JPS647131B2 - - Google Patents
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- JPS647131B2 JPS647131B2 JP19427984A JP19427984A JPS647131B2 JP S647131 B2 JPS647131 B2 JP S647131B2 JP 19427984 A JP19427984 A JP 19427984A JP 19427984 A JP19427984 A JP 19427984A JP S647131 B2 JPS647131 B2 JP S647131B2
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- cooling
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Description
［産業上の利用分野］
本発明は熱延ままで極微細なベイナイト組織を
有する延性、靭性の優れた低コスト高張力熱延鋼
板、特に厚手鋼板の製造方法に関するもので、厚
手のパイプ材、構造用材、自動車用材の製造に適
する。 ［従来の技術］ 従来、熱延ままの高張力鋼板としてはフエライ
ト＋パーライト組織をベースとした析出強化鋼を
制御圧延法により製造する方法が広く行われてい
る他、冷却中にベイナイトやマルテンサイト等低
温変態組織を生成させる強化法が種々知られてい
る。これらのうち、制御圧延法はNb等の添加元
素を固溶させるための高温スラブ加熱と組織微細
化のための低温圧延を行うので、圧延中に温度待
ちが生じ生産性が低い。組織微細化鋼は冷却中の
フエライト変態やパーライト変態を遅らせるため
に成分の増量や添加が行われるのが普通で、成分
コストの上昇を避けるのは困難である。また、厚
手の熱延高張力鋼がパイプ材として使用される時
に備えるべき特性の一つに耐水素誘起割れ
（HIC）性があるが、このためには成分をできる
だけ低くする必要がある。 成分コストを低く抑えた上で高張力鋼を得るに
は、圧延後の冷却を強化する方法と結晶粒を微細
化する方法とが考えられる。結晶粒の微細化は靭
性も同時に向上させるので強化法としては最も望
ましく、最近低炭素鋼で超微細フエライト組織を
得る方法（特開昭58―123823号公報）が示された
が、大きな圧延圧下率を必要とするので厚手鋼板
の製造には適していない。急冷による組織強化法
は薄手鋼板製造には適用できるが、厚手鋼板では
強度を高くできるものの延性、靭性を高くするの
は困難である。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は、低成分鋼を用い、延性、靭性が高く
しかも安価な鋼板、特に厚手熱延高張力鋼板を得
る方法を提供する事を目的とする。 ［問題点を解決するための手段］ 安価な高張力鋼板を得るには低成分鋼を圧延後
急冷する事が基本となるが、厚手材で延性、靭性
の劣化を防ぐには組織の微細化を同時に達成すれ
ば良い。本発明者らは炭素鋼に大圧下を与え圧延
誘起変態を生起させる事で超細粒フエライト組織
を得る方法（特開昭58―123823号公報）を示した
が、フエライト変態量を十分得る為にはフエライ
ト変態を抑制する様なNb等の元素の添加は好ま
しくなかつた。しかしながら、本発明者らはこの
様な特殊元素を含有する鋼でも圧延条件によつて
は僅かな量のフエライトが圧延中ないしは圧延直
後に生成する事を発見した。しかも、フエライト
の体積率は僅かであつても鋼材全体に広く存在す
るので、この状態から急冷を行うと変態組織がフ
エライトで分断された非常に微細な組織となる事
を見出だしたのである。この知見に基づき、本発
明者らは高延性、高靭性と高強度とを兼ね備えた
厚手の熱延鋼板を安価に製造する方法を構成する
事ができた。 すなわち、本発明の要旨は、重量で、Ｃ：0.05
〜0.2％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜1.5％、か
つそれぞれが0.01〜0.2％の範囲のNb、Ｖ、Tiの
１種または２種以上を含み、残部Feおよび不可
避的不純物からなる鋼を、Ac3変態点以上の温度
域から冷却する過程において熱間圧延するに際
し、その最終段パスにおける圧延温度をAr3―50
℃〜Ar3＋150℃の温度域とし、かつ最終段パス
における圧下率を30％以上90％以下とする圧延を
行つた後、20℃／ｓ以上1000℃／ｓ以下の冷却速
度で500℃以下の温度で冷却することを特徴とす
る超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法、なら
びに、重量で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.01〜1.0
％、Mn：0.5〜1.5％、かつそれぞれが0.01〜0.2
％の範囲のNb、Ｖ、Tiの１種または２種以上を
含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼
を、Ac3変態点以上の温度域から冷却する過程に
おいて熱間圧延するに際し、Ar3―50℃〜Ar3＋
150℃の温度域でその最終段パスを含む２パス以
上の圧延を、３秒以内でかつ累積圧下率が35％以
上90％以下になるように行つた後、20℃／ｓ以上
1000℃／ｓ以下の冷却速度で500℃以下の温度ま
で冷却することを特徴とする超微細組織よりなる
高張力鋼の製造方法である。 以下に本発明を構成要件毎に説明する。 （成分） Ｃは急冷により十分な量の高強度相を得るため
には0.05％（重量％）以上が必要であり、0.2％
を越えると圧延中のフエライト生成を困難にする
と共に溶接性や加工性も劣化する。そこで0.05〜
0.2％の範囲に限定した。 Siの添加は鋼板の強度―延性バランスを向上さ
せる事が知られており、また安価な元素であるか
ら本発明の目的のためには必須の元素である。但
し、その添加量が0.01％未満では強度―延性バラ
ンスを向上させる効果はなく、一方1.0％を超え
ると溶接性を損なう事があり、さらに鋼板の表面
性状を劣化させる可能性も出てくるので、0.01％
≦Si≦1.0％に限定した。 Mnは固溶強化と共に変態温度の低下により組
織微細化と焼入性向上の効果を持ち、強度―靭性
バランスを向上させる。但し、その効果は0.5％
未満の添加では明確に現われない。一方、添加量
が1.5％を超えると、圧延中のフエライト生成が
困難になり、組織微細化の程度は従来と同等とな
つてしまう。また、パイプ用素材としては耐水素
誘起割れ（HIC）性を有する必要があるが、その
ためにはMn量は低い程良い。そこで0.5％≦Mn
≦1.5％に限定した。 Nb、Ｖ、Tiは十分な量の低温変態高強度相
（大部分はベイナイト）を得る為に１種または２
種以上の添加が必要であり、本発明における効果
が現われるのはそれぞれ0.01％であり、またそれ
ぞれ0.2％を越えると加工中のフエライト変態を
抑制する。そこでそれぞれの限定範囲を0.01〜
0.2％とした。 上記した成分以外にも、低温変態高強度相を得
るという点から考えれば同等またはより高い効果
を示す元素（Cr、Mo等）もあるが、いずれも高
価であり、安価な製法を提供するという本発明の
目的から外れることになる。しかし、例えば溶接
部の材質が厳しく要求されるような場合等にはか
かる元素の添加もあり得る。 （加熱条件） 本発明においては炭窒化物形成元素であるTi、
Nb、Ｖはその一部が仕上圧延開始時に鋼中に固
溶している必要がある。従つて添加量が多いとき
は高温に加熱すべきであるが、通常の添加量では
低温加熱でも構わない。すなわち、添加元素のか
なりの程度まではスラブに固溶しなくとも本発明
の効果は失われない。そこでスラブ加熱温度に対
しては実質上の制限はないと考えられる。但し、
圧延時に粗大なフエライトが存在してはならない
ので、最低加熱温度は加熱変態温度であるAc3点
以上である事は当然である。 （圧延条件） 本発明では、圧延によりフエライトを生成させ
ることを目的とするのでオーステナイトの再結
晶、未再結晶に無関係であり、その生成効果は冷
却変態温度であるAr3より150℃高い温度から現
われる。また、生成したフエライトは炭素鋼にお
いては冷却中に成長してしまうが、本発明鋼では
成長が遅いので圧延温度域はかなり低温側でもよ
い。しかし、Ar3より50℃以上低い温度では加工
フエライトによる材質劣化が現われるので、本発
明による有効圧延温度域をAr3―50℃〜Ar3＋150
℃に限定する。 圧下率は最終パスで30％以上あれば効果は現わ
れるが、最終パスを含む２パス以上の圧延で３秒
以内に累計圧下率が35％以上あれば上記と同様の
効果が現われる。また、40％以上の圧下率の場合
は効果が顕著になる。１パスの圧下率は大なる
程、パス間の時間は短い程効果は大となるが、厚
手（例えば16mm）材では１パスの大圧下は困難で
多パスにならざるを得ない。この点から、本発明
の実施は連続熱間圧延が適当である。また、有効
温度域における全圧下率は60％以上が必要である
が、これはオーステナイトが再結晶するときはオ
ーステナイトの微細化による粒界の増加、未再結
晶のときは有効歪みの累積により加工誘起変態を
助けるものと考えられる。 圧下率は大きいほどフエライト量は増加する。
フエライト量の増加に伴い鋼の強度は低下する
が、強度に対する延性・靭性のバランスは向上す
るので、フエライト量が100％になつてもその材
質は従来材を凌駕する。従つて、冶金学的な観点
からの圧下率の上限はない。しかしながら、実際
には通常の圧延スタンドを使用する限り圧延荷重
による制限はあるし、摩擦による噛み込み角の限
界により制限を受けるので、圧下率の上限は90％
とする。 （冷却条件） 鋼板は、圧延終了直後で微細なフエライト粒を
多数含むオーステナイト相となつているが、これ
を20℃／ｓ未満の冷速で冷却しても低成分鋼であ
るために変態高強度相の量が十分でなく、5μ以
上の通常サイズのフエライトが生成してしまう。
組織は微細なまま十分ベイナイト化を起こさせる
には20℃／ｓ以上の冷速とせねばならない。一
方、従来の含Nb鋼では20℃／ｓを越える急冷を
施すと粗大なベイナイトが生成し靭性を損なうの
で望ましくないとされているが、本発明では変態
前のオーステナイトが微細フエライトで分断され
ているために、冷速は大なる程材質向上をもたら
す。冷速は50℃／ｓ以上である事が望ましい。 冷却速度が大きくなるとマルテンサイトやベイ
ナイト等の低温変態生成物が現れ、これらは従
来、延性を劣化すると言われてきた。しかしなが
ら、組成が十分に微細であるなら焼入れままマル
テンサイトや上部ベイナイトであつても使用に耐
える延性・靭性を示すことが新たに発見された。
従つて、冷却速度を可能な限り大きくしても延性
を損なわずに強度の上昇が図れるので、冶金学的
な観点からの冷却速度の上限はない。しかしなが
ら、水冷によつて鋼材を冷却するときは1000℃／
ｓの冷却速度が限界である。従つて、冷却速度の
上限を1000℃／ｓとする。 冷却停止温度は低い程高強度となるが、耐HIC
性の一つの指標である拡散性水素量が増加するの
で、これを低下させたいときは、400℃以上で冷
却を停止すれば良い。但し500℃を超える温度で
冷却を停止すると高強度化が不十分なので、冷却
停止温度を500℃以下に限定した。 ［実施例 １］ 表１に示す成分の鋼を表２に示す条件で連続熱
延を行つた。 熱延はすべてスラブ加熱温度1250℃で、バー厚
は60mm、板厚は12.6mmである。圧延スケジユール
Ａは通常の圧延で、最終２パスの累積圧下率が
32.6％、スケジユールＢは本発明の用件を満たす
大圧下圧延で、最終２パスの累積圧下率が47％、
パス間時間1.8秒である。表２に於いて、試番
〜、〜は通常の圧下スケジユール、試番
、は圧延後の冷却速度が低く、強度に対する
靭性レベルは従来並である。試番、、、
は本発明による大圧下圧延＋急冷の組合わせによ
るもので、冷却を強化するほど強度が上昇するの
は当然としても、水圧下圧延を行うと冷却により
靭性も向上している。第１図に表２中の耐力と衝
撃吸収エネルギーを示すが、本発明の優位性は明
らかである。なお、第１図中の数字は表２の試番
に対応する。 第２図ａには試番（通常圧下＋急冷）の組
織、同図ｂには試番（大圧下＋急冷）の組織を
夫々示すが、大圧下圧延により冷却後のベイナイ
ト組織が非常に微細化していることがわかる。 （同図の写真の倍率は200倍である。）
有する延性、靭性の優れた低コスト高張力熱延鋼
板、特に厚手鋼板の製造方法に関するもので、厚
