JPS6345317A - 低温靭性に優れた鋼板の製造法 - Google Patents
低温靭性に優れた鋼板の製造法Info
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- JPS6345317A JPS6345317A JP18688786A JP18688786A JPS6345317A JP S6345317 A JPS6345317 A JP S6345317A JP 18688786 A JP18688786 A JP 18688786A JP 18688786 A JP18688786 A JP 18688786A JP S6345317 A JPS6345317 A JP S6345317A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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】
「発明の目的」
本発明は低温靭性に優れた鋼板の製造法に係り、熱処理
においても優れた強度と低温靭性を有する鋼板の製造法
を提供しようとするものである。
においても優れた強度と低温靭性を有する鋼板の製造法
を提供しようとするものである。
産業上の利用分野
石油やガスなどの運搬および貯蔵に用いられる低温靭性
鋼材。
鋼材。
従来の技術
近年諸工業の発達とともに低温用鋼に対する需要は急激
に増加する傾向にあり、特にエネルギー危機以来石油や
ガスの運搬および貯蔵用として、また寒冷地での構造物
用として、その需要は急激に増加してきている。これら
の低温用鋼の多くは、低温靭性を確保する意味から焼入
れ焼戻し処理または焼ならし処理により製造されている
。
に増加する傾向にあり、特にエネルギー危機以来石油や
ガスの運搬および貯蔵用として、また寒冷地での構造物
用として、その需要は急激に増加してきている。これら
の低温用鋼の多くは、低温靭性を確保する意味から焼入
れ焼戻し処理または焼ならし処理により製造されている
。
発明が解決しようとする問題点
しかし、上記した焼入れ焼戻し処理の場合は、焼ならし
処理に比べ優れた低温靭性が得られるものの、複雑な熱
処理工程を経過するためコスト上昇が大きな問題となる
。
処理に比べ優れた低温靭性が得られるものの、複雑な熱
処理工程を経過するためコスト上昇が大きな問題となる
。
一方、焼ならし処理の場合は、熱処理コストは焼入れ焼
戻し処理に比べ安価となるが、焼入れ焼戻し材並の優れ
た低温靭性を確保するには以下のような処理等が必要と
なる。
戻し処理に比べ安価となるが、焼入れ焼戻し材並の優れ
た低温靭性を確保するには以下のような処理等が必要と
なる。
ｉ）Ｃ含有量を低（抑え、焼ならし後のパーライト量を
減少させる。
減少させる。
１ｉ）Ｎｉを多量に添加し、マトリックスの高靭化を図
る。
る。
しかし、ｉ）の方法ではｃ４が低くなるため強度の著し
い低下が問題となり、また■）の方法では高価なＮｉを
多量に使用するため、焼入れ焼戻し材と同様コスト上昇
が大きな問題となる。
い低下が問題となり、また■）の方法では高価なＮｉを
多量に使用するため、焼入れ焼戻し材と同様コスト上昇
が大きな問題となる。
「発明の構成」
問題点を解決するための手段
１、 Ｃ：、０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ：０．
０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．０ｗｔ
％、ｓｏ ｅ 、Ａ ｊ！ ：０．００１〜０．１ｗｔ
％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、か
つ Ａｃ５−Ａｃ、≧２５０ ＸＣ，Ｅ。
０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．０ｗｔ
％、ｓｏ ｅ 、Ａ ｊ！ ：０．００１〜０．１ｗｔ
％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、か
つ Ａｃ５−Ａｃ、≧２５０ ＸＣ，Ｅ。
但し、Ｃ，Ｅ、 （χ） ＝ Ｃ（Ｘ） ＋Ｍｎ（χ）
／６＋Ｓｉ （χ）／２４＋Ｎ１（Ｘ）／４０＋Ｃｒ（
χ）１５＋Ｍｏ（χ）／４＋Ｖ（χ）／１４を・満足す
る鋼を１０００℃以上に加熱し、９００℃以下で３０％
以上の累積圧延を加え、圧延仕上温度を８５０℃以下と
すると共に圧延終了後Ａｒ。
／６＋Ｓｉ （χ）／２４＋Ｎ１（Ｘ）／４０＋Ｃｒ（
χ）１５＋Ｍｏ（χ）／４＋Ｖ（χ）／１４を・満足す
る鋼を１０００℃以上に加熱し、９００℃以下で３０％
以上の累積圧延を加え、圧延仕上温度を８５０℃以下と
すると共に圧延終了後Ａｒ。
以下に冷却し、次いでＡｃｔ’以上Ａｃ３以下〔但しＡ
ｃ３’ ＝Ａｃｘ＋ ３０− −（Ａｃ３−Ａｃ１）／
４ Ｃ，Ｅ、 ）に再加熱し、その後８０℃／ｎ＋ｉｎ
以下の冷却速度で冷却することを特徴とする低温靭性に
優れた鋼板の製造法。
ｃ３’ ＝Ａｃｘ＋ ３０− −（Ａｃ３−Ａｃ１）／
４ Ｃ，Ｅ、 ）に再加熱し、その後８０℃／ｎ＋ｉｎ
以下の冷却速度で冷却することを特徴とする低温靭性に
優れた鋼板の製造法。
２、 Ｃ： ０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｓ ｉ ：
０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．０
ｗｔ％、ｓｏｌ 、Ａｌ：０．００１〜０．１ｗｔ％を
含むと共に、 Ｎｂ：０．００５〜０．１ ｗｔ％、Ｖ ： ０．００
５〜０．１病ｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１ｗｔ％ の何れか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、かつ ＡＣ３ＡＣＩ≧２５０ ＸＣ，Ｅ。
０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．０
ｗｔ％、ｓｏｌ 、Ａｌ：０．００１〜０．１ｗｔ％を
含むと共に、 Ｎｂ：０．００５〜０．１ ｗｔ％、Ｖ ： ０．００
５〜０．１病ｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１ｗｔ％ の何れか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、かつ ＡＣ３ＡＣＩ≧２５０ ＸＣ，Ｅ。
但し、Ｃ，Ｅ、 （Ｘ） ＝Ｃ（Ｘ）＋Ｍｎ（Ｚ）／６
＋Ｓｉ （Ｘ）／２４＋Ｎｉ（＄）／４０＋Ｃｒ（χ）
１５＋Ｍｏ（Ｘ）／４＋Ｖ（：）／１４を満足する鋼を
１０００℃以上に加熱し、９００℃以下で３０％以上の
累積圧延を加え、圧延仕上げ温度を８５０℃以下とする
と共に圧延終了後Ａｒ、以下に冷却し、次いでＡＣ：ｌ
’以上Ａｃ３以下〔但しＡＣ３’ ＝ ＡＣ３” ３０
−（Ａｃ３−Ａｃ１）／４Ｃ，Ｅ、 ）に再加熱し
、その後８０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却すること
を特徴とする低温靭性に優れた鋼板の製造法。
＋Ｓｉ （Ｘ）／２４＋Ｎｉ（＄）／４０＋Ｃｒ（χ）
１５＋Ｍｏ（Ｘ）／４＋Ｖ（：）／１４を満足する鋼を
１０００℃以上に加熱し、９００℃以下で３０％以上の
累積圧延を加え、圧延仕上げ温度を８５０℃以下とする
と共に圧延終了後Ａｒ、以下に冷却し、次いでＡＣ：ｌ
’以上Ａｃ３以下〔但しＡＣ３’ ＝ ＡＣ３” ３０
−（Ａｃ３−Ａｃ１）／４Ｃ，Ｅ、 ）に再加熱し
、その後８０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却すること
を特徴とする低温靭性に優れた鋼板の製造法。
３、 Ｃ：０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０
５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．０ｗｔ％
、ｓｏ ｌ 、Ａ ｌ ：０．００１〜０．１ｗｔ％を
含むと共に、 Ｎｂ：０．００５〜０．１ ｗｔ％、Ｖ ： ０．００
５〜０．１ ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１ ｗｔ
％ の何れか１種または２種以上および、 Ｃａ：０．００７ ｗｔ％以下、ＲＥＭ：０．１ ｗｔ
％以下、Ｍｇ ：０．０７ｗｔ％以下 の何れか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、かつ Ａｃ、−Ａｃ、≧２５０ ＸＣ，Ｅ。
５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ： ０．５〜２．０ｗｔ％
、ｓｏ ｌ 、Ａ ｌ ：０．００１〜０．１ｗｔ％を
含むと共に、 Ｎｂ：０．００５〜０．１ ｗｔ％、Ｖ ： ０．００
５〜０．１ ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１ ｗｔ
％ の何れか１種または２種以上および、 Ｃａ：０．００７ ｗｔ％以下、ＲＥＭ：０．１ ｗｔ
％以下、Ｍｇ ：０．０７ｗｔ％以下 の何れか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、かつ Ａｃ、−Ａｃ、≧２５０ ＸＣ，Ｅ。
但し、Ｃ，Ｅ、（χ）＝Ｃ（χ）＋Ｍｎ（χ）／６＋Ｓ
ｉ（χ）／２４＋Ｎｉ （χ）／４０＋Ｃｒ （χ）１
５＋Ｍｏ（χ）／４＋Ｖ（χ）／１４を満足する鋼を１
０００℃以上に加熱し、９００℃以下で３０％以上の累
積圧延を加え、圧延仕上温度を８５０℃以下とすると共
に圧延終了後Ａｒ＋以下に冷却し、次いでＡｃ３’以上
Ａｃ３以下〔但しＡＣｚ’ ＝ＡＣ：ｌ＋３０− （Ａ
ｃｔ−Ａｃｔ）／４ ｃ、ε、〕に再加熱し、その後８
０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却することを特徴とす
る低温靭性に優れた鋼板の製造法。
ｉ（χ）／２４＋Ｎｉ （χ）／４０＋Ｃｒ （χ）１
５＋Ｍｏ（χ）／４＋Ｖ（χ）／１４を満足する鋼を１
０００℃以上に加熱し、９００℃以下で３０％以上の累
積圧延を加え、圧延仕上温度を８５０℃以下とすると共
に圧延終了後Ａｒ＋以下に冷却し、次いでＡｃ３’以上
Ａｃ３以下〔但しＡＣｚ’ ＝ＡＣ：ｌ＋３０− （Ａ
ｃｔ−Ａｃｔ）／４ ｃ、ε、〕に再加熱し、その後８
０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却することを特徴とす
