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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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 |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
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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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |