JPS6160891B2 - - Google Patents
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- JPS6160891B2 JPS6160891B2 JP19652381A JP19652381A JPS6160891B2 JP S6160891 B2 JPS6160891 B2 JP S6160891B2 JP 19652381 A JP19652381 A JP 19652381A JP 19652381 A JP19652381 A JP 19652381A JP S6160891 B2 JPS6160891 B2 JP S6160891B2
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Classifications
-
- 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
Description
この発明は、直接焼入―短時間焼戻しによる高
靭性および高強度を有する熱間圧延鋼材、すなわ
ち高張力鋼板、低温用鉄筋、およびＨ形鋼などの
熱間圧延鋼材の製造法に関するものである。 従来、鋼の強化法として直接焼入法が試みられ
ており、この方法は、主として鋼の強化に対して
は、粗い結晶粒径による焼入性の向上、固溶Ｖ、
Nbなどの焼戻し時の析出強化作用などの理由で
非常に有効であるが、低温靭性に問題があり、し
たがつてこの直接焼入法によつて強化された鋼材
は低温用途に対しては実用化されるまでに到つて
いない。これは、、これまでの直接焼入法が再加
熱・焼入工程の省略による熱エネルギ節減と、
Nbの高い溶解度と、それにもとづく強化作用の
増大にポイントが置かれ、靭性が劣化するのは止
むを得ないと見なされていたことによるものであ
る。したがつて、この靭性劣化なくして、直接焼
入により鋼を強化できる方法があればこの方法は
今日の省資源・省エネルギ化の中で最も注目され
る方法ということができる。 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、−40℃や−100℃の極低温において、著しく高
い強度とすぐれた靭性とを兼ね備えた鋼材を直接
焼入・焼戻し法を利用して得べく研究を行なつた
結果、鋼を、Ｃ：0.02〜0.30％、Si：0.7％以下、
Mn：0.4〜1.8％、Sol.Al：0.01〜0.07％を含有
し、さらに必要に応じて強度向上成分および靭性
向上成分として、Cu：0.50％以下、Ni：３％以
下、Cr：１％以下、Mo：１％以下、Ｖ：0.01％
以下、Nb：0.1％以下、Ti：0.1％以下、Zr：0.1
％以下、La：0.01％以下、Ce：0.01％以下、
Ca：0.01％以下、およびＢ：0.1％以下からなる
群のうちの１種または２種以上を含有し、残りが
Feと不可避不純物からなる組成（以上重量％、
以下％の表示はすべて重量％を意味する）を有す
るものに特定し、この鋼に、950〜1150℃の温度
範囲内の温度に加熱した後、全断面減少率または
全圧下率：60〜98％、900℃以上の温度における
１パス当りの断面減少率または圧下率：10〜30
％、圧延仕上温度：950〜800℃の条件で圧延を行
ない、圧延終了後、その冷却途中における直接焼
入れとAc1変態点以下の温度での短時間の焼戻し
からなる熱処理を施すと、前記圧延工程前の加熱
によつて初期γ粒が細粒化し、また前記圧延工程
によつてγ粒の異常成長が防止されると共にγ粒
の再結晶が促進されるようになり、さらに前記熱
処理によつて細粒のγ相から細粒のフエライト
と、ベイナイトあるいはマルテンサイトの混合組
織からなる細粒にして均一な焼入れ焼戻し組織と
なることから、この結果得られた鋼材は、極低温
においても高強度と高靭性を保持したものとなる
という知見を得たのである。 この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
のであつて、以下に鋼の成分組成および圧延・熱
処理条件を上記の通りに限定した理由を説明す
る。 (a) 鋼の成分組成 鋼材に所定の強度を付与するためにＣ成分を含
有させるが、その含有量が0.02％未満では所望の
高強度を確保することができず、一方0.30％を越
えて含有させると靭性低下をきたすようになるこ
とから、その含有量を0.02〜0.30％と定めた。ま
た、Si成分には脱酸作用があり、0.7％までの含
有は許容されるが、0.7％を越えて含有させる
と、靭性低下が著しくなることから、その上限値
を0.7％と定めた。Mn成分には、素地に固溶し
