JPS605822A - 低合金鋼板とその製法 - Google Patents
低合金鋼板とその製法Info
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- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
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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
本発明は、改良された降伏強さ、じん性およびすぐれた
浴接性を有する少くとも乞６インチ（４，８ｍｍ） の
厚さの低合金ｊ＞ｉ材に関するものである。 本発明の鋼材は、鋳造によシ、または素材として予め圧
延されたスラブから、鋼板、鋼棒、鋼管および榴造材の
形に、熱延品として、または熱延／析出硬化品どして、
または熱延／オーステナイト化／急冷、／析出硬化品と
して羨造″１′−ることができる。限定的ではないが、
任意の溶接工８による溶接の加熱区域においてすぐれた
じん性を保持する少くとも；暑。インチの厚さの銅版の
ＪＪＪ造において本発明は特に有用である。 本発明の方法によって熱延された銅板は、室温で少くと
も８０１ｃｓ ｉ （５（５ＫｉｍＡ ）の降伏強さと
、−５０”Ｆ（−４６℃）で縦方向に少くとも２０フー
トホント（２７ジユール）のシヤルピーＶ−ノツチ衝千
強さとを示す。本発明の方法によって熱延さ１１．析出
硬化さレタ鋼板は、室温で少くとも８５１（ｓ ｉ （
６ＵＫＶ′ｒＩＪ ）の降伏強さと、−５０”Ｆ （−
４６℃）で縦方向に少くともかフートボンド（２７ジユ
ール）のシヤルピーＶ−ノツチ衝撃強さとを示す。通常
法で熱延され、オーステナイト化され、急冷され、析出
硬化された＠会、本発明の鋼板は室温で少くとも８０
ｋｓｉ（５６Ｋｍ＋ｕ ）の降伏強さと、−８０下（−
６２℃）で縦方向に少くとも５０フートポンド（６８ジ
ユール）のシャルピー■−ノツチ衝た強さとを有する。 １９７６年５月２６日発行の英国特ＷＦ第１ 、４３６
、８４６号は、０．４〜０．８％のニッケルと、０．
７〜１．１％の銅と、０．０１〜０．０９％の炭素と、
０，０２〜０，１％のニオブと、１．１〜１．６５％の
マンガンと、０〜０．５％のクロムと、０〜０．６％の
ケイ素と、０〜０、５９’ｏのモリブデンど、０〜０．
０１％のホウ素と、Ｏ〜０．０８％のアルミニウムと、
合計０〜０．１％のジルコニウム、マグネシウム、カル
シウムおよび希土類金属の少くとも一独と、不純分以外
の残分の鉄とを含有し、すぐれた溶接性と高強度とを示
すと主張されている＠１「］を開示している。その銅の
実施例は、熱延ｆｉ’ｊｉ１ｉ板が１０５０℃までの温
度で仕上げられたとぎ、少くとも４５０ ＭＮ、Ａｎ”
（６５ｋｓ皿）の降伏強さと、７０Ｊ遷移温度が一１
０℃以下となるようなしん性水準とを有すると述べられ
ている。特定の実施例において、熱延仕上温度は９５０
°〜１０５０℃の範囲であった。 ＡＳＴＭ Ａ、７１０ グレードＢ鋼は１９６４年５月
５日にバーレイに対して発行された米国／１７ｊ許第３
、 ］ ３２ 、０２５号に基クモノテ、コノｑ：ｒ
：’Ｆ ｋ＊４、熱延状態においてづ゛ぐれた冶金特
性組合せを示すとされる低合金Ｋｇ造弁１を開示してい
る。この鋼ζ：（、ｏ、ｏｓ５石までの炭素と、約０．
２〜（１７５ツらのマンガンと、（１，３５％までのケ
イ素と、約１〜１．７’％の銅と、約０．７〜１，６％
のニッケルと、約００１〜０．１６％のニオブ（コロン
ビウム）と、残分の木り１的（Ｃ鉄どな・含もしている
。０．１ ％までのアルミニウムも存在することができ
る。この銅は、當福、で少くとも７０ｋｓｉの１４−伏
強さと、−５０’Ｆで少くとも１５ｆｔ −１１）Ｓの
シャルピーＶ−ノツチ％ｊ Ｑｉ表強さと一少くとも６
０９わの絞りとを示す。この銅は約２０００′Ｆ以上に
加熱１−ることによって処理され、熱延され、約１６５
０下で仕上げられる。約８５００〜１１５０”Ｆの範囲
に約１時間加熱することにより析出硬化処理を英施する
こともできる。 マツバラはかりこ対して１９７６年３月２３日に発行さ
れた米国特許第３，９４５，８５８号は、０．０２〜０
．］、０％の炭素と、１．２０〜１．８０％のマンガン
と、０．０１５％以下の硫黄と、０．０５〜０．５０％
のクロムと。 ０、Ｏ２Ｎ２．１０％のニオブと、０．１０〜０．５０
％のケイ素と％ ０．０３０％以下のリンと、０．０５
〜０．５０％のニッケルと、０．０５〜０．５０％の銅
と、残分の鉄と付随的不純物とを含有し低温で低いノツ
チじん性を有するとされる低合金鋼を開示している。希
土類金属または合金も０．０１〜０．２０％の範囲内で
添加することができる。この鋼は、９５０ ℃（１７４
２′Ｎ？）以下の温度で３０〜８０％の絞り率をもって
熱延される。その結果すぐれたノツチしん性が得られる
と述べられている。 レイスドルフに対して１９７６年５月１１日に発行され
た米国特許第３，９５５，９７１号は、少くとも６０ｋ
ｓｉの最小降伏強さと、−８０”Ｆもの低温でのすぐれ
た衝堂じん性など、良い低温特性を有する似合合宿造銅
を開示している。このｆｌＡは、０．０６〜０．１２％
の炭素と、０．２０〜１．００％のマンガンと、最大０
．０２０％のリンと、最大０．０１５％の硫黄と、０．
１５〜０．４０％のケイ素と、０．７５〜１．５０％の
ニッケルと、０，５０〜１．２５％のクロムと、０．１
５〜０．４０％のモリブデンと、０．０１０〜０．０６
０％のアルミニウムと、銅フ′ラスクロムを最大１．５
０％として最大０．７５％の銅と、残分の鉄と、通常の
不純分とを含有している。１インチ厚と２インチ厚の鋼
板の処理に際して、サンプルを１６５０°Ｆでオーステ
ナイト化し、水冷し、次にそれぞれ１１５０’Ｆ。 １２００１Ｆおよび１２５０”Ｆで焼もどした。 他の先行技術または本発明者の知る限りの技術は米国特
許第３，６９２．５１４号、第３，８４１，８６６号、
第３ 、８４９ 、２０９号、第４．００８，１０３号
およびカナダ特許第９８８，７５１号を含む。 ＡＳＴＭ ｅ金Ａ７１０．グレードＡは重量％で最大０
．０７％の炭素と、 ０．４０〜０．７０ν）マンガン
と、最大０．０２５％のリンと、最大０．０２５％の硫
黄と、最大０．４０％のケイ素と、０．７０〜１．００
％のニッケルと、０．６０〜０．９０％のクロムと、０
．１５〜０，２５％のモリブデンと−１，００〜１．３
０％の銅と、最小０．０２％のニオブと、残分の鉄とを
含有する。この組成は前記の米国特許第３，６９２，５
１４号に基く。 構造用の低合金＠版の分野における多くの先行技術の発
展にもかかわらす、熱延状態において、室温での少くと
も８０１ｃｓｉの降伏強さと、−５０下での少くとも肋
フート・ポンド（縦方向）および少くとも１５フート・
ポンド（横方向）のシヤルピー■−ノツチ衝撃強さとを
有し、熱延／析出硬化された状態において、少くとも８
５ｋｓｉの降伏強さと、−５０１２での少くともかフー
ト・ポンド（縦方向）および少くとも１５フート・ポン
ド（横方向）のシヤルピー■−ノツチ衝撃強さとを有し
、急冷／析出硬化状態において、少くとも８０ｋｓｉの
降伏強さと、−８０’Ｆにおける少くとも５０フート・
ポンド（縦方向）および少くともあフート・ポンド（４
７ジユール）（横方向）のシヤルピーＶ−ノツチ衝撃強
さとを有し、これと共に丁ぐれた溶接性、特に通常のい
１“れかの溶接法によって作られた溶接物の加熱区域に
おけるじん性の保持住金備えた特に厚さ／ｉ６〜２１（
４，８〜５１ｍｍ ）の仮（ｐｌａｔｅ ）状の鋼の必
要性が存在する。 本発明の目的は、熱延されたままの状態で太ていの用途
に適した機械特性と冶金を旨性とを有する低合金鋼板を
制御された熱延によって？！造１−る方法を提供するに
ある。 本発明の他の目的は、ｎ１１記の新規ｙエフｒ４１′性
組合せを有する少くとも３／ｉ６インチの厚さの低合金
鋼２制御された熱延と析出硬化によって製造する方法ケ
提供１−るにある〇 本発明のさらＶこ他の目的は、改良された強度と低温じ
ん性とを示′１″急冷／析出硬化状態の低合金ｆｉ’ｌ
板（ｆ−製造する方法を提供する［ある。 本発明の他の目的は、現任の先行技術では得られない前
述の７１４・仕組合せを有する少くとも”ｉ６インチの
厚さの低合金鋼板を提供するにある。 本発明によれば、熱延状態において電源での少くとも８
ｔ） ｋｓｉ （５６Ｋ７．ｊ ）の降伏強さと一５０
’Ｆ（−４に １：、 ）での少くとも加フートボンド
（２゛ｉジユール）のシヤルピーＶ−ノツチ仙ｔ９式強
さく縦方向）とを・示し、これと共に溶接物の加熱区域
におけるしん性の保持６〜含めてすぐれた溶接性を有す
る少くとも君１２インチ（４，８ｍｍ ）の厚さの低合
金銅相の製造方法において、本質的に、重量％において
約０．０２％〜０．０７％の炭素と−１，２％〜２．０
％のマンガンと、最大０．０２０％の硫黄と、０．５９
ｏまでのケイ素と、０．１％〜０．４％のモリブデンと
、０．０１％〜０．１％のニオブと、約０．０１％〜０
．１０％の酸溶性アルミニウムと、約０．８％〜２．０
％の鋼と、約０．４％〜２，０％のニッケルと、残留ク
ロムと、付随的不純物を除く残分の鉄とから成る銅累材
ケ準備する段階と、前記累月を約１４００°〜１７００
下（７６００〜９２７℃）の温度範囲内で少くとも３０
％の全体絞り率をもって所望の最終厚さまで熱延するこ
とによってオーステナイトの実質的再結晶を避け、重置
に変形された主オーステナイト相な・得る段階と、前記
のオーステナイト相を主として微細な針状フェライトと
下部（ＩＯｗｅｒ ）ベイナイト相とに変態させる速度
で冷却する段階とを含む方法が提供される。 さらに不発明は、前記の熱延されＴこ鋼材を約９ｏｏｙ
（４８２℃）とＡＣ□点との範囲内で加熱することに
より析出硬化させ、室温で少くとも８５ｋｓｉ （６０
Ｋｇ／ｒｔＡ ）の降伏強さと一５０°Ｆ（−４６℃）
で少くとも２０フートボンド（２７ジユール）のシャル
ピー■−ノツチｉ’Ｊｉｌ ％％強さく縦方向）とに有
する鋼材をうろ追加段階を含む前記の低合金鋼板の製造
方法を提供１°るにある。 不発明の他の実施態様０ておいては、オーステナ・１ト
化され、急玲され、析出硬化された状態において、室温
での少７
浴接性を有する少くとも乞６インチ（４，８ｍｍ） の
厚さの低合金ｊ＞ｉ材に関するものである。 本発明の鋼材は、鋳造によシ、または素材として予め圧
延されたスラブから、鋼板、鋼棒、鋼管および榴造材の
形に、熱延品として、または熱延／析出硬化品どして、
または熱延／オーステナイト化／急冷、／析出硬化品と
して羨造″１′−ることができる。限定的ではないが、
任意の溶接工８による溶接の加熱区域においてすぐれた
じん性を保持する少くとも；暑。インチの厚さの銅版の
ＪＪＪ造において本発明は特に有用である。 本発明の方法によって熱延された銅板は、室温で少くと
も８０１ｃｓ ｉ （５（５ＫｉｍＡ ）の降伏強さと
、−５０”Ｆ（−４６℃）で縦方向に少くとも２０フー
トホント（２７ジユール）のシヤルピーＶ−ノツチ衝千
強さとを示す。本発明の方法によって熱延さ１１．析出
硬化さレタ鋼板は、室温で少くとも８５１（ｓ ｉ （
６ＵＫＶ′ｒＩＪ ）の降伏強さと、−５０”Ｆ （−
４６℃）で縦方向に少くともかフートボンド（２７ジユ
ール）のシヤルピーＶ−ノツチ衝撃強さとを示す。通常
法で熱延され、オーステナイト化され、急冷され、析出
硬化された＠会、本発明の鋼板は室温で少くとも８０
ｋｓｉ（５６Ｋｍ＋ｕ ）の降伏強さと、−８０下（−
６２℃）で縦方向に少くとも５０フートポンド（６８ジ
ユール）のシャルピー■−ノツチ衝た強さとを有する。 １９７６年５月２６日発行の英国特ＷＦ第１ 、４３６
、８４６号は、０．４〜０．８％のニッケルと、０．
７〜１．１％の銅と、０．０１〜０．０９％の炭素と、
０，０２〜０，１％のニオブと、１．１〜１．６５％の
マンガンと、０〜０．５％のクロムと、０〜０．６％の
ケイ素と、０〜０、５９’ｏのモリブデンど、０〜０．
０１％のホウ素と、Ｏ〜０．０８％のアルミニウムと、
合計０〜０．１％のジルコニウム、マグネシウム、カル
シウムおよび希土類金属の少くとも一独と、不純分以外
の残分の鉄とを含有し、すぐれた溶接性と高強度とを示
すと主張されている＠１「］を開示している。その銅の
実施例は、熱延ｆｉ’ｊｉ１ｉ板が１０５０℃までの温
度で仕上げられたとぎ、少くとも４５０ ＭＮ、Ａｎ”
（６５ｋｓ皿）の降伏強さと、７０Ｊ遷移温度が一１
０℃以下となるようなしん性水準とを有すると述べられ
ている。特定の実施例において、熱延仕上温度は９５０
°〜１０５０℃の範囲であった。 ＡＳＴＭ Ａ、７１０ グレードＢ鋼は１９６４年５月
５日にバーレイに対して発行された米国／１７ｊ許第３
、 ］ ３２ 、０２５号に基クモノテ、コノｑ：ｒ
：’Ｆ ｋ＊４、熱延状態においてづ゛ぐれた冶金特
性組合せを示すとされる低合金Ｋｇ造弁１を開示してい
る。この鋼ζ：（、ｏ、ｏｓ５石までの炭素と、約０．
２〜（１７５ツらのマンガンと、（１，３５％までのケ
イ素と、約１〜１．７’％の銅と、約０．７〜１，６％
のニッケルと、約００１〜０．１６％のニオブ（コロン
ビウム）と、残分の木り１的（Ｃ鉄どな・含もしている
。０．１ ％までのアルミニウムも存在することができ
る。この銅は、當福、で少くとも７０ｋｓｉの１４−伏
強さと、−５０’Ｆで少くとも１５ｆｔ −１１）Ｓの
シャルピーＶ−ノツチ％ｊ Ｑｉ表強さと一少くとも６
０９わの絞りとを示す。この銅は約２０００′Ｆ以上に
加熱１−ることによって処理され、熱延され、約１６５
０下で仕上げられる。約８５００〜１１５０”Ｆの範囲
に約１時間加熱することにより析出硬化処理を英施する
こともできる。 マツバラはかりこ対して１９７６年３月２３日に発行さ
れた米国特許第３，９４５，８５８号は、０．０２〜０
．］、０％の炭素と、１．２０〜１．８０％のマンガン
と、０．０１５％以下の硫黄と、０．０５〜０．５０％
のクロムと。 ０、Ｏ２Ｎ２．１０％のニオブと、０．１０〜０．５０
％のケイ素と％ ０．０３０％以下のリンと、０．０５
〜０．５０％のニッケルと、０．０５〜０．５０％の銅
と、残分の鉄と付随的不純物とを含有し低温で低いノツ
チじん性を有するとされる低合金鋼を開示している。希
土類金属または合金も０．０１〜０．２０％の範囲内で
添加することができる。この鋼は、９５０ ℃（１７４
２′Ｎ？）以下の温度で３０〜８０％の絞り率をもって
熱延される。その結果すぐれたノツチしん性が得られる
と述べられている。 レイスドルフに対して１９７６年５月１１日に発行され
た米国特許第３，９５５，９７１号は、少くとも６０ｋ
ｓｉの最小降伏強さと、−８０”Ｆもの低温でのすぐれ
た衝堂じん性など、良い低温特性を有する似合合宿造銅
を開示している。このｆｌＡは、０．０６〜０．１２％
の炭素と、０．２０〜１．００％のマンガンと、最大０
．０２０％のリンと、最大０．０１５％の硫黄と、０．
１５〜０．４０％のケイ素と、０．７５〜１．５０％の
ニッケルと、０，５０〜１．２５％のクロムと、０．１
５〜０．４０％のモリブデンと、０．０１０〜０．０６
０％のアルミニウムと、銅フ′ラスクロムを最大１．５
０％として最大０．７５％の銅と、残分の鉄と、通常の
不純分とを含有している。１インチ厚と２インチ厚の鋼
板の処理に際して、サンプルを１６５０°Ｆでオーステ
ナイト化し、水冷し、次にそれぞれ１１５０’Ｆ。 １２００１Ｆおよび１２５０”Ｆで焼もどした。 他の先行技術または本発明者の知る限りの技術は米国特
許第３，６９２．５１４号、第３，８４１，８６６号、
第３ 、８４９ 、２０９号、第４．００８，１０３号
およびカナダ特許第９８８，７５１号を含む。 ＡＳＴＭ ｅ金Ａ７１０．グレードＡは重量％で最大０
．０７％の炭素と、 ０．４０〜０．７０ν）マンガン
と、最大０．０２５％のリンと、最大０．０２５％の硫
黄と、最大０．４０％のケイ素と、０．７０〜１．００
％のニッケルと、０．６０〜０．９０％のクロムと、０
．１５〜０，２５％のモリブデンと−１，００〜１．３
０％の銅と、最小０．０２％のニオブと、残分の鉄とを
含有する。この組成は前記の米国特許第３，６９２，５
１４号に基く。 構造用の低合金＠版の分野における多くの先行技術の発
展にもかかわらす、熱延状態において、室温での少くと
も８０１ｃｓｉの降伏強さと、−５０下での少くとも肋
フート・ポンド（縦方向）および少くとも１５フート・
ポンド（横方向）のシヤルピー■−ノツチ衝撃強さとを
有し、熱延／析出硬化された状態において、少くとも８
５ｋｓｉの降伏強さと、−５０１２での少くともかフー
ト・ポンド（縦方向）および少くとも１５フート・ポン
ド（横方向）のシヤルピー■−ノツチ衝撃強さとを有し
、急冷／析出硬化状態において、少くとも８０ｋｓｉの
降伏強さと、−８０’Ｆにおける少くとも５０フート・
ポンド（縦方向）および少くともあフート・ポンド（４
７ジユール）（横方向）のシヤルピーＶ−ノツチ衝撃強
さとを有し、これと共に丁ぐれた溶接性、特に通常のい
１“れかの溶接法によって作られた溶接物の加熱区域に
おけるじん性の保持住金備えた特に厚さ／ｉ６〜２１（
４，８〜５１ｍｍ ）の仮（ｐｌａｔｅ ）状の鋼の必
要性が存在する。 本発明の目的は、熱延されたままの状態で太ていの用途
に適した機械特性と冶金を旨性とを有する低合金鋼板を
制御された熱延によって？！造１−る方法を提供するに
ある。 本発明の他の目的は、ｎ１１記の新規ｙエフｒ４１′性
組合せを有する少くとも３／ｉ６インチの厚さの低合金
鋼２制御された熱延と析出硬化によって製造する方法ケ
提供１−るにある〇 本発明のさらＶこ他の目的は、改良された強度と低温じ
ん性とを示′１″急冷／析出硬化状態の低合金ｆｉ’ｌ
板（ｆ−製造する方法を提供する［ある。 本発明の他の目的は、現任の先行技術では得られない前
述の７１４・仕組合せを有する少くとも”ｉ６インチの
厚さの低合金鋼板を提供するにある。 本発明によれば、熱延状態において電源での少くとも８
ｔ） ｋｓｉ （５６Ｋ７．ｊ ）の降伏強さと一５０
’Ｆ（−４に １：、 ）での少くとも加フートボンド
（２゛ｉジユール）のシヤルピーＶ−ノツチ仙ｔ９式強
さく縦方向）とを・示し、これと共に溶接物の加熱区域
におけるしん性の保持６〜含めてすぐれた溶接性を有す
る少くとも君１２インチ（４，８ｍｍ ）の厚さの低合