手のパイプ材、構造用材、自動車用材の製造に適
する。 ［従来の技術］ 従来、熱延ままの高張力鋼板としてはフエライ
ト＋パーライト組織をベースとした析出強化鋼を
制御圧延法により製造する方法が広く行われてい
る他、冷却中にベイナイトやマルテンサイト等低
温変態組織を生成させる強化法が種々知られてい
る。これらのうち、制御圧延法はNb等の添加元
素を固溶させるための高温スラブ加熱と組織微細
化のための低温圧延を行うので、圧延中に温度待
ちが生じ生産性が低い。組織微細化鋼は冷却中の
フエライト変態やパーライト変態を遅らせるため
に成分の増量や添加が行われるのが普通で、成分
コストの上昇を避けるのは困難である。また、厚
手の熱延高張力鋼がパイプ材として使用される時
に備えるべき特性の一つに耐水素誘起割れ
（HIC）性があるが、このためには成分をできる
だけ低くする必要がある。 成分コストを低く抑えた上で高張力鋼を得るに
は、圧延後の冷却を強化する方法と結晶粒を微細
化する方法とが考えられる。結晶粒の微細化は靭
性も同時に向上させるので強化法としては最も望
ましく、最近低炭素鋼で超微細フエライト組織を
得る方法（特開昭58―123823号公報）が示された
が、大きな圧延圧下率を必要とするので厚手鋼板
の製造には適していない。急冷による組織強化法
は薄手鋼板製造には適用できるが、厚手鋼板では
強度を高くできるものの延性、靭性を高くするの
は困難である。 ［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は、低成分鋼を用い、延性、靭性が高く
しかも安価な鋼板、特に厚手熱延高張力鋼板を得
る方法を提供する事を目的とする。 ［問題点を解決するための手段］ 安価な高張力鋼板を得るには低成分鋼を圧延後
急冷する事が基本となるが、厚手材で延性、靭性
の劣化を防ぐには組織の微細化を同時に達成すれ
ば良い。本発明者らは炭素鋼に大圧下を与え圧延
誘起変態を生起させる事で超細粒フエライト組織
を得る方法（特開昭58―123823号公報）を示した
が、フエライト変態量を十分得る為にはフエライ
ト変態を抑制する様なNb等の元素の添加は好ま
しくなかつた。しかしながら、本発明者らはこの
様な特殊元素を含有する鋼でも圧延条件によつて
は僅かな量のフエライトが圧延中ないしは圧延直
後に生成する事を発見した。しかも、フエライト
の体積率は僅かであつても鋼材全体に広く存在す
るので、この状態から急冷を行うと変態組織がフ
エライトで分断された非常に微細な組織となる事
を見出だしたのである。この知見に基づき、本発
明者らは高延性、高靭性と高強度とを兼ね備えた
厚手の熱延鋼板を安価に製造する方法を構成する
事ができた。 すなわち、本発明の要旨は、重量で、Ｃ：0.05
〜0.2％、Si：0.01〜1.0％、Mn：0.5〜1.5％、か
つそれぞれが0.01〜0.2％の範囲のNb、Ｖ、Tiの
１種または２種以上を含み、残部Feおよび不可
避的不純物からなる鋼を、Ac3変態点以上の温度
域から冷却する過程において熱間圧延するに際
し、その最終段パスにおける圧延温度をAr3―50
℃〜Ar3＋150℃の温度域とし、かつ最終段パス
における圧下率を30％以上90％以下とする圧延を
行つた後、20℃／ｓ以上1000℃／ｓ以下の冷却速
度で500℃以下の温度で冷却することを特徴とす
る超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法、なら
びに、重量で、Ｃ：0.05〜0.2％、Si：0.01〜1.0
％、Mn：0.5〜1.5％、かつそれぞれが0.01〜0.2
％の範囲のNb、Ｖ、Tiの１種または２種以上を
含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼
を、Ac3変態点以上の温度域から冷却する過程に
おいて熱間圧延するに際し、Ar3―50℃〜Ar3＋
150℃の温度域でその最終段パスを含む２パス以
上の圧延を、３秒以内でかつ累積圧下率が35％以
上90％以下になるように行つた後、20℃／ｓ以上
1000℃／ｓ以下の冷却速度で500℃以下の温度ま
で冷却することを特徴とする超微細組織よりなる
高張力鋼の製造方法である。 以下に本発明を構成要件毎に説明する。 （成分） Ｃは急冷により十分な量の高強度相を得るため
には0.05％（重量％）以上が必要であり、0.2％
を越えると圧延中のフエライト生成を困難にする
と共に溶接性や加工性も劣化する。そこで0.05〜
0.2％の範囲に限定した。 Siの添加は鋼板の強度―延性バランスを向上さ
せる事が知られており、また安価な元素であるか
ら本発明の目的のためには必須の元素である。但
し、その添加量が0.01％未満では強度―延性バラ
ンスを向上させる効果はなく、一方1.0％を超え
ると溶接性を損なう事があり、さらに鋼板の表面
性状を劣化させる可能性も出てくるので、0.01％
≦Si≦1.0％に限定した。 Mnは固溶強化と共に変態温度の低下により組
織微細化と焼入性向上の効果を持ち、強度―靭性
バランスを向上させる。但し、その効果は0.5％
未満の添加では明確に現われない。一方、添加量
が1.5％を超えると、圧延中のフエライト生成が
困難になり、組織微細化の程度は従来と同等とな
つてしまう。また、パイプ用素材としては耐水素
誘起割れ（HIC）性を有する必要があるが、その
ためにはMn量は低い程良い。そこで0.5％≦Mn
≦1.5％に限定した。 Nb、Ｖ、Tiは十分な量の低温変態高強度相
（大部分はベイナイト）を得る為に１種または２
種以上の添加が必要であり、本発明における効果
が現われるのはそれぞれ0.01％であり、またそれ
ぞれ0.2％を越えると加工中のフエライト変態を
抑制する。そこでそれぞれの限定範囲を0.01〜
0.2％とした。 上記した成分以外にも、低温変態高強度相を得
るという点から考えれば同等またはより高い効果
を示す元素（Cr、Mo等）もあるが、いずれも高
価であり、安価な製法を提供するという本発明の
目的から外れることになる。しかし、例えば溶接
部の材質が厳しく要求されるような場合等にはか
かる元素の添加もあり得る。 （加熱条件） 本発明においては炭窒化物形成元素であるTi、
Nb、Ｖはその一部が仕上圧延開始時に鋼中に固
溶している必要がある。従つて添加量が多いとき
は高温に加熱すべきであるが、通常の添加量では
低温加熱でも構わない。すなわち、添加元素のか
なりの程度まではスラブに固溶しなくとも本発明
の効果は失われない。そこでスラブ加熱温度に対
しては実質上の制限はないと考えられる。但し、
圧延時に粗大なフエライトが存在してはならない
ので、最低加熱温度は加熱変態温度であるAc3点
以上である事は当然である。 （圧延条件） 本発明では、圧延によりフエライトを生成させ
ることを目的とするのでオーステナイトの再結
晶、未再結晶に無関係であり、その生成効果は冷
却変態温度であるAr3より150℃高い温度から現
われる。また、生成したフエライトは炭素鋼にお
いては冷却中に成長してしまうが、本発明鋼では
成長が遅いので圧延温度域はかなり低温側でもよ
い。しかし、Ar3より50℃以上低い温度では加工
フエライトによる材質劣化が現われるので、本発
明による有効圧延温度域をAr3―50℃〜Ar3＋150
℃に限定する。 圧下率は最終パスで30％以上あれば効果は現わ
れるが、最終パスを含む２パス以上の圧延で３秒
以内に累計圧下率が35％以上あれば上記と同様の
効果が現われる。また、40％以上の圧下率の場合
は効果が顕著になる。１パスの圧下率は大なる
程、パス間の時間は短い程効果は大となるが、厚
手（例えば16mm）材では１パスの大圧下は困難で
多パスにならざるを得ない。この点から、本発明
の実施は連続熱間圧延が適当である。また、有効
温度域における全圧下率は60％以上が必要である
が、これはオーステナイトが再結晶するときはオ
ーステナイトの微細化による粒界の増加、未再結
晶のときは有効歪みの累積により加工誘起変態を
助けるものと考えられる。 圧下率は大きいほどフエライト量は増加する。
フエライト量の増加に伴い鋼の強度は低下する
が、強度に対する延性・靭性のバランスは向上す
るので、フエライト量が100％になつてもその材
質は従来材を凌駕する。従つて、冶金学的な観点
からの圧下率の上限はない。しかしながら、実際
には通常の圧延スタンドを使用する限り圧延荷重
による制限はあるし、摩擦による噛み込み角の限
界により制限を受けるので、圧下率の上限は90％
とする。 （冷却条件） 鋼板は、圧延終了直後で微細なフエライト粒を
多数含むオーステナイト相となつているが、これ
を20℃／ｓ未満の冷速で冷却しても低成分鋼であ
るために変態高強度相の量が十分でなく、5μ以
上の通常サイズのフエライトが生成してしまう。
組織は微細なまま十分ベイナイト化を起こさせる
には20℃／ｓ以上の冷速とせねばならない。一
方、従来の含Nb鋼では20℃／ｓを越える急冷を
施すと粗大なベイナイトが生成し靭性を損なうの
で望ましくないとされているが、本発明では変態
前のオーステナイトが微細フエライトで分断され
ているために、冷速は大なる程材質向上をもたら
す。冷速は50℃／ｓ以上である事が望ましい。 冷却速度が大きくなるとマルテンサイトやベイ
ナイト等の低温変態生成物が現れ、これらは従
来、延性を劣化すると言われてきた。しかしなが
ら、組成が十分に微細であるなら焼入れままマル
テンサイトや上部ベイナイトであつても使用に耐
える延性・靭性を示すことが新たに発見された。
従つて、冷却速度を可能な限り大きくしても延性
を損なわずに強度の上昇が図れるので、冶金学的
な観点からの冷却速度の上限はない。しかしなが
ら、水冷によつて鋼材を冷却するときは1000℃／
ｓの冷却速度が限界である。従つて、冷却速度の
上限を1000℃／ｓとする。 冷却停止温度は低い程高強度となるが、耐HIC
性の一つの指標である拡散性水素量が増加するの
で、これを低下させたいときは、400℃以上で冷
却を停止すれば良い。但し500℃を超える温度で
冷却を停止すると高強度化が不十分なので、冷却
停止温度を500℃以下に限定した。 ［実施例 １］ 表１に示す成分の鋼を表２に示す条件で連続熱
延を行つた。 熱延はすべてスラブ加熱温度1250℃で、バー厚
は60mm、板厚は12.6mmである。圧延スケジユール
Ａは通常の圧延で、最終２パスの累積圧下率が
32.6％、スケジユールＢは本発明の用件を満たす
大圧下圧延で、最終２パスの累積圧下率が47％、
パス間時間1.8秒である。表２に於いて、試番
〜、〜は通常の圧下スケジユール、試番
、は圧延後の冷却速度が低く、強度に対する
靭性レベルは従来並である。試番、、、
は本発明による大圧下圧延＋急冷の組合わせによ
るもので、冷却を強化するほど強度が上昇するの
は当然としても、水圧下圧延を行うと冷却により
靭性も向上している。第１図に表２中の耐力と衝
撃吸収エネルギーを示すが、本発明の優位性は明
らかである。なお、第１図中の数字は表２の試番
に対応する。 第２図ａには試番（通常圧下＋急冷）の組
織、同図ｂには試番（大圧下＋急冷）の組織を
夫々示すが、大圧下圧延により冷却後のベイナイ
ト組織が非常に微細化していることがわかる。 （同図の写真の倍率は200倍である。）
【表】
【表】
【表】
［実施例 ２］
表３に示す成分の鋼を供試材とした。鋼ａは比
較材でNb、Ｖ、Ti等の特殊元素を含まずSi量も
低いもの、鋼ｂも比較材で低Ｃ―高Mnの高靭性
型Ｘ―6Sである。鋼ｃ、ｄ、ｅは本発明の用件
を満たす成分のもので、それぞれTi添加材、Nb
―Ti添加材、Nb―Ｖ添加材である。 圧延条件と圧延材の機械的特性値および
NACE条件（ASTM規格の人工海水を酢酸でPH
＝3.0に調整したものにH2Sガスを通して飽和さ
せた試験溶液中に鋼片を96時間浸漬）での水素誘
起割れ率（CAR）を表４に示す。圧延条件につ
いては、表４中に示した項目以外は実施例１のス
ケジユールＢと同様である。 表４に示す中で、試番は特殊元素を含まない
ので加工によつて生成したフエライトが成長する
ことと、冷却により生成するベイナイトが粗大で
あるために靭性は不良である。試番は低Ｃ―高
Mn成分で低温靭性は非常に良いが、Mnが1.82％
と高いためにNACE条件下における水素割れが
発生している。試番、１は成分は本発明の要
件を満たすが、それぞれ捲取温度、仕上温度が高
過ぎるために前者はベイナイト化が不十分、後者
はベイナイトが粗大なものとなり、いずれも靭性
が従来材並である。その他の試番、、は本
発明方法によるもので、高強度と共に非常に良好
な靭性を示し、しかも水素誘起割れを起こさな