る低温靭性に優れた鋼板の製造法。
作用
Ｃ：０．０１ｗｔ％以上、Ｍｎ ： ０．５ｗｔ％以
上として強度を得しめ、Ｃを０．２５ｗｔ％以下、Ｓｉ
を０．５０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以上として
靭性を確保する。Ｍｎを２．０ｗｔ％以下として溶接部
の靭性劣化を避け、Ｓｉを０．０５ｗｔ％以上として製
鋼脱酸を有効に図る。
上として強度を得しめ、Ｃを０．２５ｗｔ％以下、Ｓｉ
を０．５０ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以上として
靭性を確保する。Ｍｎを２．０ｗｔ％以下として溶接部
の靭性劣化を避け、Ｓｉを０．０５ｗｔ％以上として製
鋼脱酸を有効に図る。
ｓｏｉ’、ＡＩ！を０．００１〜０．１ｗｔ％含有せし
めてオーステナイト粒の成長抑制に不可欠な炭窒化物を
適切に得しめ、しかも靭性劣化をなからしめる。
めてオーステナイト粒の成長抑制に不可欠な炭窒化物を
適切に得しめ、しかも靭性劣化をなからしめる。
Ａｃ、−Ａｃ、≧２５０ ＸＣ，Ｅ、とじて本発明効果
の得られる再加熱温度範囲を広くし、これを１０００℃
以上に加熱して炭窒化物を充分に固溶させる。
の得られる再加熱温度範囲を広くし、これを１０００℃
以上に加熱して炭窒化物を充分に固溶させる。
９００℃以下の累積圧下率を３０％以上としてオーステ
ナイト粒を細粒化し圧延ままのミクロ組織を微細となし
、圧延仕上温度を８５０℃以下として冷却過程でのオー
ステナイト粒粗大化を防止する。
ナイト粒を細粒化し圧延ままのミクロ組織を微細となし
、圧延仕上温度を８５０℃以下として冷却過程でのオー
ステナイト粒粗大化を防止する。
次いで再加熱温度をＡＣ：ｌ’〜Ａｃ、とすることによ
りその後の冷却過程で靭性劣化原因となる低温変態生成
物の形成を避けてフェライト・パーライト＆！Ｉｍとな
し、このような再加熱後の冷却速度を８０℃／ｗｉｎ以
下として該冷却過程での低温変態生成物形成をなからし
める。
りその後の冷却過程で靭性劣化原因となる低温変態生成
物の形成を避けてフェライト・パーライト＆！Ｉｍとな
し、このような再加熱後の冷却速度を８０℃／ｗｉｎ以
下として該冷却過程での低温変態生成物形成をなからし
める。
実施例
上記したような本発明について更に具体的に説明すると
、本発明者等は、従来技術の問題点に鑑み種々研究を重
ね鋭意検討し創案されたものであって、熱処理前組織の
制御、熱処理時の再加熱温度適正管理により焼ならしと
ほぼ同様な熱処理プロセスにおいて優れた強度、靭性を
有する鋼板の製造法を得ることに成功した。
、本発明者等は、従来技術の問題点に鑑み種々研究を重
ね鋭意検討し創案されたものであって、熱処理前組織の
制御、熱処理時の再加熱温度適正管理により焼ならしと
ほぼ同様な熱処理プロセスにおいて優れた強度、靭性を
有する鋼板の製造法を得ることに成功した。
即ち一般に鋼板の強度、靭性は、その結晶粒径に大きく
依存し、結晶粒径が微細なほど優れた強度、靭性が得ら
れることは広く知られているところである。焼ならし処
理は、この考え方に基づいて行われているものであって
、Ａ Ｃ３Ａ度以上に加熱し、完全にオーステナイト化
した後空冷する方法が採られている。
依存し、結晶粒径が微細なほど優れた強度、靭性が得ら
れることは広く知られているところである。焼ならし処
理は、この考え方に基づいて行われているものであって
、Ａ Ｃ３Ａ度以上に加熱し、完全にオーステナイト化
した後空冷する方法が採られている。
本発明者等はこのような焼ならし処理と同様のプロセス
でかつ優れた低温靭性を有する鋼板の開発を目的に種々
の研究を行った結果、鋼板製造時における圧延条件の適
正管理、化学成分により求められる最適加熱温度の選定
により、従来の焼ならし処理材に比べ靭性の優れた鋼板
の製造が可能となることが明らかとなった。斯かる本発
明の内容を更に詳細に述べると以下の如くである。
でかつ優れた低温靭性を有する鋼板の開発を目的に種々
の研究を行った結果、鋼板製造時における圧延条件の適
正管理、化学成分により求められる最適加熱温度の選定
により、従来の焼ならし処理材に比べ靭性の優れた鋼板
の製造が可能となることが明らかとなった。斯かる本発
明の内容を更に詳細に述べると以下の如くである。
即ち、第１図は下記する第１表に示した鋼Ａ −Ｄを素
材とし、再加熱温度７５０〜９５０℃の範囲における空
冷後の強度、靭性変化を調査した結果であるや 圧延はスラブ加熱温度１２５０℃に加熱後、９００℃以
下４３％累積圧下を加え、圧延仕上温度８２０℃圧延仕
上板厚１２ｎの条件で行っている。この第１図より！Ｉ
２ＩＤでは、再加熱温度がＡｃ、温度よりも低温になる
につれて靭性は劣化する傾向が認められるが、鋼Ａ−Ｃ
では再加熱温度がＡｃ３温度よりも低温側で靭性が改善
され、再び劣化する傾向が認められる。即ち鋼Ａ−Ｃで
はＡｃ４’温度（再加熱温度をＡｃ＝温度とした場合に
得られるものと同等の遷移温度が得られる再加熱温度と
定義する）からＡｃ、温度の間で再加熱した場合、一般
に行われているＡｃ３温度以上の再加熱による焼ならし
材よりも優れた遷移温度が得られることがわかる。尚、
再加熱温度の低下に伴う強度の劣化は認められない。
材とし、再加熱温度７５０〜９５０℃の範囲における空