金銅相の製造方法において、本質的に、重量％において
約０．０２％〜０．０７％の炭素と−１，２％〜２．０
％のマンガンと、最大０．０２０％の硫黄と、０．５９
ｏまでのケイ素と、０．１％〜０．４％のモリブデンと
、０．０１％〜０．１％のニオブと、約０．０１％〜０
．１０％の酸溶性アルミニウムと、約０．８％〜２．０
％の鋼と、約０．４％〜２，０％のニッケルと、残留ク
ロムと、付随的不純物を除く残分の鉄とから成る銅累材
ケ準備する段階と、前記累月を約１４００°〜１７００
下（７６００〜９２７℃）の温度範囲内で少くとも３０
％の全体絞り率をもって所望の最終厚さまで熱延するこ
とによってオーステナイトの実質的再結晶を避け、重置
に変形された主オーステナイト相な・得る段階と、前記
のオーステナイト相を主として微細な針状フェライトと
下部（ＩＯｗｅｒ ）ベイナイト相とに変態させる速度
で冷却する段階とを含む方法が提供される。 さらに不発明は、前記の熱延されＴこ鋼材を約９ｏｏｙ
（４８２℃）とＡＣ□点との範囲内で加熱することに
より析出硬化させ、室温で少くとも８５ｋｓｉ （６０
Ｋｇ／ｒｔＡ ）の降伏強さと一５０°Ｆ（−４６℃）
で少くとも２０フートボンド（２７ジユール）のシャル
ピー■−ノツチｉ’Ｊｉｌ ％％強さく縦方向）とに有
する鋼材をうろ追加段階を含む前記の低合金鋼板の製造
方法を提供１°るにある。 不発明の他の実施態様０ておいては、オーステナ・１ト
化され、急玲され、析出硬化された状態において、室温
での少７
【＜ても８０ ｋｓｉ （５６Ｋｇ／ｍＡ ）
の降伏強さと−８０’Ｆ （−６２℃）での少なくとも
関フート・ポンド（６８ジユール）のシヤルピー■−ノ
ツチｊｉｊｉ撃強き（縦方向）とを示し、これと共に溶
接物のυ１１１区域におけるじん性の保持を含む１″ぐ
れた溶接性を有する少なくともち一ンチ（４，８ｍｎｔ
）の厚さの低台金鋼材の製造方法においで、本質的Ｖ
Ｃ］’Ｂ：量％で、約０．０２％〜０．０７％の炭素と
、１．２％〜２．０％のマンガンと、最大０．０２０
′／′’ｏの鈍黄と、０．５％までのケイ素と、０．１
％〜０．４％のモリブデンと、０．Ｏ１％〜０．１％の
ニオブと、約０．０１％〜０，１０％の酸溶性アルミニ
ウムと、約０．ｆｌνｂ〜２．０％の銅と、約０．４％
〜２．０％のニッケルと、残留クロムと、付随的不純物
以外の残分の鉄とからなる鋼累材を準備する段階と、前
記素材を所望の最終Ｊ！λさまで熱延する段階と、（「
１１がフェライトに変態する温度に冷却する段階と、前
記の熱延された素材をオーステナイト化範囲内の約１６
ｏ００〜１８００ ’Ｉｉ （８７１°〜９８２℃）の
温度に再熱して前記フェライトをオーステナイトに変態
する段階と、前記のオーステナイトの実質全部を主とし
て微細な針状フェライトと低ベイナイトに変態し調音化
粒子の実質析出を避ける速度で急冷する段階と、約９０
０’Ｆ Ｃ４８２℃）とＡ。□点との間の温度範囲で加
熱することにより析出硬化する段階とを含む方法が提供
される。 また、不発明は熱延された状態において、室温での少な
くとも８０ ｋｓｉ （５６Ｋｇ／ｒＡ ）の降伏強さ
と−５０”Ｆ（−４６℃）での少７よくとも２ｏフート
ボンド（２７ジユール）のシャルピーソーノツチ衝撃強
さく縦方向）とを示すと共に、溶接物の加熱区域におけ
るしん性の保持を含むすぐれた溶接性を有する少なくと
も４６インチ（４，８ｍｍ ）の厚さの低合金鋼材にお
いて、主として針状のフェライト／下部ベイナイトミク
ロ組織を有し、前記の鋼は本質的に重量％で、約０．０
２％〜Ｏ’、 ０７％の炭素ど、１．２％〜２．０％の
マンガンと、最大０．０２（１％の硫黄と、０．５％ま
でのケイ素と、０．１％〜０．４％のモリブデンと、０
．０１％〜０．１０ ’％ ｆ） ニー ：＃ フト、
約０．０１％〜０．１０％の酸溶性アルミニウムと、約
０２８％〜２．０％ノ銅と、約０．４％〜２．０％のニ
ッケルと、残留クロムと、イ」随的不純物以外の残分の
鉄とから成るようにした低合金鋼板を提供１−るもので
ある。 前記の低合金鋼材は、析出硬化状態において、室温での
少なくとも８５ ｋｓｉ （６０ｈ７ｍＡ ）の降伏強
さと、−５０下（−４６℃）での少なくとモ２０７ ）
ホントのシャルピー ■−ノツチ衝撃強さく縦方向）と
を示す。 本発明による前記の低合金銅相は、オーステナイト化さ
れ、急冷され析出硬化されたとぎに、室温での少なくと
も８０ ｋｓｉ （５６ＫｉＪ ）の降伏強さと、−８
０″Ｆ（−６２℃）での少なくとも５ｏフートボンドの
シャルピー ■−ノツチ郁ｉ繋さく縦方向）とを示す。 以下において、本発明を図面に示す実施例について詳細
に説明する。 本発明の銅の好ましい組成は、本質的に重量％で約０．
０３％〜０．０５％の炭素と、約１．３％〜１．６５％
のマンガンと、最大約０．０１０％の硫黄と、約０．１
５％〜０，４０％のケイ素と、約０．１５％〜０．３０
％のモリブデンと、約０．０２％〜０．０５％のニオブ
と、約０．０２％〜０．０６％の酸溶性アルミニウムと
、７１勺１．０％〜１．３％の１同と、約０．７％〜１
．０％のニッケルと、０．２５％以下のクロムと、付随
的不純物以外の残分の鉄とから成る。 炭素１は強さに対する寄与の故に重要であり、この目的
から約０．０２％の最小値が必−決とされる。 しかし０．０７％以上の炭素ばじん性の減少と溶接性の
急激な阻害とを生じる。最終形の銅版は主として微細針
状のフェライトと下部ベイナイトであるから、０．０７
％以上の炭素は過剰量のパーライト、粗大な上部（ｕｐ
ｐｅｒ ）ベイナイト、および高炭素オーステナイト＋
マルテンザイト成分の複斂小区域とを生じる。これらの
相は、実質的強さ増大７’ｒｌ。 にじん性を低下させるものど考えられる。約０．０ニ一
１％〜０．０５％の炭素範囲で最良の結果が得られろ。 マンガンは、強さとじん性をつるために最小限１．２％
必要とされる。２．０％以上のマンガンは鋳造中に偏析
を牛じるｉ■能性があり、また溶接中にマルテンサイト
を形成する可能性がある。また低戻素含有量、のマンガ
ン添加剤は比較的高価でｋ）す、また高濃度ｔよ融解中
の耐火物の侵食を加速する。 この故に、１．２％〜２．０％、好まし０よ約１． ：
（’；’。 〜１゜（１５％のマンガンが必要であると考えられる。 餠１１の長）買方向と短横方向において延性とじん性に
悪影響を及ば−づ°熱延制板中の硫化物介在物の１！縦
げた（ ｓｔｒｉｎｇｃｒ ） ” ７”、Ｃ最小Ｎ４
１ｃ Ｄ’ｌ ’１−１；二メ、一般に不純物としで存
在する硫黄は最大限（１，０２０％に匍］限されなげ牡
はならない。好ましくはイ１α黄ｔま最大限０．０１％
に制限される。 ケイ素は脱酸のために添加され、銅に対して、ある程度
の追加強度を与える。しかしケイ素は最大限０．５％に
制限されなければならない。この値を超える量はじん性
と溶接特性に対して有害だからである。 一般に鏑の強化と同化のためにモリブデンが添加され、
こ才ｔは本発明の鋼においでも同一の機能を有する。し
かしながら、モリブデンを０．１％〜０．４％の範囲内
で、好ましくは約０１５％と０３０％の範囲内で添加す
る主な本質的理由は一熱延後の冷却に際して、または次
の再熱と急冷に際して、ニオブと干渉してオーステナイ
トからフェライトへの変態を制限するように思われるこ
とである。 モリブデンは、低温熱延に際して実質的に未結晶のオー
ステナイトを生じさせる。モリブデンが前記の範囲内に
存在するとぎ、ニオブはオーステナイトの再結晶を遅ら
せるのに一層有効である。ジルコニウム、バナジウムお
よびチタンは、モリブデンの存在においても不存在にお
いても、オーステナイトの再結晶を十分に遅らせない、
従っチーこれらの会金元累は本発明の鋼の中においては
ニオブと同等ではない。モリブデンの最大限値０．４％
は遵イされなければならない。なぜかならば、これを超
えた量は溶接中にマルテンサイトを生じ、これは脆く、
従って受入れがないからで、ちる。またモリブデン添加
剤の増大は、強度またはじん性をさらに改良することな
く価格を上昇させる。 オーステナイトの再結晶を遅らせるために、少くとも帆
０１％のニオブを添加しなければｙｒら１ｆい。任意の
ニオブ水準に対して、約（）、１％以下のモリブデンは
、非常に薄い鋼板の場合を除いて十分な杓結晶遅延を生
じない。本発明は約３／】６インチ以上の厚さを有する
鋼材に関するものであるから、０．１％〜０．４％のモ
リブデンと共に０．０１％〜０．１％−好ましくは０．
０２％〜約０．０５％のニオブ範囲が必要である。約０
．１％以上のニオブ水準は圧延前に溶解困難となり−こ
の様な場合にこの添加剤はオーステナイト再結晶の所要
の遅延を生じることなく、１４００°〜１７００ ’Ｆ
の範囲で少くともよ）％の変形を生じる。またニオブの
高水準は価格を上昇させ、じん性の損失を生じ、溶接物
中のクラッキングを促進する。 アルミニウムは処理中の粒度制御のために必要とされ、
この目的のためには酸溶性−の形で少くとも約０．０】
％が必要とされる。結晶粒の粗大化はじん性と強さに対
して有害である。またアルミニウムは、鋼組成中に存在
する残留窒素と有効に化合するが、酸浴性アルミニウム
０．１０％の最大値を守らなければならない。なせかな
らば、過剰量は延性に悪影９を及ぼすからである。 銅は析出硬化要素として重要であり、この目的から最小