い。本実施例におけるスラブ加熱温度は試番を
除き1100℃を低いので、特殊元素による析出硬化
の程度は小さく、強度レベルはTS60Kg／mm2級ど
まりである。ただし、低温加熱であつても特殊元
素によるベイナイト生成傾向はあるので、急冷の
効果は十分発揮されている。
較材でNb、Ｖ、Ti等の特殊元素を含まずSi量も
低いもの、鋼ｂも比較材で低Ｃ―高Mnの高靭性
型Ｘ―6Sである。鋼ｃ、ｄ、ｅは本発明の用件
を満たす成分のもので、それぞれTi添加材、Nb
―Ti添加材、Nb―Ｖ添加材である。 圧延条件と圧延材の機械的特性値および
NACE条件（ASTM規格の人工海水を酢酸でPH
＝3.0に調整したものにH2Sガスを通して飽和さ
せた試験溶液中に鋼片を96時間浸漬）での水素誘
起割れ率（CAR）を表４に示す。圧延条件につ
いては、表４中に示した項目以外は実施例１のス
ケジユールＢと同様である。 表４に示す中で、試番は特殊元素を含まない
ので加工によつて生成したフエライトが成長する
ことと、冷却により生成するベイナイトが粗大で
あるために靭性は不良である。試番は低Ｃ―高
Mn成分で低温靭性は非常に良いが、Mnが1.82％
と高いためにNACE条件下における水素割れが
発生している。試番、１は成分は本発明の要
件を満たすが、それぞれ捲取温度、仕上温度が高
過ぎるために前者はベイナイト化が不十分、後者
はベイナイトが粗大なものとなり、いずれも靭性
が従来材並である。その他の試番、、は本
発明方法によるもので、高強度と共に非常に良好
な靭性を示し、しかも水素誘起割れを起こさな
い。本実施例におけるスラブ加熱温度は試番を
除き1100℃を低いので、特殊元素による析出硬化
の程度は小さく、強度レベルはTS60Kg／mm2級ど
まりである。ただし、低温加熱であつても特殊元
素によるベイナイト生成傾向はあるので、急冷の
効果は十分発揮されている。
【表】
【表】
［実施例 ３］
表５に示す成分のスラブを1050℃に加熱し、厚
さ40mmまで粗圧延を行つた後表６の条件で仕上げ
圧延を行つた。この圧延は最終バス圧下率の効果
を明らかにするもので、試番は最終パス（第６
パス）圧下率が13.5％、最終パスを含めた２パス
（第５、６パス）の合計圧下率が30.8％で本発明
の要件を満たさない。また試番は最終パス（第
６パス）の圧下率を30.8％と通常より大きくし、
前パスの影響を小さくするために第５パスを空パ
スとしたものである。尚、最終圧延速度は両方と
も200mpmであつた。材質は試番が従来の強冷
却材に相当する強度と伸びであるのに対し、試番
は優れた強度―延性バランスを示している。
さ40mmまで粗圧延を行つた後表６の条件で仕上げ
圧延を行つた。この圧延は最終バス圧下率の効果
を明らかにするもので、試番は最終パス（第６
パス）圧下率が13.5％、最終パスを含めた２パス
（第５、６パス）の合計圧下率が30.8％で本発明
の要件を満たさない。また試番は最終パス（第
６パス）の圧下率を30.8％と通常より大きくし、
前パスの影響を小さくするために第５パスを空パ
スとしたものである。尚、最終圧延速度は両方と
も200mpmであつた。材質は試番が従来の強冷
却材に相当する強度と伸びであるのに対し、試番
は優れた強度―延性バランスを示している。
【表】
【表】
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量で、Ｃ：0.05〜0.2％、 Si：0.01〜1.0％、 Mn：0.5〜1.5％、 かつそれぞれが0.01〜0.2％の範囲のNb、Ｖ、Ti
の１種または２種以上を含み、残部Feおよび不
可避的不純物からなる鋼を、Ac3変態点以上の温
度域から冷却する過程において熱間圧延するに際
し、その最終段パスにおける圧延温度をAr3―50
℃〜Ar3＋150℃の温度域とし、かつ最終段パス
における圧下率を30％以上90％以下とする圧延を
行つた後、20℃／ｓ以上1000℃／ｓ以下の冷却速
度で500℃以下の温度まで冷却することを特徴と
する超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法。 ２ 圧下率を40％以上とする特許請求の範囲第１
項記載の方法。 ３ 冷却速度を50℃／ｓ以上とする特許請求の範
