JPS60204826A - 低温靭性の優れたTi系高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低温靭性の優れたTi系高張力鋼の製造方法Info
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- JPS60204826A JPS60204826A JP6287984A JP6287984A JPS60204826A JP S60204826 A JPS60204826 A JP S60204826A JP 6287984 A JP6287984 A JP 6287984A JP 6287984 A JP6287984 A JP 6287984A JP S60204826 A JPS60204826 A JP S60204826A
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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
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- 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】
産業上の利用分野
本発明は、低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法に関す
るものである。
るものである。
従来技術
従来から、低温靭性の優れた高張力mは、寒冷地での良
好な溶接性が要求されることからX PCM値を増加さ
せるC、Mn、Mo等を低減し、これによる強度の低下
分を圧延仕上温度の低下、または圧延後の加速冷却によ
って補う方法がとられてきた。
好な溶接性が要求されることからX PCM値を増加さ
せるC、Mn、Mo等を低減し、これによる強度の低下
分を圧延仕上温度の低下、または圧延後の加速冷却によ
って補う方法がとられてきた。
しかし、高強度化の要求はますます強くなることから、
PCM 4参弐に含まれないTIを添加し、その析出強
化を活用することKより、C,Mn、励等を更に低減さ
せる方法が発明されてきた(特公昭5&−28330)
。TI添加によるPCM値の低下は、低温靭性の優れた
高張力鋼を得るに有効な製造方法ではあるが、従来はT
iN、 TIGの制御が精度よくなされていないために
、まだまだ十分な低温靭性の優れた高張力鋼を得るKは
至っておらず、また、析出強化によると高強度化に伴い
、低温靭性が劣化するのが常噛であった。
PCM 4参弐に含まれないTIを添加し、その析出強
化を活用することKより、C,Mn、励等を更に低減さ
せる方法が発明されてきた(特公昭5&−28330)
。TI添加によるPCM値の低下は、低温靭性の優れた
高張力鋼を得るに有効な製造方法ではあるが、従来はT
iN、 TIGの制御が精度よくなされていないために
、まだまだ十分な低温靭性の優れた高張力鋼を得るKは
至っておらず、また、析出強化によると高強度化に伴い
、低温靭性が劣化するのが常噛であった。
発明の目的
本発明は上記従来技術における欠点を改善することを目
的に、低温靭性のさらに優れたTI系高張力鋼の製造方
法を提供するものである。
的に、低温靭性のさらに優れたTI系高張力鋼の製造方
法を提供するものである。
発明の構成
本発明は下記を要旨とする。
C:0.013〜0.30%、Si:Q、8%以下Mn
: Q、4〜3.Q%、 P : 0.020%以下S
: 0.010%以下、Ti: 0.05〜0.2%
sOムN: 0.004〜0.15%、N : 0.0
010〜0.0060%TiN: 45〜260m)T
)m。
: Q、4〜3.Q%、 P : 0.020%以下S
: 0.010%以下、Ti: 0.05〜0.2%
sOムN: 0.004〜0.15%、N : 0.0
010〜0.0060%TiN: 45〜260m)T
)m。
を含有し、さらに必要に応じ、
Cu、Cr及び陽の1種板J:二0.50%以下Nl及
びCoの1種以上=1.0%以下、Nb、V及ri Z
r ノ1 #l以J:: 0.15%以下、博する温度
以上の温度に加熱後、オーステナイトの再結晶温度域に
て集積圧下車が30%以上となる圧下を施し、続いてオ
ーステナイトの未再結晶温度域にて80%以上となる圧
