以下における合計圧下率７０％の庄下を含む熱間圧延を
行なって板厚１２側の鋼板に任上げ放冷した。
なお最終パスにおける鋼板温度は７５０℃とした。また
、前記１０００℃以下での合計圧下率（％）は、１００
ぴＣのときの極１軍 仕「板厚ｘｌｏｏｌｏ０ｏｑＣの
ときの板厚によって算出した（以下同じ）。
、前記１０００℃以下での合計圧下率（％）は、１００
ぴＣのときの極１軍 仕「板厚ｘｌｏｏｌｏ０ｏｑＣの
ときの板厚によって算出した（以下同じ）。
このようにして得られた本発明鋼１〜１１を、さらにそ
れぞれの成分によって決まるＡＣ３よりも３０℃高い温
度に再加熱し、４０分保持後放冷した。
れぞれの成分によって決まるＡＣ３よりも３０℃高い温
度に再加熱し、４０分保持後放冷した。
尚、鋼５については、上託した圧延後その鋼板の１部は
廉準せずそのまま比較鋼５′とした。このようにして得
られた本発明鋼板１〜１１と比較鋼板１〜４および５の
強度と轍性が第３表に示されている。なお、試験片は圧
延直角方向に採取し、引張り試験片は９柵◇・ＧＬ３２
帆のものを、また衝撃議験片は２肋Ｖノツチフルサィズ
（１仇吻×１仇凧）を使用した。
廉準せずそのまま比較鋼５′とした。このようにして得
られた本発明鋼板１〜１１と比較鋼板１〜４および５の
強度と轍性が第３表に示されている。なお、試験片は圧
延直角方向に採取し、引張り試験片は９柵◇・ＧＬ３２
帆のものを、また衝撃議験片は２肋Ｖノツチフルサィズ
（１仇吻×１仇凧）を使用した。
なお衝撃試験値は３本の平均値で示した。第３表
実施例 ２
実施例１に示した本発明鋼の一部について、元厚７２肋
の鋼片を１２５０ｑｏに加熱した後、連続的に圧下を加
え、最終仕上温度１００ぴ０にて板厚１２雌の鋼板に仕
上げ放冷した。
の鋼片を１２５０ｑｏに加熱した後、連続的に圧下を加
え、最終仕上温度１００ぴ０にて板厚１２雌の鋼板に仕
上げ放冷した。
このようにして得られた鋼板の暁入−焼戻し処理後の材
料試験結果を第４表に示す。なお、試験方法は実施例１
と同じである。第４表 実施例 ３ 本発明では暁準処理を行う前に１０００℃以下において
合計圧下率３０％以上の圧下を含む熱間圧延を行い、微
細変態組織を得ておく必要がある。
料試験結果を第４表に示す。なお、試験方法は実施例１
と同じである。第４表 実施例 ３ 本発明では暁準処理を行う前に１０００℃以下において
合計圧下率３０％以上の圧下を含む熱間圧延を行い、微
細変態組織を得ておく必要がある。
すなわち、これをＡＣ３以上に加熱することにより微細
オーステナィト粒を得てその後の冷却によりさらに均一
な微細変態組織を得るのである。このような低温域での
圧下を含む圧延の効果を明らかにするために、本発明鋼
を用いて種々の検討をした。この一例を第５表に示す。
すなわち元厚７２肌の鋼片を１２５０ｑｏに加熱した後
、高温から多パス圧延を行う際に１０００℃以下での合
計圧下率を変えて１２側厚に仕上げ放冷して、その後焼
準処理を行った。なお、試験方法は前記実施例と同様で
ある。第５表前記各表には、ＡＳＴＭ規格に必要な轍性
値として規定されている−１７０℃での吸収エネルギー
の他に−１７０℃での腕性破面率も示した。
オーステナィト粒を得てその後の冷却によりさらに均一
な微細変態組織を得るのである。このような低温域での
圧下を含む圧延の効果を明らかにするために、本発明鋼
を用いて種々の検討をした。この一例を第５表に示す。
すなわち元厚７２肌の鋼片を１２５０ｑｏに加熱した後
、高温から多パス圧延を行う際に１０００℃以下での合
計圧下率を変えて１２側厚に仕上げ放冷して、その後焼
準処理を行った。なお、試験方法は前記実施例と同様で
ある。第５表前記各表には、ＡＳＴＭ規格に必要な轍性
値として規定されている−１７０℃での吸収エネルギー
の他に−１７０℃での腕性破面率も示した。
これらのデー外こより本発明による成分系の鋼が比較鋼
より優れていることがわかる。すなわち、Ｃ、Ｍｈ及び
Ｎｉは本発明の成分内にあるが、Ｎｂを含まない比較鋼
１は強度が低く、轍性が悪い。また、Ｎｉ、Ｎｂを含む
がＮｉ量の少ない比較鋼２もこれと同様である。また比
較鋼３、４は、上記比較鋼１、２とは異なり、Ｎｂおよ
びＮｉ量は本発明の成分範囲であるが、比較鋼３はＣに
おいて、比較鋼４はＭｎにおいて本発明の成分範囲を外
れた一例であり、その結果は何れも級性の点で問題があ
る。一方、これに対し本発明鋼１以下のものでは、Ｃ、
Ｍｍの調整およびＮｂと適当量のＮｉの共存によって強
度および鰯性が比較鋼を大中に上まわっている。
より優れていることがわかる。すなわち、Ｃ、Ｍｈ及び
Ｎｉは本発明の成分内にあるが、Ｎｂを含まない比較鋼
１は強度が低く、轍性が悪い。また、Ｎｉ、Ｎｂを含む
がＮｉ量の少ない比較鋼２もこれと同様である。また比
較鋼３、４は、上記比較鋼１、２とは異なり、Ｎｂおよ
びＮｉ量は本発明の成分範囲であるが、比較鋼３はＣに
おいて、比較鋼４はＭｎにおいて本発明の成分範囲を外
れた一例であり、その結果は何れも級性の点で問題があ
る。一方、これに対し本発明鋼１以下のものでは、Ｃ、
Ｍｍの調整およびＮｂと適当量のＮｉの共存によって強
度および鰯性が比較鋼を大中に上まわっている。
これは、本発明鋼がＡＳＴＭ規格に規定されている靭性
値を満足できるのは−１７０つ０での腕性破面率が比較
鋼では５０％以上となっているのに対し、本発明鋼では
大中に改善されて５０％以下となるからである。この点
からも本発明鋼が低温轍性に優れていることが明らかで
ある。また、比較鋼丸ま、組成及び熱間圧延条件は本発
明に規定する範囲内にあるが、競準を行っていない点で