限約帆８％が必要である２ ２．０％以上の銅は過剰で
あって、銅は約１．０％と１．３％の範囲内にある。ま
たこの範囲内の銅は、熱延後の冷却中にまたはオーステ
ナイト化後の急冷中に所要の針状フェライト／下部ベイ
ナイトミクロ組ｆａ ｋ生じるのに役立つ。 熱延中の熱間脆性を避けるため、ニッケルは約・０．４
％〜２．０％の範囲内で存在する。ニッケルは高価であ
るから、最大値２．０％、好ましくは１．０％に制限さ
ｊｌ、また広最大限値を超える量は溶接の問題を生じる
可能性がある。 本発明の鋼のマンガン含有量と銅含有量の範囲け、低合
金＠ ４１について通常使用されるものよりも高い。こ
のような高い含有険範囲は鋼の強さとじん性とを増大し
、またマンガンは一オーステナイトの再結晶を遅らせる
ためにニオブをさらに有効とする点においてモリブデン
と同様に作用１−るものと考えられる。またマンガン（
ｒｉ微細！、ｒ剣状フェライトと下部ベイナイトの形成
を促進するのに役立つ。 クロムは、比較的高いマンカン含有蔽と共にミクロ組社
中に上部ベイナイトを形成し、こオしがじん性に対して
非常に有害であるが故に、残留鍍（最大限約［）、２５
％）に制限される。先行技術の鋼板において、高い強さ
をつるためにクロム□□□・使用すれば、その結果じん
性を犠牲にした。不発明の銅においてはこの問題は避け
られろ、まプこクロムの添加は溶接物の中にマルテンサ
イトを形成さぜ−じん性を低下させ、また水素クラッキ
ングの可能性を増大する。 熱延の最終段階においてオーステナイト再結晶を遅らせ
ることの重要性は、主として重度に変形し、たオーステ
ナイト相をうるに、ある。約１４００゜〜１７００ ’
Ｆの温度範囲内において少なくとも３０％の全絞り率が
そのために必要であることが発見さｎた。絞りは】回ま
１こは数回のバスで実施することができる、好ましくは
、１４０００〜１６００°Ｆの温度範囲内において全絞
り率は少なくとも５０％と１−ろ。本発明の制御された
方法においては、念図的に熱延中にフェライトが形成さ
れない。これより筒い圧延温度においては、または臨界
量のニオブ、モリブデンおよびマンガンの添加剤を含イ
ー■しない鋼においては、熱延中に、各圧延バス後に、
変形結晶粒が直ちに再１＜Ｉｌ＋晶して新しい非変形ま
たばひ１”みなしの結晶粒となるが、本発明においては
、鎖の組成の故に実質的再結晶は生じ１．ｃい。故に、
熱延の終了時に、オーステナイト結晶粒が高度に変形さ
れる。熱延終了後の冷却時に、変形さオシたオーステナ
イト（１４造か通常のようにフェライトに変態するが、
このフェライトは多角形結晶粒よりは主として微細な針
状結晶粒である。本発明の銅の高い強度とじん性は、主
として針状のフェライト／下部ベイナイトミクロ組織に
よるものである。 不発明の急冷／ＶＣ出硬化ｔＮ版の製造に際しては。 少なくとも３０％の絞りが約１４０００〜］ ７００
’Ｉ？の温度範囲で実施さオし一ニオブ、モリブデンお
よびマンガン添加剤によってオーステナイト１１）結晶
か遅らさオするように熱延を制御することは絶対心安で
はない。しかしながら、この制ｐ１された熱延を使１．
１．Ｉすることもでざる。通常の熱延後の段階は、熱延
’＃１％’ｌ：こス１〕板を、オーステナイト化範囲の
温ＬＷ、ｊＪｌｊち約］６００°〜１８００’Ｆ、好ま
しくは約１６５００〜Ｊ７００°Ｆ（８９９°〜９２７
℃）の範囲の温度に再熱Ｊ−ろ段階を含む。実質的に全
部のフエラ−（ト相街オーステナイトに変態したのち、
オーステナイトを実質的に全量の做〃１■１針状フェラ
イトと下部べ１ナイトに逆忽悪させるように急連に、ま
た大部分の”ｉｉｌを固溶体状態に保持するに十分な速
度で急冷１−ろ。この段階の急冷媒質は水でなけオシは
ならない、１、ｒぜかならは、油、塩または強制循還空
気などの媒質は約３．７８インチ（９，５ｍ口］）の厚
さまでの薄い鋼板の場合を除いて、微細粒子としての銅
の析出を防止するに十分な冷却速度を生じないからであ
る。 析出硬化段階は約９００°ＦとＡｃ１点の温度範囲に加
熱するにある。約９００″Ｆ以下の温度においては、銅
は過当な時間内に析出することなく、また形成した少量
のマルテンサイトが十分に焼戻されない。 これに反して、Ａｏ１温度以上に、即ち約１３００°Ｆ
以上に加熱されれば、一部のオーステナイトが再び形成
して、これが次の空冷に際して脆いマルテンサイトｖｃ
ｇ態する。また、先行急冷段階に際して銅の析出を避け
る必要がある。なぜかならばこのような早期の析出は鋼
の強さに役立たないからである。この故に、銅を固溶体
状態に保持する程度に急速ｒｊ急冷速度が必要とされる
。好ましくは折出硬化温度範囲は約１０００°〜１２０
０°Ｆ（５３８゜〜６４９℃）の範囲内と１−る。 本発明の制御された熱延工程によって低合金鋼板を熱延
されたままの状態で製造する際に、現在ＡＳＴＭ Ａ７
１０ グレード Ａクラス１ 合金銅について必要とさ
れている析出硬化またはその他の強化段階の必要なく、
室温において少なくとも８０ｋｓｉの降伏強さが得られ
る。これは処理コストを減少させ、またスケールの発生
が少１工いので表面が改良される。またｌｒ芋に、幅広
い、比較的’ｔＩＩ７い、；！４６〜３／８インチの厚
さ範囲の鋼板におい′で平ｉ′；１性が改良される。同
時に、縦方向と横方向におけイ）すぐれたしん性が得ら
れる。 付図のｍ１図と第２図について述ベオしは、これらの図
に」ｄいては本発明の制御された熱延工程と析出硬化と
を受けた鋼について引張り強さとじん性がグロットされ
ている。第１図から明らかなように本発明の鋼は、ＡＳ
ＴＭ Ａ７］０ グレードＡおよびモリブデン以外は本
発明の組Ｔ父範囲内にある鋼よりも実質的に高い引張り
強さと降伏強さとを示す。同じく第２図は、本発明の鋼
の延性−脆性転移温度がＡＳ’、Ｉ’Ｍ Ａ７１０ グ
レードＡよりも実質的に高く、モリブデンを除いて本発
明の組成範囲内にある鋼と同等であることを示している
。 この明細書には報告されていない予備的実験テストのの
ちに、一連の製造テストを実施した。表１にまとめられ
ているように、ヒートＡは本発明の什）の好ましい範囲
内のすべての主要元素をもって製造された。このヒート
からとられたスラブに対して、辿當の熱延法と本発明の
制御された熱延法とを用いて、種々の厚さのグレート状
に熱延した。スラブの熱延のための再熱１ｕ？Ｌ度は２
２５０°〜２３５０ ′Ｆ （１２３２’ 〜１２８８
℃）ノ範囲内テ、ｂ ツ７’、−０これらのテストにお
ける制御された圧延は、１５００゜〜１７００°Ｆの温
度１１龜囲で６５％〜７０％の絞り率を含んでいた。熱
延仕上温度は約１４５０’と１５００°ｌ？の間であっ
た。通常の熱延法は、１７００下以下における僅少な絞
りと、約１６００°Ｆの仕上温度とを含んでいた。史［
ｊべての厚さの試料に対して圧延後［−１１００下（５
９３℃）の温度で、１時間、析出硬化を実施し、次に空
冷を実施した。 表１から明らかなように、熱延されたままの状態では、
本発明の制御された熱延法によるサンプルは通常熱延法
によるサンフ゛ルよりも降伏強さと引張り強さにおいて
わ１′かにすぐれている。これより太き１ｆμ味を有す
るのけ、本発明の制御された熱延法で処］！１１された
すべてのサンフルの圧延されプこままの状態でのしん性
の劇的７．ｃ優越性である。 析出硬化されたサンフルは、圧延されたままの状態の同
一サンフルに比して降伏強さと引張りす（１（さにおい
て顕著な増大を示し、また本発明の制御された熱延法余
受けたサンフルは：ｉｉｈ常ＬＩ：、延法ケ受けたサン
フルに比して降伏強さにおいてわ１かにすぐれていた。 この場合にも、本発明の制御された熱延ｆ：受けた析出
硬化状態のサンフルのじん性Ｑよ通常の熱延を受けたの
ちに析出イ期化さ１またサンフルよりも著しくすぐれて
いた。 直接比較のため、車量％において（１，０３５％の炭素
、０．４４％のマンガン、０．０１０％のリン、０．０
１５％の硫黄−０，２８うｂのケイ累、０．６８うａの
クロム、０．８９％のニッケル、０．２１％のモリブデ
ン、１．１６％の銅、０．０４４％のアルミニウム、０
．０４５％のニオブおよび残分の本質的に鉄とから成る
ＡＳＴ八・ＩＡ ７１０ グレードＡ＜ａｌのヒートＢ
と同一のテストをヒートＡのサンプルに対して加えた。 両方のヒートのサンプルを本発明の制御された熱延法に
よって厚さｂインチ（１２゜７ｍｍ）の板に熱延し、ま
た各階のサン７″ルに対して１１００°Ｆ （５９３℃
）で１時間、析出硬化を実施した。他の点において処理
法は前記と同一であった。 横方向引張り強さと縦方向および横方向のじん性とを表
ｉｔに示した。熱延されたままの状態のヒートＡの降伏
強さは析出硬化された状態のヒートＢの降伏強さと実質
的に同等であった。析出硬化された状態では、ヒートＡ
の降伏強さはヒートＢよりも実質的に高かった。制御熱
延された状態の不発明の銅の縦方向じん性は、析出硬化
状態のヒートＢよりも実質的に高かった。 本発明による鋼の追加ヒートを製造し、その組成を表■
」に示した。 表■のヒートＣとＤおよびヒートＡの鋼のサンフールに
対してそれぞれ】ｎ１常熱延と制御熱延、オーステナイ
ト化、急冷、析出硬化を実施した。これらのテストのた