下を行なう圧延を施し、Ara±30℃の温度域で圧延
を終了することを特徴とするものである。
びCoの1種以上=1.0%以下、Nb、V及ri Z
r ノ1 #l以J:: 0.15%以下、博する温度
以上の温度に加熱後、オーステナイトの再結晶温度域に
て集積圧下車が30%以上となる圧下を施し、続いてオ
ーステナイトの未再結晶温度域にて80%以上となる圧
下を行なう圧延を施し、Ara±30℃の温度域で圧延
を終了することを特徴とするものである。
本発明者等は、低温靭性の優れた高張力鋼の製造方法に
ついて種々研究した結果、TICの析出強化を最大限に
活用するためには、圧延前に析出している約0.15μ
巷妻の粗大なTICを、TIGが十分に固溶する温度ま
で加勢して、圧延中もしくは圧延後の冷却中に約5OA
の微細なTIGを均一に再析出させることが重要である
ことを明らかにした。
ついて種々研究した結果、TICの析出強化を最大限に
活用するためには、圧延前に析出している約0.15μ
巷妻の粗大なTICを、TIGが十分に固溶する温度ま
で加勢して、圧延中もしくは圧延後の冷却中に約5OA
の微細なTIGを均一に再析出させることが重要である
ことを明らかにした。
しかし、TiCの微細な析出のみでは高強度化は可能で
あっても、優れた低温靭性を得ることは難かしい。本発
明者等はj!に研究を進めることKよって、圧延時の加
熱時にオーステナイト粒を粗大化させないためには未固
溶のTiNの存在が必要であること、及びオーステナイ
ト粒の粗大化の抑制に必要なTINの析出量を定量的に
把握し、との粗粒化の抑制と、圧延中のオーステナイト
粒の再結晶を制御することによって、低温靭性の著しく
優れた高張力鋼の製造が可能であることを見出したので
ある。
あっても、優れた低温靭性を得ることは難かしい。本発
明者等はj!に研究を進めることKよって、圧延時の加
熱時にオーステナイト粒を粗大化させないためには未固
溶のTiNの存在が必要であること、及びオーステナイ
ト粒の粗大化の抑制に必要なTINの析出量を定量的に
把握し、との粗粒化の抑制と、圧延中のオーステナイト
粒の再結晶を制御することによって、低温靭性の著しく
優れた高張力鋼の製造が可能であることを見出したので
ある。
すなわち、従来、NbC1VC,TIC等の析出強化を
用いて高強度化を行なうと強度が上昇すればするほど低
温靭性が劣化するのが常識であった。しかし、本発明に
よれば、TICの微細な析出により、高強度化にもかか
わらず、オーステナイトの未再結晶温度域において圧下
率80%以上の圧延を施すと、圧延により生じた未再結
晶の伸延オーステナイト粒の粒界、及び粒内の変形帯に
著しく多数のフェライト変態の変頗核が生成し、圧延終
了時には極めて微細な細粒組織が得られるのヤめる。第
1図は強度、靭性と未再結晶圧下率との関係を示し、第
2図は靭性とTIC量、未再結晶圧下率との関係を示す
図である。第1図、第2図で明らかのように未再結晶圧
下率80%以上で微細な細粒組織となり靭性は著しく向
上している。この微細化は加熱時の未固溶TINによる
オーステナイト粒の粗大化抑制効果と併用することKよ
り更に促進されるのである。
用いて高強度化を行なうと強度が上昇すればするほど低
温靭性が劣化するのが常識であった。しかし、本発明に
よれば、TICの微細な析出により、高強度化にもかか
わらず、オーステナイトの未再結晶温度域において圧下
率80%以上の圧延を施すと、圧延により生じた未再結
晶の伸延オーステナイト粒の粒界、及び粒内の変形帯に
著しく多数のフェライト変態の変頗核が生成し、圧延終
了時には極めて微細な細粒組織が得られるのヤめる。第
1図は強度、靭性と未再結晶圧下率との関係を示し、第
2図は靭性とTIC量、未再結晶圧下率との関係を示す
図である。第1図、第2図で明らかのように未再結晶圧
下率80%以上で微細な細粒組織となり靭性は著しく向
上している。この微細化は加熱時の未固溶TINによる
オーステナイト粒の粗大化抑制効果と併用することKよ
り更に促進されるのである。
また、加勢時のTiN Kよるオーステナイト粒の粗大
化抑制効果は加熱温度が高くなるほど通常鋼との粒径差
は大きくなる。第3図はNb −V@と励−v −’r
t鋼におけるスフプ加熱温度とオーステナイト粒径の関
係を示す図である。
化抑制効果は加熱温度が高くなるほど通常鋼との粒径差
は大きくなる。第3図はNb −V@と励−v −’r
t鋼におけるスフプ加熱温度とオーステナイト粒径の関
