JPS61179815A - 高張力鋼の製造方法 - Google Patents
高張力鋼の製造方法Info
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- JPS61179815A JPS61179815A JP2060685A JP2060685A JPS61179815A JP S61179815 A JPS61179815 A JP S61179815A JP 2060685 A JP2060685 A JP 2060685A JP 2060685 A JP2060685 A JP 2060685A JP S61179815 A JPS61179815 A JP S61179815A
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- steel
- cooling
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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〉
この発明な、優れた降伏強度を有する高張力鋼を、水素
性欠陥を発生せしめることなく安定して量産する方法に
関するものである。
性欠陥を発生せしめることなく安定して量産する方法に
関するものである。
〈従来技術並びにその問題点〉
近年、各種建造物の大型化や高層化、或いは自動車その
他の機械構造物の軽量化等の傾向が益々著しくなってき
ており、これにともなって、更に強度の高い構造用鋼開
発に対する要望が一段と高まってきている。
他の機械構造物の軽量化等の傾向が益々著しくなってき
ており、これにともなって、更に強度の高い構造用鋼開
発に対する要望が一段と高まってきている。
従来、このような要望に対する対策として、ＣＩＳｆ、
Ｍｎ等の合蛍元素を増やしたり、圧延に訃ける仕上温度
を低くしたフすることによって鋼材の強度、上昇を図る
ことが実施されていたが、最近に至つて、熱間圧延を終
了した直後の鋼材な一具冷却することなく直ちに焼入ｎ
”ｒる方法が開発され、経済性を損うことなく高強度の
鋼が得られることから大きな注目を集めるようになって
きた。
Ｍｎ等の合蛍元素を増やしたり、圧延に訃ける仕上温度
を低くしたフすることによって鋼材の強度、上昇を図る
ことが実施されていたが、最近に至つて、熱間圧延を終
了した直後の鋼材な一具冷却することなく直ちに焼入ｎ
”ｒる方法が開発され、経済性を損うことなく高強度の
鋼が得られることから大きな注目を集めるようになって
きた。
しかしながら、その後各方面で採用され出した上記制御
冷却による高張力鋼の製造方法には、冷却速度を速くし
てより高強度を達成しよりとすると、水素割れが発生し
たり、降伏比が低下して十分な降伏強度の確保かで＠な
くなったりして所望の製品が得られないと言う事態を招
き、他方、冷却速度を遅くすると強度上昇効果が小さく
て所望の降伏強度並びに引張り強度の確保が困難になる
と言う問題のあることが次第に明らかとなってきたので
ある。
冷却による高張力鋼の製造方法には、冷却速度を速くし
てより高強度を達成しよりとすると、水素割れが発生し
たり、降伏比が低下して十分な降伏強度の確保かで＠な
くなったりして所望の製品が得られないと言う事態を招
き、他方、冷却速度を遅くすると強度上昇効果が小さく
て所望の降伏強度並びに引張り強度の確保が困難になる
と言う問題のあることが次第に明らかとなってきたので
ある。
く問題点を解決するための手段〉
本発明者等は、上述のような観点から、制御冷却を施し
た場合に生じがちな水素性欠陥を回避できるばかりか、
十分に高い降伏比が確保された高降伏点の高張力鋼を能
率良く安定して量産する方法を見出下べく研究を重ねた
結果、 「制御冷却による従来の高張力鋼の製造方法を採用する
際に、熱間圧延並びにこれに続く急冷が終了し九直後の
鋼材を特定の時間が経過しないうちに比較的低温域へ再
加熱して一定時間保持すると、例え前記急冷の際の冷却
速度が速い場合であっても鋼材の水素割れ発生が確実に
防止される上、急冷による内部歪が緩和されて降伏比の
十分な上昇が達成され、品質の良好な高降伏点・高引張
９強度鋼材が得られる」 との知見を得るに至ったのである。