めに種々の厚さの銅板を製造した。 約１６５０丁（９００℃）の温度まで再熱することによ
ってオーステナイト化し、約３０〜７５分間保持し。 水で急冷した。析出硬化は１２００’Ｆまたは１１００
下で加分間実施され、これにつづいて空冷した。 これらのサンプルの引張り強さとじん性を下記の表■に
示す。この表から見られるように、少１．ｃくとも１イ
ンチまでおよび１インチを含む１９さの鋼板について９
０ｋｓｉ以上の降伏強さが得られた。 ８６．４〜８８．３ｋｓｉの降伏強さを’ｌ’＋ ＋る
１１１１記より厚い鋼板については、１０００下（５３
８℃）での析出硬化によって若干高い降伏強さが得ら１
するであろう。 また熱延法が通常法であるか本発明の制御された熱延法
であるかにかかわらず、すべてのサンフルについて顕著
１．ｃ縦方向じん性が得られたことｔま明らかである。 また横方向じん性情も一般ＶＣ′１−ぐ１１ておシ、−
ａｔ下における目標イ直３５フートボンドよりも十分に
高かった。 次に第３図と第４図には、ヒートへの鋼のｈインチ（１
９ｍｍ ）の鋼板の厚さ中央部からとられたサンフ”ル
のミクロ組織を示す。 第３図は通常の熱延法を受けた熱延された状態の再結晶
した結晶粒組織を示す。第４図は本発明の制御された熱
延法によって得られた変形され１こ結晶粒組織を示し、
これは主として微細な粒子から成る針状フェライトであ
る。 第５図は、不発明の制御された熱延法によって熱延され
たあとのＡＳＴＭ Ａ７１０ グレードＡ銅（ヒー）Ｂ
）の結晶粒組織を示す。この試料は１／２インチ板の厚
さ中央部においてとられた。 このミクロ組織は、変態前［再、結晶したオーステ・
ナイトから生じる多角形フェライト、パーライトおよび
ベイナイトを含んでいる。 第６図は、本発明の制御さｔｔ、た熱延処理を受けた１
７２インチ板の厚さの中央部でとられた本発明の銅（ヒ
ー）Ａ）のミクロ組織を示１−０このミクロ組織は、完
全には再結晶しなかったオーステナイト相から変態によ
って得られた非常に微細な針状７エライトと一部の下部
ベイナイトである。 第３図と第４図においては、同−鋼が相異る熱延状態に
処理され、そのミクロ組織の顕著な差異は、圧延された
ままの状態の特定組成の鋼について本発明の制御された
熱延法を実施することの重要性を示−づ−。第５図と第
６図においては、州外る鋼に対して本発明の同一・の制
御された熱延処理を実施し、本発明の鋼は非常に微細ｒ
、ｃ ９１状フ工ライトミクロ組織に変態したが、通常
の先行技術の鍋は多角形フェライト／パーライト／ベイ
ナイトミクロ組織に変態した。これは本発明の鋼の組成
の重要性を示１゜ 故に、本発明の、最終製品の処理状態がどのようであれ
、その組成に関して重要性を持つことし、１明白である
。！！：た本発明の制御１された熱延法ｔよ、所望の特
性組合せを有する熱延状態の銅板および熱延析出硬化鋼
板の製造にとって重要であることも明白である。オース
テナイト化され、急冷され、析出硬化された例月の製造
のためには、制御された熱延法は必要でない。
の降伏強さと−８０’Ｆ （−６２℃）での少なくとも
関フート・ポンド（６８ジユール）のシヤルピー■−ノ
ツチｊｉｊｉ撃強き（縦方向）とを示し、これと共に溶
接物のυ１１１区域におけるじん性の保持を含む１″ぐ
れた溶接性を有する少なくともち一ンチ（４，８ｍｎｔ
）の厚さの低台金鋼材の製造方法においで、本質的Ｖ
Ｃ］’Ｂ：量％で、約０．０２％〜０．０７％の炭素と
、１．２％〜２．０％のマンガンと、最大０．０２０
′／′’ｏの鈍黄と、０．５％までのケイ素と、０．１
％〜０．４％のモリブデンと、０．Ｏ１％〜０．１％の
ニオブと、約０．０１％〜０，１０％の酸溶性アルミニ
ウムと、約０．ｆｌνｂ〜２．０％の銅と、約０．４％
〜２．０％のニッケルと、残留クロムと、付随的不純物
以外の残分の鉄とからなる鋼累材を準備する段階と、前
記素材を所望の最終Ｊ！λさまで熱延する段階と、（「
１１がフェライトに変態する温度に冷却する段階と、前
記の熱延された素材をオーステナイト化範囲内の約１６
ｏ００〜１８００ ’Ｉｉ （８７１°〜９８２℃）の
温度に再熱して前記フェライトをオーステナイトに変態
する段階と、前記のオーステナイトの実質全部を主とし
て微細な針状フェライトと低ベイナイトに変態し調音化
粒子の実質析出を避ける速度で急冷する段階と、約９０
０’Ｆ Ｃ４８２℃）とＡ。□点との間の温度範囲で加
熱することにより析出硬化する段階とを含む方法が提供
される。 また、不発明は熱延された状態において、室温での少な
くとも８０ ｋｓｉ （５６Ｋｇ／ｒＡ ）の降伏強さ
と−５０”Ｆ（−４６℃）での少７よくとも２ｏフート
ボンド（２７ジユール）のシャルピーソーノツチ衝撃強
さく縦方向）とを示すと共に、溶接物の加熱区域におけ
るしん性の保持を含むすぐれた溶接性を有する少なくと
も４６インチ（４，８ｍｍ ）の厚さの低合金鋼材にお
いて、主として針状のフェライト／下部ベイナイトミク
ロ組織を有し、前記の鋼は本質的に重量％で、約０．０
２％〜Ｏ’、 ０７％の炭素ど、１．２％〜２．０％の
マンガンと、最大０．０２（１％の硫黄と、０．５％ま
でのケイ素と、０．１％〜０．４％のモリブデンと、０
．０１％〜０．１０ ’％ ｆ） ニー ：＃ フト、
約０．０１％〜０．１０％の酸溶性アルミニウムと、約
０２８％〜２．０％ノ銅と、約０．４％〜２．０％のニ
ッケルと、残留クロムと、イ」随的不純物以外の残分の
鉄とから成るようにした低合金鋼板を提供１−るもので
ある。 前記の低合金鋼材は、析出硬化状態において、室温での
少なくとも８５ ｋｓｉ （６０ｈ７ｍＡ ）の降伏強
さと、−５０下（−４６℃）での少なくとモ２０７ ）
ホントのシャルピー ■−ノツチ衝撃強さく縦方向）と
を示す。 本発明による前記の低合金銅相は、オーステナイト化さ
れ、急冷され析出硬化されたとぎに、室温での少なくと
も８０ ｋｓｉ （５６ＫｉＪ ）の降伏強さと、−８
０″Ｆ（−６２℃）での少なくとも５ｏフートボンドの
シャルピー ■−ノツチ郁ｉ繋さく縦方向）とを示す。 以下において、本発明を図面に示す実施例について詳細
に説明する。 本発明の銅の好ましい組成は、本質的に重量％で約０．
０３％〜０．０５％の炭素と、約１．３％〜１．６５％
のマンガンと、最大約０．０１０％の硫黄と、約０．１
５％〜０，４０％のケイ素と、約０．１５％〜０．３０
％のモリブデンと、約０．０２％〜０．０５％のニオブ
と、約０．０２％〜０．０６％の酸溶性アルミニウムと
、７１勺１．０％〜１．３％の１同と、約０．７％〜１
．０％のニッケルと、０．２５％以下のクロムと、付随
的不純物以外の残分の鉄とから成る。 炭素１は強さに対する寄与の故に重要であり、この目的
から約０．０２％の最小値が必−決とされる。 しかし０．０７％以上の炭素ばじん性の減少と溶接性の
急激な阻害とを生じる。最終形の銅版は主として微細針
状のフェライトと下部ベイナイトであるから、０．０７
％以上の炭素は過剰量のパーライト、粗大な上部（ｕｐ
ｐｅｒ ）ベイナイト、および高炭素オーステナイト＋
マルテンザイト成分の複斂小区域とを生じる。これらの
相は、実質的強さ増大７’ｒｌ。 にじん性を低下させるものど考えられる。約０．０ニ一
１％〜０．０５％の炭素範囲で最良の結果が得られろ。 マンガンは、強さとじん性をつるために最小限１．２％
必要とされる。２．０％以上のマンガンは鋳造中に偏析
を牛じるｉ■能性があり、また溶接中にマルテンサイト
を形成する可能性がある。また低戻素含有量、のマンガ
ン添加剤は比較的高価でｋ）す、また高濃度ｔよ融解中
の耐火物の侵食を加速する。 この故に、１．２％〜２．０％、好まし０よ約１． ：
（’；’。 〜１゜（１５％のマンガンが必要であると考えられる。 餠１１の長）買方向と短横方向において延性とじん性に
悪影響を及ば−づ°熱延制板中の硫化物介在物の１！縦
げた（ ｓｔｒｉｎｇｃｒ ） ” ７”、Ｃ最小Ｎ４
１ｃ Ｄ’ｌ ’１−１；二メ、一般に不純物としで存
在する硫黄は最大限（１，０２０％に匍］限されなげ牡
はならない。好ましくはイ１α黄ｔま最大限０．０１％
に制限される。 ケイ素は脱酸のために添加され、銅に対して、ある程度
の追加強度を与える。しかしケイ素は最大限０．５％に
制限されなければならない。この値を超える量はじん性
と溶接特性に対して有害だからである。 一般に鏑の強化と同化のためにモリブデンが添加され、
こ才ｔは本発明の鋼においでも同一の機能を有する。し
かしながら、モリブデンを０．１％〜０．４％の範囲内
で、好ましくは約０１５％と０３０％の範囲内で添加す
る主な本質的理由は一熱延後の冷却に際して、または次
の再熱と急冷に際して、ニオブと干渉してオーステナイ
トからフェライトへの変態を制限するように思われるこ
とである。 モリブデンは、低温熱延に際して実質的に未結晶のオー
ステナイトを生じさせる。モリブデンが前記の範囲内に
存在するとぎ、ニオブはオーステナイトの再結晶を遅ら
せるのに一層有効である。ジルコニウム、バナジウムお
よびチタンは、モリブデンの存在においても不存在にお
いても、オーステナイトの再結晶を十分に遅らせない、
従っチーこれらの会金元累は本発明の鋼の中においては
ニオブと同等ではない。モリブデンの最大限値０．４％