て、これを固溶強化するほか、鋼のオーステナイ
トからフエライトへの変態開始温度を著しく低下
せしめる作用があり、この作用によつて結晶粒が
微細化し、この結果鋼の強度および靭性が向上す
るようになるが、その含有量が0.4％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、一方1.8％を越
えて含有させると、靭性および溶接性が劣化する
ようになることから、その含有量を0.4〜1.8％と
定めた。さらにAl成分にはすぐれた細粒化作用
があるが、その含有量がsol.Alで0.01％未満では
所望の細粒化をはかることができず、一方同じく
sol.Alで0.07％を越えた含有になると、非金属介
在物の量が急激に増加して鋼の靭性が劣化するよ
うになることから、その含有量を0.01〜0.07％と
定めた。また、この発明の鋼においては、上記の
強度向上成分および靭性向上成分のうちの１種ま
たは２種以上を含有させて、より一層の強化また
は／および強靭化をはかることができるが、いず
れの成分も上記の上限値を越えて含有させると、
靭性が低下するようになることから、それぞれの
上限値を上記の値に定めた。 (b) 加熱温度 細粒化のための加熱において、その温度が950
℃未満では、均一にして微細なオーステナイト組
織を形成することができず、一方1150℃を越えた
温度になると、粒成長が著しく、所望の細粒化を
はかることは不可能となることから、その加熱温
度範囲を950〜1150℃と定めた。 (c) 圧延条件 靭性のすぐれた直接焼入鋼を得るためには圧延
条件の限定は重要であり、断面減少率または圧下
率で計算される全加工度は60％以上にする必要が
あり、しかもこの全加工度は大きければ大きいほ
ど好ましいが、98％を越えた全加工度での圧延は
スラブやビレツトの寸法制約により実操業上困難
性を伴うようになることから、全加工度を60〜98
％と定めた。 すなわち、この圧延によつてオーステナイトの
再結晶細粒化を促進させるものであり、950〜800
℃の仕上条件で再結晶を完了するには少なくとも
60％の加工度が必要なのである。また、同時に圧
延が900℃以上の温度で行なわれる場合には１パ
ス当りの加工度を10％以上としなければならな
い。すなわち、一般に圧延の初期においては、圧
延鋼材の断面積が大きいために１パス当りの加工
度は10％以下になるのが普通である。また、一方
で1100〜1050℃以上の高温域では、１パス当りの
加工度が５〜８％程度であると歪誘起による異常
粒成長が生じ、不均一オーステナイト粒発生の原
因となり好ましくないが、前記の温度以下の温度
での圧延では、このような現象は生じないとされ
ていた。このように、これまでの研究では、スラ
ブあるいはビレツトの加熱温度を1200℃以上に高
くすると、初期オーステナイト粒が大きくなると
いう現象についてしか言及されていなかつた。し
かしながら、この発明の方法における1150〜950
℃の低温加熱でも初期オーステナイト粒が小さい
場合には、異常粒成長が1050℃以下の温度でも生
ずるという知見を新たに得たのである。したがつ
て、この異常粒成長を防止するためには、１パス
当りの加工度を10％以上とし、極力大きくして再
結晶細粒化を促進することが全体として好ましい
圧延スケジユールになるのである。しかし、900
℃以上の温度における１パス当りの加工度を30％
を越えて高くすると、圧延機能力の制約を受ける
ようになることから、その上限値を30％と定め
た。 また、圧延仕上温度を950〜800℃に限定したの
は、その温度が950℃を越えると、再結晶オース
テナイト粒が容易に粗大化し、一方その温度が
800℃未満ではオーステナイトの再結晶が著しく
遅延するという理由にもとづくものである。しか
も特徴的なことは、全加工度と、900℃以上の温
度での１パス当りの加工度と、圧延仕上温度との
限定３条件を満足する限りにおいては、鋼の靭性
の圧延歪速度感受性はきわめて鈍く、ほとんど歪
速度を制御する必要のないことが判明したことで
ある。むしろ高歪速度で発熱型の圧延ほど靭性に
対しては好ましいようである。これは、従来のこ
の種のオーステナイト再結晶の技術開発が、その
後にオーステナイト→フエライト変態を伴なうフ
エライト＋パーライト鋼に着目してなされたもの
であり、この発明の方法におけるように圧延終了
後、その冷却途中に直接焼入されるような鋼材を
対象としてなされたものではないものと考えられ
る。上記のように、この発明の方法では、圧延終
了後、その冷却途中においてAr3変態点以上の温
度あるいはその近傍の温度で直接焼入した鋼を、
