JPH0143006B2 - - Google Patents
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- JPH0143006B2 JPH0143006B2 JP15318781A JP15318781A JPH0143006B2 JP H0143006 B2 JPH0143006 B2 JP H0143006B2 JP 15318781 A JP15318781 A JP 15318781A JP 15318781 A JP15318781 A JP 15318781A JP H0143006 B2 JPH0143006 B2 JP H0143006B2
- Authority
- JP
- Japan
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- temperature
- strength
- toughness
- hot
- Prior art date
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-
- 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は、特にラインパイプ、あるいはその
他構造物などの高い強度と低温靭性が要求される
分野で使用するのに適した板厚：4.5mm以上を有
する厚肉の高張力熱延鋼板の製造法に関するもの
である。 一般に、Nb含有の構造用鋼板は、変態後の冷
却時にフエライト地へNb炭化物が析出すること
による強度上昇効果によつて高強度を有すること
から、高強度が要求されるラインパイプなどの製
造に用いられている。しかし、前記のNb含有構
造用鋼板の製造に際しては、熱履歴によつて析出
硬化の度合が微妙に変化し、かつ靭性も大きく影
響されることから、種々の厳格な圧延条件および
巻取条件を設定しなければならず、しかもこのよ
うに厳しい条件設定を行なつても、得られる鋼板
強度の上限が低かつたり、あるいは良好な靭性を
確保することができないなどの問題点があるもの
であつた。 そこで、これら従来Nb含有構造用鋼板の製造
法にみられる問題点を解決し、もつて強度および
靭性ともによりすぐれた熱延鋼板を安定して製造
する方法として、例えば特公昭50−25892号公報
にみられる方法が提案されている。この方法は、
Nb含有鋼に熱間圧延を施し、Ar3変態点以上の
温度で熱間圧延を終了した後、680〜500℃の温度
範囲で巻取ることを特徴とし、巻取温度を著しく
低くすると上部ベイナイト組織が混入して靭性に
有害であるとして、巻取温度の下限を500℃と定
めたものである。この方法によれば、強度、靭
性、および溶接性の良好な高張力熱延鋼板を比較
的安定して製造することができるけれども、鋼素
材として所定量のNb成分を含有したものを用い
ることが必須であるばかりでなく、圧延に際して
は、加熱温度、圧延温度、および巻取温度を比較
的高い条件に設定して圧延を行なわなければなら
ないために、製造コストが高くなるばかりでな
く、スケールの多発による公害および冷却のため
のコイル置場の問題がある。 本発明者等は、上述のような観点から、従来高
張力熱延鋼板の製造法のもつ問題点を解決し、も
つて強度、靭性、および溶接性のともにすぐれた
熱延鋼板を、低エネルギで、スケールによる損失
も少なく、生産性高く、かつ安定して製造すべく
鋭意研究を行なつた結果、 (a) 所定の成分組成の鋼を、熱間圧延終了後、冷
却速度を３℃／sec以上として480〜Ms点の温
度範囲内の温度まで急冷してから巻取ると、鋼
板は高強度を有するようになること。 (b) 上記(a)項に示される低温巻取の場合でも、ス
ラブを850〜1000℃の温度範囲内の温度に加熱
してオーステナイト粒を微細化し、引続いて熱
間圧延におけるAr3変態点以下の温度域におけ
る圧下率が30％以上となる条件で圧延を行なえ
ば、シヤルピー破面上にセパレーシヨンが多数
発生するようになり、この場合、一般に述べら
れているように割れ先端の三軸応力が減少する
ことにより、ベイナイト組織などの変態による
強化組織が混入しても決してシヤルピー破面遷
移温度（低温靭性）が上昇（劣化）しないこ
と。この事実は、第１図に示される実験結果か
らも裏付けられるものである。すなわち、第１
図は、Ｃ：0.15％、Si：0.30％、Mn：1.35％、
sol.Al：0.03％、Feおよび不可避不純物からな
る組成を有する鋼より、加熱温度：1250℃と
950℃、熱間圧延における全圧下率：90％、圧
延終了後巻取までの冷却速度：５℃／secの条
件で、熱延シミユレーシヨン実験を行なつて板
厚：11mmの熱延鋼板を製造し、この結果得られ
た鋼板の強度および靭性に及ぼす仕上温度と巻
取温度の影響を測定し、グラフ化したものであ
る。第１図から、巻取温度については、400℃
巻取にて最も高い降伏点となることが明白であ
り、これは自己焼なましベイナイト組織が混入
するためであると考えられる。また、100℃巻
取は、Ms点以下の巻取となるため降伏現象が
消失して低降伏点となり、さらに600℃巻取で
は軟質なフエライトとパーライトの混合組織と
なるためやはり低降伏点となることが示されて
いる。一方、シヤルピー破面遷移温度に関して
は、950℃加熱、400℃巻取で、特にAr3変態点
以下の温度域での圧下率が30％以上の強圧下を
行なつた場合にはセパレーシヨンが多発して大
巾な靭性向上が認められることが明らかであ
る。なお、熱間圧延がAr1変態点以下の温度で
終了した場合でも、温間加工フエライトが、圧
延後の急冷および低温巻取により軟化が抑制さ
れる結果、強度上昇効果が現われるのである。
以上の結果から、すぐれた強靭性鋼を得るため
には、加熱温度、圧延条件、および巻取温度を
上記の通り組合せ限定することが必須であるこ
とがわかる。これらの事実はNb添加鋼および
Ｖ添加鋼にても同様に確認されている。以上(a)
および(b)項に示される知見を得たのである。 したがつて、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、重量％で、 Ｃ：0.02〜0.25％、Si：0.60％以下、Mn：0.5
〜2.2％、Ｓ：0.010％以下、sol.Al：0.10％以下を
含有し、さらに必要に応じて、 Nb：0.15％以下、Ｖ：0.15％以下、Ti：0.15％
以下、Ｂ：0.010％以下、Cu：1.0％以下、Ni：
1.0％以下、およびCr：1.0％以下のうちの１種ま
たは２種以上からなる強度改善成分を含有し、さ
らにまた必要に応じて、 Ca：0.010％以下を含有し、 残りがFeと不可避不純物からなる組成を有す
る鋼を、850〜1000℃の温度範囲内の温度に加熱
してオーステナイト粒の微細化をはかり、ついで
熱間圧延を施し、特にこの熱間圧延ではAr3変態
点以下の温度域における圧下率を30％以上とする
ことによつて温間加工集合組織を十分に発達さ
せ、シヤルピー試験等の破壊破面に見られるセパ
レーシヨンを多数作つて靭性を向上させ、引続い
て３℃／sec以上の冷却速度で480〜Ms点の温度
範囲内の温度まで急冷し、巻取ることによつて、
温間加工フエライトの軟化を抑制した状態で、自
己焼もどし低温変態生成物を形成して強度上昇を
はかり、もつて高強度および高靭性を有する熱延
鋼板を得ることに特徴を有するものである。 つぎに、この発明の高張力熱延鋼板の製造法に
おいて、高の成分組成、加熱温度、圧下率、冷却
速度、および巻取温度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 (a) Ｃ Ｃ成分には、低温巻取時に生じるベイナイ
ト組織、微細パーライト組織の体積率を増加
して鋼を強化する作用があるほか、鋼の溶製
を容易にする作用があるが、その含有量が
0.02重量％未満では前記作用に所望の効果が
得られず、一方0.25％を越えて含有させると
溶接熱影響部に靭性劣化が生じるようになる
ことから、その含有量を0.02〜0.25％と定め
た。 (b) Si Si成分には、素地に固溶して、これを硬化
し、もつて鋼の強度を上昇させる作用がある
が、0.60％を越えて含有させると溶接性が劣
化するようになることから、その含有量を
0.60％以下と定めた。 (c) Mn Mn成分には、変態強化、パーライト強化
などにより強度を向上させる作用があるが、
その含有量が0.5％未満では所望の強度向上
効果を確保することができず、一方2.2％を
越えて含有させると溶接性が劣化するように
なることから、その含有量を0.5〜2.2％と定
めた。 (d) Ｓ Ｓ成分には、Mnと結合してＡ系介在物を
形成し、横方向のシヤルピー吸収エネルギを
低下せしめる作用があり、この作用は、その
含有量が0.010％を越えると著しくなること
から、その含有量の上限値を0.010％と定め
た。 (e) sol.Al Alは脱酸剤として必要な成分であるが、
sol.Al含有量で0.10％を越えると靭性に悪影
響を及ぼすようになることから、その含有量
を0.10％以下と定めた。 (f) Nb、Ｖ、およびTi これらの成分には、Ｃと結合し、炭化物を
形成して鋼を析出硬化させ、もつて強度を向
上させる作用があるので、特に高強度が要求
される場合に必要に応じて含有されるが、
0.15％を越えて含有させてもより一層の強度
向上効果が現われないことから、経済性をも
考慮して、それぞれの含有量を、Nb：0.15
％以下、Ｖ：0.15％以下、およびTi：0.15％
以下と定めた。 (g) Ｂ Ｂ成分は、微量添加で鋼の焼入れ性を改善
して強度を向上させる作用をもつので、Nb、
Ｖ、およびTiと同様に高強度が要求される
場合に必要に応じて含有され、特に低温巻取
を行なうこの発明の方法における鋼の構成成
分として有効な成分であるが、0.010％を越
えて含有しても、より一段の強度向上効果は
現われないことから、その含有量を0.010％
以下と定めた。 (h) Cu、Ni、およびCr これらの成分にもMn、Nb、Ｖ、および
Tiと同様に強度を改善する作用があるので、
必要に応じて含有されるが、それぞれその含
有量が1.0％を越えると溶接性が大巾に劣化
するようになることから、それぞれの含有量
をCu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、および
Cr：1.0％以下と定めた。 (i) Ca Ca成分には、MnS系のＡ系介在物と、
Al2O3のＢ系介在物をＣ系介在物に変化させ
て、横方向の大巾な吸収エネルギの向上をは
かり、もつて靭性を改善する作用があるの
で、特に高靭性が要求される場合に必要に応
じて含有されるが、0.010％を越えて含有さ
せると実質的に介在物量が多くなりすぎて好
ましくないので、その含有量を0.010％以下
と定めた。 Ｂ 加熱温度 加熱温度が1000℃を越えると、オーステナイ
トの細粒化があまり進行せず、低温巻取時に粗
大なベイナイトが混入して、セパレーシヨンに
よる靭性向上効果を利用しても鋼板の靭性レベ
ルに限度を生じるようになり、一方850℃未満
の加熱温度ではオーステナイト化が不十分であ
ることから、加熱温度を850〜1000℃と定めた。 Ｃ 圧下率 Ar3変態点以下の温度域における圧下率が30
％未満では、フエライトの加工量が少なくて板
面における（100）の集合組織の発達が少なく、
セパレーシヨンの発生が少なくなつて、靭性向
上効果が少なくなることから、その圧下率を30
％以上と定めた。 Ｄ 冷却速度と巻取温度 ３℃／sec未満の冷却速度では、冷却が遅す
ぎて480℃を越えた温度での高温巻取と同等の
軟質なフエライトとパーライトの混合組織とな
つて高強度が得られず、またMs点未満の低温
巻取を行なうと降伏現象の消失した硬化組織と
なつて、やはり高い降伏点が得られないことか
ら、圧延後、３℃／sec以上の冷却速度で480〜
Ms点の温度範囲内の温度まで急冷し、この温
度で巻取る必要があるのである。 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 それぞれ第１表に示される成分組成をもつた鋼
を溶製し、鋳造してスラブとした後、同じく第１
表にそれぞれ示される条件にて熱延シミユレーシ
ヨン実験圧延により熱間圧延を行なうことによつ
て、いずれも板厚：11mmを有する本発明熱延鋼板
１〜10および比較熱延鋼板１〜５をそれぞれ製造
した。なお、比較熱延鋼板１〜５は、いずれも熱
延条件のうちのいずれかの条件（第１表に※印を
付した条件）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る。 ついで、この結果得られた本発明熱延鋼板１〜
10および比較熱延鋼板１〜５からJIS5号お
他構造物などの高い強度と低温靭性が要求される
分野で使用するのに適した板厚：4.5mm以上を有
する厚肉の高張力熱延鋼板の製造法に関するもの
である。 一般に、Nb含有の構造用鋼板は、変態後の冷
却時にフエライト地へNb炭化物が析出すること
による強度上昇効果によつて高強度を有すること
から、高強度が要求されるラインパイプなどの製
造に用いられている。しかし、前記のNb含有構
造用鋼板の製造に際しては、熱履歴によつて析出
硬化の度合が微妙に変化し、かつ靭性も大きく影
響されることから、種々の厳格な圧延条件および
巻取条件を設定しなければならず、しかもこのよ
うに厳しい条件設定を行なつても、得られる鋼板
強度の上限が低かつたり、あるいは良好な靭性を
確保することができないなどの問題点があるもの
であつた。 そこで、これら従来Nb含有構造用鋼板の製造
法にみられる問題点を解決し、もつて強度および
靭性ともによりすぐれた熱延鋼板を安定して製造
する方法として、例えば特公昭50−25892号公報
にみられる方法が提案されている。この方法は、
Nb含有鋼に熱間圧延を施し、Ar3変態点以上の
温度で熱間圧延を終了した後、680〜500℃の温度
範囲で巻取ることを特徴とし、巻取温度を著しく
低くすると上部ベイナイト組織が混入して靭性に
有害であるとして、巻取温度の下限を500℃と定
めたものである。この方法によれば、強度、靭
性、および溶接性の良好な高張力熱延鋼板を比較
的安定して製造することができるけれども、鋼素
材として所定量のNb成分を含有したものを用い
ることが必須であるばかりでなく、圧延に際して
は、加熱温度、圧延温度、および巻取温度を比較
的高い条件に設定して圧延を行なわなければなら
ないために、製造コストが高くなるばかりでな
く、スケールの多発による公害および冷却のため
のコイル置場の問題がある。 本発明者等は、上述のような観点から、従来高
張力熱延鋼板の製造法のもつ問題点を解決し、も
つて強度、靭性、および溶接性のともにすぐれた
熱延鋼板を、低エネルギで、スケールによる損失
も少なく、生産性高く、かつ安定して製造すべく
鋭意研究を行なつた結果、 (a) 所定の成分組成の鋼を、熱間圧延終了後、冷
却速度を３℃／sec以上として480〜Ms点の温
度範囲内の温度まで急冷してから巻取ると、鋼
板は高強度を有するようになること。 (b) 上記(a)項に示される低温巻取の場合でも、ス
ラブを850〜1000℃の温度範囲内の温度に加熱
してオーステナイト粒を微細化し、引続いて熱
間圧延におけるAr3変態点以下の温度域におけ
る圧下率が30％以上となる条件で圧延を行なえ
ば、シヤルピー破面上にセパレーシヨンが多数
発生するようになり、この場合、一般に述べら
れているように割れ先端の三軸応力が減少する
ことにより、ベイナイト組織などの変態による
強化組織が混入しても決してシヤルピー破面遷
移温度（低温靭性）が上昇（劣化）しないこ
と。この事実は、第１図に示される実験結果か
らも裏付けられるものである。すなわち、第１
図は、Ｃ：0.15％、Si：0.30％、Mn：1.35％、
sol.Al：0.03％、Feおよび不可避不純物からな
る組成を有する鋼より、加熱温度：1250℃と
950℃、熱間圧延における全圧下率：90％、圧
延終了後巻取までの冷却速度：５℃／secの条
件で、熱延シミユレーシヨン実験を行なつて板
厚：11mmの熱延鋼板を製造し、この結果得られ
た鋼板の強度および靭性に及ぼす仕上温度と巻
取温度の影響を測定し、グラフ化したものであ
る。第１図から、巻取温度については、400℃
巻取にて最も高い降伏点となることが明白であ
り、これは自己焼なましベイナイト組織が混入
するためであると考えられる。また、100℃巻
取は、Ms点以下の巻取となるため降伏現象が
消失して低降伏点となり、さらに600℃巻取で
は軟質なフエライトとパーライトの混合組織と
なるためやはり低降伏点となることが示されて
いる。一方、シヤルピー破面遷移温度に関して
は、950℃加熱、400℃巻取で、特にAr3変態点
以下の温度域での圧下率が30％以上の強圧下を
行なつた場合にはセパレーシヨンが多発して大
巾な靭性向上が認められることが明らかであ
る。なお、熱間圧延がAr1変態点以下の温度で
終了した場合でも、温間加工フエライトが、圧
延後の急冷および低温巻取により軟化が抑制さ
れる結果、強度上昇効果が現われるのである。
以上の結果から、すぐれた強靭性鋼を得るため
には、加熱温度、圧延条件、および巻取温度を
上記の通り組合せ限定することが必須であるこ
とがわかる。これらの事実はNb添加鋼および
Ｖ添加鋼にても同様に確認されている。以上(a)
および(b)項に示される知見を得たのである。 したがつて、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、重量％で、 Ｃ：0.02〜0.25％、Si：0.60％以下、Mn：0.5
〜2.2％、Ｓ：0.010％以下、sol.Al：0.10％以下を
含有し、さらに必要に応じて、 Nb：0.15％以下、Ｖ：0.15％以下、Ti：0.15％
以下、Ｂ：0.010％以下、Cu：1.0％以下、Ni：
1.0％以下、およびCr：1.0％以下のうちの１種ま
たは２種以上からなる強度改善成分を含有し、さ
らにまた必要に応じて、 Ca：0.010％以下を含有し、 残りがFeと不可避不純物からなる組成を有す
る鋼を、850〜1000℃の温度範囲内の温度に加熱
してオーステナイト粒の微細化をはかり、ついで
熱間圧延を施し、特にこの熱間圧延ではAr3変態
点以下の温度域における圧下率を30％以上とする
ことによつて温間加工集合組織を十分に発達さ
せ、シヤルピー試験等の破壊破面に見られるセパ
レーシヨンを多数作つて靭性を向上させ、引続い
て３℃／sec以上の冷却速度で480〜Ms点の温度
範囲内の温度まで急冷し、巻取ることによつて、
温間加工フエライトの軟化を抑制した状態で、自
己焼もどし低温変態生成物を形成して強度上昇を
はかり、もつて高強度および高靭性を有する熱延
鋼板を得ることに特徴を有するものである。 つぎに、この発明の高張力熱延鋼板の製造法に
おいて、高の成分組成、加熱温度、圧下率、冷却
速度、および巻取温度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 (a) Ｃ Ｃ成分には、低温巻取時に生じるベイナイ
ト組織、微細パーライト組織の体積率を増加
して鋼を強化する作用があるほか、鋼の溶製
を容易にする作用があるが、その含有量が
0.02重量％未満では前記作用に所望の効果が
得られず、一方0.25％を越えて含有させると
溶接熱影響部に靭性劣化が生じるようになる
ことから、その含有量を0.02〜0.25％と定め
た。 (b) Si Si成分には、素地に固溶して、これを硬化
し、もつて鋼の強度を上昇させる作用がある
が、0.60％を越えて含有させると溶接性が劣
化するようになることから、その含有量を
0.60％以下と定めた。 (c) Mn Mn成分には、変態強化、パーライト強化
などにより強度を向上させる作用があるが、
その含有量が0.5％未満では所望の強度向上
効果を確保することができず、一方2.2％を
越えて含有させると溶接性が劣化するように
なることから、その含有量を0.5〜2.2％と定
めた。 (d) Ｓ Ｓ成分には、Mnと結合してＡ系介在物を
形成し、横方向のシヤルピー吸収エネルギを
低下せしめる作用があり、この作用は、その
含有量が0.010％を越えると著しくなること
から、その含有量の上限値を0.010％と定め
た。 (e) sol.Al Alは脱酸剤として必要な成分であるが、
sol.Al含有量で0.10％を越えると靭性に悪影
響を及ぼすようになることから、その含有量
を0.10％以下と定めた。 (f) Nb、Ｖ、およびTi これらの成分には、Ｃと結合し、炭化物を
形成して鋼を析出硬化させ、もつて強度を向
上させる作用があるので、特に高強度が要求
される場合に必要に応じて含有されるが、
0.15％を越えて含有させてもより一層の強度
向上効果が現われないことから、経済性をも
考慮して、それぞれの含有量を、Nb：0.15
％以下、Ｖ：0.15％以下、およびTi：0.15％
以下と定めた。 (g) Ｂ Ｂ成分は、微量添加で鋼の焼入れ性を改善
して強度を向上させる作用をもつので、Nb、
Ｖ、およびTiと同様に高強度が要求される
場合に必要に応じて含有され、特に低温巻取
を行なうこの発明の方法における鋼の構成成
分として有効な成分であるが、0.010％を越
えて含有しても、より一段の強度向上効果は
現われないことから、その含有量を0.010％