係を示す図である。
しかし、TINが増加しすぎるとTiNの凝集粗大化に
より、低温靭性を著しく劣化させる。第4因にTi鋼の
破面遷移温度とTIN量との関係を示す。
より、低温靭性を著しく劣化させる。第4因にTi鋼の
破面遷移温度とTIN量との関係を示す。
一方、Tic d加熱温度が低いと未固溶の量が増加し
、粗大なTiCが多く存在しているが、加熱温度を高く
し、TICを再固溶させた後、圧延中もしくは圧延後微
細に、マトリックスと整合するように析出させると強度
が著しく上昇する。第5図にTifiの引張強度とTl
C−11との関係を示す。
、粗大なTiCが多く存在しているが、加熱温度を高く
し、TICを再固溶させた後、圧延中もしくは圧延後微
細に、マトリックスと整合するように析出させると強度
が著しく上昇する。第5図にTifiの引張強度とTl
C−11との関係を示す。
要するに、本発明の重要点は、
■従来は全Tf量で限定した製造方法であったが、本発
明では、オーステナイト粒の粗大化に実質的に有効とな
るTIN量を適正量に限定したこと、■また、強度に対
して実質的に有効となるTIC■但し低温靭性に対して
は、圧延時の工夫が必要であり、従来の製造法では低温
域にて圧下率50%以上といった圧延が限定されている
が、実際には圧延機の能力、及び製造能率の面から50
〜70%程度の低温域圧下率しかとられていなかったも
のを、本発明においては、TICの析出強化を最大限に
活用しつつ、靭性の劣化防止法として、従来の実用範囲
を超えた特に80%以上の圧下率に限定すると、細粒化
とオーステナイト域の歪誘起析出(TIG )を促進し
、靭性が著しく向上し、高強度で且つ低温靭性の優れた
鋼が得られるものである。
明では、オーステナイト粒の粗大化に実質的に有効とな
るTIN量を適正量に限定したこと、■また、強度に対
して実質的に有効となるTIC■但し低温靭性に対して
は、圧延時の工夫が必要であり、従来の製造法では低温
域にて圧下率50%以上といった圧延が限定されている
が、実際には圧延機の能力、及び製造能率の面から50
〜70%程度の低温域圧下率しかとられていなかったも
のを、本発明においては、TICの析出強化を最大限に
活用しつつ、靭性の劣化防止法として、従来の実用範囲
を超えた特に80%以上の圧下率に限定すると、細粒化
とオーステナイト域の歪誘起析出(TIG )を促進し
、靭性が著しく向上し、高強度で且つ低温靭性の優れた
鋼が得られるものである。
次に本発明の対象とする鋼の成分範囲、および加熱温度
、ならびに圧延条件の数値限定理由について述べる。
、ならびに圧延条件の数値限定理由について述べる。
C:C成分離調の強度を確保する作用があるが、その含
有量が0.013%未満では前記作用に所望の効果が得
られないので高強度を得ることができず、一方0.30
%を越えて含有させると母材及び溶接部の靭性が劣化を
招くためその含有量を0.013〜0.30%と定めた
。
有量が0.013%未満では前記作用に所望の効果が得
られないので高強度を得ることができず、一方0.30
%を越えて含有させると母材及び溶接部の靭性が劣化を
招くためその含有量を0.013〜0.30%と定めた
。
SI:Sf成航鋼の脱酸剤として有効な成分でおるが、
その含有量が0.8%を越えると介在物が増加して溶接
性を劣化するようKなることからその含有量を0.89
6以下とした。
その含有量が0.8%を越えると介在物が増加して溶接
性を劣化するようKなることからその含有量を0.89
6以下とした。
Mn : Mn成分には母材及び溶接部の強度並びに靭
性を向上する作用があるが、その含有量が0.4%未満
では前記作用に所望の効果を得ることができず、一方3
.0%を越えて含有させると、ベイナイト等の低温変態
生成物の生成及び増加により、靭性劣化、さらKはMn
の偏析増加により耐水素誘起割れ性の劣化をきたすよう
になることから、その含有量を0.4〜3.0%に定め
た。
性を向上する作用があるが、その含有量が0.4%未満
では前記作用に所望の効果を得ることができず、一方3
.0%を越えて含有させると、ベイナイト等の低温変態
生成物の生成及び増加により、靭性劣化、さらKはMn
の偏析増加により耐水素誘起割れ性の劣化をきたすよう
になることから、その含有量を0.4〜3.0%に定め
た。
P、S:P、Sの低減は鋼の強靭化に極めて有効である
が、本発明の特徴を安定して発揮させるKは、Pは0.
