JPS609086B2 - 高靭性高張力鋼の製造法 - Google Patents
高靭性高張力鋼の製造法Info
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- JPS609086B2 JPS609086B2 JP56020524A JP2052481A JPS609086B2 JP S609086 B2 JPS609086 B2 JP S609086B2 JP 56020524 A JP56020524 A JP 56020524A JP 2052481 A JP2052481 A JP 2052481A JP S609086 B2 JPS609086 B2 JP S609086B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、高鞠性高張力鋼の製造法に関するものであり
、特に本発明は脆性破壊伝播停止特性などの低温鞠性お
よび溶接性の優れた６０〜８０ｋ９／肋２級非調質低温
用鋼の製造法に関するものである。
、特に本発明は脆性破壊伝播停止特性などの低温鞠性お
よび溶接性の優れた６０〜８０ｋ９／肋２級非調質低温
用鋼の製造法に関するものである。
本発明により製造される鋼板は主として寒冷地での天然
ガス輸送に用いる７０〜９０ｋ９／側２級大蓬ラインパ
イプ用鋼板として、あるいは従来の６０〜７０ｋ９′肋
２級ＱＴ熱処理鋼板に代り得る鋼板として使用すること
ができる。近年エネルギー需要が高まるにつれて天然ガ
スの大量輸送が望まれ、ラインパイプの操業圧も従来の
７５気圧から１０疎気圧，１２道気圧へと上昇の傾向に
ある。
ガス輸送に用いる７０〜９０ｋ９／側２級大蓬ラインパ
イプ用鋼板として、あるいは従来の６０〜７０ｋ９′肋
２級ＱＴ熱処理鋼板に代り得る鋼板として使用すること
ができる。近年エネルギー需要が高まるにつれて天然ガ
スの大量輸送が望まれ、ラインパイプの操業圧も従来の
７５気圧から１０疎気圧，１２道気圧へと上昇の傾向に
ある。
これにともない使用される素材は高張力化，厚肉化が求
められるようになっており、６０ｋ９′側２級なら２５
脚厚以上の厚肉化と「 そして１８側厚なら７０〜８０
ｋｇ／側２級の高強度化が必要とされている。また同時
に「これらのラインパイプには現地での円周溶接の能率
の点から溶接性の向上が望まれ、低炭素当量化が要求さ
れ始めている。すなわち低い炭素当量で６０〜８０ｋ９
′豚２級の強度を得て「なおかつ優れた低温靭一性を有
するラインパイプ用鋼が求められている。このような要
求を満たす従来鋼として、１％以上のＮｉを添加したＱ
Ｔ熱処理鋼が知られているが、成分コストＳ生産性の面
から非常に経済的に不利である。また従釆の制御圧延鋼
は強度と鞠性の面ではこの要求を満たすが、炭素当量が
高くなる欠点がある。すなわち制御圧延後空冷して得ら
れる微細化したフェライト＋パーラィト組織よりなる鋼
ではいかに析出強化を強めても上記の要求を満たすこと
はできない。本発明は、合金元素を添加含有させずに高
靭Ｉ性化ならびに高張力化させることのできる高靭性高
張力鋼の製造法を提供することを目的とするものであり
、特許請求の範囲記載の方法によって前記目的を達成す
ることができる。次に本発明を詳細に説明する。
められるようになっており、６０ｋ９′側２級なら２５
脚厚以上の厚肉化と「 そして１８側厚なら７０〜８０
ｋｇ／側２級の高強度化が必要とされている。また同時
に「これらのラインパイプには現地での円周溶接の能率
の点から溶接性の向上が望まれ、低炭素当量化が要求さ
れ始めている。すなわち低い炭素当量で６０〜８０ｋ９
′豚２級の強度を得て「なおかつ優れた低温靭一性を有
するラインパイプ用鋼が求められている。このような要
求を満たす従来鋼として、１％以上のＮｉを添加したＱ
Ｔ熱処理鋼が知られているが、成分コストＳ生産性の面
から非常に経済的に不利である。また従釆の制御圧延鋼
は強度と鞠性の面ではこの要求を満たすが、炭素当量が
高くなる欠点がある。すなわち制御圧延後空冷して得ら
れる微細化したフェライト＋パーラィト組織よりなる鋼
ではいかに析出強化を強めても上記の要求を満たすこと
はできない。本発明は、合金元素を添加含有させずに高
靭Ｉ性化ならびに高張力化させることのできる高靭性高