以下と定めた。 (h) Cu、Ni、およびCr これらの成分にもMn、Nb、Ｖ、および
Tiと同様に強度を改善する作用があるので、
必要に応じて含有されるが、それぞれその含
有量が1.0％を越えると溶接性が大巾に劣化
するようになることから、それぞれの含有量
をCu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、および
Cr：1.0％以下と定めた。 (i) Ca Ca成分には、MnS系のＡ系介在物と、
Al2O3のＢ系介在物をＣ系介在物に変化させ
て、横方向の大巾な吸収エネルギの向上をは
かり、もつて靭性を改善する作用があるの
で、特に高靭性が要求される場合に必要に応
じて含有されるが、0.010％を越えて含有さ
せると実質的に介在物量が多くなりすぎて好
ましくないので、その含有量を0.010％以下
と定めた。 Ｂ 加熱温度 加熱温度が1000℃を越えると、オーステナイ
トの細粒化があまり進行せず、低温巻取時に粗
大なベイナイトが混入して、セパレーシヨンに
よる靭性向上効果を利用しても鋼板の靭性レベ
ルに限度を生じるようになり、一方850℃未満
の加熱温度ではオーステナイト化が不十分であ
ることから、加熱温度を850〜1000℃と定めた。 Ｃ 圧下率 Ar3変態点以下の温度域における圧下率が30
％未満では、フエライトの加工量が少なくて板
面における（100）の集合組織の発達が少なく、
セパレーシヨンの発生が少なくなつて、靭性向
上効果が少なくなることから、その圧下率を30
％以上と定めた。 Ｄ 冷却速度と巻取温度 ３℃／sec未満の冷却速度では、冷却が遅す
ぎて480℃を越えた温度での高温巻取と同等の
軟質なフエライトとパーライトの混合組織とな
つて高強度が得られず、またMs点未満の低温
巻取を行なうと降伏現象の消失した硬化組織と
なつて、やはり高い降伏点が得られないことか
ら、圧延後、３℃／sec以上の冷却速度で480〜
Ms点の温度範囲内の温度まで急冷し、この温
度で巻取る必要があるのである。 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 それぞれ第１表に示される成分組成をもつた鋼
を溶製し、鋳造してスラブとした後、同じく第１
表にそれぞれ示される条件にて熱延シミユレーシ
ヨン実験圧延により熱間圧延を行なうことによつ
て、いずれも板厚：11mmを有する本発明熱延鋼板
１〜10および比較熱延鋼板１〜５をそれぞれ製造
した。なお、比較熱延鋼板１〜５は、いずれも熱
延条件のうちのいずれかの条件（第１表に※印を
付した条件）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る。 ついで、この結果得られた本発明熱延鋼板１〜
10および比較熱延鋼板１〜５からJIS5号お
【表】
よび２mmＶノツチJIS4号シヤルピー試験片を切り
出し、引張り特性および衝撃特性を測定した。こ
の測定結果を第１表に合せて示した。 第１表に示される結果から、本発明熱延鋼板１
〜10は、いずれも高強度および高靭性を合せもつ
のに対して、この発明の範囲から外れた条件で製
造された比較熱延鋼板は、強度および靭性の少な
くともいずれかの性質が劣つていることが明らか
である。また、溶接性試験でも本発明鋼板１〜10
は良好な結果を示すものであつた。 上述のように、この発明の方法によれば、高価
な合金元素を多量に必要とすることなく、しかも
いずれも低い加熱温度、圧延温度、および巻取温
度にて高強度並びにすぐれた靭性および溶接性を
有する厚肉熱延鋼板を製造することができ、大巾
な製造コストの低減をはかることができるなど工
業上有用な効果がもたらされるのである。
出し、引張り特性および衝撃特性を測定した。こ
の測定結果を第１表に合せて示した。 第１表に示される結果から、本発明熱延鋼板１
〜10は、いずれも高強度および高靭性を合せもつ
のに対して、この発明の範囲から外れた条件で製
造された比較熱延鋼板は、強度および靭性の少な
くともいずれかの性質が劣つていることが明らか
である。また、溶接性試験でも本発明鋼板１〜10
は良好な結果を示すものであつた。 上述のように、この発明の方法によれば、高価
な合金元素を多量に必要とすることなく、しかも
いずれも低い加熱温度、圧延温度、および巻取温
度にて高強度並びにすぐれた靭性および溶接性を
有する厚肉熱延鋼板を製造することができ、大巾
な製造コストの低減をはかることができるなど工
業上有用な効果がもたらされるのである。
第１図は鋼の強度と靭性に及ぼす仕上温度と巻
取温度の影響を示した線図である。
取温度の影響を示した線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.02〜0.25％、Si：0.60％以下、Mn：
0.5〜2.2％、Ｓ：0.010％以下、sol.Al：0.10％以
下を含有し、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、850〜1000℃
の温度範囲内の温度に加熱した後、Ar3変態点以
下の温度域における圧下率が30％以上となる条件
で圧延を行ない、圧延後、480℃〜Ms点の温度範
囲内の温度まで３℃／sec以上の冷却速度で急冷
し、巻取ることを特徴とする低温靭性にすぐれた
厚肉高張力熱延鋼板の製造法。 ２ Ｃ：0.02〜0.25％、Si：0.60％以下、Mn：
0.5〜2.2％、Ｓ：0.010％以下、sol.Al：0.10％以
下を含有し、さらにNb：0.15％以下、Ｖ：0.15％
以下、Ti：0.15％以下、Ｂ：0.010％以下、Cu：
1.0％以下、Ni：1.0％以下、Cr：1.0％以下、お
よびCa：0.010％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、850〜1000℃
の温度範囲内の温度に加熱した後、Ar3変態点以
下の温度域における圧下率が30％以上となる条件
で圧延を行ない、圧延後、480〜Ms点の温度範囲
内の温度まで３℃／sec以上の冷却速度で急冷し、
巻取ることを特徴とする低温靭性にすぐれた厚肉
高張力熱延鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15318781A JPS5855529A (ja) | 1981-09-28 | 1981-09-28 | 低温靭性にすぐれた厚肉高張力熱延鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15318781A JPS5855529A (ja) | 1981-09-28 | 1981-09-28 | 低温靭性にすぐれた厚肉高張力熱延鋼板の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5855529A JPS5855529A (ja) | 1983-04-01 |
| JPH0143006B2 true JPH0143006B2 (ja) | 1989-09-18 |
Family
ID=15556942
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15318781A Granted JPS5855529A (ja) | 1981-09-28 | 1981-09-28 | 低温靭性にすぐれた厚肉高張力熱延鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5855529A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011052282A (ja) * | 2009-09-02 | 2011-03-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 厚鋼板の鋼成分の設計方法 |
| CN114134415A (zh) * | 2021-11-15 | 2022-03-04 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种低温高韧性低合金中厚钢板及制备方法 |
-
1981
- 1981-09-28 JP JP15318781A patent/JPS5855529A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5855529A (ja) | 1983-04-01 |
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