JPS6160892B2 - - Google Patents
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- JPS6160892B2 JPS6160892B2 JP56196524A JP19652481A JPS6160892B2 JP S6160892 B2 JPS6160892 B2 JP S6160892B2 JP 56196524 A JP56196524 A JP 56196524A JP 19652481 A JP19652481 A JP 19652481A JP S6160892 B2 JPS6160892 B2 JP S6160892B2
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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
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、厚板、ラインパイプ用鋼板、型
鋼、および棒鋼などの鋼材の製造にかかり、特に
制御圧延と強制冷却の組み合せによつて強度と低
温靭性にすぐれた熱間圧延鋼材を製造する方法に
関するものである。 従来、強度および低温靭性にすぐれた鋼材を製
造する方法として制御圧延法が知られているが、
この制御圧延法ではAr3変態点近傍での強圧下が
必要条件であるため、鋼材の種類によつては必ず
しも、このような低温強圧下圧延を実施すること
ができないものがある。また、厚板圧延において
も、強度・延性バランスの必要上、あるいは高価
な合金元素の節約などの観点から、水冷効果との
組合せ技術の開発が望まれており、現に同一出願
人は、Ar3変態点の直上へのスラブの低温加熱に
より強制冷却時の靭性劣化を防止する方法を「非
調質高張力鋼の製造法」（特公昭55―30047号公報
参照）として出願している。この先行発明の方法
にしたがえば、加熱温度がさらに高い場合にも制
御圧延と強制冷却で高強度化を容易に行なうこと
ができるが、、この場合低温靭性の劣化が起るも
のであり、この点の解決はなされていなかつた。 そこで、本発明者等は、Ar3変態点よりもさら
に高い1000℃以上の通常の加熱圧延温度範囲の近
傍を対象にして、制御圧延条件と強制冷却条件と
を種々検討の結果、以下に示す条件にて引張強
さ：50〜70Kg／mm2を有し、かつ−60℃以下ですぐ
れた低温靭性を示す鋼材を製造することができる
という知見を得たのである。すなわち、鋼を、
Ｃ：0.02〜0.18％、Si：0.7％以下、Mn：0.5〜2.0
％、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：0.5％
以下、Mo：0.20％以下、Ｖ：0.15％以下、Nb：
0.15％以下、Ti：0.15％以下、Zr：0.15％以下、
La：0.01％以下、Ce：0.01％以下、およびCa：
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％、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、この鋼を1000〜1150
℃の温度範囲内の温度に加熱した後、950℃以上
における圧下率または断面減少率で求まる加工度
が40〜90％にして、１パス当りの加工度が10〜30
％の条件で粗圧延を行なつて初期γ流の細粒化を
はかり、ついで950℃以下における加工度：50〜
90％、最終仕上温度：900〜700℃の条件で圧延を
行なつてγ粒の細粒化をはかり、さらに前記圧延
後、仕上温度がAr3点以上の場合には、仕上温度
〜Ar3点−30℃の温度範囲内の温度、また仕上温
度がAr3点未満の場合には圧延終了直後の温度の
いずれかの所定温度より２〜15℃／secの冷却速
度で650〜550℃の温度範囲内の温度まで強制冷却
を行なつて強度と靭性を確保し、さらに以後空冷
または徐冷することによつて製造された熱間圧延
鋼材は、−60℃の低温においても高強度と高靭性
を具備し、さらに前記熱間圧延鋼材に必要に応じ
てAc1変態点以下の温度で焼戻し処理を施すと、
一段と強靭性が改善されるようになるという知見
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
のであるが、鋼の成分組成および熱間圧延条件を
上記の通り限定した理由を以下に説明する。 (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0.18％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0.02〜0.18％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、
これを固溶強化し、かつ結晶粒を微細化して強度
および靭性を向上させる作用があるが、その含有
量が0.5％未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方2.0％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0.6〜2.0％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sol.Alで0.07％を越えて含有させる
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、靭性低下をきたすようになることか
ら、それぞれの上限値を上記の値に定めた。 (b) 加熱温度 この発明は高いオーステナイト化温度での鋼の
圧延を目的としたものであることから、細粒化の
ための加熱温度の下限値を1000℃とし、一方1150
℃を越えた温度に加熱するとオーステナイトの粒
成長が著しくなつて所定の細粒化が困難となるこ
とから、加熱温度を1000〜1150℃と定めた。 (c) 950℃以上の加工度 従来の強制冷却を伴つた制御圧延法では粗圧延
の条件を制御する領域まで含めて検討された例は
少なく、事実、先に述べた同一出願人による先行
発明の方法においても、この領域での研究がなさ
れておらず、したがつて1000℃以上の高温加熱
で、かつ強制冷却によつて靭性のすぐれた鋼材を
製造する技術の開発は行なわれていないものであ
つた。この発明では、特に950℃以上での粗圧延
条件に注目し、まずこの領域での断面減少率ある
いは圧下率にて求まる加工度を合計40〜90％と限
定したのである。この40％の加工度は、950℃以
上のオーステナイト域で再結晶細粒化に必要な最
低限の加工度を示すものであり、したがつて、加
工度は大きければ大きいほど好ましいが、90％を
越えた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、その加工度を40〜90％と定めた。 また、一般に普通鋼の熱間圧延は多パスの累積
圧下からなるが、圧延の初期段階では１パス当り
の加工度をあまり大きくとれない。一方で１パス
当りの加工度が５〜８％と低いと、オーステナイ
ト粒の歪誘起粒界移動による異常粒成長が起るこ
とが知られている。この異常粒成長は、加熱温度
を1150〜1250℃として高温粗大オーステナイト粒
を生じさせ、かつ圧延温度が1050℃以上の高温圧
延とした場合においてのみ起るものと理解されて
いた。しかし、本発明者等が、熱間変形オーステ
ナイト粒の成長挙動を詳細に調査した結果、1150
℃以下の低温加熱で初期オーステナイト粒を十分
に小さくすると、1050℃以下、950℃以上の温度
範囲での圧延で異常粒成長が発生することが判明
した。したがつて、この温度域での圧延では１パ
ス当りの加工度を10％以上極力大きくすること
が、均一オーステナイト粒生成のポイントであ
り、しかし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、その加工度
を10〜30％とするのが好ましいという知見を得た
のである。すなわち、１パス当りの加工度を10〜
30％とし、かつ全加工度を40〜90％とすることに
より、実質的にAc3点直上に加熱したものと同等
の細粒オーステナイト組織を得ることが可能とな
るのである。 また、この発明の特徴の１つに、上記の加熱・
圧延条件の組み合せにおいては、圧延の歪速度を
ほとんど考慮しないでよいことがある。すなわ
ち、従来、オーステナイト域の再結晶による細粒
化には圧延の歪速度にも制限を付する場合が多い
が、上記の加熱・圧延条件と仕上温度の組み合せ
においては、圧延の歪速度にほとんど関係なく細
粒のオーステナイト組織が得られるのであつて、
むしろ高歪度にて加工発熱を伴つた場合の方が再
結晶細粒化が促進される場合が認められている。 (d) 950℃以下での圧延条件 950℃から圧延仕上温度である900〜700℃の温
度範囲内の温度までの加工度が50％以上となる条
件で強圧下を行なつた場合に、γ粒の再結晶ある
いは未再結晶域の圧下による細粒化が理想的に行
なわれるようになるのであつて、前記温度範囲に
おける加工度が50％未満では、強度は高い状態に
保持することができるものの、靭性の低下が著し
く、強度と靭性の両特性を確保することができな
くなるのである。後述のように、この発明では75
％以上の細粒かつ粒状のフエライトを生成せしめ
ることが靭性を維持する上で必要であるが、その
細粒フエライトを均一に生成せしめる点で50％以
上の加工度が必要なのである。このように950℃
から圧延仕上温度である900〜700℃の温度範囲内
の温度までの加工度は大きければ大きいほど好ま
しいが、加工度を90％を越えて大きくしても作用
が飽和し、一層の効果が得られないことから、そ
の加工度を50〜90％と定めた。また、仕上温度を
900〜700℃と限定したのは、仕上温度が900℃を
越えると、圧延終了後にはオーステナイト粒が成
長したり、あるいは圧延による細粒化が不十分と
なり、一方700℃未満の仕上温度では圧延中に大
量のフエライトが生成してしまい、次工程の強制
冷却による細粒化効果が期待できないという理由
によるものである。 (e) 強制冷却条件 この発明では、細粒化のために圧延終了後上記
の所定温度より２〜15℃／秒の冷却速度で650〜
550℃に達する温度まで強制冷却する必要がある
のであつて、この場合冷却速度が２℃／秒未満で
は、冷却速度が遅すぎて十分な細粒化効果が期待
できず、一方15℃／秒を越えた冷却速度にする
と、逆に速すぎてオーステナイトからフエライト
への変態を抑制しすぎる可能性があることから、
冷却速度を２〜15℃／秒と定めた。 また、強制冷却の終了温度を650〜550℃と定め
たのは、強制冷却終了温度と顕微鏡組織および低
温靭性の関係を詳細に検討した結果、上記圧延条
件にて圧延後、上記の所定温度より２〜15℃／秒
の冷却速度にて650〜550℃の温度まで強制冷却が
実施される限りにおいては、粗大なオーステナイ
ト粒から生成する靭性に有害な低温変態組織は生
成せず、しかもパーライト、ベイナイト、および
マルテンサイトなどの硬質な微細組織と共に、75
％以上の粒状の細粒フエライトが生成し、最も低
温靭性のすぐれた状態になることが判明したこと
にもとづくものである。したがつて、冷却の終了
温度が650℃を越えるとフエライトの細粒化が十
分でなく、一方550℃未満の冷却終了温度では75
％以上のフエライト生成量を確保することができ
ないのである。 なお、この発明の方法によつて製造された鋼材
は、強制冷却ままの状態で良好な強靭性を有する
が、これに必要に応じてAc1変態点以下の温度で
の焼もどし処理を施すと、より一層高い靭性、延
性、および耐食性を保持するようになるものであ
る。 つぎに、この発明の鋼材製造法を実施例により
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をもつた鋼
を、150mm×100mmの寸法をもつたスラブに同じく
第１表に示される圧延条件にて圧延を施すことに
よつて、板厚：19mmの本発明熱延鋼板１〜９およ
び比較熱延鋼板１〜７をそれぞれ製造した。な
お、比較熱延鋼板は、いずれも圧延条件のうちの
いずれかの条件
鋼、および棒鋼などの鋼材の製造にかかり、特に
制御圧延と強制冷却の組み合せによつて強度と低
温靭性にすぐれた熱間圧延鋼材を製造する方法に
関するものである。 従来、強度および低温靭性にすぐれた鋼材を製
造する方法として制御圧延法が知られているが、
この制御圧延法ではAr3変態点近傍での強圧下が
必要条件であるため、鋼材の種類によつては必ず
しも、このような低温強圧下圧延を実施すること
ができないものがある。また、厚板圧延において
も、強度・延性バランスの必要上、あるいは高価
な合金元素の節約などの観点から、水冷効果との
組合せ技術の開発が望まれており、現に同一出願
人は、Ar3変態点の直上へのスラブの低温加熱に
より強制冷却時の靭性劣化を防止する方法を「非
調質高張力鋼の製造法」（特公昭55―30047号公報
参照）として出願している。この先行発明の方法
にしたがえば、加熱温度がさらに高い場合にも制
御圧延と強制冷却で高強度化を容易に行なうこと
ができるが、、この場合低温靭性の劣化が起るも
のであり、この点の解決はなされていなかつた。 そこで、本発明者等は、Ar3変態点よりもさら
に高い1000℃以上の通常の加熱圧延温度範囲の近
傍を対象にして、制御圧延条件と強制冷却条件と
を種々検討の結果、以下に示す条件にて引張強
さ：50〜70Kg／mm2を有し、かつ−60℃以下ですぐ
れた低温靭性を示す鋼材を製造することができる
という知見を得たのである。すなわち、鋼を、
Ｃ：0.02〜0.18％、Si：0.7％以下、Mn：0.5〜2.0
％、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：0.5％
以下、Mo：0.20％以下、Ｖ：0.15％以下、Nb：
0.15％以下、Ti：0.15％以下、Zr：0.15％以下、
La：0.01％以下、Ce：0.01％以下、およびCa：
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％、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、この鋼を1000〜1150
℃の温度範囲内の温度に加熱した後、950℃以上
における圧下率または断面減少率で求まる加工度
が40〜90％にして、１パス当りの加工度が10〜30
％の条件で粗圧延を行なつて初期γ流の細粒化を
はかり、ついで950℃以下における加工度：50〜
90％、最終仕上温度：900〜700℃の条件で圧延を
行なつてγ粒の細粒化をはかり、さらに前記圧延
後、仕上温度がAr3点以上の場合には、仕上温度
〜Ar3点−30℃の温度範囲内の温度、また仕上温
度がAr3点未満の場合には圧延終了直後の温度の
いずれかの所定温度より２〜15℃／secの冷却速
度で650〜550℃の温度範囲内の温度まで強制冷却
を行なつて強度と靭性を確保し、さらに以後空冷
または徐冷することによつて製造された熱間圧延
鋼材は、−60℃の低温においても高強度と高靭性
を具備し、さらに前記熱間圧延鋼材に必要に応じ
てAc1変態点以下の温度で焼戻し処理を施すと、
一段と強靭性が改善されるようになるという知見
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
のであるが、鋼の成分組成および熱間圧延条件を
上記の通り限定した理由を以下に説明する。 (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0.18％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0.02〜0.18％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、
これを固溶強化し、かつ結晶粒を微細化して強度
および靭性を向上させる作用があるが、その含有
量が0.5％未満では前記作用に所望の効果が得ら
れず、一方2.0％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0.6〜2.0％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sol.Alで0.07％を越えて含有させる
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、靭性低下をきたすようになることか
ら、それぞれの上限値を上記の値に定めた。 (b) 加熱温度 この発明は高いオーステナイト化温度での鋼の
圧延を目的としたものであることから、細粒化の
ための加熱温度の下限値を1000℃とし、一方1150
℃を越えた温度に加熱するとオーステナイトの粒
成長が著しくなつて所定の細粒化が困難となるこ
とから、加熱温度を1000〜1150℃と定めた。 (c) 950℃以上の加工度 従来の強制冷却を伴つた制御圧延法では粗圧延
の条件を制御する領域まで含めて検討された例は
少なく、事実、先に述べた同一出願人による先行
発明の方法においても、この領域での研究がなさ
れておらず、したがつて1000℃以上の高温加熱
で、かつ強制冷却によつて靭性のすぐれた鋼材を
製造する技術の開発は行なわれていないものであ
つた。この発明では、特に950℃以上での粗圧延
条件に注目し、まずこの領域での断面減少率ある
いは圧下率にて求まる加工度を合計40〜90％と限
定したのである。この40％の加工度は、950℃以
上のオーステナイト域で再結晶細粒化に必要な最
低限の加工度を示すものであり、したがつて、加
工度は大きければ大きいほど好ましいが、90％を
越えた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、その加工度を40〜90％と定めた。 また、一般に普通鋼の熱間圧延は多パスの累積
圧下からなるが、圧延の初期段階では１パス当り
の加工度をあまり大きくとれない。一方で１パス
当りの加工度が５〜８％と低いと、オーステナイ
ト粒の歪誘起粒界移動による異常粒成長が起るこ
とが知られている。この異常粒成長は、加熱温度
を1150〜1250℃として高温粗大オーステナイト粒
を生じさせ、かつ圧延温度が1050℃以上の高温圧
延とした場合においてのみ起るものと理解されて
いた。しかし、本発明者等が、熱間変形オーステ
ナイト粒の成長挙動を詳細に調査した結果、1150
℃以下の低温加熱で初期オーステナイト粒を十分
に小さくすると、1050℃以下、950℃以上の温度
範囲での圧延で異常粒成長が発生することが判明
した。したがつて、この温度域での圧延では１パ
ス当りの加工度を10％以上極力大きくすること
が、均一オーステナイト粒生成のポイントであ
り、しかし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、その加工度
を10〜30％とするのが好ましいという知見を得た
のである。すなわち、１パス当りの加工度を10〜
30％とし、かつ全加工度を40〜90％とすることに
より、実質的にAc3点直上に加熱したものと同等
の細粒オーステナイト組織を得ることが可能とな
るのである。 また、この発明の特徴の１つに、上記の加熱・
圧延条件の組み合せにおいては、圧延の歪速度を
ほとんど考慮しないでよいことがある。すなわ
ち、従来、オーステナイト域の再結晶による細粒
化には圧延の歪速度にも制限を付する場合が多い
が、上記の加熱・圧延条件と仕上温度の組み合せ
においては、圧延の歪速度にほとんど関係なく細
粒のオーステナイト組織が得られるのであつて、
むしろ高歪度にて加工発熱を伴つた場合の方が再
結晶細粒化が促進される場合が認められている。 (d) 950℃以下での圧延条件 950℃から圧延仕上温度である900〜700℃の温
度範囲内の温度までの加工度が50％以上となる条
件で強圧下を行なつた場合に、γ粒の再結晶ある
いは未再結晶域の圧下による細粒化が理想的に行
なわれるようになるのであつて、前記温度範囲に
おける加工度が50％未満では、強度は高い状態に
保持することができるものの、靭性の低下が著し
く、強度と靭性の両特性を確保することができな
くなるのである。後述のように、この発明では75
％以上の細粒かつ粒状のフエライトを生成せしめ
ることが靭性を維持する上で必要であるが、その
細粒フエライトを均一に生成せしめる点で50％以
上の加工度が必要なのである。このように950℃
から圧延仕上温度である900〜700℃の温度範囲内
の温度までの加工度は大きければ大きいほど好ま
しいが、加工度を90％を越えて大きくしても作用
が飽和し、一層の効果が得られないことから、そ
の加工度を50〜90％と定めた。また、仕上温度を
900〜700℃と限定したのは、仕上温度が900℃を
越えると、圧延終了後にはオーステナイト粒が成
長したり、あるいは圧延による細粒化が不十分と
なり、一方700℃未満の仕上温度では圧延中に大
量のフエライトが生成してしまい、次工程の強制
冷却による細粒化効果が期待できないという理由
によるものである。 (e) 強制冷却条件 この発明では、細粒化のために圧延終了後上記
の所定温度より２〜15℃／秒の冷却速度で650〜
550℃に達する温度まで強制冷却する必要がある
のであつて、この場合冷却速度が２℃／秒未満で
は、冷却速度が遅すぎて十分な細粒化効果が期待
できず、一方15℃／秒を越えた冷却速度にする
と、逆に速すぎてオーステナイトからフエライト
への変態を抑制しすぎる可能性があることから、
冷却速度を２〜15℃／秒と定めた。 また、強制冷却の終了温度を650〜550℃と定め
たのは、強制冷却終了温度と顕微鏡組織および低
温靭性の関係を詳細に検討した結果、上記圧延条
件にて圧延後、上記の所定温度より２〜15℃／秒
の冷却速度にて650〜550℃の温度まで強制冷却が
実施される限りにおいては、粗大なオーステナイ
ト粒から生成する靭性に有害な低温変態組織は生
成せず、しかもパーライト、ベイナイト、および
マルテンサイトなどの硬質な微細組織と共に、75
％以上の粒状の細粒フエライトが生成し、最も低
温靭性のすぐれた状態になることが判明したこと
にもとづくものである。したがつて、冷却の終了
温度が650℃を越えるとフエライトの細粒化が十
分でなく、一方550℃未満の冷却終了温度では75
％以上のフエライト生成量を確保することができ
ないのである。 なお、この発明の方法によつて製造された鋼材
は、強制冷却ままの状態で良好な強靭性を有する
が、これに必要に応じてAc1変態点以下の温度で
の焼もどし処理を施すと、より一層高い靭性、延
性、および耐食性を保持するようになるものであ
る。 つぎに、この発明の鋼材製造法を実施例により
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をもつた鋼
を、150mm×100mmの寸法をもつたスラブに同じく
第１表に示される圧延条件にて圧延を施すことに
よつて、板厚：19mmの本発明熱延鋼板１〜９およ
び比較熱延鋼板１〜７をそれぞれ製造した。な
お、比較熱延鋼板は、いずれも圧延条件のうちの
いずれかの条件
【表】
【表】
【表】
がこの発明の範囲から外れた条件で製造されたも
ので、第１表において※印が付された条件がこれ
に該当するものである。 ついで、この結果得られた本発明熱延鋼板１〜
９および比較熱延鋼板１〜７について、引張り試
験および衝撃試験を行ない、引張り試験において
は、引張り強さ（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０℃および−60℃にお
けるＶノツチエネルギー値（vEoおよびvE−
60）をそれぞれ測定した。これらの測定結果を第
２表に合せて示した。 第１表および第２表に示される結果から、この
発明の範囲から外れた圧延条件で製造された比較
熱延鋼板１〜７においては、引張り特性および衝
撃特性のいずれかが劣つたものになつているのに
対して、この発明の圧延条件にしたがつて製造さ
れた本発明熱延鋼板１〜９は、いずれも高強度お
よび高靭性を有し、特に低温においてすぐれた靭
性を示すことが明らかである。 実施例 ２ それぞれ第３表に示される成分組成をもつた鋼
を、150mm×150mmの寸法をもつたビレツトに成形
した後、このビレツトに同じく第２表に示される
圧延条件にて圧延を施すことによつて、直径：32
mmφを有する本発明棒鋼１〜８および比較棒鋼１
〜６をそれぞれ製造した。なお、比較棒鋼は、い
ずれも圧延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３表に表示した。 ついで、この結果得られた本発明棒鋼１〜８お
よび比較棒鋼１〜６について、実施例１における
と同様に引張り試験および衝撃試験を行ない、引
張り試験においては引張り強さ（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０℃および
−60℃におけるＶノツチエネルギー値（vEoおよ
びvE−60）をそれぞれ測定した。これらの測定
結果を第４表に合せて示した。 第３表および第４表に示される結果から、この
ので、第１表において※印が付された条件がこれ
に該当するものである。 ついで、この結果得られた本発明熱延鋼板１〜
９および比較熱延鋼板１〜７について、引張り試
験および衝撃試験を行ない、引張り試験において
は、引張り強さ（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０℃および−60℃にお
けるＶノツチエネルギー値（vEoおよびvE−
60）をそれぞれ測定した。これらの測定結果を第
２表に合せて示した。 第１表および第２表に示される結果から、この
発明の範囲から外れた圧延条件で製造された比較
熱延鋼板１〜７においては、引張り特性および衝
撃特性のいずれかが劣つたものになつているのに
対して、この発明の圧延条件にしたがつて製造さ
れた本発明熱延鋼板１〜９は、いずれも高強度お
よび高靭性を有し、特に低温においてすぐれた靭
性を示すことが明らかである。 実施例 ２ それぞれ第３表に示される成分組成をもつた鋼
を、150mm×150mmの寸法をもつたビレツトに成形
した後、このビレツトに同じく第２表に示される
圧延条件にて圧延を施すことによつて、直径：32
mmφを有する本発明棒鋼１〜８および比較棒鋼１
〜６をそれぞれ製造した。なお、比較棒鋼は、い
ずれも圧延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３表に表示した。 ついで、この結果得られた本発明棒鋼１〜８お
よび比較棒鋼１〜６について、実施例１における
と同様に引張り試験および衝撃試験を行ない、引
張り試験においては引張り強さ（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０℃および
−60℃におけるＶノツチエネルギー値（vEoおよ
びvE−60）をそれぞれ測定した。これらの測定
結果を第４表に合せて示した。 第３表および第４表に示される結果から、この
【表】
【表】
【表】
発明の範囲から外れた圧延条件で製造された比較
棒鋼１〜６においては、実施例１におけると同様
に強度または靭性、特に低温靭性が劣つているの
に対して、この発明の圧延条件にしたがつて製造
された本発明棒鋼１〜８は、いずれも高強度およ
び高靭性を有し特に０℃以下の低温においても著
しくすぐれた靭性をもつことが明らかである。 また、この発明の方法によれば、引張強さ：50
〜70Kg／mm2の高強度と、−60℃以下の良好な衝撃
試験特性を有する厚板および棒鋼のみならず、同
程度の特性を有するＨ形鋼などを製造することが
でき、しかも得られた鋼材は良好な強靭性ととも
に、良好な強度−延びバランス、すなわち通常の
方法によつて製造された鋼材の同一強度を有する
ものよりも高い延性を有し、かつ細粒フエライト
の均一分布組織を有し、通常の低温圧延鋼材にみ
られるようなバンド組織の生成がないので、これ
が悪影響を及ぼしていると考えられている線材の
線引性、絞り性、およびサワーガスに対する耐食
性などにも良好な波及効果をもたらすのである。
棒鋼１〜６においては、実施例１におけると同様
に強度または靭性、特に低温靭性が劣つているの
に対して、この発明の圧延条件にしたがつて製造
された本発明棒鋼１〜８は、いずれも高強度およ
び高靭性を有し特に０℃以下の低温においても著
しくすぐれた靭性をもつことが明らかである。 また、この発明の方法によれば、引張強さ：50
〜70Kg／mm2の高強度と、−60℃以下の良好な衝撃
試験特性を有する厚板および棒鋼のみならず、同
程度の特性を有するＨ形鋼などを製造することが
でき、しかも得られた鋼材は良好な強靭性ととも
に、良好な強度−延びバランス、すなわち通常の
方法によつて製造された鋼材の同一強度を有する
ものよりも高い延性を有し、かつ細粒フエライト
の均一分布組織を有し、通常の低温圧延鋼材にみ
られるようなバンド組織の生成がないので、これ
が悪影響を及ぼしていると考えられている線材の
線引性、絞り性、およびサワーガスに対する耐食
性などにも良好な波及効果をもたらすのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02〜0.18％、 Si：0.7％以下、 Mn：0.5〜２％、 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、 1000〜1150℃の温度範囲内の温度に加熱した
後、 950℃以上における加工度が40〜90％にして、
かつ１パス当りの加工度が10〜30％の条件で粗圧
延を行なつて初期γ粒の細粒化をはかり、 ついで950℃以下における加工度：50〜90％、
最終仕上温度：900〜700℃の条件で圧延を行な
い、 さらに前記圧延後所定温度から２〜15℃／sec
の冷却速度で650〜550℃の温度範囲内の温度まで
強制冷却し、以後空冷または徐冷することによつ
てミクロ組織にて粒状のフエライトの体積率：75
％以上を有する細粒組織としたことを特徴とする
高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材
の製造法。 ２ Ｃ：0.02〜0.18％、 Si：0.7％以下、 Mn：0.5〜２％、 sol.Al：0.01〜0.07％、 を含有し、さらに、 Cu：0.5％以下、 Ni：３％以下、 Cr：0.5％以下、 Mo：0.2％以下、 Ｖ：0.15％以下、 Nb：0.15％以下、 Ti：0.15％以下、 Zr：0.15％以下、 La：0.01％以下、 Ce：0.01％以下、 Ca：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、 1000〜1150℃の温度範囲内の温度に加熱した
後、 950℃以上における加工度が40〜90％にして、
かつ１パス当りの加工度が10〜30％の条件で粗圧
延を行なつて初期γ粒の細粒化をはかり、 ついで950℃以下における加工度：50〜90％、
最終仕上温度：900〜700℃の条件で圧延を行な
い、 さらに前記圧延後所定温度から２〜15℃／sec
の冷却速度で650〜550℃の温度範囲内の温度まで
強制冷却し、以後空冷または徐冷することによつ
て、ミクロ組織にて粒状のフエライトの体積率：
75％以上を有する細粒組織としたことを特徴とす
る高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼
材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19652481A JPS5896818A (ja) | 1981-12-07 | 1981-12-07 | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19652481A JPS5896818A (ja) | 1981-12-07 | 1981-12-07 | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5896818A JPS5896818A (ja) | 1983-06-09 |
| JPS6160892B2 true JPS6160892B2 (ja) | 1986-12-23 |
Family
ID=16359166
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19652481A Granted JPS5896818A (ja) | 1981-12-07 | 1981-12-07 | 高強度とすぐれた低温靭性を有する熱間圧延鋼材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5896818A (ja) |
Families Citing this family (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59170220A (ja) * | 1983-03-18 | 1984-09-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 非調質型低温用Ｎｉ鋼の製造法 |
| JPS59211527A (ja) * | 1983-05-16 | 1984-11-30 | Nippon Steel Corp | 溶接性及び靭性のすぐれた厚鋼板の製造方法 |
| JPS624821A (ja) * | 1985-06-28 | 1987-01-10 | Kawasaki Steel Corp | 低温用鋼板の製造方法 |
| JPS63105923A (ja) * | 1986-10-21 | 1988-05-11 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
| JPS63128117A (ja) * | 1986-11-17 | 1988-05-31 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
| JP2510187B2 (ja) * | 1987-03-17 | 1996-06-26 | 川崎製鉄株式会社 | 低温靭性に優れた低降伏比高張力ラインパイプ用熱延鋼板の製造方法 |
| JPS63235430A (ja) * | 1987-03-24 | 1988-09-30 | Nippon Steel Corp | 靭性、溶接性に優れた調質高張力鋼材の製造法 |
| JPS63235431A (ja) * | 1987-03-24 | 1988-09-30 | Nippon Steel Corp | 強度、靭性に優れ音響異方性の小さい鋼板の製造法 |
| 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 |
| JP4515428B2 (ja) * | 2006-09-29 | 2010-07-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性および脆性破壊発生特性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP4515430B2 (ja) * | 2006-09-29 | 2010-07-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP5124854B2 (ja) * | 2008-03-06 | 2013-01-23 | 新日鐵住金株式会社 | ラインパイプ用鋼板、その製造方法およびラインパイプ |
| JP5266804B2 (ja) * | 2008-03-07 | 2013-08-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 圧延非調質鋼材の製造方法 |
| CN105420606B (zh) * | 2015-12-14 | 2017-11-21 | 武汉钢铁有限公司 | 屈服强度550MPa级高强度高韧性热轧磁轭钢及生产方法 |
| JP6665525B2 (ja) * | 2015-12-24 | 2020-03-13 | 日本製鉄株式会社 | 低温用ｈ形鋼及びその製造方法 |
| JP6682988B2 (ja) * | 2016-04-25 | 2020-04-15 | 日本製鉄株式会社 | 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法 |
| CN110983156B (zh) * | 2019-11-27 | 2021-12-10 | 上海大学 | 一种富含合金化稀土元素的稀土耐蚀钢及其制造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5397922A (en) * | 1977-02-08 | 1978-08-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of non-refined high tensile steel |
| JPS5421917A (en) * | 1977-07-20 | 1979-02-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Method of manufacturing non-quenched high-tensile steel having high toughness |
-
1981
- 1981-12-07 JP JP19652481A patent/JPS5896818A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5397922A (en) * | 1977-02-08 | 1978-08-26 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of non-refined high tensile steel |
| JPS5421917A (en) * | 1977-07-20 | 1979-02-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Method of manufacturing non-quenched high-tensile steel having high toughness |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5896818A (ja) | 1983-06-09 |
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