冷後の強度、靭性変化を調査した結果であるや 圧延はスラブ加熱温度１２５０℃に加熱後、９００℃以
下４３％累積圧下を加え、圧延仕上温度８２０℃圧延仕
上板厚１２ｎの条件で行っている。この第１図より！Ｉ
２ＩＤでは、再加熱温度がＡｃ、温度よりも低温になる
につれて靭性は劣化する傾向が認められるが、鋼Ａ−Ｃ
では再加熱温度がＡｃ３温度よりも低温側で靭性が改善
され、再び劣化する傾向が認められる。即ち鋼Ａ−Ｃで
はＡｃ４’温度（再加熱温度をＡｃ＝温度とした場合に
得られるものと同等の遷移温度が得られる再加熱温度と
定義する）からＡｃ、温度の間で再加熱した場合、一般
に行われているＡｃ３温度以上の再加熱による焼ならし
材よりも優れた遷移温度が得られることがわかる。尚、
再加熱温度の低下に伴う強度の劣化は認められない。
上記現象を更に詳細に検討したところ、Ａｃ、温度以下
の再加熱温度で優れた低温靭性を得るには、ｉ）再加熱
によりオーステナイト化した部分が、その後の冷却過程
においても低温変態生成物を形成することなく、フェラ
イト・パーライトＭｉ４６となることＩ１）圧延時のミ
クロ組織が微細であることの条件を満足する必要がある
ことを見い出した。然してこのようなＩ）の条件は主に
鋼の化学成分で決定されるものであり、再加熱温度をＡ
ｃ３１度以上とするよりも優れた、もしくは同等の低温
靭性を得るための再加熱温度範囲の低温側温度Ａｃ３’
は、第２図より、Ｃ，Ｅ、＝Ｃ（χ）＋Ｍｎ（χ）／
６ ＋Ｓｉ（り／２４ ＋Ｎｉ（χ）／４０ ＋Ｃｒ（
χ）１５＋Ｍｏ（χ）／４＋Ｖ（χ）／１４およびＡＣ
＋、ｋｃｓ温即ちこの式の意味するところは、以下の通
りである。
の再加熱温度で優れた低温靭性を得るには、ｉ）再加熱
によりオーステナイト化した部分が、その後の冷却過程
においても低温変態生成物を形成することなく、フェラ
イト・パーライトＭｉ４６となることＩ１）圧延時のミ
クロ組織が微細であることの条件を満足する必要がある
ことを見い出した。然してこのようなＩ）の条件は主に
鋼の化学成分で決定されるものであり、再加熱温度をＡ
ｃ３１度以上とするよりも優れた、もしくは同等の低温
靭性を得るための再加熱温度範囲の低温側温度Ａｃ３’
は、第２図より、Ｃ，Ｅ、＝Ｃ（χ）＋Ｍｎ（χ）／
６ ＋Ｓｉ（り／２４ ＋Ｎｉ（χ）／４０ ＋Ｃｒ（
χ）１５＋Ｍｏ（χ）／４＋Ｖ（χ）／１４およびＡＣ
＋、ｋｃｓ温即ちこの式の意味するところは、以下の通
りである。
低温変態生成物を形式しやすい元素を多量に含有する、
即ちＣ，Ｅ、の値が大きな成分系においては、Ａｃ３温
度以下の再加熱温度でオーステナイト化した場合、オー
ステナイト部分での各種合金元素の濃縮が著しく、その
結果冷却過程において低温変態生成物が形成され靭性が
劣化する。よってＡｃ、温度以下の再加熱温度で優れた
靭性を得るための最適再加熱温度範囲は、存在しないか
、もしくは極めて狭い範囲となる。一方、Ｃ，Ｅ、の値
が小さな成分系においては、仮にＡｃ＝温度以下の再加
熱温度で一部オーステナイト化しても、合金元素の濃縮
は顕著に認められない。その結果、冷却後においても優
れた靭性を有する微細なフェライト・パーライト組織が
得られる最適再加熱温度範囲は広いものとなる。尚、本
発明では更にＡｃ、−Ａｃ、≧２５０ Ｘ Ｃ，Ｅ、と
いう条件を設けたが、これはＡｃ３Ａｃ＋ ＜ ２５０
Ｘ Ｃ，Ｅ、になるとＡＣ３’〜Ａｃ、の温度範囲が
３０℃以下と極めて狭い範囲となり、その結果本発明の
効果が充分期待できなくなるためである。
即ちＣ，Ｅ、の値が大きな成分系においては、Ａｃ３温
度以下の再加熱温度でオーステナイト化した場合、オー
ステナイト部分での各種合金元素の濃縮が著しく、その
結果冷却過程において低温変態生成物が形成され靭性が
劣化する。よってＡｃ、温度以下の再加熱温度で優れた
靭性を得るための最適再加熱温度範囲は、存在しないか
、もしくは極めて狭い範囲となる。一方、Ｃ，Ｅ、の値
が小さな成分系においては、仮にＡｃ＝温度以下の再加
熱温度で一部オーステナイト化しても、合金元素の濃縮
は顕著に認められない。その結果、冷却後においても優
れた靭性を有する微細なフェライト・パーライト組織が
得られる最適再加熱温度範囲は広いものとなる。尚、本
発明では更にＡｃ、−Ａｃ、≧２５０ Ｘ Ｃ，Ｅ、と
いう条件を設けたが、これはＡｃ３Ａｃ＋ ＜ ２５０
Ｘ Ｃ，Ｅ、になるとＡＣ３’〜Ａｃ、の温度範囲が
３０℃以下と極めて狭い範囲となり、その結果本発明の
効果が充分期待できなくなるためである。
次に必要条件のｉｉ ）として圧延時のミクロ組織微細
化を挙げたが、これは再加熱時のオーステナイト粒を微
細とし、空冷後において微細なフェライト・パーライト
組織を得ることを目的としたものである。
化を挙げたが、これは再加熱時のオーステナイト粒を微
細とし、空冷後において微細なフェライト・パーライト
組織を得ることを目的としたものである。
第３図は鋼Ａを用い、スラブ１２００℃加熱後、９００
℃以下の累積圧下率を０〜６０％まで変化させて板厚２
５鶴に圧延し、その後８００℃または９００℃に再加熱
後空冷した鋼板の強度、靭性を調査した結果である。圧
延時における９００℃以下の累積圧下率が小さい範囲で
は、再加熱温度をＡｃ３温度以下の８００℃としても一
般の焼ならし時の再加熱温度 ９００℃で得られると同