た場合に生じがちな水素性欠陥を回避できるばかりか、
十分に高い降伏比が確保された高降伏点の高張力鋼を能
率良く安定して量産する方法を見出下べく研究を重ねた
結果、 「制御冷却による従来の高張力鋼の製造方法を採用する
際に、熱間圧延並びにこれに続く急冷が終了し九直後の
鋼材を特定の時間が経過しないうちに比較的低温域へ再
加熱して一定時間保持すると、例え前記急冷の際の冷却
速度が速い場合であっても鋼材の水素割れ発生が確実に
防止される上、急冷による内部歪が緩和されて降伏比の
十分な上昇が達成され、品質の良好な高降伏点・高引張
９強度鋼材が得られる」 との知見を得るに至ったのである。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、
Ｃ：０．０４〜０．１６％（以下、成分割合な費わ丁Ｘ
は重量基準とするン、 Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、 Ｍｎ ： ０．５０〜
１．５０％。
は重量基準とするン、 Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、 Ｍｎ ： ０．５０〜
１．５０％。
Ｐ：０．０１０％以下、 Ｓ：０．００２％未満。
Ｔｉ：ｏ、００５〜０．０１５Ｘ。
ＡＩｏ、０１〜０．０７％。
Ｎ：０．００１５〜０．００５０ Ｘ
を含有するか、必要により更に
Ｖ：０．０１〜０．０５％、Ｃｕ：Ｑ、４％以下、。
Ｎｉ ： １．０９１；以下、 Ｃａ ： ｏ、ｏ Ｏ
Ｏ５〜０．０１０ Ｘ 。
Ｏ５〜０．０１０ Ｘ 。
Ｂ：０．０００４〜０．０ ０ １ ０ χのうちの１
種以上をも含み、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純
物から成る鋼片を〔Ａｃ、点＋１０℃〕〜１１００℃の
温度に加熱した後、（Ａｒ８点＋１００℃〕〜Ａｒ、点
の温度域において圧下率＝４０％以上の熱間圧延な胞子
か、或いは必要によりその後Ａｒ３点未満であって〔Ａ
ｒ３点−４０℃〕以上の温度域において更に圧下率＝１
０％以上の熱間圧延を施してから直ちに３℃／ ｓｅｃ
以上の冷却速度で２５０℃以下にまで急冷し、続いて１
００℃未満の温度域に１２０分間を越える時間の滞留を
なさしめることなく再加熱して２５０〜５００℃に保持
するとともに、１００℃以上の温度域での滞留時間を３
時間以上確保してから冷却することにより、水素性欠陥
を発生させることなく、十分に高い降伏強度と引張り強
度とを備えた高張力鋼板を得る点、 に特徴を府下るものである。
種以上をも含み、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純
物から成る鋼片を〔Ａｃ、点＋１０℃〕〜１１００℃の
温度に加熱した後、（Ａｒ８点＋１００℃〕〜Ａｒ、点
の温度域において圧下率＝４０％以上の熱間圧延な胞子
か、或いは必要によりその後Ａｒ３点未満であって〔Ａ
ｒ３点−４０℃〕以上の温度域において更に圧下率＝１
０％以上の熱間圧延を施してから直ちに３℃／ ｓｅｃ
以上の冷却速度で２５０℃以下にまで急冷し、続いて１
００℃未満の温度域に１２０分間を越える時間の滞留を
なさしめることなく再加熱して２５０〜５００℃に保持
するとともに、１００℃以上の温度域での滞留時間を３
時間以上確保してから冷却することにより、水素性欠陥
を発生させることなく、十分に高い降伏強度と引張り強
度とを備えた高張力鋼板を得る点、 に特徴を府下るものである。
なお、第１図は、この発明の方法による高張力鋼製造工
程の１例を模式化した加熱・冷却曲線である。
程の１例を模式化した加熱・冷却曲線である。
次に、この発明の方法において、対象とする鋼の成分組
成並びにその他の鋼材製造条件を上述のように数値限定
し几理由を説明する。
成並びにその他の鋼材製造条件を上述のように数値限定
し几理由を説明する。
Ａ）化学成分割合
（ａ） Ｃ
Ｃ成分には鋼材の強度を確保する作用があるが、その含
有量が０．０４％未満では所望の強度が得られず、他方
０．１６９１を越えて含有させると溶接性の劣化を招く
ことから、Ｃ含有量は０．０４〜０．１６％と定めた。
有量が０．０４％未満では所望の強度が得られず、他方
０．１６９１を越えて含有させると溶接性の劣化を招く