020%以下、Sは0.010%以下とする必要がある
。好ましくはP、Sは極力少ない方がよい。
が、本発明の特徴を安定して発揮させるKは、Pは0.
020%以下、Sは0.010%以下とする必要がある
。好ましくはP、Sは極力少ない方がよい。
Ti:Ti成分には、スラブ加熱時の7粒粗大化を抑制
したり、溶接部組織を微細化する作用があるが、その含
有量が0.05%未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方0.2%を越えて含有させると溶接熱影響部
の靭性が劣化するようになることから、その含有量を0
.05〜0.2%に限定した。
したり、溶接部組織を微細化する作用があるが、その含
有量が0.05%未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方0.2%を越えて含有させると溶接熱影響部
の靭性が劣化するようになることから、その含有量を0
.05〜0.2%に限定した。
soI!、Aj : 5oLAl成分には鋼の脱酸作用
があるが、その含有量が0.004%未満では前記作用
に所望の効果が得られず、0.15%をこえて含有させ
ると溶接熱影響部の靭性を劣化するようになることから
、その含有量を0.004〜0.15%と定めた。
があるが、その含有量が0.004%未満では前記作用
に所望の効果が得られず、0.15%をこえて含有させ
ると溶接熱影響部の靭性を劣化するようになることから
、その含有量を0.004〜0.15%と定めた。
N:N成分は窒化物を生成することKより、スラブの再
加熱時のオースナナ41粒の粗大化を抑制するが、o、
o o i o%未満では粒成長を抑制するに十分なT
iNが生成せず靭性が劣化する。しかし0゜0060%
を越えるとTINの粗大化によシ靭性が劣化するため、
その含有量を0.0010〜0.0060%とした。
加熱時のオースナナ41粒の粗大化を抑制するが、o、
o o i o%未満では粒成長を抑制するに十分なT
iNが生成せず靭性が劣化する。しかし0゜0060%
を越えるとTINの粗大化によシ靭性が劣化するため、
その含有量を0.0010〜0.0060%とした。
TIN : TINはスラブの再加熱時にオーステナイ
ト粒の粗大化を抑制し、母材及び溶接部の組織の微細化
に有効であるが、その含有量が45 ppr八未へでは
前記作用に所望の効果が得られず、一方260ppmを
越えて含有させるとTINの凝集粗大化により、低温靭
性を著しく劣化させるようKなるから、その含有量を4
5〜26(H)pmK@定した。
ト粒の粗大化を抑制し、母材及び溶接部の組織の微細化
に有効であるが、その含有量が45 ppr八未へでは
前記作用に所望の効果が得られず、一方260ppmを
越えて含有させるとTINの凝集粗大化により、低温靭
性を著しく劣化させるようKなるから、その含有量を4
5〜26(H)pmK@定した。
Cu : Cu成成分銅鋼強度、靭性、並びに耐食性を
向上させる作用がらり、これらの特性を向上させる場合
に必要に応じ含有させるものであるが、0.50%を越
えて含有させると、スラブに熱間割れを発生しやすくな
るため、その含有量は0.5096以下とした。
向上させる作用がらり、これらの特性を向上させる場合
に必要に応じ含有させるものであるが、0.50%を越
えて含有させると、スラブに熱間割れを発生しやすくな
るため、その含有量は0.5096以下とした。
Cr 、 Mo :これらの成分には、鋼の強度及び靭
性を向上させる作用があるので、これらの特性をさらに
向上させる場合に必要に応じて添加されるものであるが
、それぞれ0.50%を越えて含有させると、母材並び
に溶接部の靭性を劣化するようKなることから、その含
有量を0.5%以下と定めた。
性を向上させる作用があるので、これらの特性をさらに
向上させる場合に必要に応じて添加されるものであるが
、それぞれ0.50%を越えて含有させると、母材並び
に溶接部の靭性を劣化するようKなることから、その含
有量を0.5%以下と定めた。
Ni 、 Co :これらの成分には、鋼の強度、靭性
、及び耐食性を向上させる作用があるので、これらの特
性をさらに向上させる場合に必要に応じて添加されるも
のであるが、それぞれ1.0%を越えて含有させると、
母材並びに溶接部の靭性を劣化するようになることから
、その含有量を1.0%以下と定めた。
、及び耐食性を向上させる作用があるので、これらの特
性をさらに向上させる場合に必要に応じて添加されるも
のであるが、それぞれ1.0%を越えて含有させると、
母材並びに溶接部の靭性を劣化するようになることから
、その含有量を1.0%以下と定めた。