様の強度、靭性レベルとなっており、本発明の効果が認
められない。
℃以下の累積圧下率を０〜６０％まで変化させて板厚２
５鶴に圧延し、その後８００℃または９００℃に再加熱
後空冷した鋼板の強度、靭性を調査した結果である。圧
延時における９００℃以下の累積圧下率が小さい範囲で
は、再加熱温度をＡｃ３温度以下の８００℃としても一
般の焼ならし時の再加熱温度 ９００℃で得られると同
様の強度、靭性レベルとなっており、本発明の効果が認
められない。
これは圧延時のミクロ組織が粗大なため、再加熱温度を
Ａｃａ温度以下の８００℃としても一部変態したオース
テナイト粒は粗大となり、その結果空冷後のフェライト
結晶粒径は９００℃再加熱材とほぼ同等のサイズになる
ためである。他方圧延時における９００℃以下の累積圧
下率を３０％以上とすることにより、８００℃の再加熱
材は一般の焼ならし温度である９００℃再加熱材に比べ
優れた強度、靭性が得られている。これは８００℃再加
熱材の場合、圧延によって得られた微細組織を核として
一部変態したオーステナイトが細粒となり、その結果空
冷時において微細なフェライト・パーライト組織が得ら
れたためである。
Ａｃａ温度以下の８００℃としても一部変態したオース
テナイト粒は粗大となり、その結果空冷後のフェライト
結晶粒径は９００℃再加熱材とほぼ同等のサイズになる
ためである。他方圧延時における９００℃以下の累積圧
下率を３０％以上とすることにより、８００℃の再加熱
材は一般の焼ならし温度である９００℃再加熱材に比べ
優れた強度、靭性が得られている。これは８００℃再加
熱材の場合、圧延によって得られた微細組織を核として
一部変態したオーステナイトが細粒となり、その結果空
冷時において微細なフェライト・パーライト組織が得ら
れたためである。
第４図は、鋼Ａを用い、スラブ１２００℃加熱、９００
℃以下の累積圧下率６０％、圧延仕上温度８２０℃、圧
延仕上板厚２５１ｍの条件で圧延された鋼板を＜ａｌは
本発明範囲である８００℃で、山）は本発明範囲外の９
００℃で再加熱後空冷した時のミクロＭｉ織の顕微鏡写
真である。即ち（ｂ）は粗大なフェライト・パーライト
組織となっているのに対し、本発明による鋼（ａ）は微
細なフェライト・パーライト組織となっていることがわ
かる。
℃以下の累積圧下率６０％、圧延仕上温度８２０℃、圧
延仕上板厚２５１ｍの条件で圧延された鋼板を＜ａｌは
本発明範囲である８００℃で、山）は本発明範囲外の９
００℃で再加熱後空冷した時のミクロＭｉ織の顕微鏡写
真である。即ち（ｂ）は粗大なフェライト・パーライト
組織となっているのに対し、本発明による鋼（ａ）は微
細なフェライト・パーライト組織となっていることがわ
かる。
次に、本発明における請求範囲の限定理由について述べ
ると以下の如くである。
ると以下の如くである。
まず本発明の適用鋼種は、はとんど制限がなく、限定さ
れなければならない化学成分は、高張力鋼として不可欠
な元素であるＣ、Ｓｉ 、Ｍｎとオーステナイト粒成長
抑制に不可欠な炭窒化物形成元素であるｓｏｊ’、Ａｆ
、 Ｎｂ 、Ｖ、Ｔｉである。上記元素のうち、Ｃ，Ｓ
ｉ 、Ｍｎは基本成分系でＣ：０．０１〜０．２５ｗｔ
％、Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ：
０、５〜２．０ｗｔ％とする。これらの元素を限定した
理由としては、先ずＣは、高張力鋼として充分′な強度
を出すのに最低０．０１ｗｔ％は必要であるが、必要以
上の増加は靭性を劣化させるので０．２５ｗｔ％以下に
限定した。次にＳｉは、製鋼脱酸上０．０５ｗｔ％以上
は必要であるが、必要以上の添加は溶接性および靭性の
劣化を招くので０．５０ｗｔ％以下とした。更にＭｎは
、高張力鋼と充分な強度と靭性を確保するのに最低０．
５ｗｔ％は必要な元素であるが、２．０ｗｔ％を超える
と溶接部の靭性劣化を招くので上限を２．０−ｔ％とし
た。
れなければならない化学成分は、高張力鋼として不可欠
な元素であるＣ、Ｓｉ 、Ｍｎとオーステナイト粒成長
抑制に不可欠な炭窒化物形成元素であるｓｏｊ’、Ａｆ
、 Ｎｂ 、Ｖ、Ｔｉである。上記元素のうち、Ｃ，Ｓ
ｉ 、Ｍｎは基本成分系でＣ：０．０１〜０．２５ｗｔ
％、Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ ：
０、５〜２．０ｗｔ％とする。これらの元素を限定した
理由としては、先ずＣは、高張力鋼として充分′な強度
を出すのに最低０．０１ｗｔ％は必要であるが、必要以
上の増加は靭性を劣化させるので０．２５ｗｔ％以下に
限定した。次にＳｉは、製鋼脱酸上０．０５ｗｔ％以上
は必要であるが、必要以上の添加は溶接性および靭性の
劣化を招くので０．５０ｗｔ％以下とした。更にＭｎは
、高張力鋼と充分な強度と靭性を確保するのに最低０．
５ｗｔ％は必要な元素であるが、２．０ｗｔ％を超える
と溶接部の靭性劣化を招くので上限を２．０−ｔ％とし
た。
次に炭窒化物形成元素は下記の如きものであり、ｓｏ／
、Ａｌ： ０．００１〜０．１ｗｔ％、Ｎｂ：０．００
５〜０．１ｗｔ％、Ｖ：０．００５〜０．１ｗｔ％、Ｔ
ｉ ： ０．００５〜０．１ｗｔ％とする。これら元
素は１種または２種以上の添加が必要であるが、各元素
とも必要以上の添加は、脆い大型の炭窒化物を形成し、
靭性の劣化を招くので好ましくなく、よって上限添加量