ことから、Ｃ含有量は０．０４〜０．１６％と定めた。
（ロ） Ｓｔ
鋼材中のＳｉ含有量が増加すると溶接性が次第に、劣化
し、特にその含有量が０．３５ Ｘを越えると実用上の
支障を来た丁ようになる。−万、Ｓｉ含有量を０．０１
％未満にまで低下しようとすると著しいコスト上昇が余
儀なくされ、工業上の不利を招くこととなる。従って、
Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３５％と定めた。
し、特にその含有量が０．３５ Ｘを越えると実用上の
支障を来た丁ようになる。−万、Ｓｉ含有量を０．０１
％未満にまで低下しようとすると著しいコスト上昇が余
儀なくされ、工業上の不利を招くこととなる。従って、
Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３５％と定めた。
（ｃ） Ｍｎ
胤成分にに鋼材の強度を確保する作用があるが、その含
有量が０．５％未満では所望の強度が得られず、他方１
．５０％を越えて含有させると溶接継手靭性の劣化を招
くことから、胤含有量は０．５〜１，５０％と定めた。
有量が０．５％未満では所望の強度が得られず、他方１
．５０％を越えて含有させると溶接継手靭性の劣化を招
くことから、胤含有量は０．５〜１，５０％と定めた。
（ｄ） Ｐ
Ｐは鋼中へ不可避的に随伴される不純物元素であり、そ
の含有量が０．０１０Ｘを越えると溶鋼凝固段階で偏析
を生じて鋼質の均一性を損うばかシでなく、鋼材を溶接
した後に応力除去焼鈍等を実施すると靭性劣化を招くよ
うにもなることから、Ｐ含有量は０．０１０％以下と定
めた。
の含有量が０．０１０Ｘを越えると溶鋼凝固段階で偏析
を生じて鋼質の均一性を損うばかシでなく、鋼材を溶接
した後に応力除去焼鈍等を実施すると靭性劣化を招くよ
うにもなることから、Ｐ含有量は０．０１０％以下と定
めた。
（ｅ） Ｓ
Ｓも鋼中へ不可避的に随伴される不純物元素であり、そ
の含有量゛が０．００２％を越えると鋼材の長手方向と
幅方向の靭性差が大キくするばかりか、厚さ方向の靭性
劣化をも招くこととなるので、Ｓ含有量は０．００２％
以下と定めた。
の含有量゛が０．００２％を越えると鋼材の長手方向と
幅方向の靭性差が大キくするばかりか、厚さ方向の靭性
劣化をも招くこととなるので、Ｓ含有量は０．００２％
以下と定めた。
（ｆ） Ｔｉ
Ｔｉ成分には、鋼中のＮと結びついて鋼が高温に加熱さ
れたときのγ粒を小さくすることを通じ、溶接継手部の
靭性な改善する作用があるが、その含有量がｏ、 ｏ
ｏ ｓ％未満では前記作用に所望の効果が得られず、他
方０．０１５Ｘを越えて含有させるとＴｉＣ等の析出が
多くなり、かえって溶接継手靭性の劣化を招く上、鋼の
機械的性質の不安定化。
れたときのγ粒を小さくすることを通じ、溶接継手部の
靭性な改善する作用があるが、その含有量がｏ、 ｏ
ｏ ｓ％未満では前記作用に所望の効果が得られず、他
方０．０１５Ｘを越えて含有させるとＴｉＣ等の析出が
多くなり、かえって溶接継手靭性の劣化を招く上、鋼の
機械的性質の不安定化。
を来た丁よりになることから、Ｔｉ含有量は０．００５
〜０．０１５％と定めた。
〜０．０１５％と定めた。
（ｇ） ＡＪ
ＡＪ酸成分鋼の脱酸剤として重要であるが、その含有量
が０．０１％未満では所望の脱酸効果が得られず、他方
０．０７％を越えて含有させると鋼中にＡＪ１２０．の
介在物を多く出現させ、鋼の品質を劣化させることから
、Ａ７含有量は０．０１〜０．０７％と定めた。
が０．０１％未満では所望の脱酸効果が得られず、他方
０．０７％を越えて含有させると鋼中にＡＪ１２０．の
介在物を多く出現させ、鋼の品質を劣化させることから
、Ａ７含有量は０．０１〜０．０７％と定めた。
（ト） Ｎ
Ｎ成分には、Ｔｉと結合してＴｉＮを生成することによ
りγ粒の粗大化を防止すると言う重要な作用があるが、
その含有量が０．００１５％未満では前記作用に所望の
効果を得ることができず、他方、ｏ、 ｏ ｏ ｓ ｏ
％を越えて含有させると鋼の靭性な劣化するよ５になる
ことから、Ｎ含有量は０．００１５〜ｏ、ｏｏｓｏｘと
定めた。
りγ粒の粗大化を防止すると言う重要な作用があるが、
その含有量が０．００１５％未満では前記作用に所望の