は遵イされなければならない。なぜかならば、これを超
えた量は溶接中にマルテンサイトを生じ、これは脆く、
従って受入れがないからで、ちる。またモリブデン添加
剤の増大は、強度またはじん性をさらに改良することな
く価格を上昇させる。 オーステナイトの再結晶を遅らせるために、少くとも帆
０１％のニオブを添加しなければｙｒら１ｆい。任意の
ニオブ水準に対して、約（）、１％以下のモリブデンは
、非常に薄い鋼板の場合を除いて十分な杓結晶遅延を生
じない。本発明は約３／】６インチ以上の厚さを有する
鋼材に関するものであるから、０．１％〜０．４％のモ
リブデンと共に０．０１％〜０．１％−好ましくは０．
０２％〜約０．０５％のニオブ範囲が必要である。約０
．１％以上のニオブ水準は圧延前に溶解困難となり−こ
の様な場合にこの添加剤はオーステナイト再結晶の所要
の遅延を生じることなく、１４００°〜１７００ ’Ｆ
の範囲で少くともよ）％の変形を生じる。またニオブの
高水準は価格を上昇させ、じん性の損失を生じ、溶接物
中のクラッキングを促進する。 アルミニウムは処理中の粒度制御のために必要とされ、
この目的のためには酸溶性−の形で少くとも約０．０】
％が必要とされる。結晶粒の粗大化はじん性と強さに対
して有害である。またアルミニウムは、鋼組成中に存在
する残留窒素と有効に化合するが、酸浴性アルミニウム
０．１０％の最大値を守らなければならない。なせかな
らば、過剰量は延性に悪影９を及ぼすからである。 銅は析出硬化要素として重要であり、この目的から最小
限約帆８％が必要である２ ２．０％以上の銅は過剰で
あって、銅は約１．０％と１．３％の範囲内にある。ま
たこの範囲内の銅は、熱延後の冷却中にまたはオーステ
ナイト化後の急冷中に所要の針状フェライト／下部ベイ
ナイトミクロ組ｆａ ｋ生じるのに役立つ。 熱延中の熱間脆性を避けるため、ニッケルは約・０．４
％〜２．０％の範囲内で存在する。ニッケルは高価であ
るから、最大値２．０％、好ましくは１．０％に制限さ
ｊｌ、また広最大限値を超える量は溶接の問題を生じる
可能性がある。 本発明の鋼のマンガン含有量と銅含有量の範囲け、低合
金＠ ４１について通常使用されるものよりも高い。こ
のような高い含有険範囲は鋼の強さとじん性とを増大し
、またマンガンは一オーステナイトの再結晶を遅らせる
ためにニオブをさらに有効とする点においてモリブデン
と同様に作用１−るものと考えられる。またマンガン（
ｒｉ微細！、ｒ剣状フェライトと下部ベイナイトの形成
を促進するのに役立つ。 クロムは、比較的高いマンカン含有蔽と共にミクロ組社
中に上部ベイナイトを形成し、こオしがじん性に対して
非常に有害であるが故に、残留鍍（最大限約［）、２５
％）に制限される。先行技術の鋼板において、高い強さ
をつるためにクロム□□□・使用すれば、その結果じん
性を犠牲にした。不発明の銅においてはこの問題は避け
られろ、まプこクロムの添加は溶接物の中にマルテンサ
イトを形成さぜ−じん性を低下させ、また水素クラッキ
ングの可能性を増大する。 熱延の最終段階においてオーステナイト再結晶を遅らせ
ることの重要性は、主として重度に変形し、たオーステ
ナイト相をうるに、ある。約１４００゜〜１７００ ’
Ｆの温度範囲内において少なくとも３０％の全絞り率が
そのために必要であることが発見さｎた。絞りは】回ま
１こは数回のバスで実施することができる、好ましくは
、１４０００〜１６００°Ｆの温度範囲内において全絞
り率は少なくとも５０％と１−ろ。本発明の制御された
方法においては、念図的に熱延中にフェライトが形成さ
れない。これより筒い圧延温度においては、または臨界
量のニオブ、モリブデンおよびマンガンの添加剤を含イ
ー■しない鋼においては、熱延中に、各圧延バス後に、
変形結晶粒が直ちに再１＜Ｉｌ＋晶して新しい非変形ま
たばひ１”みなしの結晶粒となるが、本発明においては
、鎖の組成の故に実質的再結晶は生じ１．ｃい。故に、
熱延の終了時に、オーステナイト結晶粒が高度に変形さ
れる。熱延終了後の冷却時に、変形さオシたオーステナ
イト（１４造か通常のようにフェライトに変態するが、
このフェライトは多角形結晶粒よりは主として微細な針
状結晶粒である。本発明の銅の高い強度とじん性は、主
として針状のフェライト／下部ベイナイトミクロ組織に
よるものである。 不発明の急冷／ＶＣ出硬化ｔＮ版の製造に際しては。 少なくとも３０％の絞りが約１４０００〜］ ７００
’Ｉ？の温度範囲で実施さオし一ニオブ、モリブデンお
よびマンガン添加剤によってオーステナイト１１）結晶
か遅らさオするように熱延を制御することは絶対心安で
はない。しかしながら、この制ｐ１された熱延を使１．
１．Ｉすることもでざる。通常の熱延後の段階は、熱延
’＃１％’ｌ：こス１〕板を、オーステナイト化範囲の
温ＬＷ、ｊＪｌｊち約］６００°〜１８００’Ｆ、好ま
しくは約１６５００〜Ｊ７００°Ｆ（８９９°〜９２７
℃）の範囲の温度に再熱Ｊ−ろ段階を含む。実質的に全
部のフエラ−（ト相街オーステナイトに変態したのち、
オーステナイトを実質的に全量の做〃１■１針状フェラ
イトと下部べ１ナイトに逆忽悪させるように急連に、ま
た大部分の”ｉｉｌを固溶体状態に保持するに十分な速
度で急冷１−ろ。この段階の急冷媒質は水でなけオシは
ならない、１、ｒぜかならは、油、塩または強制循還空
気などの媒質は約３．７８インチ（９，５ｍ口］）の厚
さまでの薄い鋼板の場合を除いて、微細粒子としての銅
の析出を防止するに十分な冷却速度を生じないからであ
る。 析出硬化段階は約９００°ＦとＡｃ１点の温度範囲に加
熱するにある。約９００″Ｆ以下の温度においては、銅
は過当な時間内に析出することなく、また形成した少量
のマルテンサイトが十分に焼戻されない。 これに反して、Ａｏ１温度以上に、即ち約１３００°Ｆ
以上に加熱されれば、一部のオーステナイトが再び形成
して、これが次の空冷に際して脆いマルテンサイトｖｃ
ｇ態する。また、先行急冷段階に際して銅の析出を避け
る必要がある。なぜかならばこのような早期の析出は鋼
の強さに役立たないからである。この故に、銅を固溶体
状態に保持する程度に急速ｒｊ急冷速度が必要とされる
。好ましくは折出硬化温度範囲は約１０００°〜１２０
０°Ｆ（５３８゜〜６４９℃）の範囲内と１−る。 本発明の制御された熱延工程によって低合金鋼板を熱延
されたままの状態で製造する際に、現在ＡＳＴＭ Ａ７
１０ グレード Ａクラス１ 合金銅について必要とさ
れている析出硬化またはその他の強化段階の必要なく、
室温において少なくとも８０ｋｓｉの降伏強さが得られ
る。これは処理コストを減少させ、またスケールの発生
が少１工いので表面が改良される。またｌｒ芋に、幅広
い、比較的’ｔＩＩ７い、；！４６〜３／８インチの厚
さ範囲の鋼板におい′で平ｉ′；１性が改良される。同
時に、縦方向と横方向におけイ）すぐれたしん性が得ら
れる。 付図のｍ１図と第２図について述ベオしは、これらの図
に」ｄいては本発明の制御された熱延工程と析出硬化と
を受けた鋼について引張り強さとじん性がグロットされ
ている。第１図から明らかなように本発明の鋼は、ＡＳ
ＴＭ Ａ７］０ グレードＡおよびモリブデン以外は本
発明の組Ｔ父範囲内にある鋼よりも実質的に高い引張り
強さと降伏強さとを示す。同じく第２図は、本発明の鋼
の延性−脆性転移温度がＡＳ’、Ｉ’Ｍ Ａ７１０ グ
レードＡよりも実質的に高く、モリブデンを除いて本発
明の組成範囲内にある鋼と同等であることを示している
。 この明細書には報告されていない予備的実験テストのの
ちに、一連の製造テストを実施した。表１にまとめられ
ているように、ヒートＡは本発明の什）の好ましい範囲
内のすべての主要元素をもって製造された。このヒート
からとられたスラブに対して、辿當の熱延法と本発明の
制御された熱延法とを用いて、種々の厚さのグレート状
に熱延した。スラブの熱延のための再熱１ｕ？Ｌ度は２
２５０°〜２３５０ ′Ｆ （１２３２’ 〜１２８８
℃）ノ範囲内テ、ｂ ツ７’、−０これらのテストにお
ける制御された圧延は、１５００゜〜１７００°Ｆの温
度１１龜囲で６５％〜７０％の絞り率を含んでいた。熱
延仕上温度は約１４５０’と１５００°ｌ？の間であっ
た。通常の熱延法は、１７００下以下における僅少な絞
りと、約１６００°Ｆの仕上温度とを含んでいた。史［
ｊべての厚さの試料に対して圧延後［−１１００下（５
９３℃）の温度で、１時間、析出硬化を実施し、次に空
冷を実施した。 表１から明らかなように、熱延されたままの状態では、
本発明の制御された熱延法によるサンプルは通常熱延法
によるサンフ゛ルよりも降伏強さと引張り強さにおいて
わ１′かにすぐれている。これより太き１ｆμ味を有す
るのけ、本発明の制御された熱延法で処］！１１された
すべてのサンフルの圧延されプこままの状態でのしん性
の劇的７．ｃ優越性である。 析出硬化されたサンフルは、圧延されたままの状態の同
一サンフルに比して降伏強さと引張りす（１（さにおい
て顕著な増大を示し、また本発明の制御された熱延法余
受けたサンフルは：ｉｉｈ常ＬＩ：、延法ケ受けたサン
フルに比して降伏強さにおいてわ１かにすぐれていた。 この場合にも、本発明の制御された熱延ｆ：受けた析出
硬化状態のサンフルのじん性Ｑよ通常の熱延を受けたの