は、それぞれ０．１ｗｔ％に限定する。また、ｓｏ ｌ
！ 、Ａ Ｉ！０．００１ ｗｔ％未満、Ｎｂ、■及び
Ｔｉの各０．００５ｗｔ％未溝の添加では、その効果が
認められないのでこれを下限値とした。
、Ａｌ： ０．００１〜０．１ｗｔ％、Ｎｂ：０．００
５〜０．１ｗｔ％、Ｖ：０．００５〜０．１ｗｔ％、Ｔ
ｉ ： ０．００５〜０．１ｗｔ％とする。これら元
素は１種または２種以上の添加が必要であるが、各元素
とも必要以上の添加は、脆い大型の炭窒化物を形成し、
靭性の劣化を招くので好ましくなく、よって上限添加量
は、それぞれ０．１ｗｔ％に限定する。また、ｓｏ ｌ
！ 、Ａ Ｉ！０．００１ ｗｔ％未満、Ｎｂ、■及び
Ｔｉの各０．００５ｗｔ％未溝の添加では、その効果が
認められないのでこれを下限値とした。
また上記成分系に加え、１．０ｗｔ％以下のＣｕ、２．
０ｗｔ％以下のＮ１％ ２．０ｗｔ％以下のＣｒ 、
１．０ｗｔ％以下のＭｏを１種または２種以上含有させ
ることも本発明の効果を失なうものではない。即ちこれ
らの元素は板厚が増大したとき、または低温靭性に対す
る要求水率が高度化した時に有効となる。但し、経済性
または溶接性の観点より各々の上限は、上記した値に規
定する。尚、機械的性質の異方性を改善し、または板厚
方向特性の均質化を図る目的で、上記元素に加え更に０
．００７ｗｔ％以下のＣａ、０．１ｗｔ％以下のＲＥＭ
、０．０７ｗｔ％以下のＭｇを添加しても本発明の効果
を失うものではない。
０ｗｔ％以下のＮ１％ ２．０ｗｔ％以下のＣｒ 、
１．０ｗｔ％以下のＭｏを１種または２種以上含有させ
ることも本発明の効果を失なうものではない。即ちこれ
らの元素は板厚が増大したとき、または低温靭性に対す
る要求水率が高度化した時に有効となる。但し、経済性
または溶接性の観点より各々の上限は、上記した値に規
定する。尚、機械的性質の異方性を改善し、または板厚
方向特性の均質化を図る目的で、上記元素に加え更に０
．００７ｗｔ％以下のＣａ、０．１ｗｔ％以下のＲＥＭ
、０．０７ｗｔ％以下のＭｇを添加しても本発明の効果
を失うものではない。
ここで、Ｃ，Ｅ、＝Ｃ（χ）＋Ｍｎ（χ）／６＋Ｓｉ
（χ）／２４＋Ｎｉ（χ）／４０＋Ｃｒ （χ）１５＋
Ｍｏ（χ）／４＋Ｖ（χ）／４で定義されるＣ、Ｅ、と
Ａｃ、 −Ａｃ、との関係を、Ａｃ＝−Ａｃｌ≧２５０
ＸＣ，Ｅ、と規定したが、これは先に説明した如く、
上記範囲の外れる成分系では本発明の効果が期待できる
再加熱温度範囲が極めて狭くなるためである。
（χ）／２４＋Ｎｉ（χ）／４０＋Ｃｒ （χ）１５＋
Ｍｏ（χ）／４＋Ｖ（χ）／４で定義されるＣ、Ｅ、と
Ａｃ、 −Ａｃ、との関係を、Ａｃ＝−Ａｃｌ≧２５０
ＸＣ，Ｅ、と規定したが、これは先に説明した如く、
上記範囲の外れる成分系では本発明の効果が期待できる
再加熱温度範囲が極めて狭くなるためである。
上記成分系の鋼は通常溶製法で製造され、鋼片または鋼
塊とした後、１０００℃に加熱し再結晶および未再結晶
オーステナイト粒域で熱間圧延を行なう。
塊とした後、１０００℃に加熱し再結晶および未再結晶
オーステナイト粒域で熱間圧延を行なう。
この際９００℃以下の温度範囲における累積圧下率を少
なくとも３０％以上とする。又ここで圧延加熱温度を１
０００℃以上とするのは、炭、窒化物を充分に固溶させ
、再加熱時にマトリックスに均一に微細分散析出させ、
オーステナイト粒成長を抑制しようとするためである。
なくとも３０％以上とする。又ここで圧延加熱温度を１
０００℃以上とするのは、炭、窒化物を充分に固溶させ
、再加熱時にマトリックスに均一に微細分散析出させ、
オーステナイト粒成長を抑制しようとするためである。
また９００℃以下の温度範囲における累積圧下率を少な
くとも３０％以上とする理由は、先に述べた如くオース
テナイト粒を細粒化し、圧延ままのミクロ組織を微細と
することにある。
くとも３０％以上とする理由は、先に述べた如くオース
テナイト粒を細粒化し、圧延ままのミクロ組織を微細と
することにある。
尚、細粒化したオーステナイト粒で再び冷却過程で粗大
化するのを防止するため圧延仕上温度を８５０℃以下と
した。
化するのを防止するため圧延仕上温度を８５０℃以下と
した。
次に上記のような熱間圧延後、変態が完全に終了加熱温
度範囲をＡｃ３’〜Ａｃ：ｌ温度と限定したことが本発
明の大きな特徴と言える。尚、再加熱温度をＡｃ３’〜
Ａｃ、温度範囲とすることにより、一部オーステナイト
化した部分が、その後の冷却過程においても、靭性の劣
化原因となる低温変態生成物を形成することなくフェラ
イト・パーライト組織となり、優れた強度、靭性が得ら
れることは先に詳述した通りである。再加熱後の冷却速
度を８０℃／＋ｉｎ以下としたのは、これより速い冷却
速度では、本発明の化学成分を有する鋼でも再オーステ
ナイト化した一部において低温変態生成物が形成される
からである。
度範囲をＡｃ３’〜Ａｃ：ｌ温度と限定したことが本発
明の大きな特徴と言える。尚、再加熱温度をＡｃ３’〜
Ａｃ、温度範囲とすることにより、一部オーステナイト
化した部分が、その後の冷却過程においても、靭性の劣
化原因となる低温変態生成物を形成することなくフェラ
イト・パーライト組織となり、優れた強度、靭性が得ら
れることは先に詳述した通りである。再加熱後の冷却速
度を８０℃／＋ｉｎ以下としたのは、これより速い冷却