再び鋼のAc1変態点以下の温度で焼戻し処理する
が、この際、焼戻し処理を短時間で行なうことが
良好な靭性のままで高強度を得る重要な特色の１
つである。すなわち、この発明の焼戻し処理を実
施するに際しては、好ましくは誘導加熱のような
手法で数分のオーダーで短時間昇温することが望
ましいが、設備的な制約により電気炉あるいはガ
ス炉による昇温になつても前記の特色が消失する
ものではない。また所定の焼戻し温度に昇熱した
後の均熱時間は５分以内に抑えることが望まし
い。 つぎに、この発明の方法を実施例により比較例
と対比しながら説明する。 実施例 １ それぞれ第１表に示される成分組成および150
mm×150mmの断面寸法をもつたビレツトを用意
し、このビレツトを同じく第１表に示される温度
に加熱した後、同じくそれぞれ第１表に示される
圧延条件にて圧延し、圧延終了後、直ちに焼入れ
し、引続いて通常のガス炉を用い、第１表に示さ
れる温度に５分以内の均熱保持の焼戻し処理を行
なうことによつて、直径：32mmφを有する本発明
棒鋼１〜14および比較棒鋼１〜６をそれぞれ製造
した。 なお、比較棒鋼１〜６は、加熱温度および圧延
条件のうちのいずれかの条件がこの発明の範囲か
ら外れた条件で製造されたものであり、該当条件
に※印を付し、第１表に表示した。 ついで、この結果得られた本発明棒鋼１〜14お
よび比較棒鋼１〜６について、引張試験および衝
撃試験を行ない、引張試験においては、引張強さ
（T.S.）、降伏点（Y.S.）、および伸び（El）を測
定し、また衝撃試験では破面遷移温度（vTs）、
並びに−40℃と−100℃におけるＶノツチエネル
ギー値（vE−40およびvE−100）をそ
靭性および高強度を有する熱間圧延鋼材、すなわ
ち高張力鋼板、低温用鉄筋、およびＨ形鋼などの
熱間圧延鋼材の製造法に関するものである。 従来、鋼の強化法として直接焼入法が試みられ
ており、この方法は、主として鋼の強化に対して
は、粗い結晶粒径による焼入性の向上、固溶Ｖ、
Nbなどの焼戻し時の析出強化作用などの理由で
非常に有効であるが、低温靭性に問題があり、し
たがつてこの直接焼入法によつて強化された鋼材
は低温用途に対しては実用化されるまでに到つて
いない。これは、、これまでの直接焼入法が再加
熱・焼入工程の省略による熱エネルギ節減と、
Nbの高い溶解度と、それにもとづく強化作用の
増大にポイントが置かれ、靭性が劣化するのは止
むを得ないと見なされていたことによるものであ
る。したがつて、この靭性劣化なくして、直接焼
入により鋼を強化できる方法があればこの方法は
今日の省資源・省エネルギ化の中で最も注目され
る方法ということができる。 そこで、本発明者等は、上述のような観点か
ら、−40℃や−100℃の極低温において、著しく高
い強度とすぐれた靭性とを兼ね備えた鋼材を直接
焼入・焼戻し法を利用して得べく研究を行なつた
結果、鋼を、Ｃ：0.02〜0.30％、Si：0.7％以下、
Mn：0.4〜1.8％、Sol.Al：0.01〜0.07％を含有
し、さらに必要に応じて強度向上成分および靭性
向上成分として、Cu：0.50％以下、Ni：３％以
下、Cr：１％以下、Mo：１％以下、Ｖ：0.01％
以下、Nb：0.1％以下、Ti：0.1％以下、Zr：0.1
％以下、La：0.01％以下、Ce：0.01％以下、
Ca：0.01％以下、およびＢ：0.1％以下からなる
群のうちの１種または２種以上を含有し、残りが
Feと不可避不純物からなる組成（以上重量％、
以下％の表示はすべて重量％を意味する）を有す
るものに特定し、この鋼に、950〜1150℃の温度
範囲内の温度に加熱した後、全断面減少率または
全圧下率：60〜98％、900℃以上の温度における
１パス当りの断面減少率または圧下率：10〜30
％、圧延仕上温度：950〜800℃の条件で圧延を行
ない、圧延終了後、その冷却途中における直接焼
入れとAc1変態点以下の温度での短時間の焼戻し
からなる熱処理を施すと、前記圧延工程前の加熱
によつて初期γ粒が細粒化し、また前記圧延工程
によつてγ粒の異常成長が防止されると共にγ粒
の再結晶が促進されるようになり、さらに前記熱
処理によつて細粒のγ相から細粒のフエライト
と、ベイナイトあるいはマルテンサイトの混合組
織からなる細粒にして均一な焼入れ焼戻し組織と
なることから、この結果得られた鋼材は、極低温
においても高強度と高靭性を保持したものとなる
という知見を得たのである。 この発明は、上記知見にもとづいてなされたも
のであつて、以下に鋼の成分組成および圧延・熱
処理条件を上記の通りに限定した理由を説明す
る。 (a) 鋼の成分組成 鋼材に所定の強度を付与するためにＣ成分を含
有させるが、その含有量が0.02％未満では所望の
高強度を確保することができず、一方0.30％を越
えて含有させると靭性低下をきたすようになるこ
とから、その含有量を0.02〜0.30％と定めた。ま
た、Si成分には脱酸作用があり、0.7％までの含
有は許容されるが、0.7％を越えて含有させる
と、靭性低下が著しくなることから、その上限値
を0.7％と定めた。Mn成分には、素地に固溶し
て、これを固溶強化するほか、鋼のオーステナイ
トからフエライトへの変態開始温度を著しく低下
せしめる作用があり、この作用によつて結晶粒が
微細化し、この結果鋼の強度および靭性が向上す
るようになるが、その含有量が0.4％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、一方1.8％を越
えて含有させると、靭性および溶接性が劣化する
ようになることから、その含有量を0.4〜1.8％と
定めた。さらにAl成分にはすぐれた細粒化作用
があるが、その含有量がsol.Alで0.01％未満では
所望の細粒化をはかることができず、一方同じく
sol.Alで0.07％を越えた含有になると、非金属介
在物の量が急激に増加して鋼の靭性が劣化するよ
うになることから、その含有量を0.01〜0.07％と
定めた。また、この発明の鋼においては、上記の
強度向上成分および靭性向上成分のうちの１種ま
たは２種以上を含有させて、より一層の強化また
は／および強靭化をはかることができるが、いず
れの成分も上記の上限値を越えて含有させると、
靭性が低下するようになることから、それぞれの
上限値を上記の値に定めた。 (b) 加熱温度 細粒化のための加熱において、その温度が950
℃未満では、均一にして微細なオーステナイト組
織を形成することができず、一方1150℃を越えた
温度になると、粒成長が著しく、所望の細粒化を
はかることは不可能となることから、その加熱温
度範囲を950〜1150℃と定めた。 (c) 圧延条件 靭性のすぐれた直接焼入鋼を得るためには圧延
条件の限定は重要であり、断面減少率または圧下
率で計算される全加工度は60％以上にする必要が
あり、しかもこの全加工度は大きければ大きいほ
ど好ましいが、98％を越えた全加工度での圧延は
スラブやビレツトの寸法制約により実操業上困難
性を伴うようになることから、全加工度を60〜98
％と定めた。 すなわち、この圧延によつてオーステナイトの
再結晶細粒化を促進させるものであり、950〜800
℃の仕上条件で再結晶を完了するには少なくとも
60％の加工度が必要なのである。また、同時に圧
延が900℃以上の温度で行なわれる場合には１パ
ス当りの加工度を10％以上としなければならな
い。すなわち、一般に圧延の初期においては、圧
延鋼材の断面積が大きいために１パス当りの加工
度は10％以下になるのが普通である。また、一方
で1100〜1050℃以上の高温域では、１パス当りの
加工度が５〜８％程度であると歪誘起による異常
粒成長が生じ、不均一オーステナイト粒発生の原
因となり好ましくないが、前記の温度以下の温度
での圧延では、このような現象は生じないとされ
ていた。このように、これまでの研究では、スラ
ブあるいはビレツトの加熱温度を1200℃以上に高
くすると、初期オーステナイト粒が大きくなると
いう現象についてしか言及されていなかつた。し
かしながら、この発明の方法における1150〜950
℃の低温加熱でも初期オーステナイト粒が小さい
場合には、異常粒成長が1050℃以下の温度でも生
ずるという知見を新たに得たのである。したがつ
て、この異常粒成長を防止するためには、１パス
当りの加工度を10％以上とし、極力大きくして再
結晶細粒化を促進することが全体として好ましい
圧延スケジユールになるのである。しかし、900
℃以上の温度における１パス当りの加工度を30％
を越えて高くすると、圧延機能力の制約を受ける
ようになることから、その上限値を30％と定め
た。 また、圧延仕上温度を950〜800℃に限定したの
は、その温度が950℃を越えると、再結晶オース
テナイト粒が容易に粗大化し、一方その温度が
800℃未満ではオーステナイトの再結晶が著しく
遅延するという理由にもとづくものである。しか
も特徴的なことは、全加工度と、900℃以上の温
度での１パス当りの加工度と、圧延仕上温度との
限定３条件を満足する限りにおいては、鋼の靭性
の圧延歪速度感受性はきわめて鈍く、ほとんど歪
速度を制御する必要のないことが判明したことで
ある。むしろ高歪速度で発熱型の圧延ほど靭性に
対しては好ましいようである。これは、従来のこ
の種のオーステナイト再結晶の技術開発が、その
後にオーステナイト→フエライト変態を伴なうフ
エライト＋パーライト鋼に着目してなされたもの
であり、この発明の方法におけるように圧延終了
後、その冷却途中に直接焼入されるような鋼材を
対象としてなされたものではないものと考えられ
る。上記のように、この発明の方法では、圧延終
了後、その冷却途中においてAr3変態点以上の温
度あるいはその近傍の温度で直接焼入した鋼を、
再び鋼のAc1変態点以下の温度で焼戻し処理する
が、この際、焼戻し処理を短時間で行なうことが
良好な靭性のままで高強度を得る重要な特色の１
つである。すなわち、この発明の焼戻し処理を実
施するに際しては、好ましくは誘導加熱のような
手法で数分のオーダーで短時間昇温することが望
ましいが、設備的な制約により電気炉あるいはガ
ス炉による昇温になつても前記の特色が消失する
ものではない。また所定の焼戻し温度に昇熱した
後の均熱時間は５分以内に抑えることが望まし
い。 つぎに、この発明の方法を実施例により比較例
と対比しながら説明する。 実施例 １ それぞれ第１表に示される成分組成および150
mm×150mmの断面寸法をもつたビレツトを用意
し、このビレツトを同じく第１表に示される温度
に加熱した後、同じくそれぞれ第１表に示される
圧延条件にて圧延し、圧延終了後、直ちに焼入れ
し、引続いて通常のガス炉を用い、第１表に示さ
れる温度に５分以内の均熱保持の焼戻し処理を行
なうことによつて、直径：32mmφを有する本発明
棒鋼１〜14および比較棒鋼１〜６をそれぞれ製造
した。 なお、比較棒鋼１〜６は、加熱温度および圧延
条件のうちのいずれかの条件がこの発明の範囲か
ら外れた条件で製造されたものであり、該当条件
に※印を付し、第１表に表示した。 ついで、この結果得られた本発明棒鋼１〜14お
よび比較棒鋼１〜６について、引張試験および衝
撃試験を行ない、引張試験においては、引張強さ
（T.S.）、降伏点（Y.S.）、および伸び（El）を測
定し、また衝撃試験では破面遷移温度（vTs）、
並びに−40℃と−100℃におけるＶノツチエネル
ギー値（vE−40およびvE−100）をそ
【表】
【表】
れぞれ測定した。これらの測定結果を第１表に合
せて示した。 第１表に示されるように、製造条件のうちのい
ずれかの条件がこの発明の範囲から外れた製造条
件で製造された比較棒鋼１〜６は、いずれも衝撃
性質が悪く、特に−40℃や−100℃の極低温で高
靭性を確保することができないものであるのに対
して、この発明の製造条件にしたがつて製造され
た本発明棒鋼１〜14は、いずれも高強度および高
靭性を有し、特に−40℃や−100℃の極低温にお
いてもきわめてすぐれた靭性を示すことが明らか
である。 実施例 ２ 第２表に示される成分組成をもつた150mm厚の
スラブを用意し、このスラブを同じく第２表に示
される加熱・圧延条件にて板厚：19mmの厚板に熱
間圧延し、ついで前記板厚の冷却途中である800
℃にて焼入れし、引続いて用じく第２表に示され
る条件にて焼戻し処理を行なうことによつて本発
明厚板１〜４および比較厚板１〜６をそれ
せて示した。 第１表に示されるように、製造条件のうちのい
ずれかの条件がこの発明の範囲から外れた製造条
件で製造された比較棒鋼１〜６は、いずれも衝撃
性質が悪く、特に−40℃や−100℃の極低温で高
靭性を確保することができないものであるのに対
して、この発明の製造条件にしたがつて製造され
た本発明棒鋼１〜14は、いずれも高強度および高
靭性を有し、特に−40℃や−100℃の極低温にお
いてもきわめてすぐれた靭性を示すことが明らか
である。 実施例 ２ 第２表に示される成分組成をもつた150mm厚の
スラブを用意し、このスラブを同じく第２表に示
される加熱・圧延条件にて板厚：19mmの厚板に熱
間圧延し、ついで前記板厚の冷却途中である800
℃にて焼入れし、引続いて用じく第２表に示され
る条件にて焼戻し処理を行なうことによつて本発
明厚板１〜４および比較厚板１〜６をそれ
【表】
【表】
ぞれ製造した。なお、以上の実施は、すべて実験
室的圧延および熱処理操作により行なつた。ま
た、第２表の焼戻し処理における電気炉加熱は昇
温に45分を要する徐加熱で行ない、厚板中心部の
温度が630℃に達した後、保持時間を第２表に示
される通り変化させた。さらに同じく誘導加熱は
２分間で焼戻し温度である630℃に昇温する急速
加熱である。この結果得られた本発明厚板１〜４
および比較厚板１〜６の引張性質および衝撃性質
を実施例１におけると同様な条件で測定し、第２
表に合せて示した。 第２表に示されるように、比較厚板１〜４は、
いずれも厚板圧延条件（第２表で※印を付したも
の）がこの発明の範囲から外れた条件で製造され
たものであり、本発明厚板１に比して強度はやや
すぐれるものの衝撃性質が著しく劣つたものにな
つている。また、本発明厚板１と比較厚板５、お
よび本発明厚板２と比較厚板６とは、焼戻し処理
における保持時間が異なるが、短時間焼戻しの本
発明厚板１，２は、比較厚板５，６に比して衝撃
性質はほとんど遜色なく、高い強度をもつことが
明らかである。また、本発明厚板３，４も高強度
および高靭性をもつことが明らかである。 上述のように、この発明の方法によれば、低温
加熱と１パス当りの高加工度圧延、それに引き続
く直接焼入と短時間焼戻しにより、引張強さ：50
〜100Kg／mm2の高強度、並びに−40〜−100℃以下
の低温でも十分満足して使用することができる高
靭性を有する棒鋼および厚板、さらにＨ形鋼など
の鋼材を、生産性良く製造することができるので
ある。なお、短時間焼戻し処理を実施するには、
圧延ライン上にトンネル式の直接加熱炉または誘
導加熱炉を併置する方法をとるのが好ましい。
室的圧延および熱処理操作により行なつた。ま
た、第２表の焼戻し処理における電気炉加熱は昇
温に45分を要する徐加熱で行ない、厚板中心部の
温度が630℃に達した後、保持時間を第２表に示
される通り変化させた。さらに同じく誘導加熱は
２分間で焼戻し温度である630℃に昇温する急速
加熱である。この結果得られた本発明厚板１〜４
および比較厚板１〜６の引張性質および衝撃性質
を実施例１におけると同様な条件で測定し、第２
表に合せて示した。 第２表に示されるように、比較厚板１〜４は、
いずれも厚板圧延条件（第２表で※印を付したも
の）がこの発明の範囲から外れた条件で製造され
たものであり、本発明厚板１に比して強度はやや
すぐれるものの衝撃性質が著しく劣つたものにな
つている。また、本発明厚板１と比較厚板５、お
よび本発明厚板２と比較厚板６とは、焼戻し処理
における保持時間が異なるが、短時間焼戻しの本
発明厚板１，２は、比較厚板５，６に比して衝撃
性質はほとんど遜色なく、高い強度をもつことが
明らかである。また、本発明厚板３，４も高強度
および高靭性をもつことが明らかである。 上述のように、この発明の方法によれば、低温
加熱と１パス当りの高加工度圧延、それに引き続
く直接焼入と短時間焼戻しにより、引張強さ：50
〜100Kg／mm2の高強度、並びに−40〜−100℃以下
の低温でも十分満足して使用することができる高
靭性を有する棒鋼および厚板、さらにＨ形鋼など
の鋼材を、生産性良く製造することができるので
ある。なお、短時間焼戻し処理を実施するには、
圧延ライン上にトンネル式の直接加熱炉または誘
導加熱炉を併置する方法をとるのが好ましい。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02〜0.3％、 Si：0.7％以下、 Mn：0.4〜1.8％、 sol.Al：0.01〜0.07％、 を含有し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成（以上重量％）を有する鋼を、 950〜1150℃の温度範囲内の温度に加熱した
後、 全断面減少率または全圧下率：60〜98％、 900℃以上の温度における１パス当りの断面減
少率または圧下率：10〜30％、 圧延仕上温度：950〜800℃、 の条件で圧延を行ない、 圧延終了後、その冷却途中において直接焼入れ
し、 かつAc1変態点以下の温度で短時間の焼戻し処
理を行なうことを特徴とする高靭性を有する高張
力熱間圧延鋼材の製造法。 ２ Ｃ：0.02〜0.3％、 Si：0.7％以下、 Mn：0.4〜1.8％、 sol.Al：0.01〜0.07％、 を含有し、さらに、 Cr：１％以下、 Cu：0.5％以下、 Ni：３％以下、 Mo：１％以下、 Ｖ ：0.1％以下、 Nb：0.1％以下、 Ti：0.1％以下、 Zr：0.1％以下、 La：0.01％以下、 Ce：0.01％以下、 Ca：0.01％以下、 Ｂ：0.01％以下、 のうちの１種または２種以上を含有し、残りが
Feと不可避不純物からなる組成（以上重量％）
を有する鋼を、 950〜1150℃の温度範囲内の温度に加熱した
後、 全断面減少率または全圧下率：60〜98％、900
℃以上の温度における１パス当りの断面減少率ま
たは圧下率：10〜30％、 圧延仕上温度：950〜800℃ の条件で圧延を行ない、 圧延終了後、その冷却途中において直接焼入れ
し、 かつAc1変態点以下の温度で短時間の焼戻し処
理を行なうことを特微とする高靭性を有する高張
力熱間圧延鋼材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19652381A JPS5896817A (ja) | 1981-12-07 | 1981-12-07 | 高靭性を有する高張力熱間圧延鋼材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19652381A JPS5896817A (ja) | 1981-12-07 | 1981-12-07 | 高靭性を有する高張力熱間圧延鋼材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5896817A JPS5896817A (ja) | 1983-06-09 |
| JPS6160891B2 true JPS6160891B2 (ja) | 1986-12-23 |
Family
ID=16359151
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19652381A Granted JPS5896817A (ja) | 1981-12-07 | 1981-12-07 | 高靭性を有する高張力熱間圧延鋼材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5896817A (ja) |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58153730A (ja) * | 1982-03-05 | 1983-09-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温用高張力鋼板の製造方法 |
| JPS59136418A (ja) * | 1983-01-26 | 1984-08-06 | Nippon Steel Corp | 高靭性高強度鋼の製造方法 |
| JPS6059018A (ja) * | 1983-08-03 | 1985-04-05 | Nippon Steel Corp | 溶接性および低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
| JPS6050116A (ja) * | 1983-08-27 | 1985-03-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 大入熱溶接用極低窒素高張力鋼の製造方法 |
| EP0165774B2 (en) * | 1984-06-19 | 1993-06-23 | Nippon Steel Corporation | Method for producing high-strength steel having improved weldability |
| JPS6137918A (ja) * | 1984-07-30 | 1986-02-22 | Nippon Steel Corp | 引張強さ７０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度鋼の製造方法 |
| JPS61143517A (ja) * | 1984-12-13 | 1986-07-01 | Kawasaki Steel Corp | 低温用高強度鋼板の製造方法 |
| JPS62158817A (ja) * | 1985-12-28 | 1987-07-14 | Nippon Steel Corp | 高強度高靭性の厚鋼板の製造方法 |
| JPH0781164B2 (ja) * | 1986-04-30 | 1995-08-30 | 日本鋼管株式会社 | 高張力高靭性鋼板の製造方法 |
| JPH066740B2 (ja) * | 1987-08-26 | 1994-01-26 | 日本鋼管株式会社 | 低降伏比厚肉高張力鋼の製造方法 |
| JP2780104B2 (ja) * | 1989-04-10 | 1998-07-30 | 新日本製鐵株式会社 | 強靭鋼の高能率製造方法 |
| JP6808873B1 (ja) * | 2020-04-10 | 2021-01-06 | 山田 榮子 | 錆びにくい鉄筋用棒鋼とその製造方法 |
-
1981
- 1981-12-07 JP JP19652381A patent/JPS5896817A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5896817A (ja) | 1983-06-09 |
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