ちに析出イ期化さ１またサンフルよりも著しくすぐれて
いた。 直接比較のため、車量％において（１，０３５％の炭素
、０．４４％のマンガン、０．０１０％のリン、０．０
１５％の硫黄−０，２８うｂのケイ累、０．６８うａの
クロム、０．８９％のニッケル、０．２１％のモリブデ
ン、１．１６％の銅、０．０４４％のアルミニウム、０
．０４５％のニオブおよび残分の本質的に鉄とから成る
ＡＳＴ八・ＩＡ ７１０ グレードＡ＜ａｌのヒートＢ
と同一のテストをヒートＡのサンプルに対して加えた。 両方のヒートのサンプルを本発明の制御された熱延法に
よって厚さｂインチ（１２゜７ｍｍ）の板に熱延し、ま
た各階のサン７″ルに対して１１００°Ｆ （５９３℃
）で１時間、析出硬化を実施した。他の点において処理
法は前記と同一であった。 横方向引張り強さと縦方向および横方向のじん性とを表
ｉｔに示した。熱延されたままの状態のヒートＡの降伏
強さは析出硬化された状態のヒートＢの降伏強さと実質
的に同等であった。析出硬化された状態では、ヒートＡ
の降伏強さはヒートＢよりも実質的に高かった。制御熱
延された状態の不発明の銅の縦方向じん性は、析出硬化
状態のヒートＢよりも実質的に高かった。 本発明による鋼の追加ヒートを製造し、その組成を表■
」に示した。 表■のヒートＣとＤおよびヒートＡの鋼のサンフールに
対してそれぞれ】ｎ１常熱延と制御熱延、オーステナイ
ト化、急冷、析出硬化を実施した。これらのテストのた
めに種々の厚さの銅板を製造した。 約１６５０丁（９００℃）の温度まで再熱することによ
ってオーステナイト化し、約３０〜７５分間保持し。 水で急冷した。析出硬化は１２００’Ｆまたは１１００
下で加分間実施され、これにつづいて空冷した。 これらのサンプルの引張り強さとじん性を下記の表■に
示す。この表から見られるように、少１．ｃくとも１イ
ンチまでおよび１インチを含む１９さの鋼板について９
０ｋｓｉ以上の降伏強さが得られた。 ８６．４〜８８．３ｋｓｉの降伏強さを’ｌ’＋ ＋る
１１１１記より厚い鋼板については、１０００下（５３
８℃）での析出硬化によって若干高い降伏強さが得ら１
するであろう。 また熱延法が通常法であるか本発明の制御された熱延法
であるかにかかわらず、すべてのサンフルについて顕著
１．ｃ縦方向じん性が得られたことｔま明らかである。 また横方向じん性情も一般ＶＣ′１−ぐ１１ておシ、−
ａｔ下における目標イ直３５フートボンドよりも十分に
高かった。 次に第３図と第４図には、ヒートへの鋼のｈインチ（１
９ｍｍ ）の鋼板の厚さ中央部からとられたサンフ”ル
のミクロ組織を示す。 第３図は通常の熱延法を受けた熱延された状態の再結晶
した結晶粒組織を示す。第４図は本発明の制御された熱
延法によって得られた変形され１こ結晶粒組織を示し、
これは主として微細な粒子から成る針状フェライトであ
る。 第５図は、不発明の制御された熱延法によって熱延され
たあとのＡＳＴＭ Ａ７１０ グレードＡ銅（ヒー）Ｂ
）の結晶粒組織を示す。この試料は１／２インチ板の厚
さ中央部においてとられた。 このミクロ組織は、変態前［再、結晶したオーステ・
ナイトから生じる多角形フェライト、パーライトおよび
ベイナイトを含んでいる。 第６図は、本発明の制御さｔｔ、た熱延処理を受けた１
７２インチ板の厚さの中央部でとられた本発明の銅（ヒ
ー）Ａ）のミクロ組織を示１−０このミクロ組織は、完
全には再結晶しなかったオーステナイト相から変態によ
って得られた非常に微細な針状７エライトと一部の下部
ベイナイトである。 第３図と第４図においては、同−鋼が相異る熱延状態に
処理され、そのミクロ組織の顕著な差異は、圧延された
ままの状態の特定組成の鋼について本発明の制御された
熱延法を実施することの重要性を示−づ−。第５図と第
６図においては、州外る鋼に対して本発明の同一・の制
御された熱延処理を実施し、本発明の鋼は非常に微細ｒ
、ｃ ９１状フ工ライトミクロ組織に変態したが、通常
の先行技術の鍋は多角形フェライト／パーライト／ベイ
ナイトミクロ組織に変態した。これは本発明の鋼の組成
の重要性を示１゜ 故に、本発明の、最終製品の処理状態がどのようであれ
、その組成に関して重要性を持つことし、１明白である
。！！：た本発明の制御１された熱延法ｔよ、所望の特
性組合せを有する熱延状態の銅板および熱延析出硬化鋼
板の製造にとって重要であることも明白である。オース
テナイト化され、急冷され、析出硬化された例月の製造
のためには、制御された熱延法は必要でない。
第１図は本発明の鈴１、ＡＳＴＭ Ａ７１０グレードＡ
およびモリブデンを含有しない本発明のｆＴＩ’４の降
伏強さおよび引張強さと銅ｉの厚さとの１関係を示すグ
ラフ、第２図は第１図の鋼の延性−脆性転移温度と鋼板
の厚さとの関係を示すグラフ、第３図と第４図は本発明
の鋼の熱延された鋼板の２００Ｘ顕徽鏡写具、第５図は
ＡＳＴＭ Ａ７】０グレードＡの熱延さ扛た状態を示す
２００ Ｘ顕微１ｃ写真、また第６図は本発明のｆｉ、
４１の熱延さｉ”した状態を示す２００Ｘ＋ａ微鋭写真
である。 出願人代理人 猪 股 ７■ 手続ネ市正書 （方式） １ 事件の表示 昭和５９年 特許願 第５０８２２号 ２ 発明の名称 低合金鋼板とその製法 ３ 補正をする者 事件との関係 特許出願人 アームコ、インコーホレーテッド ４ 代 理 人 昭 和 ５９年 ６ 月 ６ 口 （発送日 昭和５９年 ６ 月２６１ＥＩ ）６ 補正
の対象 明細出生１図面の簡単な説明」の−欄４び図面第３〜６
図。 ７ 補正の内容 （１） 明細用３９頁２行〜１１行を次のＪこうに訂正
する。 ］第１図は本発明の鋼、ＡＳＴＭ Δ７１０グレードＡ
おにびｔリブデンを含有しない本発明の絹の降伏強さお
よび引張強さどｔｆ’！板の厚さどの関係を示すグラフ
である。 第２図は第１図の鋼の延性−脆竹転移温爪ど鋼板の厚さ
との■１係を示すグラフである。 第３図ど第４図はヒートへの熱延されたままの板の金属
組織を示す２００倍の顕微鏡写真く゛あり第３図は通１
ルの熱延法による場合、第４図は制御された熱延法によ
る場合を示し、いずれも ７４インチ板の厚さ中央部で
とられた試料によるものであり、顕微鏡写真をどろに当
りナイタールで腐蝕された。図中矢印は圧延方向を示す
。 第５図ど第６図は制御された熱延を受」ノた板の金属組
織を示づ２００倍の顕微鏡写真であり、第５図はＡＳＴ
Ｍ Ａ７１０グレード△（ヒートＢ）の鋼ににる場合、
第６図はに−１− Ａの綱による場合を示しいずれも
／ インチ板の厚さ中央ｔＸ１１でどられた試料にＪ：
るものであり顕微鏡写真をとるに当りナイタールで腐蝕
された。図中矢印（よＪｌ：炙１〔方向を承り−０」 （２） 図面第３〜６図を別紙のＪ：うにｎＴ正づイ）
。
およびモリブデンを含有しない本発明のｆＴＩ’４の降
伏強さおよび引張強さと銅ｉの厚さとの１関係を示すグ
ラフ、第２図は第１図の鋼の延性−脆性転移温度と鋼板
の厚さとの関係を示すグラフ、第３図と第４図は本発明
の鋼の熱延された鋼板の２００Ｘ顕徽鏡写具、第５図は
ＡＳＴＭ Ａ７】０グレードＡの熱延さ扛た状態を示す
２００ Ｘ顕微１ｃ写真、また第６図は本発明のｆｉ、
４１の熱延さｉ”した状態を示す２００Ｘ＋ａ微鋭写真
である。 出願人代理人 猪 股 ７■ 手続ネ市正書 （方式） １ 事件の表示 昭和５９年 特許願 第５０８２２号 ２ 発明の名称 低合金鋼板とその製法 ３ 補正をする者 事件との関係 特許出願人 アームコ、インコーホレーテッド ４ 代 理 人 昭 和 ５９年 ６ 月 ６ 口 （発送日 昭和５９年 ６ 月２６１ＥＩ ）６ 補正
の対象 明細出生１図面の簡単な説明」の−欄４び図面第３〜６
図。 ７ 補正の内容 （１） 明細用３９頁２行〜１１行を次のＪこうに訂正
する。 ］第１図は本発明の鋼、ＡＳＴＭ Δ７１０グレードＡ
おにびｔリブデンを含有しない本発明の絹の降伏強さお
よび引張強さどｔｆ’！板の厚さどの関係を示すグラフ
である。 第２図は第１図の鋼の延性−脆竹転移温爪ど鋼板の厚さ
との■１係を示すグラフである。 第３図ど第４図はヒートへの熱延されたままの板の金属
組織を示す２００倍の顕微鏡写真く゛あり第３図は通１
ルの熱延法による場合、第４図は制御された熱延法によ
る場合を示し、いずれも ７４インチ板の厚さ中央部で
とられた試料によるものであり、顕微鏡写真をどろに当
りナイタールで腐蝕された。図中矢印は圧延方向を示す
。 第５図ど第６図は制御された熱延を受」ノた板の金属組
織を示づ２００倍の顕微鏡写真であり、第５図はＡＳＴ
Ｍ Ａ７１０グレード△（ヒートＢ）の鋼ににる場合、
第６図はに−１− Ａの綱による場合を示しいずれも
／ インチ板の厚さ中央ｔＸ１１でどられた試料にＪ：
るものであり顕微鏡写真をとるに当りナイタールで腐蝕
された。図中矢印（よＪｌ：炙１〔方向を承り−０」 （２） 図面第３〜６図を別紙のＪ：うにｎＴ正づイ）
。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、熱延状態において室温での少くとも５６ ’Ｋｑ／
ｍＪの降伏強さと、−４６℃での少くともｎジュールの
シャルピー ■−ノツーｉ＊撃強さく縦方向）とを示す
と共に、溶接物の加熱区域におけるしん性の保持を含め