速度では、本発明の化学成分を有する鋼でも再オーステ
ナイト化した一部において低温変態生成物が形成される
からである。
次に、本発明の製造例について述べると以下の如くであ
る。下記する第２表は本発明者等の用いた供試鋼の化学
成分を示したものであって、ｉＨ，Ｋ、Ｌ、Ｎは、Ａｃ
３ Ａｃ＋＜ ２５０ ｘＣ，Ｅ、であり、これらの
成分は本発明の範囲外となる。また、従述する第３表に
供試材の圧延、熱処理および機械試験結果を示す。
る。下記する第２表は本発明者等の用いた供試鋼の化学
成分を示したものであって、ｉＨ，Ｋ、Ｌ、Ｎは、Ａｃ
３ Ａｃ＋＜ ２５０ ｘＣ，Ｅ、であり、これらの
成分は本発明の範囲外となる。また、従述する第３表に
供試材の圧延、熱処理および機械試験結果を示す。
即ち本発明方法によって得られた鋼板（患１．３．６．
１１．１５．１６．２２．２８．３１及び３２）は優れ
た低温靭性を有しているのに対して、寛７．１２は９０
０℃以下の累積圧下率が３０％以下のため、患４．１３
．２９は圧延仕上温度が８５０℃以上のため、またＮｎ
２．５．８．１４．１７．２３．２４．３０は再加熱温
度がＡｃ３’温度からＡｃ３温度範囲外となるため、更
に嵐２５は再加熱後の冷却速度が８０℃／＋ｎｉｎ以上
のため、いずれも本発明鋼板に比べ靭性は劣る。尚、述
９．１０，１８．１９．２０．２１．２６．２７はＡＣ
３Ａｃｔ ＜２５０ＸＣ，Ｅ。
１１．１５．１６．２２．２８．３１及び３２）は優れ
た低温靭性を有しているのに対して、寛７．１２は９０
０℃以下の累積圧下率が３０％以下のため、患４．１３
．２９は圧延仕上温度が８５０℃以上のため、またＮｎ
２．５．８．１４．１７．２３．２４．３０は再加熱温
度がＡｃ３’温度からＡｃ３温度範囲外となるため、更
に嵐２５は再加熱後の冷却速度が８０℃／＋ｎｉｎ以上
のため、いずれも本発明鋼板に比べ靭性は劣る。尚、述
９．１０，１８．１９．２０．２１．２６．２７はＡＣ
３Ａｃｔ ＜２５０ＸＣ，Ｅ。
であり、本発明の範囲外となる鋼である。仮に鋼板圧延
条件を本発明範囲内とし、再加熱温度をＡｃ３温度以下
としても（嵐９．１８．２０．２６）、破面遷移温度は
従来のＡｃ＝温度以上の再加熱材（廼１０．１９．２１
．２７）とほぼ同等か逆に劣化しているものも認められ
る。
条件を本発明範囲内とし、再加熱温度をＡｃ３温度以下
としても（嵐９．１８．２０．２６）、破面遷移温度は
従来のＡｃ＝温度以上の再加熱材（廼１０．１９．２１
．２７）とほぼ同等か逆に劣化しているものも認められ
る。
「発明の効果」
以上説明したような本発明によるときは熱処理後におい
て優れた強度と低温靭性をもった鋼材を適切に提供し得
るものであって、工業的にその効果の大きい発明である
。
て優れた強度と低温靭性をもった鋼材を適切に提供し得
るものであって、工業的にその効果の大きい発明である
。
図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
は熱処理時における加熱温度と強度、靭性の関係を示し
た図表、第２図は（Ａ ｃ ３Ａ ｃ １） ／ Ｃ、
Ｅ。 とＡｃ＝ Ａｃｎ’の関係を示した図表、第３図は９
００℃以下の累積圧下率と強度、靭性の関係を示した図
表、第４図は第１表のｆｌＡについて、再加熱温度８０
０℃とした場合（ａ）と９００℃とした場合（ｂ）の顕
微鏡組織を示す写真である。 第 、／ 圓 Ａ ＩＩＣ
Ｄ 第 Ｊ 鴎 第 ２ 圓
は熱処理時における加熱温度と強度、靭性の関係を示し
た図表、第２図は（Ａ ｃ ３Ａ ｃ １） ／ Ｃ、
Ｅ。 とＡｃ＝ Ａｃｎ’の関係を示した図表、第３図は９
００℃以下の累積圧下率と強度、靭性の関係を示した図
表、第４図は第１表のｆｌＡについて、再加熱温度８０
０℃とした場合（ａ）と９００℃とした場合（ｂ）の顕
微鏡組織を示す写真である。 第 、／ 圓 Ａ ＩＩＣ
Ｄ 第 Ｊ 鴎 第 ２ 圓
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、ｓｏｌ
．Ａｌ：０．００１〜０．１ｗｔ％を含み、残部がＦｅ
及び不可避的不純物からなり、かつ Ａｃ＿３−Ａｃ＿１≧２５０×Ｃ．Ｅ． 但し、Ｃ．Ｅ．（％）＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋Ｓ
ｉ（％）／２４＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｃｒ（％）／５＋
Ｍｏ（％）／４＋Ｖ（％）／１４を満足する鋼を１００
０℃以上に加熱し、９００℃以下で３０％以上の累積圧
延を加え、圧延仕上温度を８５０℃以下とすると共に圧
延終了後Ａｒ＿１以下に冷却し、次いでＡｃ＿３′以上
Ａｃ＿３以下〔但しＡｃ＿３′＝Ａｃ＿３＋３０−（Ａ
ｃ＿３−Ａｃ＿１）／４Ｃ．Ｅ．〕に再加熱し、その後
８０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却することを特徴と
する低温靭性に優れた鋼板の製造法。 ２、Ｃ：０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、ｓｏｌ
．Ａｌ：０．００１〜０．１ｗｔ％を含むと共に、 Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％、Ｖ：０．００５〜０