本発明と異なり、−１７０℃での吸収エネルギーが所定
値に達していない。従って、本発明においては、暁準工
程が不可欠な条件であることがわかる。なお、実施例に
は示さなかったが、Ｓ量を低下させること、あるいはＲ
ＥＭを添加してサルフアイド形状をコントロールするこ
とにより−１７０℃での吸収エネルギーを更に改善する
ことができる。これは、一１７０℃において脆性破面率
が少ないときにはじめて可能であるので、本発明鋼では
極めて有効である。一方、本発明の意義は実施例２での
通常ＱＴ鋼板との比較からも明らかである。
値を満足できるのは−１７０つ０での腕性破面率が比較
鋼では５０％以上となっているのに対し、本発明鋼では
大中に改善されて５０％以下となるからである。この点
からも本発明鋼が低温轍性に優れていることが明らかで
ある。また、比較鋼丸ま、組成及び熱間圧延条件は本発
明に規定する範囲内にあるが、競準を行っていない点で
本発明と異なり、−１７０℃での吸収エネルギーが所定
値に達していない。従って、本発明においては、暁準工
程が不可欠な条件であることがわかる。なお、実施例に
は示さなかったが、Ｓ量を低下させること、あるいはＲ
ＥＭを添加してサルフアイド形状をコントロールするこ
とにより−１７０℃での吸収エネルギーを更に改善する
ことができる。これは、一１７０℃において脆性破面率
が少ないときにはじめて可能であるので、本発明鋼では
極めて有効である。一方、本発明の意義は実施例２での
通常ＱＴ鋼板との比較からも明らかである。
すなわち、実施例１での本発明鋼１、６及び７は、通常
の焼入−焼戻し処理鋼板とほぼ同等の性能を有しており
、熱処理工程を一工程省くことにより低温靭性の優れた
鋼板を得ることの意味が明らかである。しかしながら本
発明の成分範囲の鋼であっても１００ぴ０以上で圧延を
終了したものでは、強度が低く、また安定して良好な級
性を得ることが困難である。従って、１０００℃以下に
おいても圧下を充分に与えることが必要である。また、
実施例３によれば高温からの連続的な多パスによる熱間
圧延工程において１０００℃以下、合計圧下率３０％以
上の圧下を含む圧延を行うことが必要であることがわか
．る。以上説明したように、この発明においては、特定
の組成を有する鋼、１００び０以下における合計圧下率
を３０％以上とする熱間圧延、さらにＡＣ３〜９５０℃
から蟻準の熱処理の相乗効果によって、極めて微細な変
態組織が生成されることになるので、圧延後単に暁準処
理を施すのみで高強度、高轍性の鋼が得られるという工
業上極めて有用な効果がもたらされる。
の焼入−焼戻し処理鋼板とほぼ同等の性能を有しており
、熱処理工程を一工程省くことにより低温靭性の優れた
鋼板を得ることの意味が明らかである。しかしながら本
発明の成分範囲の鋼であっても１００ぴ０以上で圧延を
終了したものでは、強度が低く、また安定して良好な級
性を得ることが困難である。従って、１０００℃以下に
おいても圧下を充分に与えることが必要である。また、
実施例３によれば高温からの連続的な多パスによる熱間
圧延工程において１０００℃以下、合計圧下率３０％以
上の圧下を含む圧延を行うことが必要であることがわか
．る。以上説明したように、この発明においては、特定
の組成を有する鋼、１００び０以下における合計圧下率
を３０％以上とする熱間圧延、さらにＡＣ３〜９５０℃
から蟻準の熱処理の相乗効果によって、極めて微細な変
態組織が生成されることになるので、圧延後単に暁準処
理を施すのみで高強度、高轍性の鋼が得られるという工
業上極めて有用な効果がもたらされる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ……０．００５〜０．１０％、 Ｓｉ……０．０１〜０．９％、 Ｍｎ……０．３〜２．０％、 Ｎｂ……０．００５〜０．３０％、 Ｎｉ……３．５〜１２．０％、 Ｓｃｌ．Ａｌ……０．０１〜０．１０％、 残部鉄及び
不可避不純物、 からなる組成物を有する鋼に、１０００℃以下における
合計圧下率を３０％以上とする熱間圧延を施し、次いで
、ＡＣ＿３〜９５０℃に再加熱し、この温度域から焼準
することを特徴とする低温用高張力鋼の製造方法。 ２ Ｃ……０．００５〜０．１０％、 Ｓｉ……０．０１〜０．９％、 Ｍｎ……０．３〜２．０％、 Ｎｂ……０．００５〜０．３０％、 Ｎｉ……３．５〜１２．０％、 Ｓｏｌ．Ａｌ……０．０１〜０．１０％、更に、 Ｃｕ……０．１〜１．０％、 Ｃｒ……０．１〜１．０％、 Ｍｏ……０．０５〜０．５％、 Ｗ……１．０％以下、 Ｔｉ……０．０１〜０．３０％、 Ｖ……０．０１〜０．３０％、 のうちの１種または２種以上を含有し、残部鉄及び不可
避不純物からなる鋼に、１０００℃以下における合計圧
下率を３０％以上とする熱間圧延を施し、次いで、ＡＣ
＿３〜９５０℃に再加熱し、この温度域から焼準するこ
とを特徴とする低温用高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7277776A JPS6011088B2 (ja) | 1976-06-22 | 1976-06-22 | 低温用高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7277776A JPS6011088B2 (ja) | 1976-06-22 | 1976-06-22 | 低温用高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS52156121A JPS52156121A (en) | 1977-12-26 |
| JPS6011088B2 true JPS6011088B2 (ja) | 1985-03-23 |
Family
ID=13499144
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7277776A Expired JPS6011088B2 (ja) | 1976-06-22 | 1976-06-22 | 低温用高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6011088B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107326162A (zh) * | 2017-06-08 | 2017-11-07 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种正火钢的生产方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60131916A (ja) * | 1983-12-20 | 1985-07-13 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性低温用Νｉ鋼板の製造方法 |
-
1976
- 1976-06-22 JP JP7277776A patent/JPS6011088B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107326162A (zh) * | 2017-06-08 | 2017-11-07 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种正火钢的生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS52156121A (en) | 1977-12-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5876521A (en) | Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability | |
| JP3857939B2 (ja) | 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法 | |
| JPS61157625A (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
| CN109554615A (zh) | 一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢及其制备方法 | |
| JPS63286517A (ja) | 低降状比高張力鋼の製造方法 | |
| JP3602471B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0320408A (ja) | 低温靭性に優れた高張力鋼材の製造法 | |
| JP4039268B2 (ja) | 強度・低温靭性に優れたＮｉ含有鋼の製造方法 | |
| JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
| JP3246993B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP3879639B2 (ja) | 優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材及びその製造方法 | |
| JPS6011088B2 (ja) | 低温用高張力鋼の製造方法 | |
| JP3229107B2 (ja) | 一様伸びの優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH03207814A (ja) | 低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS5952207B2 (ja) | 低降伏比、高靭性、高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS61276952A (ja) | 強靭鋼 | |
| JP3864880B2 (ja) | 優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材の製造方法 | |
| JP2905306B2 (ja) | 板厚方向の機械的特性差の小さい厚鋼板の製造方法 | |
| JPH0445227A (ja) | 低降伏比鋼材の製造法 | |
| JPH02175817A (ja) | 複合組織を有する加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH01195242A (ja) | 厚さ方向に均一に低温靭性にすぐれる厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH04120243A (ja) | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH0570885A (ja) | 球状船首用低降伏点焼入れ鋼とその製造法 | |
| JP3114493B2 (ja) | 厚鋼板の製造方法 | |
| JPS6353208A (ja) | 機械構造用合金鋼の球状化焼鈍法 |