囲第１項記載の方法。 ４ 重量で、Ｃ：0.05〜0.2％、 Si：0.01〜1.0％、 Mn：0.5〜1.5％、 かつそれぞれが0.01〜0.2％の範囲のNb、Ｖ、
Tiの１種または２種以上を含み、残部Feおよび
不可避的不純物からなる鋼を、Ac3変態点以上の
温度域から冷却する過程において熱間圧延するに
際し、Ar3―50℃〜Ar3＋150℃の温度域でその最
終段パスを含む２パス以上の圧延を、３秒以内で
かつ累積圧下率が35％以上90％以下になるように
行つた後、20℃／ｓ以上1000℃／ｓ以下の冷却速
度で500℃以下の温度まで冷却することを特徴と
する超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法。 ５ 圧下率を40％以上とする特許請求の範囲第４
項記載の方法。 ６ 冷却速度を50℃／ｓ以上とする特許請求の範
囲第４項記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19427984A JPS6173829A (ja) | 1984-09-17 | 1984-09-17 | 超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19427984A JPS6173829A (ja) | 1984-09-17 | 1984-09-17 | 超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6173829A JPS6173829A (ja) | 1986-04-16 |
| JPS647131B2 true JPS647131B2 (ja) | 1989-02-07 |
Family
ID=16321963
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19427984A Granted JPS6173829A (ja) | 1984-09-17 | 1984-09-17 | 超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6173829A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0757884B2 (ja) * | 1988-06-13 | 1995-06-21 | 住友金属工業株式会社 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
| KR100401272B1 (ko) | 1999-09-29 | 2003-10-17 | 닛폰 고칸 가부시키가이샤 | 박강판 및 박강판의 제조방법 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5723025A (en) * | 1980-07-14 | 1982-02-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Manufacture of hot-rolled high tensile steel plate having excellent local ductility |
| JPS57145965A (en) * | 1981-03-04 | 1982-09-09 | Kobe Steel Ltd | High strength hot rolled steel plate and its manufacture |
| JPS5842725A (ja) * | 1981-09-04 | 1983-03-12 | Kobe Steel Ltd | 加工性のすぐれた高強度熱延鋼板の製造法 |
-
1984
- 1984-09-17 JP JP19427984A patent/JPS6173829A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6173829A (ja) | 1986-04-16 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |