JPS621454B2 - - Google Patents
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- JPS621454B2 JPS621454B2 JP56164447A JP16444781A JPS621454B2 JP S621454 B2 JPS621454 B2 JP S621454B2 JP 56164447 A JP56164447 A JP 56164447A JP 16444781 A JP16444781 A JP 16444781A JP S621454 B2 JPS621454 B2 JP S621454B2
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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)
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- Thermal Sciences (AREA)
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は強度・靭性の優れた高張力鋼の製造方
法に関するものである。 従来鋼の強度・靭性を高める手段として、一般
に用いられている方法は焼ならし、焼入れ―焼も
どし等の熱処理による方法、およびγ域の圧延条
件をγ粒の微細化およびγ―α変態時のα粒の核
生成サイトを増加させるように制御するいわゆる
コントロールド・ローリングと呼ばれる圧延によ
る方法および連続鋳造または分塊により鋼片とし
たのち、冷却してγ―α変態を通過させたのち再
加熱し、γ域―γ＋α域で圧延する方法がある。 熱処理する方法は別工程を必要とする点、コン
トロールド・ローリングは一般にNb、Ｖ等の添
加を行い、炭窒化物の析出を利用するが、合金添
加のためのコスト増、圧延前に析出物を溶体化せ
しめるために加熱温度を高くしなければならない
ので、加熱温度を下げて省エネルギーを計ろうと
する最近の動向に対して好ましい方法とはいえな
い。また圧延自体は比較的低い温度で行う必要か
ら圧延パス間での冷却のため待ち時間をとるの
で、能率低下の問題があつた。さらに、析出物利
用の場合は析出硬化に伴う靭性低下という問題も
あり、これらの元素を使用せずに同等またはそれ
以上の材質が得られれば良いことは云うまでもな
い。 本願出願人は先に先願発明（特願昭51―112140
号）でこれ等の点を考慮し、コスト、材質、工
程、省エネルギー面からの多くの利点を含むα＋
γ変態域の圧延を積極的に利用する技術を提案し
た。この先願発明はγ域の低温圧延の場合よりも
さらに微細なフエライト―パーライト組織を変態
域で圧延されたオーステナイトから変態により得
るとともにフエライト相は圧延中および／もしく
は圧延後に完全に回復させ安定化した複合組織鋼
を圧延後の適当な熱処理により得られることを見
出し、低温靭性の優れた高張力鋼を提供したもの
である。 さて最近、普通鋼の変態域圧延に関する報告も
みられるが、単に圧延温度、圧下率と破面遷移温
度の関係が述べられている程度で圧延後の熱履歴
の影響については明らかでない。特に強度、延
性、吸収エネルギー等も含めた最適な材質を得る
のに必要な圧延条件を示すものでない。 本発明者らは先願発明においてこれらの点を十
分考慮し、化学成分、加熱温度、γ、γ＋α、α
域の圧延条件、圧延後の熱処理条件の影響を組織
的に研究し、従来の通常圧延材と異なる組織にお
いて従来材の品質以上の鋼を得ることができた。 本発明は先願発明を基に、さらに工程省略によ
る省エネルギーと、より強度・靭性の優れた鋼を
追求していつた結果、案出されたものであり、連
続鋳造で得られた鋳片をγ→αの変態点以上を保
つた状態のままγおよびγ＋α域で直接圧延する
ことを特徴とするものである。 本発明の要旨とするところは、C0.05〜0.25
％、Si0.7％以下、Mn0.5〜2.0％、S0.020％以
下、Al 0.005〜0.10％、および圧延方向に直角な
方向の衝撃特性を向上させるために必要に応じて
Ｓを0.010％以下にし、さらにREM、Caの１種ま
たは２種をそれぞれ1.3≦REM／Ｓ≦５、0.5≦
Ca／Ｓ≦1.5含有し、残りは鉄および不可避不純
物からなる鋼を連続鋳造によつて鋳造し連続鋳造