てすぐれた溶接性を有する少くとも４．８ ｍｍの厚さ
の低合金鋼材の製造方法において、本質的に重量％で約
０．０２％乃至０．０７％の炭素と、１．２％乃至２．
０％のマンガンと、最大０．０２０％の硫黄と、０．５
％までのケイ素と、０．１％乃至０．４％のモリブデン
と、０．０１％乃至０．１％のニオブと、約０．０１％
乃至０．１０％の酸溶性アルミニウムと、約０．８％乃
至２．０％の銅と、約０．４％乃至２．０％のニッケル
と、残留クロムと、付随的不純物以外の残分の鉄とから
成る鋼素材を準備する段階と、前記の素材を約７６０°
乃至９２７℃の温度範囲にある間に少くとも３０％の全
絞り率？もって所望の最終厚さまで熱延し、それにより
オーステナイトの実質的再結晶を避は主として重度に変
形したオーステナイト相を得る段階と、前記のオーステ
ナイト相を主として微細な針状フェライト／下部ベイナ
イト相に変態する速度で冷却する段階を有することを特
徴とする方法。 ２、前記の全絞り率は、７６０°乃至８７１℃の温度範
囲内において少くとも５０％であることを特徴とする特
許請求の範囲第１項による方法。 ３、約４８２℃とＡｃ１点との範囲内に加熱することに
よって析出硬化する追加段階を含み、これにより室温で
の少くとも６０ Ｋｖ’ｙＪの降伏強さと、−４６℃で
の少くとも２７ジユールのシヤルピーＶ−ノツチ衝撃強
さとを得ることを特徴とする特許請求の範囲第１項によ
る方法。 ４、 Ｕ記の析出硬化は約５３８°乃至６４９℃の範囲
内での加熱を含むことを特徴とする特許請求の範囲第３
項による方法。 ５、前記の鋼素材は本質的に、約０．０３％乃至０．０
５％の炭素と、約１．３％乃至１．６５％のマンガンと
、最大約０．０１％の硫黄と、約０．１５％乃至０．４
０％のケイ素と、約０，１５％乃至０．：Ｓ０％のモリ
ブデンと、約０．０２％乃至０，０５％のニオブと、約
０．０２％乃至０．０６％の酸溶性アルミニウムと、約
１．０％乃至１．３％の銅と、約０．７％〜１．０％の
ニッケルと、０．２５％以下のクロムと、付随的不純物
以外の残分の鉄とから成ることを特徴とする特許請求の
範囲第１項による方法。 ６、オーステナイト化／急冷／析出硬化された状態にお
いて室温での少くとも５６ Ｋｖ／ｒｎＡの降伏強さと
一６２℃での少くとも６８ジユールのシャルピーソーノ
ツチ衝撃強さとを示すと共に溶接物の加熱区域における
じん性の保持を含めてすぐれた浴接性を有する少くとも
４．８ ｍｍの厚さの低合金鋼材の製造方法において、
本質的に■量％で約０．０２％乃至０．０７％の炭素と
、１．２％乃至２．０％のマンガンと、最大０．０２０
％の硫黄と、０．５％までのケイ素と、０．１％乃至０
．４％のモリブデンと、０．旧％乃至０．１％のニオブ
と、約０，０１％乃至０．１０９ｄｌ）酸溶性アルミニ
ウムと、約０．８％乃至２．０％の銅と、約０．４％乃
至２０％のニッケルと、残留クロムと、付随的不純物以
外の残分の鉄とから成る銅素材を準備１−る段階と、前
記の素材を所望の最終厚さまで熱延Ｊ−る段階と、鋼が
フェライトに変態する温度まで冷却する段階と、この熱
延された鋼材をオーステナイト化範囲内の約８７１°乃
至９８２℃の温度まで可熱して前記フェライトをオース
テナイトに変態する段階と、６１１記オーステナイトの
実質的に全部を主として微細な針状フェライトと下部ベ
イナイトとに変態させ調音化粒子の実質的引出を避ける
速度で急冷する段階と、約４８２℃とＡ。１点との範囲
内に加熱することによって析出硬化させる段階とを特徴
とする方法。 ７、前記の熱延された鋼材は約８９９°乃至９２７℃の
温度に再熱され、また前記の析出硬化は約５３８°乃至
６４９℃の範囲内の加熱を含むことを特徴とする特許請
求の範囲第６項に記載の方法。 ８、前記め鋼は本質的に、約０．０３％乃至０．０５％
の炭素と、約１．３％乃至１，６５％のマンガンと、最
大約０．０１％の硫黄と、約０．１５％乃至０．４０％
のケイ素と、約０１１５％乃至０．３０％のモリブデン
と、約０．０２％乃至０．０５％のニオブと、約０．０
２％乃至０．０６％の酸溶性アルミニウムと、約１．０
％乃至１．３％の銅と、約０．７％乃至１．０％ノニッ
ケルと、０，２５％以下のクロムトー付随的不純物を除
く残分の鉄とから成ることを特徴とする特許請求の範囲
第６項による方法。 ９、ＭｉＪ記の熱延段階は、約７６００乃至９２７℃の
温度範囲内ＶＣ；ｈる間の少くとも３０％の絞９を含み
。 これによってオーステナイトの″＃：質的再結晶を避は
主として重度変形したオーステナイト相を受ることを特
徴とする特許り青水の範囲第６項による方法。 １０、熱延された状態において室温での少くとも５６Ｋ
ｇ７−の降伏強さと、−４６℃での少くとも２７ジユー
ルのシヤルピー■−ノツチ衝撃強さく縦方向）とを示す
と共に、溶接物の加熱区域におけるしん性の保持を含め
てすぐれた溶接性を有する少くども４．８ ｍｍの厚さ
の低合金鋼材において、主として針状のフェライト／下
部ベイナイトミクロ組織とから成り、前記の銅は本質的
に重量％で約０．０２％乃至０．０７％の炭素と、１．
２％乃至２． Ｑ ％のマンガンと、最大０．０２０％
の硫黄と、０．５％までのケイ素と、０．１％乃至０．
４％のモリブデンと、０．０１％乃至０．１％のニオブ
と、約０．０１％乃至０．１０％の酸溶性アルミニウム
と、約０．８％乃至２．０％の銅と、約０．４％乃至２
．０％のニッケルと、残留クロムと、伺随的不純物を除
く残分の鉄とから成ることを特許と−ｒる少くとも４．
８ ｍｒｎの辱さの似合４ｉ鋼、ｔ４゜１１、前記の鋼
は本質的に約０．０３％乃至０．０５％の炭素と、約１
．３％乃至１．６５％のマンガンと、最大約０．０１％
の硫黄と、約０．１５％乃全０，４０％のケイ素と、約
０．１５％乃至０．３０％のモリブデンと、約０．０２
％乃至０．０５％のニオブと、約０．０２％乃至０．０
６％の酸溶性アルミニウムと、約１．０％乃至１．３％
の銅と、約０．７％乃至］、−０％のニッケルと、０．
２５％以下のクロムと、 残分の本質的に鉄とから成る
特許請求の範囲第１０項による低合金鋼材。 １２、析出硬化状態において室温で少くとも６０ Ｋｉ
７の降伏強さを特徴とする特許請求の範囲第１０項によ
る低合金鋼材。 １：つ、オーステナイト化、急冷および析出硬化ののち
ニー６２℃で少くとも６８ジユールのシャルピージ−ノ
ツチ衝宗強さく縦方向）を特徴とする特ｒＦｉｆｌ’Ｊ
求の範囲第１０ｇＪによる低合金鋼材。 １４、少くとも約５０ｍｍまでの厚さを有する熱延銅板
の形の特許請求の範囲第１０項による低合金鋼材。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US47635383A | 1983-03-17 | 1983-03-17 | |
| US476353 | 1983-03-17 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS605822A true JPS605822A (ja) | 1985-01-12 |
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ID=23891504
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59050822A Pending JPS605822A (ja) | 1983-03-17 | 1984-03-16 | 低合金鋼板とその製法 |
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| JP (1) | JPS605822A (ja) |
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- 1984-03-15 EP EP84301762A patent/EP0123406A3/en not_active Withdrawn
- 1984-03-16 ES ES530726A patent/ES530726A0/es active Granted
- 1984-03-16 BR BR8401222A patent/BR8401222A/pt unknown
- 1984-03-16 JP JP59050822A patent/JPS605822A/ja active Pending
- 1984-03-16 KR KR1019840001338A patent/KR840007899A/ko not_active Application Discontinuation
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| EP0123406A3 (en) | 1987-10-07 |
| ES530726A0 (es) | 1985-03-01 |
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| EP0123406A2 (en) | 1984-10-31 |
| BR8401222A (pt) | 1984-10-23 |
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