張力鋼の製造法を提供することを目的とするものであり
、特許請求の範囲記載の方法によって前記目的を達成す
ることができる。次に本発明を詳細に説明する。
本発明者等は合金元素を添加含有させずに高張力化，高
靭性化させることのできる製造法について研究を重ねて
きた結果、非常に細かいフェライト（大きくとも３仏）
を加工することによって得られる“微細加工フェライト
”および紬粒オーステナィト粒を加速冷却して得られる
“低炭素の微細べーナィトおよび島状マルテンサィト”
が強度の上昇と轍性の向上を同時にもたらすことがわか
った。
靭性化させることのできる製造法について研究を重ねて
きた結果、非常に細かいフェライト（大きくとも３仏）
を加工することによって得られる“微細加工フェライト
”および紬粒オーステナィト粒を加速冷却して得られる
“低炭素の微細べーナィトおよび島状マルテンサィト”
が強度の上昇と轍性の向上を同時にもたらすことがわか
った。
そしてこれらの２因子は下記の製造工程を経由させるこ
とに同時に得られることを新規に知見した。すなわち高
温オーステナィト再結晶城において紬粒化圧延を施し、
未再結晶オーステナィト城において圧延を施してフェラ
イト変態を先行させ、引続いてＡｒ３と〜３−８０００
の温度範囲内で圧延を施し、その後直ちに２〜２００Ｃ
／ｓｅｃの冷却速度で５００ｏ○未満まで冷却する。す
なわち本発明によれば、Ａｒ３と〜３−８０００の２相
域内において圧延を施して“微細加工フェライト”を生
成させ、続く５００ｏｏ未満にまで加速冷却を施し“微
細べーナィトおよび島状マルテンサィト”を生成させる
ことによって合金元素を増加含有させることなしに鋼の
高強度化と高鋤性化を同時に達成することができる。次
に本発明の構成要件のうちスラブの圧延ならびに熱処理
条件を限定する理由を説明する。
とに同時に得られることを新規に知見した。すなわち高
温オーステナィト再結晶城において紬粒化圧延を施し、
未再結晶オーステナィト城において圧延を施してフェラ
イト変態を先行させ、引続いてＡｒ３と〜３−８０００
の温度範囲内で圧延を施し、その後直ちに２〜２００Ｃ
／ｓｅｃの冷却速度で５００ｏ○未満まで冷却する。す
なわち本発明によれば、Ａｒ３と〜３−８０００の２相
域内において圧延を施して“微細加工フェライト”を生
成させ、続く５００ｏｏ未満にまで加速冷却を施し“微
細べーナィトおよび島状マルテンサィト”を生成させる
ことによって合金元素を増加含有させることなしに鋼の
高強度化と高鋤性化を同時に達成することができる。次
に本発明の構成要件のうちスラブの圧延ならびに熱処理
条件を限定する理由を説明する。
本発明によれば、微細加工フェライトおよび微細べーナ
ィト組織を有する鋼を製造することを目的としており「
微細フェライトを加工によって生成させるためにＮｂを
含有させる必要があり、Ｎｂが０．０１％以上固熔する
よう先ず鋼スラブを１０５０℃越えに加熱しなければな
らない。その理由はＮｂが未固溶のときは未再結晶オー
ステナィト城は〜３十５０ｏｏであるが、０．０１％以
上固溶すると前記末再結晶オーステナィト城はふ３十１
５０００以上に上昇し、この末再結晶オーステナィト城
において３０％以上の圧延が可能となるようこの未再結
晶オーステナィト城が拡大するためであり「 さらにま
た固溶Ｎｂは鋼の焼入れ性を増し、ベーナィトならびに
島状マルテンサィトを生成させ易くするからである。Ａ
ｒ３十ｉ５０００以上の高温再結晶オーステナィト城に
おける５０％累積圧下率は約２０仏以下の紙粒にするた
めに必要な圧下率の下限である。〜３十１５０００から
〜３に至る温度範囲内における３０％の累積圧下率はフ
ェライトの微細化に必要な圧下率の下限である。ところ
で第１図は後述する第１表に示す本発明において用いる
ことのできる鋼種ＩＢを供試鋼とし、これを１１５０ｏ
ｏに加熱し、１０２０００以上で累積圧下率６１。
ィト組織を有する鋼を製造することを目的としており「
微細フェライトを加工によって生成させるためにＮｂを
含有させる必要があり、Ｎｂが０．０１％以上固熔する
よう先ず鋼スラブを１０５０℃越えに加熱しなければな
らない。その理由はＮｂが未固溶のときは未再結晶オー
ステナィト城は〜３十５０ｏｏであるが、０．０１％以
上固溶すると前記末再結晶オーステナィト城はふ３十１
５０００以上に上昇し、この末再結晶オーステナィト城
において３０％以上の圧延が可能となるようこの未再結
晶オーステナィト城が拡大するためであり「 さらにま
た固溶Ｎｂは鋼の焼入れ性を増し、ベーナィトならびに
島状マルテンサィトを生成させ易くするからである。Ａ
ｒ３十ｉ５０００以上の高温再結晶オーステナィト城に
おける５０％累積圧下率は約２０仏以下の紙粒にするた
めに必要な圧下率の下限である。〜３十１５０００から
〜３に至る温度範囲内における３０％の累積圧下率はフ
ェライトの微細化に必要な圧下率の下限である。ところ
で第１図は後述する第１表に示す本発明において用いる
ことのできる鋼種ＩＢを供試鋼とし、これを１１５０ｏ
ｏに加熱し、１０２０００以上で累積圧下率６１。
１％で圧延を施し、引続いて９００〜８５０００の温度
範囲内で累積圧下率５０％で圧延を施し、次いで５５０
〜８８０００の間の種々の仕上げ温度で累積圧下率３０
％の仕上圧延を施し、直ちに冷却速度３℃／ｓｅｃの水
冷処理を施し、４００℃で前記水冷処理を停止して得た
鋼の前記圧延の仕上げ温度とＴＳ，ｖＴ岱との関係を示
す図である。
範囲内で累積圧下率５０％で圧延を施し、次いで５５０
〜８８０００の間の種々の仕上げ温度で累積圧下率３０
％の仕上圧延を施し、直ちに冷却速度３℃／ｓｅｃの水
冷処理を施し、４００℃で前記水冷処理を停止して得た
鋼の前記圧延の仕上げ温度とＴＳ，ｖＴ岱との関係を示
す図である。
竿図から判るようにＡｒ３−８０００より低い温度域で
圧延すると大きなフェライト粒を加工することになり、
ｖＴＱが劣化する。したがって本発明によれば祉３−８
０００を２相域における圧延の下限温度となし、また２
相城での圧延の圧下率が１０％より小さいとＴＳの上昇
効果がないので、前記圧下率は１０％以上にする必要が
ある。本発明において、圧延後の冷却速度を２〜２０℃
／ｓｅｃの範囲内に限定した理由は、２℃／ｓｅｃ未満
では微細べーナィトならびに島状マルテンサィトが生成
しないため強度上昇が達成されず、一方２０℃／ｓｅｃ
を越えると微細べ−ナイトの他に塊状のべーナィトが発
生して鋤性を著しく劣化させる場合があるので、前記冷
却速度は２〜２０ｏＣ／ｓｅｃの範囲内にする必要があ
る。
圧延すると大きなフェライト粒を加工することになり、
ｖＴＱが劣化する。したがって本発明によれば祉３−８
０００を２相域における圧延の下限温度となし、また２
相城での圧延の圧下率が１０％より小さいとＴＳの上昇
効果がないので、前記圧下率は１０％以上にする必要が
ある。本発明において、圧延後の冷却速度を２〜２０℃
／ｓｅｃの範囲内に限定した理由は、２℃／ｓｅｃ未満
では微細べーナィトならびに島状マルテンサィトが生成
しないため強度上昇が達成されず、一方２０℃／ｓｅｃ
を越えると微細べ−ナイトの他に塊状のべーナィトが発
生して鋤性を著しく劣化させる場合があるので、前記冷
却速度は２〜２０ｏＣ／ｓｅｃの範囲内にする必要があ
る。
本発明者等は、前記供試鋼１８を１１５０ｑｏに加熱し
、１０２０ｏＣ以上において累積圧下率６１％で圧延を
施し、引続いて９００〜８５０ｑｏの温度範囲内で累積
圧下率５１％の圧延を施し、次いで７１０００までに累
積圧下率２９％の圧延を施し、直ちに冷却速度１０℃／
ｓｅｃの水冷あるいは冷却速度２℃／ｓｅｃの空冷を施
し、上記２種の水冷，空冷を停止する冷却停止温度を室
温と６００００との間の種々温度に選択して、これら冷
却停止温度とＴＳ，ｖＴ岱との関係を調べた。
、１０２０ｏＣ以上において累積圧下率６１％で圧延を
施し、引続いて９００〜８５０ｑｏの温度範囲内で累積
圧下率５１％の圧延を施し、次いで７１０００までに累
積圧下率２９％の圧延を施し、直ちに冷却速度１０℃／
ｓｅｃの水冷あるいは冷却速度２℃／ｓｅｃの空冷を施
し、上記２種の水冷，空冷を停止する冷却停止温度を室
温と６００００との間の種々温度に選択して、これら冷
却停止温度とＴＳ，ｖＴ岱との関係を調べた。
この結果を第２図に示す。全図中△印は水冷１０ｑＣ／
ｓの、また０印は水冷２℃／ｓの場合を示す。竿図によ
机ま冷却速度２〜２０ｏ○の範囲内であっても冷却停止
温度が５００ｏｏ以上であると強度ＴＳの上昇は認めら
れない。この理由は島状マルテンサィト等の低温変態生
成物は５００ｑ０以上の冷却停止温度では生成しないか
らであり、したがって冷却停止温度は５００００未満に
する必要がある。次に本発明において成分組成を限定す
る理由を説明する。Ｃは０．０２％未満では鋼板の強度
が低下することおよび溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記
する）の軟化が大きいため、Ｃ含有量の下限は０．０２
％とした。
ｓの、また０印は水冷２℃／ｓの場合を示す。竿図によ
机ま冷却速度２〜２０ｏ○の範囲内であっても冷却停止
温度が５００ｏｏ以上であると強度ＴＳの上昇は認めら
れない。この理由は島状マルテンサィト等の低温変態生
成物は５００ｑ０以上の冷却停止温度では生成しないか
らであり、したがって冷却停止温度は５００００未満に
する必要がある。次に本発明において成分組成を限定す
る理由を説明する。Ｃは０．０２％未満では鋼板の強度
が低下することおよび溶接熱影響部（以下ＨＡＺと略記
する）の軟化が大きいため、Ｃ含有量の下限は０．０２
％とした。
またＣが０．１８％を越えると母材の靭性が劣化すると
ともに溶接部の硬化，耐割れ性の劣化が著しいので上限
を０．１６％とした。Ｓｉは鋼精錬時に脱酸上必然的に
含有される元素であるが、０．１％禾満になると母材靭
性が劣化するため下限を０．１％とした。
ともに溶接部の硬化，耐割れ性の劣化が著しいので上限
を０．１６％とした。Ｓｉは鋼精錬時に脱酸上必然的に
含有される元素であるが、０．１％禾満になると母材靭
性が劣化するため下限を０．１％とした。
一方Ｓｉが多過ぎると鋼の清浄度が劣化し靭性を低下さ
せるため上限を０．５０％とした。Ｍｎは１．０％未満
では鋼板の強度および轍性が低下すること、そしてＨＡ
Ｚの軟化が大きくなるため下限を１．０％とした。一方
Ｍｎが多過ぎるとＨＡＺの鞠性が劣化するため上限を２
．５％とした。Ａ夕は鋼の脱酸上最低０．００５％のＡ
そが固落するように添加することが必要であることから
Ａその下限を０．００５％とした。一方固熔ＡＺが０．
０６％以上になるとＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の
劉性も著しく劣化する。このためＡその上限を０．０６
０％とした。Ｓは０．００８％以下でないと本製造法で
はＣ方向のｖＴｒｓが−８０ｑｏ以下にならないし、吸
収エネルギーも著しく低くなる。
せるため上限を０．５０％とした。Ｍｎは１．０％未満
では鋼板の強度および轍性が低下すること、そしてＨＡ
Ｚの軟化が大きくなるため下限を１．０％とした。一方
Ｍｎが多過ぎるとＨＡＺの鞠性が劣化するため上限を２
．５％とした。Ａ夕は鋼の脱酸上最低０．００５％のＡ
そが固落するように添加することが必要であることから
Ａその下限を０．００５％とした。一方固熔ＡＺが０．
０６％以上になるとＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の
劉性も著しく劣化する。このためＡその上限を０．０６
０％とした。Ｓは０．００８％以下でないと本製造法で
はＣ方向のｖＴｒｓが−８０ｑｏ以下にならないし、吸
収エネルギーも著しく低くなる。
そこでＳの上限を０．００８％とした。Ｎｂは溶接部の
溶接金属靭性の劣化を避けるために０．１０％以下でな
ければならないので、Ｎｂの上限を０．１０％とした。
溶接金属靭性の劣化を避けるために０．１０％以下でな
ければならないので、Ｎｂの上限を０．１０％とした。
一方Ｎｂ含有量が０．０１％未満では遷移温度を向上さ
せる紬粒効果が得られず、このことから全Ｎが量の下限
を０．０１％とした。以上が本発明において使用される
鋼スラブの基本成分であり、さらに必要により、強度上
昇あるいは厚肉化のためにＮｉｌ．０％以下、Ｍｏｏ．
４％以下，Ｃｕｏ．５％以下，ＶＯ．１％以下，Ｃｒｏ
．５％以下，ＢＯ．００３％以下を１種もしくは２種以
上、鞠性むらを少なくしもしくは靭性を向上させるため
にＴｉｏ．００３〜０．０４％，またＭｎＳ介在物の形
態制御，靭性向上および耐ＨＩＣのためにＣａｏ．００
２〜０．０１％，ＲＥＭＯ．００２〜０．０１％のうち
１種もしくは２種以上を含有させることができる。Ｎｉ
はＨＡＺの硬化性および鰯性に悪い影響を与えることな
く母材の強度，鞠性を向上させるが、１．０％を越えて
添加含有させると製造コストの上昇を招き、また本発明
の目的ならびに効果を達成するために必要ではないので
Ｎｉの上限を１．０％とした。
せる紬粒効果が得られず、このことから全Ｎが量の下限
を０．０１％とした。以上が本発明において使用される
鋼スラブの基本成分であり、さらに必要により、強度上
昇あるいは厚肉化のためにＮｉｌ．０％以下、Ｍｏｏ．
４％以下，Ｃｕｏ．５％以下，ＶＯ．１％以下，Ｃｒｏ
．５％以下，ＢＯ．００３％以下を１種もしくは２種以
上、鞠性むらを少なくしもしくは靭性を向上させるため
にＴｉｏ．００３〜０．０４％，またＭｎＳ介在物の形
態制御，靭性向上および耐ＨＩＣのためにＣａｏ．００
２〜０．０１％，ＲＥＭＯ．００２〜０．０１％のうち
１種もしくは２種以上を含有させることができる。Ｎｉ
はＨＡＺの硬化性および鰯性に悪い影響を与えることな
く母材の強度，鞠性を向上させるが、１．０％を越えて
添加含有させると製造コストの上昇を招き、また本発明
の目的ならびに効果を達成するために必要ではないので
Ｎｉの上限を１．０％とした。
ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果があるが、０．５０％を越
えると熱間圧延中にクラックが発生しやすくなり、鋼板
の表面性状が劣化するので上限を０．５０％とした。
えると熱間圧延中にクラックが発生しやすくなり、鋼板
の表面性状が劣化するので上限を０．５０％とした。
Ｍｏは、圧延時のｙ粒を整粒にし、なおかつ微細なべー
ナィトを生成するので強度・鞠性を向上させるが、この
発明の目的を達成するには０．４％を越えて添加する必
要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くので上限
を０．４％とした。
ナィトを生成するので強度・鞠性を向上させるが、この
発明の目的を達成するには０．４％を越えて添加する必
要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くので上限
を０．４％とした。
Ｂは微細なべーナィトを生成するので強度と靭性を向上
させるが０．００３％を越えるとＨＡＺの硬化が大きい
のでＢの上限を０．００３％とした。Ｔｉはｙ粒の微細
効果による靭性向上とＴｉ炭窒化物の強度上昇を目的と
して添加する。しかし、Ｔｉ量が０．００３％未満では
その効果はなく、また０．０４％を越えると靭‘性が劣
化するのでＴｉの下限を０．００３％、上限を０．０４
％とした。Ｖはこの発明による鋼板の母材強度と轍性向
上、継手部強度確保のために添加するものである。
させるが０．００３％を越えるとＨＡＺの硬化が大きい
のでＢの上限を０．００３％とした。Ｔｉはｙ粒の微細
効果による靭性向上とＴｉ炭窒化物の強度上昇を目的と
して添加する。しかし、Ｔｉ量が０．００３％未満では
その効果はなく、また０．０４％を越えると靭‘性が劣
化するのでＴｉの下限を０．００３％、上限を０．０４
％とした。Ｖはこの発明による鋼板の母材強度と轍性向
上、継手部強度確保のために添加するものである。
しかし添加量が多きに失すると母材及びＨＡＺの級性を
著しく劣化させるため上限を０．１０％とした。Ｃａは
０．００２％未満ではＭｎＳの形態制御に不十分でＣ方
向の靭性向上に効果がないので、Ｃａの下限を０．００
２％とした。
著しく劣化させるため上限を０．１０％とした。Ｃａは
０．００２％未満ではＭｎＳの形態制御に不十分でＣ方
向の靭性向上に効果がないので、Ｃａの下限を０．００
２％とした。
一方Ｃａを０．０１０％を越えると鋼の清浄度が悪くな
り内部欠陥の原因となるので、Ｃａの上限を０．０１０
％とした。ＲＥＭは０．００２％未満ではＭｎＳの形態
制御に不十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でないの
でＲＥＭの下限を０．００５％とした。
り内部欠陥の原因となるので、Ｃａの上限を０．０１０
％とした。ＲＥＭは０．００２％未満ではＭｎＳの形態
制御に不十分で鋼板のＣ方向の靭性向上に有効でないの
でＲＥＭの下限を０．００５％とした。
一方ＲＥＭが０．０１０％を越えると鋼の清浄度が悪く
なり、またァーク溶接面でも不利であるので、ＲＥＭの
上限を０．０１０％とした。次に本発明を実施例につい
て説明する。
なり、またァーク溶接面でも不利であるので、ＲＥＭの
上限を０．０１０％とした。次に本発明を実施例につい
て説明する。
実施例
球
丈
篭
対
Ｓ
覇
舷
益
球
紐
紐
鍵
霊
繁
鍵
辻
縦
潮
出
船
藤
第１表に成分組成を示す供試鋼ＩＡ（比較鋼），ＩＢ〜
７Ｂ（発明鋼）を用いてそれぞれ第２表に示す圧延条件
により処理した鋼板の機械的諸性質を竿表に示す。
７Ｂ（発明鋼）を用いてそれぞれ第２表に示す圧延条件
により処理した鋼板の機械的諸性質を竿表に示す。
実施例Ｎｏ．１〜１６は本発明において用いることので
きる成分組成を有するＩＢ鋼について種々処理方法を変
えて製造したものである。実施例Ｎｏ．１とＮｏ．２は
固溶Ｎｂ量が０．０１％に蓮せず、Ｎｏ．９は〜３点以
下の圧下量が零であり、Ｎｏ．１２は空冷による冷却速
度で冷却され、Ｎｏ．１５は冷却停止温度が５００℃未
満でないため、すなわちそれぞれ本発明の構成要件が完
全には満たされていないために強度ＴＳは７０ｋ９／側
２に達していない。
きる成分組成を有するＩＢ鋼について種々処理方法を変
えて製造したものである。実施例Ｎｏ．１とＮｏ．２は
固溶Ｎｂ量が０．０１％に蓮せず、Ｎｏ．９は〜３点以
下の圧下量が零であり、Ｎｏ．１２は空冷による冷却速
度で冷却され、Ｎｏ．１５は冷却停止温度が５００℃未
満でないため、すなわちそれぞれ本発明の構成要件が完
全には満たされていないために強度ＴＳは７０ｋ９／側
２に達していない。
Ｎｏ．５はオーステナィト再結晶域における圧下量が５
０％未満であり、Ｎｏ．７はＡｒ３十１５０ｏ０からＡ
ｒ３に至る未再結晶オーステナィト城における累積圧下
率が３０％未満であり、Ｎｏ．１１は仕上げ温度がＡｒ
３一８０ｑｏ未満であり、すなわちそれぞれ本発明の構
成要件が完全には満たされていないためにｖＴｒｓは−
８０００以上である。本発明において用いることのでき
る成分組成を有する鋼すなわち発明鋼についての実施例
Ｎｏ．３，４，６，８，１０，１３，１４，１６はそれ
ぞれ７０ｋｇ／肌２以上のＴＳと−８０℃未満のｖＴ岱
を有し、上記の諸比較鋼より優れた高張力高級性を有す
る鋼であることが判る。
０％未満であり、Ｎｏ．７はＡｒ３十１５０ｏ０からＡ
ｒ３に至る未再結晶オーステナィト城における累積圧下
率が３０％未満であり、Ｎｏ．１１は仕上げ温度がＡｒ
３一８０ｑｏ未満であり、すなわちそれぞれ本発明の構
成要件が完全には満たされていないためにｖＴｒｓは−
８０００以上である。本発明において用いることのでき
る成分組成を有する鋼すなわち発明鋼についての実施例
Ｎｏ．３，４，６，８，１０，１３，１４，１６はそれ
ぞれ７０ｋｇ／肌２以上のＴＳと−８０℃未満のｖＴ岱
を有し、上記の諸比較鋼より優れた高張力高級性を有す
る鋼であることが判る。
実施例舵．１７，１８はＮｂを含有しないため発明鋼の
ものではなく、強度，靭性ともに発明鋼に比し劣ってい
る。
ものではなく、強度，靭性ともに発明鋼に比し劣ってい
る。
実施例Ｎｏ．１９，２０，２１は第１表に示す発明鋼２
Ｂについてのものであり、Ｎｏ．２０は冷却停止温度が
５００℃未満でなく、Ｎｏ．２１は冷却速度が２℃／ｓ
ｅｃ未満であるためＮｏ．１９の本発明法による鋼に比
しＴＳが約１０ｋ９′側２低い。実施例Ｎｏ．２２，２
３，２６，２７はそれぞれＭｏ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂ
，Ｔｉなどの添加元素を含有する鋼についてのものであ
る。実施例Ｎｏ．２４，２５は第１表鋼種５Ｂ（１．９
％Ｍｎ−０．１％Ｍｏ−０．０８％Ｖ）についてのもの
であり、前者すなわちＮｏ．２４の空冷された鋼に比し
、後者すなわちＮｏ．２５の本発明によるものは約５ｋ
９／側２のＴＳの上昇が観察される。以上本発明によれ
ば、高鞠性高張力鋼を製造することができる。
Ｂについてのものであり、Ｎｏ．２０は冷却停止温度が
５００℃未満でなく、Ｎｏ．２１は冷却速度が２℃／ｓ
ｅｃ未満であるためＮｏ．１９の本発明法による鋼に比
しＴＳが約１０ｋ９′側２低い。実施例Ｎｏ．２２，２
３，２６，２７はそれぞれＭｏ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂ
，Ｔｉなどの添加元素を含有する鋼についてのものであ
る。実施例Ｎｏ．２４，２５は第１表鋼種５Ｂ（１．９
％Ｍｎ−０．１％Ｍｏ−０．０８％Ｖ）についてのもの
であり、前者すなわちＮｏ．２４の空冷された鋼に比し
、後者すなわちＮｏ．２５の本発明によるものは約５ｋ
９／側２のＴＳの上昇が観察される。以上本発明によれ
ば、高鞠性高張力鋼を製造することができる。
第１図は供試鋼ＩＢの圧延仕上げ温度がＴＳとｖＴ鴇に
及ぼす影響を示す図、第２図は供試鋼ＩＢの冷却停止温
度力汀ＳとｖＴｒｓに及ぼす影響を示す図である。 第１図 第２図
及ぼす影響を示す図、第２図は供試鋼ＩＢの冷却停止温
度力汀ＳとｖＴｒｓに及ぼす影響を示す図である。 第１図 第２図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．０２〜０．１８％，Ｓｉ０．１０〜０．５０
％，Ｍｎ１．０〜２．５％，Ａｌ０．００５〜０．０６
０％，Ｎｂ０．０１〜０．１０％を含有し、残部不可避
的不純物のうち０．００８％以下のＳと実質的にＦｅと
よりなる鋼スラブを１０５０℃越えの温度で、かつＮｂ
が少くとも０．０１％固溶する温度に加熱した後、Ａｒ
＿３＋１５０℃以上の温度で累積圧下率が少くとも５０
％となるよう圧延を施し、引続いてＡｒ＿３＋１５０℃
以下でかつＡｒ＿３点以上の未再結晶オーステナイト域
の温度範囲内で累積圧下率が少くとも３０％となるよう
圧延を施し、次いでＡｒ＿３点以下でかつＡｒ＿３−８
０℃以上のオーステナイトとフエライトとの２相域の温
度範囲内で累積圧下率が少くとも１０％となるよう圧延
を施し、その後直ちに２〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で
５００℃未満の温度にまで冷却することを特徴とする高
靭性高張力鋼の製造法。 ２ Ｃ０．０２〜０．１８％，Ｓｉ０．１０〜０．５０
％，Ｍｎ１．０〜２．５％，Ａｌ０．００５〜０．０６
０％，Ｎｂ０．０１〜０．１０％を含有し、さらに下記
（ａ）群，（ｂ）群のなかから選ばれる何れか１種また
は２種以上を含有し、残部不可避的不純物のうち０．０
０８％以下のＳと実質的にＦｅとよりなる鋼スラブを１
０５０℃越えの温度で、かつＮｂが少くとも０．０１％
固溶する温度に加熱した後、Ａｒ＿３＋１５０℃以上の
温度で累積圧下率が少くとも５０％となるよう圧延を施
し、引続いてＡｒ＿３＋１５０℃以下でかつＡｒ＿３点
以上の未再結晶オーステナイト域の温度範囲内で累積圧
下率が少くとも３０％となるよう圧延を施し、次いでＡ
ｒ＿３点以下でかつＡｒ＿３−８０℃以上のオーステナ
イトとフエライトとの２相域の温度範囲内で累積圧下率
が少くとも１０％となるよう圧延を施し、その後直ちに
２〜２０℃／ｓｅｃの冷却速度で５００℃未満の温度に
まで冷却することを特徴とする高靭性高張力鋼の製造法
。 （ａ）群：Ｔｉ０．００３〜０．０４％，Ｎｉ１．０％
以下，Ｍｏ０．４％以下，Ｃｕ０．５％以下，Ｖ０．１
％以下，Ｃｒ０．５％以下，Ｂ０．００３％以下。（ｂ
）群：Ｃａ０．００２〜０．０１％，ＲＥＭ０．００２
〜０．０１％。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56020524A JPS609086B2 (ja) | 1981-02-14 | 1981-02-14 | 高靭性高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56020524A JPS609086B2 (ja) | 1981-02-14 | 1981-02-14 | 高靭性高張力鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57134518A JPS57134518A (en) | 1982-08-19 |
| JPS609086B2 true JPS609086B2 (ja) | 1985-03-07 |
Family
ID=12029541
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56020524A Expired JPS609086B2 (ja) | 1981-02-14 | 1981-02-14 | 高靭性高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS609086B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5748617A (en) * | 1980-09-08 | 1982-03-20 | Hitachi Ltd | Level detector for finely divided particles |
| JPS5983722A (ja) * | 1982-11-05 | 1984-05-15 | Kawasaki Steel Corp | 低炭素当量非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPH0841536A (ja) * | 1994-07-29 | 1996-02-13 | Kawasaki Steel Corp | 板厚方向の硬度むらが少なくｄｗｔｔ特性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
| US5545270A (en) * | 1994-12-06 | 1996-08-13 | Exxon Research And Engineering Company | Method of producing high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability |
| US5531842A (en) * | 1994-12-06 | 1996-07-02 | Exxon Research And Engineering Company | Method of preparing a high strength dual phase steel plate with superior toughness and weldability (LAW219) |
| KR100526123B1 (ko) * | 2001-04-10 | 2005-11-08 | 주식회사 포스코 | 기계적 성질의 편차가 적은 냉간압조용 강 선재의 제조방법 |
| CN105899702B (zh) | 2014-03-17 | 2017-12-22 | 杰富意钢铁株式会社 | 焊接用钢材 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5126615A (ja) * | 1974-08-30 | 1976-03-05 | Sumitomo Metal Ind | Hichoshitsukochoryokukohan no seizoho |
| JPS55115924A (en) * | 1979-03-02 | 1980-09-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of high toughness high tensile steel plate |
-
1981
- 1981-02-14 JP JP56020524A patent/JPS609086B2/ja not_active Expired
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5126615A (ja) * | 1974-08-30 | 1976-03-05 | Sumitomo Metal Ind | Hichoshitsukochoryokukohan no seizoho |
| JPS55115924A (en) * | 1979-03-02 | 1980-09-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of high toughness high tensile steel plate |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57134518A (en) | 1982-08-19 |
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