+ 、 V : N′b、 V成分は、鋼材の強度及び
靭性を向上させる作用があるので、これらの特性をさら
に向上させる場合に必要に応じて添加されるものである
が、0.15%を越えて含有させると溶接部の靭性劣化
を来たすようになるので、その含有量を0゜15%以下
と定めた。
靭性を向上させる作用があるので、これらの特性をさら
に向上させる場合に必要に応じて添加されるものである
が、0.15%を越えて含有させると溶接部の靭性劣化
を来たすようになるので、その含有量を0゜15%以下
と定めた。
Zr : Zrには鋼中のA系介在物を減少させて、そ
の強度並びに靭性を向上させる作用があるので、この特
性をさらに向上させる場合に必要に応じて添加されるも
のであるが、0.15にを越えて含有させると、内部欠
陥発生により母材並びに溶接部の靭性劣化を来すように
なることからその含有量を0.15%以下と定めた。
の強度並びに靭性を向上させる作用があるので、この特
性をさらに向上させる場合に必要に応じて添加されるも
のであるが、0.15にを越えて含有させると、内部欠
陥発生により母材並びに溶接部の靭性劣化を来すように
なることからその含有量を0.15%以下と定めた。
La 、 Ce 、 Ca 、 To :これらの成分
には、靭性劣化をもたらす鋼中介在物を球状化する作用
がおるので、鋼の靭性をさらに向上させる場合に必要に
応じて添加されるものであるが、0.05%を越えて含
有させると鋼の熱間加工性が劣化することから、その含
有量を0.05%以下と定めた。
には、靭性劣化をもたらす鋼中介在物を球状化する作用
がおるので、鋼の靭性をさらに向上させる場合に必要に
応じて添加されるものであるが、0.05%を越えて含
有させると鋼の熱間加工性が劣化することから、その含
有量を0.05%以下と定めた。
加熱温度:圧延の際の加熱温度はTICの析出強化を十
分に活用するために、TiCが完全に固溶する温度まで
高くする必要があや、最適にはTICを0.063%以
上固溶させ、圧延中もしくは圧延後に微細に再析出させ
る必要がある。再固溶させるTICの量が0.063%
未満になる加熱温度では前記作用の十分な強度が得られ
ないため加熱温度をTiCが0.063%以上固溶する
温度と定めた。
分に活用するために、TiCが完全に固溶する温度まで
高くする必要があや、最適にはTICを0.063%以
上固溶させ、圧延中もしくは圧延後に微細に再析出させ
る必要がある。再固溶させるTICの量が0.063%
未満になる加熱温度では前記作用の十分な強度が得られ
ないため加熱温度をTiCが0.063%以上固溶する
温度と定めた。
圧延条件ニオ−ステナイトの再結晶温度域での圧延はオ
ーステナイトを再結晶により細粒化させるのに有効であ
り、これによって製品の靭性を向上させることができる
が、累積圧下率が3096未満では細粒化が不十分であ
り、製品の十分な靭性が得られないことから、オーステ
ナイトの再結晶域における累積圧下率を30%以上と定
めた。
ーステナイトを再結晶により細粒化させるのに有効であ
り、これによって製品の靭性を向上させることができる
が、累積圧下率が3096未満では細粒化が不十分であ
り、製品の十分な靭性が得られないことから、オーステ
ナイトの再結晶域における累積圧下率を30%以上と定
めた。
未再結晶温度域での圧延はオーステナイを粒を伸延し、
粒界面積を増加させるとともに、粒内に変形帯等の欠陥
を導入することによって、フェライト変態する際のフェ
ライト核を増加させ、結果として、フェライト粒を細粒
にすることによって靭性を向上させるのに有効であるが
、この温度域における全圧下率が80%未満では十分な
細粒組織が得られず、靭性が劣化することから、オース
テナイトの未再結晶温度域での圧下率を80%以旧と定
めた。
粒界面積を増加させるとともに、粒内に変形帯等の欠陥
を導入することによって、フェライト変態する際のフェ
ライト核を増加させ、結果として、フェライト粒を細粒
にすることによって靭性を向上させるのに有効であるが
、この温度域における全圧下率が80%未満では十分な
細粒組織が得られず、靭性が劣化することから、オース
テナイトの未再結晶温度域での圧下率を80%以旧と定
めた。
圧延仕上1度を下げるとと唸強度、靭性を向上させる点
で有効であるが、Arl + 30℃よりも高い温度で
く強度低下もしくけ、低電靭性の劣化をきたし、Ar3
−30℃よりも低い温度では延性の低下刃fil<生じ
るため、圧延仕上温度をM、±30℃と定めた。
で有効であるが、Arl + 30℃よりも高い温度で
く強度低下もしくけ、低電靭性の劣化をきたし、Ar3
−30℃よりも低い温度では延性の低下刃fil<生じ
るため、圧延仕上温度をM、±30℃と定めた。
実 施 例
実施例1
化学成分が、C: 0.09%、 Sl : 0.47
%、Mn:1.58 % 、 P : 0.020%、
S:0.010%、TI:0.086%。
%、Mn:1.58 % 、 P : 0.020%、
S:0.010%、TI:0.086%。
Sol、I’d : 0.036%、N:0.0026
%、 TiN: 114 pI)m残部Fe及びその他
の不純物からなる連続鋳造鋼塊から切シ出した鋼片から
20mの鋼板を製造した。
%、 TiN: 114 pI)m残部Fe及びその他
の不純物からなる連続鋳造鋼塊から切シ出した鋼片から
20mの鋼板を製造した。
製造条件とその機械的性質を第1表に示す。
第1表から明らかのように1本発明方法の鳳5〜NL9
は比較例方法のNLI〜NIL4に比べ強度、靭性、延
性共良好な性能が得られている。
は比較例方法のNLI〜NIL4に比べ強度、靭性、延
性共良好な性能が得られている。
(以下余白)
鋼を1250℃に加熱後、再結晶域の累積圧下率40%
、未再結晶域の圧下率85%、仕上温度770℃となる
よう板厚20■まで圧延し、圧砥後空冷した。
、未再結晶域の圧下率85%、仕上温度770℃となる
よう板厚20■まで圧延し、圧砥後空冷した。
鋼の化学成分と機械的性質を第2表に示す。
第2表から明らかのように、本発明鋼のNLI〜NLI
Oは比較鋼のN&11〜NL17に比べ強度、靭性、延
性共すぐれた性能が得られている。
Oは比較鋼のN&11〜NL17に比べ強度、靭性、延
性共すぐれた性能が得られている。
(以下余白)
発明の効果
上記実施例に記載のように、本発明製造方法は、鋼の成
分範囲、および加熱温度、ならびに圧延条件を厳格に規
制することによって、低温靭性のきわめて優れた高張力
鋼を低コストで製造することができるものである。
分範囲、および加熱温度、ならびに圧延条件を厳格に規
制することによって、低温靭性のきわめて優れた高張力
鋼を低コストで製造することができるものである。
第1図は強度、靭性と未再結晶圧下率との関係を示す図
、第2図は靭性とTiC量、未再結晶圧下率との関係を
示す図、第3図はNb −V鋼と歯−v−TI鋼におけ
るスラプ加熱温度とオー7テナイト粒径の関係を示す図
、第4図はTI鋼の破面遷移温度とTiN量との関係を
示す図、第5図はTI鋼の引張強度とTiC量の関係を
示す図である。 第1図 未結晶圧下率(%) 第2図 TI C(wt%) 第3図 スラブ加熱逓度(’C) 第 Ti N (pprr 第5図 00 )
、第2図は靭性とTiC量、未再結晶圧下率との関係を
示す図、第3図はNb −V鋼と歯−v−TI鋼におけ
るスラプ加熱温度とオー7テナイト粒径の関係を示す図
、第4図はTI鋼の破面遷移温度とTiN量との関係を
示す図、第5図はTI鋼の引張強度とTiC量の関係を
示す図である。 第1図 未結晶圧下率(%) 第2図 TI C(wt%) 第3図 スラブ加熱逓度(’C) 第 Ti N (pprr 第5図 00 )
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 C:0.013〜0.30%、Si:Q、8%以下庵二
〇、4〜3.0%、P : 0.020%以下S :
0.010%以下、T1:0.05〜0.2%so1.
I’−1: 0.004〜0.15%、N : 0.0
010〜0.0060%TIN : 45〜260 り
1)m を含有し、さらに必要に応じ、 Cu、Cr及び当の1種以上:0.50%以下、Nl及
びGoの1種以上:1.0%以下、Nb 、V 及ヒZ
r (01種以上:0.15%以下、溶する温度以上の
温度に加熱後、オーステナイトの再結晶温度域にて累積
圧下率が30%以上となる圧下を施し、続いてオーステ
ナイトの未再結晶温度域にて80%以上となる圧下を行
なう圧延を施
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6287984A JPS60204826A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 低温靭性の優れたTi系高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6287984A JPS60204826A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 低温靭性の優れたTi系高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60204826A true JPS60204826A (ja) | 1985-10-16 |