効果を得ることができず、他方、ｏ、 ｏ ｏ ｓ ｏ
％を越えて含有させると鋼の靭性な劣化するよ５になる
ことから、Ｎ含有量は０．００１５〜ｏ、ｏｏｓｏｘと
定めた。
（ｉ） Ｖ
■成分には、鋼の強度を高める作用があるので、より高
強度の鋼板を必要とする場合に添加含有せしめられるも
のであるが、その含有量が０．０１％未満では前記作用
に所望の効果を得ることができず、他方０．０５％を越
えて含有させると靭性の劣化を招くようになることから
、その含有量を０．０１〜０．１０％と定め友。
強度の鋼板を必要とする場合に添加含有せしめられるも
のであるが、その含有量が０．０１％未満では前記作用
に所望の効果を得ることができず、他方０．０５％を越
えて含有させると靭性の劣化を招くようになることから
、その含有量を０．０１〜０．１０％と定め友。
（ｊ） Ｃｕ
Ｃｕ成分には、鋼の焼入れ性と強度を向上する作用があ
るので、こｎらの特性をより改善する必要がある場合に
添加含有せしめられるものであるが、その含有量が０．
４ ％を越えると熱間加工性を害するようになることか
ら、Ｃｕ含有量ｉ ０．４％以下と定め念。
るので、こｎらの特性をより改善する必要がある場合に
添加含有せしめられるものであるが、その含有量が０．
４ ％を越えると熱間加工性を害するようになることか
ら、Ｃｕ含有量ｉ ０．４％以下と定め念。
■ Ｎｉ
Ｎｉ成分には、鋼の焼入れ性を確保し、特に低温靭性な
向上する作用があるので必要により添加されるものであ
るが、１．０％を越えて含有させることは経済的に不利
となることから、Ｎｉ含有量は１、０ Ｘ未満と定めた
。
向上する作用があるので必要により添加されるものであ
るが、１．０％を越えて含有させることは経済的に不利
となることから、Ｎｉ含有量は１、０ Ｘ未満と定めた
。
（功 Ｃａ
Ｃａ成分には、鋼中のＳを主にＣａＳから成る球状の介
在物として固着し、鋼の異方性を改善して、安定し友均
質な性能を発揮させ、また鋼板の板厚方向特性を改善す
る作用があるので必要により添加されるものであるが、
その含有量がＯ，ＯＯＯ５％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、他方０．０ Ｉ ０％を越えて含有さ
せると、主にＣａＯから成る非戴属介在物が多量に生成
して鋼の清浄度を劣化させることから、Ｃａ含有量はｏ
、 ｏ ｏ ｏ ｓ〜０．０１０％と定めた。
在物として固着し、鋼の異方性を改善して、安定し友均
質な性能を発揮させ、また鋼板の板厚方向特性を改善す
る作用があるので必要により添加されるものであるが、
その含有量がＯ，ＯＯＯ５％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、他方０．０ Ｉ ０％を越えて含有さ
せると、主にＣａＯから成る非戴属介在物が多量に生成
して鋼の清浄度を劣化させることから、Ｃａ含有量はｏ
、 ｏ ｏ ｏ ｓ〜０．０１０％と定めた。
（ｍＪ Ｂ
Ｂ成分には、微量添加で鋼の焼入れ性を大幅に向上する
作用があるので、鋼板の強度及び靭性をより向上する必
要がある場合に添加含有せζめられるものであるが、そ
の含有量が０． ＯＯＯ４％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、他方０、０ Ｏ１０％を越えて含有さ
せると、かえって鋼の靭性な劣化するようになることか
ら、Ｂ含有量は０．０００４〜Ｏ，ＯＯ１０％と定めた
。
作用があるので、鋼板の強度及び靭性をより向上する必
要がある場合に添加含有せζめられるものであるが、そ
の含有量が０． ＯＯＯ４％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、他方０、０ Ｏ１０％を越えて含有さ
せると、かえって鋼の靭性な劣化するようになることか
ら、Ｂ含有量は０．０００４〜Ｏ，ＯＯ１０％と定めた
。
Ｂ）鋼片加熱温度
熱間圧延に際して、その加熱温度が〔Ａｃ５点十１０℃
〕未満では鋼片の完全オーステナイト化が達成さｎない
恐れがあシ、他方１１００℃を越える温度域に加熱する
ことは鋼の靭性劣化を招くことから、鋼片加熱温度は〔
Ａｃ、点＋１０℃〕〜１１００℃と定めた。
〕未満では鋼片の完全オーステナイト化が達成さｎない
恐れがあシ、他方１１００℃を越える温度域に加熱する