装置機端における鋳造組織のままAr3変態点以上
を保持せしめて熱間圧延するに際して、γ域の
Ar3〜Ar3＋80℃の範囲において30％以上95％以
下の圧下率で圧延を行つた後、変態させ、５〜60
％の変態進行中に圧下率10〜65％の圧延を行い、
圧延後は室温〜Ar1の温度範囲で捲取るかまたは
室温〜Ar1の温度範囲で30分以上５時間以下の熱
処理を熱処理炉に装入して行うかまたは一旦空冷
後再び室温〜Ar1の温度範囲で30分以上５時間以
下の熱処理を熱処理炉に装入して行うことを特徴
とする微細フエライト―パーライトと回復したフ
エライトの混合組織からなる強度・靭性の優れた
高張力鋼の製造方法である。 本発明に従つて得られる鋼はその機械的性質、
組織、化学成分の特異性について周知の鋼との差
が容易に判別できるものであるが、本発明者らの
多くの経験からしても、本発明のような鋼が製造
された事実はなく、全く新規である。 以下、本発明鋼の成分および圧延条件の限定理
由についてのべる。 Ｃは0.05％未満では必要とする強度が得られな
いし0.25％を超えると溶接性、靭性の劣化が著し
いので、0.05〜0.25％とした。 Siは鋼の脱酸に必要であり、かつ強化能も大き
いので添加するが一方で破面遷移温度も高めるの
で、0.7％が上限となる。 Mnは強化、靭性向上のために必須の元素であ
るが、２％を超えると溶接性の低下が大きくて好
ましくなく、0.5％より少なくなると強度に寄与
しなくなるので、0.5〜2.0％の範囲とした。 Ｓは高いとMnS系介在物を増加させ、圧延直
角方向の衝撃値の低下が大きくなるので、上限を
0.020％とした。 Alは脱酸を十分行うために必要であり、また
細粒化、Ｎ固定による靭性向上の点からも有利で
あるが、0.005％未満では効果が薄く、0.1％を超
えると靭性の劣化を招くので、0.005〜0.1％の範
囲とする。 第２項発明は、圧延直角方向の衝撃値を特に重
視する場合であり、Ｓを0.010％以下にし、さら
に希土類元素（REM）、Caの１種または２種を
添加する。下限REM／Ｓ＝1.3またはCa／Ｓ＝
0.5未満では効果がないし、上限REM／Ｓ＝５ま
たはCa／Ｓ＝1.5を超えるとREMまたはCa酸化
物系の介在物を増加させるのみでかえつて靭性を
損うのでREM／Ｓは1.3〜５、Ca／Ｓは0.5〜1.5
の範囲とする。 上記の成分鋼を転炉で溶製し、溶鋼を連続鋳造
装置によつて鋳造するわけであるが、本発明の特
徴は鋳造後の鋼片の温度をγ→αの変態点
（Ar3）以上に保持し、かつ鋳造組織のままγ域で
圧延を行なうことにある。すなわち本発明では連
続鋳造装置の機端（出側）から圧延開始までγ―
α変態を一度も通過させないことが重要な要件で
あり、従つて圧延開始時の鋼片温度がγ域を維持
できない場合は機端と圧延機の間で保熱または軽
加熱を行なう必要がある。圧延開始前にγ―α変
態が起こると、そのままではγ域の圧延ができな
い。また、再加熱してα→γ逆変態を起こすには
高温まで加熱が必要であり、経済的でないばかり
か、靭性も劣化する。 上記鋳造組織のままの鋼片を以下に述べる圧延
方法および圧延後の加工手段に供することによつ
て、フエライト結晶粒の微細化効果による本発明
独特の強度と靭性に優れた高張力鋼が得られるも
のである。 次に、本発明鋼の圧延条件の限定理由を説明す
る。 まず、γ域のAr3〜Ar3＋80℃の圧下率である
が、靭性におよぼす変態域圧延の効果はγ域の圧
下率が０％でもみられるが、その効果をさらに大
きくするためには、圧下率がAr3〜Ar3＋80℃で
30％以上であればよく、40％以上にすることはさ
らに望ましい条件である。しかし、圧下率が95％
を越えると温度確保が困難になる。 而して前述のγ域圧延の後、γ→α変態率５〜
60％において圧下率10〜65％の圧延を行うのであ
るが、γ→αの変態率５〜60％に達するまでの進
行は温度あるいは時間又はその両者の要因による
が、温度低下については空冷または水冷、気水冷
あるいはそれらの併用によつて行い、また時間経
過についてはあらかじめ設定された一定温度に保
持した炉中に装入してもよい。また温度と時間の
両者については特に加熱しないが断熱材で周囲を
覆つた保温炉中に装入するか、又は保温カバーで
覆つて時間経過を待てばよい。 次に、変態域圧延時の変態率の限定であるが、
変態域圧延時のvTrs（Ｌ）は変態率がかなり高
くても良好であるが、変態率が60％をこえると、
vE-60（Ｌ）の低下が大きいので、変態率５〜60
％の間で圧延するのが良い。 変態域の圧下率の下限を10％にするのはこれ未
満では変態域圧延の効果がみられないためであ
り、65％以上では本発明の特徴とする加工された
フエライトの回復組織が再結晶組織に変化するた
め65％が上限となる。 圧延後の熱処理条件は特に重要であつて、Ar1
以上の処理では変態域圧延時の加工オーステナイ
トからの変態によるフエライト―パーライトの微
細化効果が得られない。したがつて熱処理温度の
上限はAr1とする。また、下限は室温でもよい。
これは鋳造後直接圧延する方法では、窒化アルミ
の溶体化が十分行なわれているのでγ再結晶が活
発になり、γの微細化が起るので変態域圧延の効
果がより大きくなる。このため、下限は室温程度
でも良好な靭性が得られる。したがつて、圧延後
の熱処理または捲取温度は室温〜Ar1とする。 この熱処理温度範囲では圧延途中熱処理と圧延
後再熱処理の差は認められない。また熱処理時間
は30分以上あれば熱処理の効果は十分である。熱
処理時間は長くても差支えないが、５時間を越え
ると経済的でなくなる。 この変態域圧延を現在使用されている圧延設備
において考えると、厚板圧延においては粗・仕上
圧延機の任意のパスの温度を制御できるので、温
度と圧下率の組合せを選ぶことは容易である。ま
た、ホツトストリツプミルにおいてはγ域圧延と
変態域圧延をそれぞれ粗圧延機と仕上圧延機に分
けて行うか、粗圧延機による圧延は単に本発明で
限定した意味で用いているγ域の温度範囲をこえ
る、すなわちAr3＋80℃以上の高温域での圧延に
使用し、仕上圧延の前段をγ域圧延に、後段を変
態域圧延に使用するかは、スラブ製品厚み等の関
係から決まる。後熱処理に関しては厚板材の場合
矯正、剪断後、一旦空冷後または空冷中に熱処理
炉に装入して目的を達することができる。ホツト
ストリツプミルにおいてはランアウトテーブル上
で所要温度まで冷却後、捲取ることにより、本発
明の熱処理効果を捲取工程において得ることがで
きる。その他の形鋼、棒鋼、線材圧延機において
も本発明の圧延方法は温度と圧下率の制御ができ
る限り適用可能である。 以下、本発明の効果を実施例により説明する。 第１表は供試鋼の化学成分を示す。第２表は各
鋼種毎の製造条件とその機械試験値を示す。第２
表から明らかなように鋳造後直接圧延し、しかも
圧延の最終段階で変態域の圧延を行う本発明鋼
（A2、B2、C2、Ｄ、Ｅ）は再加熱後、同様の圧延
を行う変態域圧延鋼（A1、B1、C1）、および鋳造
後直接γ域のみで圧延を行うγ域圧延鋼（A3、
B3、C3）よりも強度と靭性のバランスが優れてい
る。ここで、Ｄ、ＥはREMまたはCaを添加した
本発明鋼で圧延直角方向の衝撃値〔vEo（Ｃ）〕
が改善されている。第１図は強度と靭性の関係を
第１表のＡ、Ｂ、Ｃ鋼種について製造条件別に、
さらに明確に示したものである。図中黒丸の本発
明鋼は再加熱―変態域圧延鋼（黒３角）、鋳造後
直接圧延―γ域圧延鋼（白ヌキ丸）よりも右下側
にあり、強度と靭性のバランスが優れていること
が明らかである。
法に関するものである。 従来鋼の強度・靭性を高める手段として、一般
に用いられている方法は焼ならし、焼入れ―焼も
どし等の熱処理による方法、およびγ域の圧延条
件をγ粒の微細化およびγ―α変態時のα粒の核
生成サイトを増加させるように制御するいわゆる
コントロールド・ローリングと呼ばれる圧延によ
る方法および連続鋳造または分塊により鋼片とし
たのち、冷却してγ―α変態を通過させたのち再
加熱し、γ域―γ＋α域で圧延する方法がある。 熱処理する方法は別工程を必要とする点、コン
トロールド・ローリングは一般にNb、Ｖ等の添
加を行い、炭窒化物の析出を利用するが、合金添
加のためのコスト増、圧延前に析出物を溶体化せ
しめるために加熱温度を高くしなければならない
ので、加熱温度を下げて省エネルギーを計ろうと
する最近の動向に対して好ましい方法とはいえな
い。また圧延自体は比較的低い温度で行う必要か
ら圧延パス間での冷却のため待ち時間をとるの
で、能率低下の問題があつた。さらに、析出物利
用の場合は析出硬化に伴う靭性低下という問題も
あり、これらの元素を使用せずに同等またはそれ
以上の材質が得られれば良いことは云うまでもな
い。 本願出願人は先に先願発明（特願昭51―112140
号）でこれ等の点を考慮し、コスト、材質、工
程、省エネルギー面からの多くの利点を含むα＋
γ変態域の圧延を積極的に利用する技術を提案し
た。この先願発明はγ域の低温圧延の場合よりも
さらに微細なフエライト―パーライト組織を変態
域で圧延されたオーステナイトから変態により得
るとともにフエライト相は圧延中および／もしく
は圧延後に完全に回復させ安定化した複合組織鋼
を圧延後の適当な熱処理により得られることを見
出し、低温靭性の優れた高張力鋼を提供したもの
である。 さて最近、普通鋼の変態域圧延に関する報告も
みられるが、単に圧延温度、圧下率と破面遷移温
度の関係が述べられている程度で圧延後の熱履歴
の影響については明らかでない。特に強度、延
性、吸収エネルギー等も含めた最適な材質を得る
のに必要な圧延条件を示すものでない。 本発明者らは先願発明においてこれらの点を十
分考慮し、化学成分、加熱温度、γ、γ＋α、α
域の圧延条件、圧延後の熱処理条件の影響を組織
的に研究し、従来の通常圧延材と異なる組織にお
いて従来材の品質以上の鋼を得ることができた。 本発明は先願発明を基に、さらに工程省略によ
る省エネルギーと、より強度・靭性の優れた鋼を
追求していつた結果、案出されたものであり、連
続鋳造で得られた鋳片をγ→αの変態点以上を保
つた状態のままγおよびγ＋α域で直接圧延する
ことを特徴とするものである。 本発明の要旨とするところは、C0.05〜0.25
％、Si0.7％以下、Mn0.5〜2.0％、S0.020％以
下、Al 0.005〜0.10％、および圧延方向に直角な
方向の衝撃特性を向上させるために必要に応じて
Ｓを0.010％以下にし、さらにREM、Caの１種ま
たは２種をそれぞれ1.3≦REM／Ｓ≦５、0.5≦
Ca／Ｓ≦1.5含有し、残りは鉄および不可避不純
物からなる鋼を連続鋳造によつて鋳造し連続鋳造
装置機端における鋳造組織のままAr3変態点以上
を保持せしめて熱間圧延するに際して、γ域の
Ar3〜Ar3＋80℃の範囲において30％以上95％以
下の圧下率で圧延を行つた後、変態させ、５〜60
％の変態進行中に圧下率10〜65％の圧延を行い、
圧延後は室温〜Ar1の温度範囲で捲取るかまたは
室温〜Ar1の温度範囲で30分以上５時間以下の熱
処理を熱処理炉に装入して行うかまたは一旦空冷
後再び室温〜Ar1の温度範囲で30分以上５時間以
下の熱処理を熱処理炉に装入して行うことを特徴
とする微細フエライト―パーライトと回復したフ
エライトの混合組織からなる強度・靭性の優れた
高張力鋼の製造方法である。 本発明に従つて得られる鋼はその機械的性質、
組織、化学成分の特異性について周知の鋼との差
が容易に判別できるものであるが、本発明者らの
多くの経験からしても、本発明のような鋼が製造
された事実はなく、全く新規である。 以下、本発明鋼の成分および圧延条件の限定理
由についてのべる。 Ｃは0.05％未満では必要とする強度が得られな
いし0.25％を超えると溶接性、靭性の劣化が著し
いので、0.05〜0.25％とした。 Siは鋼の脱酸に必要であり、かつ強化能も大き
いので添加するが一方で破面遷移温度も高めるの
で、0.7％が上限となる。 Mnは強化、靭性向上のために必須の元素であ
るが、２％を超えると溶接性の低下が大きくて好
ましくなく、0.5％より少なくなると強度に寄与
しなくなるので、0.5〜2.0％の範囲とした。 Ｓは高いとMnS系介在物を増加させ、圧延直
角方向の衝撃値の低下が大きくなるので、上限を
0.020％とした。 Alは脱酸を十分行うために必要であり、また
細粒化、Ｎ固定による靭性向上の点からも有利で
あるが、0.005％未満では効果が薄く、0.1％を超
えると靭性の劣化を招くので、0.005〜0.1％の範
囲とする。 第２項発明は、圧延直角方向の衝撃値を特に重
視する場合であり、Ｓを0.010％以下にし、さら
に希土類元素（REM）、Caの１種または２種を
添加する。下限REM／Ｓ＝1.3またはCa／Ｓ＝
0.5未満では効果がないし、上限REM／Ｓ＝５ま
たはCa／Ｓ＝1.5を超えるとREMまたはCa酸化
物系の介在物を増加させるのみでかえつて靭性を
損うのでREM／Ｓは1.3〜５、Ca／Ｓは0.5〜1.5
の範囲とする。 上記の成分鋼を転炉で溶製し、溶鋼を連続鋳造
装置によつて鋳造するわけであるが、本発明の特
徴は鋳造後の鋼片の温度をγ→αの変態点
（Ar3）以上に保持し、かつ鋳造組織のままγ域で
圧延を行なうことにある。すなわち本発明では連
続鋳造装置の機端（出側）から圧延開始までγ―
α変態を一度も通過させないことが重要な要件で
あり、従つて圧延開始時の鋼片温度がγ域を維持
できない場合は機端と圧延機の間で保熱または軽
加熱を行なう必要がある。圧延開始前にγ―α変
態が起こると、そのままではγ域の圧延ができな
い。また、再加熱してα→γ逆変態を起こすには
高温まで加熱が必要であり、経済的でないばかり
か、靭性も劣化する。 上記鋳造組織のままの鋼片を以下に述べる圧延
方法および圧延後の加工手段に供することによつ
て、フエライト結晶粒の微細化効果による本発明
独特の強度と靭性に優れた高張力鋼が得られるも
のである。 次に、本発明鋼の圧延条件の限定理由を説明す
る。 まず、γ域のAr3〜Ar3＋80℃の圧下率である
が、靭性におよぼす変態域圧延の効果はγ域の圧
下率が０％でもみられるが、その効果をさらに大
きくするためには、圧下率がAr3〜Ar3＋80℃で
30％以上であればよく、40％以上にすることはさ
らに望ましい条件である。しかし、圧下率が95％
を越えると温度確保が困難になる。 而して前述のγ域圧延の後、γ→α変態率５〜
60％において圧下率10〜65％の圧延を行うのであ
るが、γ→αの変態率５〜60％に達するまでの進
行は温度あるいは時間又はその両者の要因による
が、温度低下については空冷または水冷、気水冷
あるいはそれらの併用によつて行い、また時間経
過についてはあらかじめ設定された一定温度に保
持した炉中に装入してもよい。また温度と時間の
両者については特に加熱しないが断熱材で周囲を
覆つた保温炉中に装入するか、又は保温カバーで
覆つて時間経過を待てばよい。 次に、変態域圧延時の変態率の限定であるが、
変態域圧延時のvTrs（Ｌ）は変態率がかなり高
くても良好であるが、変態率が60％をこえると、
vE-60（Ｌ）の低下が大きいので、変態率５〜60
％の間で圧延するのが良い。 変態域の圧下率の下限を10％にするのはこれ未
満では変態域圧延の効果がみられないためであ
り、65％以上では本発明の特徴とする加工された
フエライトの回復組織が再結晶組織に変化するた
め65％が上限となる。 圧延後の熱処理条件は特に重要であつて、Ar1
以上の処理では変態域圧延時の加工オーステナイ
トからの変態によるフエライト―パーライトの微
細化効果が得られない。したがつて熱処理温度の
上限はAr1とする。また、下限は室温でもよい。
これは鋳造後直接圧延する方法では、窒化アルミ
の溶体化が十分行なわれているのでγ再結晶が活
発になり、γの微細化が起るので変態域圧延の効
果がより大きくなる。このため、下限は室温程度
でも良好な靭性が得られる。したがつて、圧延後
の熱処理または捲取温度は室温〜Ar1とする。 この熱処理温度範囲では圧延途中熱処理と圧延
後再熱処理の差は認められない。また熱処理時間
は30分以上あれば熱処理の効果は十分である。熱
処理時間は長くても差支えないが、５時間を越え
ると経済的でなくなる。 この変態域圧延を現在使用されている圧延設備
において考えると、厚板圧延においては粗・仕上
圧延機の任意のパスの温度を制御できるので、温
度と圧下率の組合せを選ぶことは容易である。ま
た、ホツトストリツプミルにおいてはγ域圧延と
変態域圧延をそれぞれ粗圧延機と仕上圧延機に分
けて行うか、粗圧延機による圧延は単に本発明で
限定した意味で用いているγ域の温度範囲をこえ
る、すなわちAr3＋80℃以上の高温域での圧延に
使用し、仕上圧延の前段をγ域圧延に、後段を変
態域圧延に使用するかは、スラブ製品厚み等の関
係から決まる。後熱処理に関しては厚板材の場合
矯正、剪断後、一旦空冷後または空冷中に熱処理
炉に装入して目的を達することができる。ホツト
ストリツプミルにおいてはランアウトテーブル上
で所要温度まで冷却後、捲取ることにより、本発
明の熱処理効果を捲取工程において得ることがで
きる。その他の形鋼、棒鋼、線材圧延機において
も本発明の圧延方法は温度と圧下率の制御ができ
る限り適用可能である。 以下、本発明の効果を実施例により説明する。 第１表は供試鋼の化学成分を示す。第２表は各
鋼種毎の製造条件とその機械試験値を示す。第２
表から明らかなように鋳造後直接圧延し、しかも
圧延の最終段階で変態域の圧延を行う本発明鋼
（A2、B2、C2、Ｄ、Ｅ）は再加熱後、同様の圧延
を行う変態域圧延鋼（A1、B1、C1）、および鋳造
後直接γ域のみで圧延を行うγ域圧延鋼（A3、
B3、C3）よりも強度と靭性のバランスが優れてい
る。ここで、Ｄ、ＥはREMまたはCaを添加した
本発明鋼で圧延直角方向の衝撃値〔vEo（Ｃ）〕
が改善されている。第１図は強度と靭性の関係を
第１表のＡ、Ｂ、Ｃ鋼種について製造条件別に、
さらに明確に示したものである。図中黒丸の本発
明鋼は再加熱―変態域圧延鋼（黒３角）、鋳造後
直接圧延―γ域圧延鋼（白ヌキ丸）よりも右下側
にあり、強度と靭性のバランスが優れていること
が明らかである。
【表】
【表】
【表】
以上本発明を圧延について例示的に述べたが、
圧延以外の加工方法、すなわち鍜造、押出し、引
抜き等の分野にも応用できる。また本発明によつ
て製造された鋼材は、特に寒冷地で使用されるラ
インパイプ、機械、構造物等の用途に適し、強度
の割りに成分を低くできることから溶接性が優れ
ている等の利点を有している。 以上詳細に述べたように本発明は強度・靭性に
優れた高張力鋼を普通鋼成分で鋳造後直接圧延し
て低コストで製造できる経済的にも価値のある発
明である。
圧延以外の加工方法、すなわち鍜造、押出し、引
抜き等の分野にも応用できる。また本発明によつ
て製造された鋼材は、特に寒冷地で使用されるラ
インパイプ、機械、構造物等の用途に適し、強度
の割りに成分を低くできることから溶接性が優れ
ている等の利点を有している。 以上詳細に述べたように本発明は強度・靭性に
優れた高張力鋼を普通鋼成分で鋳造後直接圧延し
て低コストで製造できる経済的にも価値のある発
明である。
第１図はＡ、Ｂ、Ｃ鋼種を鋳造後直接γ域のみ
で圧延、鋳造後直接圧延―変態域圧延、再加熱後
変態域圧延したときの降伏点YP（Ｌ）とシヤル
ピー破面遷移温度vTrs（Ｌ）の相対関係を示す
図である。
で圧延、鋳造後直接圧延―変態域圧延、再加熱後
変態域圧延したときの降伏点YP（Ｌ）とシヤル
ピー破面遷移温度vTrs（Ｌ）の相対関係を示す
図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ 0.05〜0.25％、 Si 0.7％以下、 Mn 0.5〜2.0％、 Ｓ 0.020％以下、 Al 0.005〜0.10％ を含有し、残りは鉄および不可避不純物からなる
鋼を連続鋳造によつて鋳造し連続鋳造装置機端に
おける鋳造組織のままAr3変態点以上を保持せし
めて熱間圧延するに際して、γ域のAr3〜Ar3＋
80℃の範囲において30％以上95％以下の圧下率の
圧延を行つた後、温度を低下せしめるか、あるい
は一定時間経過させるか、もしくはその両者によ
つて変態を進行させγ→α変態率５〜60％におい
て圧下率10〜65％の圧延を行い、圧延後は室温〜
Ar1の温度範囲で捲取るかまたは30分以上５時間
以下の熱処理を熱処理炉に装入して行うかまたは
一旦空冷後再び室温〜Ar1の温度範囲で30分以上
５時間以下の熱処理を熱処理炉に装入して行うこ
とを特徴とする微細フエライト−パーライトと回
復したフエライトの複合組織からなることを特徴
とする強度・靭性の優れた高張力鋼の製造方法。 ２ Ｃ 0.05〜0.25％、 Si 0.7％以下、 Mn 0.5〜2.0％、 Ｓ 0.010％以下、 Al 0.005〜0.10％、 希土類元素（REM）、Caの１種又は２種をそ
れぞれ 1.3≦REM／Ｓ≦５、 0.5≦Ca／Ｓ≦1.5 含有し、残りは鉄および不可避不純物からなる鋼
を連続鋳造し連続鋳造装置機端における鋳造組織
のままAr3変態点以上を保持せしめて熱間圧延す
るに際して、γ域のAr3〜Ar3＋80℃の範囲にお
いて30％以上95％以下の圧下率の圧延を行つた
後、温度を低下せしめるか、あるいは一定時間経
過させるか、もしくはその両者によつて変態を進
行させ、γ→α変態率５〜60％において圧下率10
〜65％の圧延を行い、圧延後は室温〜Ar1の温度
範囲で捲取るかまたは30分以上５時間以下の熱処
理を熱処理炉に装入して行うかまたは一旦空冷後
再び室温〜Ar1の温度範囲で30分以上５時間以下
の熱処理を熱処理炉に装入して行うことを特徴と
する微細フエライト―パーライトと回復したフエ
ライトの複合組織からなることを特徴とする強
度・靭性の優れた高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16444781A JPS5867823A (ja) | 1981-10-15 | 1981-10-15 | 強度・靭性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16444781A JPS5867823A (ja) | 1981-10-15 | 1981-10-15 | 強度・靭性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5867823A JPS5867823A (ja) | 1983-04-22 |
| JPS621454B2 true JPS621454B2 (ja) | 1987-01-13 |
Family
ID=15793334
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16444781A Granted JPS5867823A (ja) | 1981-10-15 | 1981-10-15 | 強度・靭性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5867823A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2579708B2 (ja) * | 1991-11-29 | 1997-02-12 | 新日本製鐵株式会社 | 疲労特性の優れた鋼板およびその製造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5370913A (en) * | 1976-12-06 | 1978-06-23 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high strength steel with excellent ductility and toughness |
| JPS5397920A (en) * | 1977-02-08 | 1978-08-26 | Nippon Steel Corp | Manufacture of low yield ratio steel with excellent low temperature toughness |
| JPS53106325A (en) * | 1977-02-28 | 1978-09-16 | Nippon Steel Corp | Production of as-rolled high tensile stlength steel of excellent low temperature toughness |
-
1981
- 1981-10-15 JP JP16444781A patent/JPS5867823A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5370913A (en) * | 1976-12-06 | 1978-06-23 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high strength steel with excellent ductility and toughness |
| JPS5397920A (en) * | 1977-02-08 | 1978-08-26 | Nippon Steel Corp | Manufacture of low yield ratio steel with excellent low temperature toughness |
| JPS53106325A (en) * | 1977-02-28 | 1978-09-16 | Nippon Steel Corp | Production of as-rolled high tensile stlength steel of excellent low temperature toughness |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5867823A (ja) | 1983-04-22 |
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