JPH0583606B2 JPH0583606B2 (ja) | 1993-11-26 |
Family
ID=13212989
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6287984A Granted JPS60204826A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 低温靭性の優れたTi系高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60204826A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63128117A (ja) * | 1986-11-17 | 1988-05-31 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
JPS63179020A (ja) * | 1987-01-20 | 1988-07-23 | Nippon Steel Corp | 強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度の差が小さい鋼板の製造法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS51112418A (en) * | 1975-03-29 | 1976-10-04 | Nippon Steel Corp | Process for producing weldable high tensile steel plate with excellent low temperature toughness |
JPS5454915A (en) * | 1977-10-11 | 1979-05-01 | Nippon Steel Corp | Production of high-tensile steel plate having good cold toughness and weldability |
JPS56119723A (en) * | 1980-02-25 | 1981-09-19 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of nonrefined high tensile steel with superior low temperature toughness |
JPS591632A (ja) * | 1982-06-28 | 1984-01-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間加工性のすぐれたTi添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法 |
-
1984
- 1984-03-29 JP JP6287984A patent/JPS60204826A/ja active Granted
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS591632A (ja) * | 1982-06-28 | 1984-01-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間加工性のすぐれたTi添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法 |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63128117A (ja) * | 1986-11-17 | 1988-05-31 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
JPS63179020A (ja) * | 1987-01-20 | 1988-07-23 | Nippon Steel Corp | 強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度の差が小さい鋼板の製造法 |
JPH0583607B2 (ja) * | 1987-01-20 | 1993-11-26 | Nippon Steel Corp |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0583606B2 (ja) | 1993-11-26 |
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