ことは鋼の靭性劣化を招くことから、鋼片加熱温度は〔
Ａｃ、点＋１０℃〕〜１１００℃と定めた。
Ｃ） 熱間圧延温度、及びその圧下率
この発明の方法では、圧延加工によって鋼材組織を微細
化して靭性向上を図るため、低温オーステナイト域で圧
延加工を施し、その圧延歪による再結晶作用によってγ
粒を細粒化する手段を採用したが、その際の圧延温度が
〔Ａｒ３点＋１００℃〕を越えると所望の細粒化が達成
されないことから、熱間圧延温度を〔Ａｒ３点＋Ｚｏｏ
℃） 〜Ａｒ、点の範囲と定めた。
化して靭性向上を図るため、低温オーステナイト域で圧
延加工を施し、その圧延歪による再結晶作用によってγ
粒を細粒化する手段を採用したが、その際の圧延温度が
〔Ａｒ３点＋１００℃〕を越えると所望の細粒化が達成
されないことから、熱間圧延温度を〔Ａｒ３点＋Ｚｏｏ
℃） 〜Ａｒ、点の範囲と定めた。
また、このときの圧下率が４０Ｘ未満では、γ粒再結晶
によるγ粒微細化効果が得られないことから、その圧下
率を４０９６以上と定め次。
によるγ粒微細化効果が得られないことから、その圧下
率を４０９６以上と定め次。
更に、製造される高張力鋼の靭性及、び強度等の機械的
性質を一層向上させるためには、前記熱間圧延に続いて
ｓ Ａｒ、点未満であって［Ａｒ、点−４０℃］以上の
オーステナイト・フェライト２相域における圧下率：１
０％以上の圧延を再度実施することか有効である。この
場合、圧延温度がＡｒ、点板上であるか、圧下率がＩＯ
Ｘ未満であると所望の効果が得られず、他方、圧延温度
が（Ａｒ３点−４’０ ’Ｃ）を下廻ると、かえって靭
性劣化を招くので好ましくない。
性質を一層向上させるためには、前記熱間圧延に続いて
ｓ Ａｒ、点未満であって［Ａｒ、点−４０℃］以上の
オーステナイト・フェライト２相域における圧下率：１
０％以上の圧延を再度実施することか有効である。この
場合、圧延温度がＡｒ、点板上であるか、圧下率がＩＯ
Ｘ未満であると所望の効果が得られず、他方、圧延温度
が（Ａｒ３点−４’０ ’Ｃ）を下廻ると、かえって靭
性劣化を招くので好ましくない。
Ｄ）冷却速度、及び急冷を要する温度区間熱間圧延の終
了後、直ちに水冷等ｑ急冷処理な胞子ことで鋼材強度の
上昇が図られるが、その際の冷却速度が３℃／ Ｂｅｅ
を下廻ると強度上昇が不十分となる。
了後、直ちに水冷等ｑ急冷処理な胞子ことで鋼材強度の
上昇が図られるが、その際の冷却速度が３℃／ Ｂｅｅ
を下廻ると強度上昇が不十分となる。
また、この急冷処理は、鋼材が十分に変態を完了するま
で実施することを必要とし、これによってはじめて十分
な強度上昇効果を得ることができるが、そのｔめには２
５０℃以下にまで加速冷却を続けなければならない。
で実施することを必要とし、これによってはじめて十分
な強度上昇効果を得ることができるが、そのｔめには２
５０℃以下にまで加速冷却を続けなければならない。
Ｅン再加熱処理柴件
先にも述べ友ように、急冷処理後の鋼材は水素割れを発
生しやすく、また降伏比の低下を来た丁ものであったが
、これらの現象を防止するために急冷処理後の鋼材を直
ちに再加熱処理することがこの発明において極めて重要
なことである。
生しやすく、また降伏比の低下を来た丁ものであったが
、これらの現象を防止するために急冷処理後の鋼材を直
ちに再加熱処理することがこの発明において極めて重要
なことである。
そして、水素割れの恐れを完全に除去するためには、急
冷処理後の鋼材を１００℃以上の温度域に３時間以上保
持する必要がある。しかしながら、急冷処理後の鋼材に
水素割れを発生するまでには多少の潜伏期があり、冷却
後１２０分以内であればこの潜伏期内であるので水素割
れは殆んど発生することかない。従って、急冷処理によ
って１００℃未満に温度低下した鋼材については、１２
０分′間以内に１００℃以上の温度域にまで再加熱丁れ
ば水素割れの多発を防止できるわけである。
冷処理後の鋼材を１００℃以上の温度域に３時間以上保
持する必要がある。しかしながら、急冷処理後の鋼材に
水素割れを発生するまでには多少の潜伏期があり、冷却
後１２０分以内であればこの潜伏期内であるので水素割
れは殆んど発生することかない。従って、急冷処理によ
って１００℃未満に温度低下した鋼材については、１２
０分′間以内に１００℃以上の温度域にまで再加熱丁れ
ば水素割れの多発を防止できるわけである。
もちろん、再加熱温度が１００℃を下廻ったり、。
加熱保持時間が３時間未満であったフ、また鋼材が１０
０℃未満にまで冷却されてから再度１００℃以上に再加
熱されるまでの滞留時間が１２０分を越えたシすると水
素割れが多発するようになることは言うまでもない。
０℃未満にまで冷却されてから再度１００℃以上に再加
熱されるまでの滞留時間が１２０分を越えたシすると水
素割れが多発するようになることは言うまでもない。
−１、急冷処理後の鋼材を２５０〜５００℃の温度域に
保持すると、鋼材の降伏点が上昇するとともに靭性の改
善効果がもたらされる。このとき・加熱温度が２５０℃
未満であると上記機械的性質の改善効果が少なく、また
５００℃を越える温度域に加熱すると引張り強度の低下
を招くこととなる。
保持すると、鋼材の降伏点が上昇するとともに靭性の改
善効果がもたらされる。このとき・加熱温度が２５０℃
未満であると上記機械的性質の改善効果が少なく、また
５００℃を越える温度域に加熱すると引張り強度の低下
を招くこととなる。
このようなことから、再加熱処理条件を、急冷後の鋼材
を１００℃未満の温度域に１２０分間を越える時間の滞
留をなさしめることなく再加熱して２５０〜ｓｏｏ℃に
保持するとともに、Ｚｏ。
を１００℃未満の温度域に１２０分間を越える時間の滞
留をなさしめることなく再加熱して２５０〜ｓｏｏ℃に
保持するとともに、Ｚｏ。
℃以上の温度域での滞留時間を３時間以上確保してから
冷却することと定めた。
冷却することと定めた。
なお、２５０〜５００℃の温度域での鋼材の保持時間は
２分〜２４時間とすることが好ましく、また再加熱処理
後の冷却手段には特に制約がなく、炉冷、空冷２強制冷
却等のいずれを採用しても良い。
２分〜２４時間とすることが好ましく、また再加熱処理
後の冷却手段には特に制約がなく、炉冷、空冷２強制冷
却等のいずれを採用しても良い。
次いで、この発明を実施例により比較例と対比しながら
説明する。
説明する。
〈実施例〉
まず、通常の方法によって第１茨に示される如き化学成
分組成のスラブ（厚さ：１９０ｗ）を溶製し、これらＶ
スラブに、第２表で示される条件の熱間圧延、急冷並び
に再加熱処理から成る一連の処理を施して鋼板を製造し
た。
分組成のスラブ（厚さ：１９０ｗ）を溶製し、これらＶ
スラブに、第２表で示される条件の熱間圧延、急冷並び
に再加熱処理から成る一連の処理を施して鋼板を製造し
た。
このようにして得られた鋼板について各種機械的性質を
測定し、該鋼板製造途中の熱延に続く急冷処理のまま材
において測定し几それと比較して第３表に示した。
測定し、該鋼板製造途中の熱延に続く急冷処理のまま材
において測定し几それと比較して第３表に示した。
また、該第３表には、鋼材の製造途中又は製造後におけ
る水素割れ発生状況を調査し元結果も併記し友。
る水素割れ発生状況を調査し元結果も併記し友。
第３表に示される結果からも、本発明の方法によると機
械的性質の優れた高張力鋼が水素割れを発生することな
く得らｎるのに対して、製造条件が本発明で規定する条
件から外れた比較法では、特性の優れた高張力鋼を安定
して製造できないことが明らかである。
械的性質の優れた高張力鋼が水素割れを発生することな
く得らｎるのに対して、製造条件が本発明で規定する条
件から外れた比較法では、特性の優れた高張力鋼を安定
して製造できないことが明らかである。
更に、これとは別に、第１衣に示したＧ鋼に相当する化
学成分組成の鋼を８９０℃に加熱してからオーステナイ
ト域で熱間圧延しく圧下率：５５％ノ、７５０℃で仕上
げた後、７４０℃から常温にまで水冷しく冷却速度：５
℃／ｓｅａ ） 、その後直ちに各種の温度にまで再加
熱して６時間保持することによシ得られた鋼材について
、その降伏点、引張強さ、並びにシャルピー破面遷移温
度（ｖＴｓ）を測定した。
学成分組成の鋼を８９０℃に加熱してからオーステナイ
ト域で熱間圧延しく圧下率：５５％ノ、７５０℃で仕上
げた後、７４０℃から常温にまで水冷しく冷却速度：５
℃／ｓｅａ ） 、その後直ちに各種の温度にまで再加
熱して６時間保持することによシ得られた鋼材について
、その降伏点、引張強さ、並びにシャルピー破面遷移温
度（ｖＴｓ）を測定した。
このようにして得られたところの、再加熱保持温度と降
伏点並びに引張強さとの関係を第２図に、そして再加熱
保持温度とシャルピー破面遷移温度との関係を第３図に
それぞれ示した。
伏点並びに引張強さとの関係を第２図に、そして再加熱
保持温度とシャルピー破面遷移温度との関係を第３図に
それぞれ示した。
第２図及び第３図に示される結果からも、再加熱保持温
度を特に２５０〜５００℃に調整することで、優れた降
伏強度と靭性とを備えた高張力鋼板が実現されることを
確認できる。
度を特に２５０〜５００℃に調整することで、優れた降
伏強度と靭性とを備えた高張力鋼板が実現されることを
確認できる。
く総括的な効果〉
以上に説明したように、この発明によれば、高価な合金
元素の多量添加等にたよらずに、しかも水素性欠陥を発
生することなく、高い降伏点と優れた靭性とを備えた高
張力鋼を安定して量産することが可能となるなど、産業
上有用な効果がもたらされるのである。
元素の多量添加等にたよらずに、しかも水素性欠陥を発
生することなく、高い降伏点と優れた靭性とを備えた高
張力鋼を安定して量産することが可能となるなど、産業
上有用な効果がもたらされるのである。
第１図は、この発明の高張力鋼製造工程の１例を模式化
した加熱・冷却曲線、 第２図は、再加熱保持温度と降伏点並びに引張強さとの
関係を示すグラフ、 第３図は、再加熱保持温度とシャルピー破面遷移温度（
ｖＴｓ）との関係を示す（ラフである。
した加熱・冷却曲線、 第２図は、再加熱保持温度と降伏点並びに引張強さとの
関係を示すグラフ、 第３図は、再加熱保持温度とシャルピー破面遷移温度（
ｖＴｓ）との関係を示す（ラフである。
Claims (4)
- （１）重量割合で、 Ｃ：０．０４〜０．１６％、 Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｐ：０．０１０％以下、 Ｓ：０．００２％未満、 Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．０７％、 Ｎ：０．００１５〜０．００５０％ を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物から
成る鋼片を〔Ａｃ＿３点＋１０℃〕〜１１００℃の温度
に加熱した後、〔Ａｒ＿３点＋１００℃〕〜Ａｒ＿３点
の温度域において圧下率：４０％以上の熱間圧延を施し
てから直ちに３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で２５０℃以
下にまで急冷し、続いて１００℃未満の温度域に１２０
分間を越える時間の滞留をなさしめることなく再加熱し
て２５０〜５００℃に保持するとともに、１００℃以上
の温度域での滞留時間を３時間以上確保してから冷却す
ることを特徴とする高張力鋼の製造方法。 - （２）重量割合で、 Ｃ：０．０４〜０．１６％、 Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｐ：０．０１０％以下、 Ｓ：０．００２％未満、 Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．０７％、 Ｎ：０．００１５〜０．００５０％ を含有し、残部がＦｅ及びその他の不可避的不純物から
成る鋼片を〔Ａｃ＿３点＋１０℃〕〜１１００℃の温度
に加熱した後、〔Ａｒ＿３点＋１００℃〕〜Ａｒ＿３点
の温度域において圧下率：４０％以上の熱間圧延を施し
、その後Ａｒ＿３点未満であつて、〔Ａｒ＿３点−４０
℃〕以上の温度域において更に圧下率：１０％以上の熱
間圧延を施してから直ちに３℃／ｓｅｃ以上の冷却速度
で２５０℃以下にまで急冷し、続いて１００℃未満の温
度域に１２０分間を越える時間の滞留をなさしめること
なく再加熱して２５０〜５００℃に保持するとともに、
１００℃以上の温度域での滞留時間を３時間以上確保し