．１ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１ｗｔ％ の何れか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、かつ Ａｃ＿３−Ａｃ＿１≧２５０×Ｃ．Ｅ． 但し、Ｃ．Ｅ．（％）＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋Ｓ
ｉ（％）／２４＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｃｒ（％）／５＋
Ｍｏ（％）／４＋Ｖ（％）／１４を満足する鋼を１００
０℃以上に加熱し、９００℃以下で３０％以上の累積圧
延を加え、圧延仕上温度を８５０℃以下とすると共に圧
延終了後Ａｒ＿１以下に冷却し、次いでＡｃ＿３′以上
Ａｃ＿３以下〔但しＡｃ＿３′＝Ａｃ＿３＋３０−（Ａ
ｃ＿３−Ａｃ＿１）／４Ｃ．Ｅ．〕に再加熱し、その後
８０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却することを特徴と
する低温靭性に優れた鋼板の製造法。 ３、Ｃ：０．０１〜０．２５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、ｓｏｌ
．Ａｌ：０．００１〜０．１ｗｔ％を含むと共に、 Ｎｂ：０．００５〜０．１ｗｔ％、Ｖ：０．００５〜０
．１ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．１ｗｔ％ の何れか１種または２種以上および、 Ｃａ：０．００７ｗｔ％以下、ＲＥＭ：０．１ｗｔ％以
下、Ｍｇ：０．０７ｗｔ％以下 の何れか１種または２種以上を含み、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、かつ Ａｃ＿３−Ａｃ＿１≧２５０×Ｃ．Ｅ． 但し、Ｃ．Ｅ．（％）＝Ｃ（％）＋Ｍｎ（％）／６＋Ｓ
ｉ（％）／２４＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｃｒ（％）／５＋
Ｍｏ（％）／４＋Ｖ（％）／１４を満足する鋼を１００
０℃以上に加熱し、９００℃以下で３０％以上の累積圧
延を加え、圧延仕上温度を８５０℃以下とすると共に圧
延終了後Ａｒ＿１以下に冷却し、次いでＡｃ＿３′以上
Ａｃ＿３以下〔但しＡｃ＿３′＝Ａｃ＿３＋３０−（Ａ
ｃ＿３−Ａｃ＿１）／４Ｃ．Ｅ．〕に再加熱し、その後
８０℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却することを特徴と
する低温靭性に優れた鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18688786A JPS6345317A (ja) | 1986-08-11 | 1986-08-11 | 低温靭性に優れた鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18688786A JPS6345317A (ja) | 1986-08-11 | 1986-08-11 | 低温靭性に優れた鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6345317A true JPS6345317A (ja) | 1988-02-26 |
Family
ID=16196421
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18688786A Pending JPS6345317A (ja) | 1986-08-11 | 1986-08-11 | 低温靭性に優れた鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6345317A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001303168A (ja) * | 2000-04-18 | 2001-10-31 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法 |
| CN109093099A (zh) * | 2018-09-30 | 2018-12-28 | 宁波市镇海甬鼎紧固件制造有限公司 | 一种耐低温高强度螺帽及其生产方法 |
-
1986
- 1986-08-11 JP JP18688786A patent/JPS6345317A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001303168A (ja) * | 2000-04-18 | 2001-10-31 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂発生特性に優れた鋼板の製造方法 |
| CN109093099A (zh) * | 2018-09-30 | 2018-12-28 | 宁波市镇海甬鼎紧固件制造有限公司 | 一种耐低温高强度螺帽及其生产方法 |
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