てから冷却することを特徴とする高張力鋼の製造方法。 - （３）重量割合で、 Ｃ：０．０４〜０．１６％、 Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｐ：０．０１０％以下、 Ｓ：０．００２％未満、 Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．０７％、 Ｎ：０．００１５〜０．００５０％ を含有するとともに、更に Ｖ：０．０１〜０．０５％、 Ｃｕ：０．４％以下、 Ｎｉ：１．０％以下、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、 Ｂ：０．０００４〜０．００１０％ のうちの１種以上をも含み、残部がＦｅ及びその他の不
可避的不純物から成る鋼片を〔Ａｃ＿３点＋１０℃〕〜
１１００℃の温度に加熱した後、〔Ａｒ＿３点＋１００
℃〕〜Ａｒ＿３点の温度域において圧下率：４０％以上
の熱間圧延を施してから直ちに３℃／ｓｅｃ以上の冷却
速度で２５０℃以下にまで急冷し、続いて１００℃未満
の温度域に１２０分間を越える時間の滞留をなさしめる
ことなく再加熱して２５０〜５００℃に保持するととも
に、１００℃以上の温度域での滞留時間を３時間以上確
保してから冷却することを特徴とする高張力鋼の製造方
法。 - （４）重量割合で、 Ｃ：０．０４〜０．１６％、 Ｓｉ：０．０１〜０．３５％、 Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、 Ｐ：０．０１０％以下、 Ｓ：０．００２％未満、 Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．０７％、 Ｎ：０．００１５〜０．００５０％ を含有するとともに、更に Ｖ：０．０１〜０．０５％、 Ｃｕ：０．４％以下、 Ｎｉ：１．０％以下、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１０％、 Ｂ：０．０００４〜０．００１０％、 のうちの１種以上をも含み、残部がＦｅ及びその他の不
可避的不純物から成る鋼片を〔Ａｃ＿３点＋１０℃〕〜
１１００℃の温度に加熱した後、〔Ａｒ＿３点＋１００
℃〕〜Ａｒ＿３点の温度域において圧下率：４０％以上
の熱間圧延を施し、その後Ａｒ＿３点未満であつて〔Ａ
ｒ＿３点−４０℃〕以上の温度域において更に圧下率：
１０％以上の熱間圧延を施してから直ちに３℃／ｓｅｃ
以上の冷却速度で２５０℃以下にまで急冷し、続いて１
００℃未満の温度域に１２０分間を越える時間の滞留を
なさしめることなく再加熱して２５０〜５００℃に保持
するとともに、１００℃以上の温度域での滞留時間を３
時間以上確保してから冷却することを特徴とする高張力
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2060685A JPS61179815A (ja) | 1985-02-05 | 1985-02-05 | 高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2060685A JPS61179815A (ja) | 1985-02-05 | 1985-02-05 | 高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61179815A true JPS61179815A (ja) | 1986-08-12 |
Family
ID=12031922
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2060685A Pending JPS61179815A (ja) | 1985-02-05 | 1985-02-05 | 高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61179815A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02139758U (ja) * | 1989-04-27 | 1990-11-21 |
-
1985
- 1985-02-05 JP JP2060685A patent/JPS61179815A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02139758U (ja) * | 1989-04-27 | 1990-11-21 |
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