JPH0583606B2 - - Google Patents
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- JPH0583606B2 JPH0583606B2 JP59062879A JP6287984A JPH0583606B2 JP H0583606 B2 JPH0583606 B2 JP H0583606B2 JP 59062879 A JP59062879 A JP 59062879A JP 6287984 A JP6287984 A JP 6287984A JP H0583606 B2 JPH0583606 B2 JP H0583606B2
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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
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
産業上の利用分野
本発明は、低温靱性の優れた高張力鋼の製造方
法に関するものである。 従来技術 従来から、低温靱性の優れた高張力鋼は、寒冷
地での良好な溶接性が要求されることから、PCM
値を増加させるＣ，Mn，Mo等を低減し、これ
による強度の低下分を圧延仕上温度の低下、また
は圧延後の加速冷却によつて補う方法がとられて
きた。 しかし、高強度化の要求はますます強くなるこ
とから、PCM式に含まれないTiを添加し、その析
出強化を活用することにより、Ｃ，Mn，Mo等
を更に低減させる方法が発明されてきた（特公昭
58−28330）。Ti添加によるPCM値の低下は、低温
靱性の優れた高張力鋼を得るに有効な製造方法で
はあるが、従来はTiN，TiCの制御が精度よくな
されていないために、まだまだ十分な低温靱性の
優れた高張力鋼を得るには至つておらず、また、
析出強化によると高強度化に伴い、低温靱性が劣
化するのが常識であつた。 発明の目的 本発明は上記従来技術における欠点を改善する
ことを目的に、低温靱性のさらに優れたTi系高
張力鋼の製造方法を提供するものである。 発明の構成 上記目的を達成するため、本発明の低温靱性の
優れたTi系高張力鋼の製造方法は、下記を要旨
とする。 １ 重量比で、 Ｃ：0.013〜0.30％、Si：0.80％以下、 Mn：0.40〜3.0％、Ｐ：0.020％以下、 Ｓ：0.010％以下、Ti：0.050〜0.20％、 sol.Al：0.0040〜0.150％、Ｎ：0.0010〜0.0060
％ TiN：45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu：0.50％以下、Ni：1.0％以下、 Nb：0.150％以下、Ｖ：0.150％以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
％以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30％以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80％以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする。 ２ 重量比で、 Ｃ：0.013〜0.30％、Si：0.80％以下、 Mn：0.40〜3.0％、Ｐ：0.020％以下、 Ｓ：0.010％以下、Ti：0.050〜0.20％、 sol.Al：0.0040〜0.150％、Ｎ：0.0010〜0.0060
％ TiN：45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu：0.50％以下、Ni：1.0％以下、 Nb：0.150％以下、Ｖ：0.150％以下 のうち一種または二種以上を含み、さらに、 Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Zr：0.150
％以下、Ca：0.050％以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
％以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30％以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80％以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする。 本発明者等は、低温靱性の優れた高張力鋼の製
造方法について種々研究した結果、TiCの析出強
化を最大限に活用するためには、圧延前に析出し
ている約0.15μの粗大なTiCを、TiCが十分に固溶
する温度まで加熱して、圧延中もしくは圧延後の
冷却中に約50Åの微細なTiCを均一に再析出させ
ることが重要であることを明らかにした。しか
し、TiCの微細な析出のみでは高強度化は可能で
あつても、優れた低温靱性を得ることは難かし
い。本発明者等は更に研究を進めることによつ
て、圧延時の加熱時にオーステナイト粒を粗大化
させないためには未固溶のTiNの存在が必要で
あること、及びオーステナイト粒の粗大化の抑制
に必要なTiNの析出量を定量的に把握し、この
粗粒化の抑制と、圧延中のオーステナイト粒の再
結晶を制御することによつて、低温靱性の著しく
優れた高張力鋼の製造が可能であることを見出し
たのである。 すなわち、従来、NbC，VC，TiC等の析出強
化を用いて高強度化を行なうと強度が上昇すれば
するほど低温靱性が劣化するのが常識であつた。
しかし、本発明によれば、TiCの微細な析出によ
り、高強度化にもかかわらず、オーステナイトの
未再結晶温度域において圧下率80％以上の圧延を
施すこと、圧延により生じた未再結晶の伸延オー
ステナイト粒の粒界、及び粒内の変形帯に著しく
多数のフエライト変態の変態核が生成し、圧延終
了時には極めて微細な細粒組織が得られるのであ
る。第１図は強度、靱性と未再結晶圧下率との関
係を示し、第２図は靱性とTiC量、未再結晶圧下
率との関係を示す図である。第１図、第２図で明
らかのように未再結晶圧下率80％以上で微細な細
粒組織となり靱性は著しく向上している。この微
細化は加熱時の未固溶TiNによるオーステナイ
ト粒の粗大化抑制効果と併用することにより更に
促進されるのである。 また、加熱時のTiNによるオーステナイト粒
の粗大化抑制効果は加熱温度が高くなるほど通常
鋼との粒径差は大きくなる。第３図はNb−Ｖ鋼
とNb−Ｖ−Ti鋼におけるスラブ加熱温度とオー
ステナイト粒径の関係を示す図である。 しかし、TiNが増加しすぎるとTiNの凝集粗
大化により、低温靱性を著しく劣化させる。第４
図にTi鋼の破面遷移温度とTiN量との関係を示
す。 一方、TiCは加熱温度が低いと未固溶の量が増
加し、粗大なTiCが多く存在しているが、加熱温
度を高くし、TiCを再固溶させた後、圧延中もし
くは圧延後微細に、マトリツクスと整合するよう
に析出させると強度が著しく上昇する。第５図に
Ti鋼の引張強度とTiC量との関係を示す。 要するに、本発明の重要点は、 従来は全Ti量で限定した製造方法であつた
が、本発明では、オーステナイト粒の粗大化抑
制に実質的に有効となるTiN量を適正量に限
定したこと、 また、強度に対して実質的に有効となるTiC
量を定量化し、0.063％以上で引張強度60〜65
Kg／mm2以上の強化が可能となる条件を発明した
こと、 但し低温靱性に対しては、圧延時の工夫が必
要であり、従来の製造法では低温域にて圧下率
50％以上といつた圧延が限定されているが、実
際には圧延機の能力、および製造能率の面から
50〜70％程度の低温域圧下率しかとられていな
かつたものを、本発明においては、TiCの析出
強化を最大限に活用しつつ、靱性の劣化防止法
として、従来の実用範囲を超えた特に80％以上
の圧下率に限定すると、細粒化とオーステナイ
ト域の歪誘起析出（TiC）を促進し、靱性が著
しく向上し、高強度で且つ低温靱性の優れた鋼
が得られるものである。 次に本発明の対象とする鋼の成分範囲、および
加熱温度、ならびに圧延条件の数値限定理由につ
いて述べる。 Ｃ：Ｃ成分は鋼の強度を確保する作用がある
が、その含有量が0.013％未満では前記作用に所
望の効果が得られないので高強度を得ることがで
きず、一方0.30％を越えて含有させると母材及び
溶接部の靱性劣化を招くためその含有量を0.013
〜0.30％と定めた。 Si：Si成分は鋼の脱酸剤として有効な成分であ
るが、その含有量が0.8％を越えると介在物が増
加して溶接性を劣化するようになることからその
含有量を0.8％以下とした。 Mn：Mn成分には母材及び溶接部の強度並び
に靱性を向上する作用があるが、その含有量が
0.4％未満では前記作用に所望の効果を得ること
ができず、一方3.0％を越えて含有させると、ペ
イナイト等の低温変態生成物の生成及び増加によ
り、靱性劣化、さらにはMnの偏析増加により耐
水素誘起割れ性の劣化をきたすようになることか
ら、その含有量を0.4〜3.0％に定めた。 Ｐ，Ｓ：Ｐ，Ｓの低減は鋼の強靱化に極めて有
効であるが、本発明の特徴を安定して発揮させる
には、Ｐは0.020％以下、Ｓは0.010％以下とする
必要がある。好ましくはＰ，Ｓは極力少ない方が
よい。 Ti：Ti成分には、スラブ加熱時のγ粒粗大化
を抑制したり、溶接部組織を微細化する作用があ
るが、その含有量が0.05％未満では前記作用に所
望の効果が得られず、一方0.2％を越えて含有さ
せると溶接熱影響部の靱性が劣化するようになる
ことから、その含有量を0.05〜0.2％に限定した。 sol.Al：sol.Al成分には鋼の脱酸作用があるが、
その含有量が0.004％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、0.15％をこえて含有させると溶
接熱影響部の靱性を劣化するようになることか
ら、その含有量を0.004〜0.15％と定めた。 Ｎ：Ｎ成分は窒化物を生成することにより、ス
ラブの再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑
制するが、0.0010％未満では粒成長を抑制するに
十分なTiNが生成せず靱性が劣化する。しかし
0.0060％を越えるとTiNの粗大化により靱性が劣
化するため、その含有量を0.0010〜0.0060％とし
た。 TiN：TiNはスラブの再加熱時にオーステナ
イト粒の粗大化を抑制し、母材及び溶接部の組織
の微細化に有効であるが、その含有量が45ppm未
満では前記作用に所望の効果が得られず、一方
260ppmを越えて含有させるとTiNの凝集粗大化
により、低温靱性を著しく劣化させるようになる
から、その含有量を45〜260ppmに限定した。 Cu，Ni，Nb，Ｖ：これらの成分は、鋼の強
度、靱性を向上させるのに有効であるが、Cuは
含有量が0.5％を超えるとスラブに熱間割れを生
じやすいため0.5％以下とし、Niは1.0％を超える
と母材および溶接部の靱性が劣化するから1.0％
以下とし、Nb，Ｖはいずれも0.15％を超えると
溶接部の靱性が劣化するので0.15％以下に限定し
た。 Cr，Mo，Zr，Ca：これらの成分は、鋼の強
度、靱性を向上させるのに有効であるが、Cr，
Moはいずれも0.50％を超えると母材および溶接
部の靱性が劣化するから0.5％以下とし、Zrは
0.15％を超えると母材および溶接部の靱性が劣化
するから0.15％以下とし、Caは0.05％を超えると
鋼の熱間加工性が劣化するから0.05％以下に限定
した。 加熱温度：圧延の際の加熱温度はTiCの析出強
化を十分に活用するために、TiCが完全に固溶す
る温度まで高くする必要があり、最適にはTiCを
0.063％以上固溶させ、圧延中もしくは圧延後に
微細に再析出させる必要がある。再固溶させる
TiCの量が0.063％未満になる加熱温度では前記
作用の十分な強度が得られないため加熱温度を
TiCが0.063％以上固溶する温度と定めた。 圧延条件：オーステナイトの再結晶温度域での
圧延はオーステナイトを再結晶により細粒化させ
るのに有効であり、これによつて製品の靱性を向
上させることができるが、累積圧下率が30％未満
では細粒化が不十分であり、製品の十分な靱性が
得られないことから、オーステナイトの再結晶域
における累積圧下率を30％以上と定めた。 未再結晶温度域での圧延はオーステナイト粒を
伸延し、粒界面積を増加させるとともに、粒内に
変形帯等の欠陥を導入することによつて、フエラ
イト変態する際のフエライト核を増加させ、結果
として、フエライト粒を細粒にすることによつて
靱性を向上させるのに有効であるが、この温度域
における全圧下率が80％未満では十分な細粒組織
が得られず、靱性が劣化することから、オーステ
ナイトの未再結晶温度域での圧下率を80％以上と
定めた。 圧延仕上温度を下げることは強度、靱性を向上
させる点で有効であるが、Ar3＋30℃よりも高い
温度では強度低下もしくは、低温靱性の劣化をき
たし、Ar3−30℃よりも低い温度では延性の低下
が著しく生じるため、圧延仕上温度をAr3±30℃
と定めた。 実施例 実施例 １ 化学成分が、Ｃ：0.09、Si：0.47％、Mn：1.58
％、Ｐ：0.020％、Ｓ：0.010％、Ti：0.086％、
sol.Al：0.036％、Ｎ：0.0026％、TiN：114ppm
残部Fe及びその他の不純物からなる連続鋳造鋼
塊から切り出した鋼片から20mmの鋼板を製造し
た。製造条件とその機械的性質を第１表に示す。 第１表から明らかのように、本発明方法のNo.５
〜No.９は比較例方法のNo.１〜No.４に比べ強度、靱
性、延性共良好な性能が得られている。
法に関するものである。 従来技術 従来から、低温靱性の優れた高張力鋼は、寒冷
地での良好な溶接性が要求されることから、PCM
値を増加させるＣ，Mn，Mo等を低減し、これ
による強度の低下分を圧延仕上温度の低下、また
は圧延後の加速冷却によつて補う方法がとられて
きた。 しかし、高強度化の要求はますます強くなるこ
とから、PCM式に含まれないTiを添加し、その析
出強化を活用することにより、Ｃ，Mn，Mo等
を更に低減させる方法が発明されてきた（特公昭
58−28330）。Ti添加によるPCM値の低下は、低温
靱性の優れた高張力鋼を得るに有効な製造方法で
はあるが、従来はTiN，TiCの制御が精度よくな
されていないために、まだまだ十分な低温靱性の
優れた高張力鋼を得るには至つておらず、また、
析出強化によると高強度化に伴い、低温靱性が劣
化するのが常識であつた。 発明の目的 本発明は上記従来技術における欠点を改善する
ことを目的に、低温靱性のさらに優れたTi系高
張力鋼の製造方法を提供するものである。 発明の構成 上記目的を達成するため、本発明の低温靱性の
優れたTi系高張力鋼の製造方法は、下記を要旨
とする。 １ 重量比で、 Ｃ：0.013〜0.30％、Si：0.80％以下、 Mn：0.40〜3.0％、Ｐ：0.020％以下、 Ｓ：0.010％以下、Ti：0.050〜0.20％、 sol.Al：0.0040〜0.150％、Ｎ：0.0010〜0.0060
％ TiN：45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu：0.50％以下、Ni：1.0％以下、 Nb：0.150％以下、Ｖ：0.150％以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
％以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30％以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80％以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする。 ２ 重量比で、 Ｃ：0.013〜0.30％、Si：0.80％以下、 Mn：0.40〜3.0％、Ｐ：0.020％以下、 Ｓ：0.010％以下、Ti：0.050〜0.20％、 sol.Al：0.0040〜0.150％、Ｎ：0.0010〜0.0060
％ TiN：45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu：0.50％以下、Ni：1.0％以下、 Nb：0.150％以下、Ｖ：0.150％以下 のうち一種または二種以上を含み、さらに、 Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Zr：0.150
％以下、Ca：0.050％以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
％以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30％以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80％以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする。 本発明者等は、低温靱性の優れた高張力鋼の製
造方法について種々研究した結果、TiCの析出強
化を最大限に活用するためには、圧延前に析出し
ている約0.15μの粗大なTiCを、TiCが十分に固溶
する温度まで加熱して、圧延中もしくは圧延後の
冷却中に約50Åの微細なTiCを均一に再析出させ
ることが重要であることを明らかにした。しか
し、TiCの微細な析出のみでは高強度化は可能で
あつても、優れた低温靱性を得ることは難かし
い。本発明者等は更に研究を進めることによつ
て、圧延時の加熱時にオーステナイト粒を粗大化
させないためには未固溶のTiNの存在が必要で
あること、及びオーステナイト粒の粗大化の抑制
に必要なTiNの析出量を定量的に把握し、この
粗粒化の抑制と、圧延中のオーステナイト粒の再
結晶を制御することによつて、低温靱性の著しく
優れた高張力鋼の製造が可能であることを見出し
たのである。 すなわち、従来、NbC，VC，TiC等の析出強
化を用いて高強度化を行なうと強度が上昇すれば
するほど低温靱性が劣化するのが常識であつた。
しかし、本発明によれば、TiCの微細な析出によ
り、高強度化にもかかわらず、オーステナイトの
未再結晶温度域において圧下率80％以上の圧延を
施すこと、圧延により生じた未再結晶の伸延オー
ステナイト粒の粒界、及び粒内の変形帯に著しく
多数のフエライト変態の変態核が生成し、圧延終
了時には極めて微細な細粒組織が得られるのであ
る。第１図は強度、靱性と未再結晶圧下率との関
係を示し、第２図は靱性とTiC量、未再結晶圧下
率との関係を示す図である。第１図、第２図で明
らかのように未再結晶圧下率80％以上で微細な細
粒組織となり靱性は著しく向上している。この微
細化は加熱時の未固溶TiNによるオーステナイ
ト粒の粗大化抑制効果と併用することにより更に
促進されるのである。 また、加熱時のTiNによるオーステナイト粒
の粗大化抑制効果は加熱温度が高くなるほど通常
鋼との粒径差は大きくなる。第３図はNb−Ｖ鋼
とNb−Ｖ−Ti鋼におけるスラブ加熱温度とオー
ステナイト粒径の関係を示す図である。 しかし、TiNが増加しすぎるとTiNの凝集粗
大化により、低温靱性を著しく劣化させる。第４
図にTi鋼の破面遷移温度とTiN量との関係を示
す。 一方、TiCは加熱温度が低いと未固溶の量が増
加し、粗大なTiCが多く存在しているが、加熱温
度を高くし、TiCを再固溶させた後、圧延中もし
くは圧延後微細に、マトリツクスと整合するよう
に析出させると強度が著しく上昇する。第５図に
Ti鋼の引張強度とTiC量との関係を示す。 要するに、本発明の重要点は、 従来は全Ti量で限定した製造方法であつた
が、本発明では、オーステナイト粒の粗大化抑
制に実質的に有効となるTiN量を適正量に限
定したこと、 また、強度に対して実質的に有効となるTiC
量を定量化し、0.063％以上で引張強度60〜65
Kg／mm2以上の強化が可能となる条件を発明した
こと、 但し低温靱性に対しては、圧延時の工夫が必
要であり、従来の製造法では低温域にて圧下率
50％以上といつた圧延が限定されているが、実
際には圧延機の能力、および製造能率の面から
50〜70％程度の低温域圧下率しかとられていな
かつたものを、本発明においては、TiCの析出
強化を最大限に活用しつつ、靱性の劣化防止法
として、従来の実用範囲を超えた特に80％以上
の圧下率に限定すると、細粒化とオーステナイ
ト域の歪誘起析出（TiC）を促進し、靱性が著
しく向上し、高強度で且つ低温靱性の優れた鋼
が得られるものである。 次に本発明の対象とする鋼の成分範囲、および
加熱温度、ならびに圧延条件の数値限定理由につ
いて述べる。 Ｃ：Ｃ成分は鋼の強度を確保する作用がある
が、その含有量が0.013％未満では前記作用に所
望の効果が得られないので高強度を得ることがで
きず、一方0.30％を越えて含有させると母材及び
溶接部の靱性劣化を招くためその含有量を0.013
〜0.30％と定めた。 Si：Si成分は鋼の脱酸剤として有効な成分であ
るが、その含有量が0.8％を越えると介在物が増
加して溶接性を劣化するようになることからその
含有量を0.8％以下とした。 Mn：Mn成分には母材及び溶接部の強度並び
に靱性を向上する作用があるが、その含有量が
0.4％未満では前記作用に所望の効果を得ること
ができず、一方3.0％を越えて含有させると、ペ
イナイト等の低温変態生成物の生成及び増加によ
り、靱性劣化、さらにはMnの偏析増加により耐
水素誘起割れ性の劣化をきたすようになることか
ら、その含有量を0.4〜3.0％に定めた。 Ｐ，Ｓ：Ｐ，Ｓの低減は鋼の強靱化に極めて有
効であるが、本発明の特徴を安定して発揮させる
には、Ｐは0.020％以下、Ｓは0.010％以下とする
必要がある。好ましくはＰ，Ｓは極力少ない方が
よい。 Ti：Ti成分には、スラブ加熱時のγ粒粗大化
を抑制したり、溶接部組織を微細化する作用があ
るが、その含有量が0.05％未満では前記作用に所
望の効果が得られず、一方0.2％を越えて含有さ
せると溶接熱影響部の靱性が劣化するようになる
ことから、その含有量を0.05〜0.2％に限定した。 sol.Al：sol.Al成分には鋼の脱酸作用があるが、
その含有量が0.004％未満では前記作用に所望の
効果が得られず、0.15％をこえて含有させると溶
接熱影響部の靱性を劣化するようになることか
ら、その含有量を0.004〜0.15％と定めた。 Ｎ：Ｎ成分は窒化物を生成することにより、ス
ラブの再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑
制するが、0.0010％未満では粒成長を抑制するに
十分なTiNが生成せず靱性が劣化する。しかし
0.0060％を越えるとTiNの粗大化により靱性が劣
化するため、その含有量を0.0010〜0.0060％とし
た。 TiN：TiNはスラブの再加熱時にオーステナ
イト粒の粗大化を抑制し、母材及び溶接部の組織
の微細化に有効であるが、その含有量が45ppm未
満では前記作用に所望の効果が得られず、一方
260ppmを越えて含有させるとTiNの凝集粗大化
により、低温靱性を著しく劣化させるようになる
から、その含有量を45〜260ppmに限定した。 Cu，Ni，Nb，Ｖ：これらの成分は、鋼の強
度、靱性を向上させるのに有効であるが、Cuは
含有量が0.5％を超えるとスラブに熱間割れを生
じやすいため0.5％以下とし、Niは1.0％を超える
と母材および溶接部の靱性が劣化するから1.0％
以下とし、Nb，Ｖはいずれも0.15％を超えると
溶接部の靱性が劣化するので0.15％以下に限定し
た。 Cr，Mo，Zr，Ca：これらの成分は、鋼の強
度、靱性を向上させるのに有効であるが、Cr，
Moはいずれも0.50％を超えると母材および溶接
部の靱性が劣化するから0.5％以下とし、Zrは
0.15％を超えると母材および溶接部の靱性が劣化
するから0.15％以下とし、Caは0.05％を超えると
鋼の熱間加工性が劣化するから0.05％以下に限定
した。 加熱温度：圧延の際の加熱温度はTiCの析出強
化を十分に活用するために、TiCが完全に固溶す
る温度まで高くする必要があり、最適にはTiCを
0.063％以上固溶させ、圧延中もしくは圧延後に
微細に再析出させる必要がある。再固溶させる
TiCの量が0.063％未満になる加熱温度では前記
作用の十分な強度が得られないため加熱温度を
TiCが0.063％以上固溶する温度と定めた。 圧延条件：オーステナイトの再結晶温度域での
圧延はオーステナイトを再結晶により細粒化させ
るのに有効であり、これによつて製品の靱性を向
上させることができるが、累積圧下率が30％未満
では細粒化が不十分であり、製品の十分な靱性が
得られないことから、オーステナイトの再結晶域
における累積圧下率を30％以上と定めた。 未再結晶温度域での圧延はオーステナイト粒を
伸延し、粒界面積を増加させるとともに、粒内に
変形帯等の欠陥を導入することによつて、フエラ
イト変態する際のフエライト核を増加させ、結果
として、フエライト粒を細粒にすることによつて
靱性を向上させるのに有効であるが、この温度域
における全圧下率が80％未満では十分な細粒組織
が得られず、靱性が劣化することから、オーステ
ナイトの未再結晶温度域での圧下率を80％以上と
定めた。 圧延仕上温度を下げることは強度、靱性を向上
させる点で有効であるが、Ar3＋30℃よりも高い
温度では強度低下もしくは、低温靱性の劣化をき
たし、Ar3−30℃よりも低い温度では延性の低下
が著しく生じるため、圧延仕上温度をAr3±30℃
と定めた。 実施例 実施例 １ 化学成分が、Ｃ：0.09、Si：0.47％、Mn：1.58
％、Ｐ：0.020％、Ｓ：0.010％、Ti：0.086％、
sol.Al：0.036％、Ｎ：0.0026％、TiN：114ppm
残部Fe及びその他の不純物からなる連続鋳造鋼
塊から切り出した鋼片から20mmの鋼板を製造し
た。製造条件とその機械的性質を第１表に示す。 第１表から明らかのように、本発明方法のNo.５
〜No.９は比較例方法のNo.１〜No.４に比べ強度、靱
性、延性共良好な性能が得られている。
【表】
実施例 ２
大気及び真空溶解により溶製した本発明鋼及び
比較鋼を1250℃に加熱後、再結晶域の累積圧下率
40％、未再結晶域の圧下率85％、仕上温度770℃
となるよう板厚20mmまで圧延し、圧延後空冷し
た。鋼の化学成分と機械的性質を第２表に示す。 第２表から明らかのように、本発明鋼のNo.１〜
No.10は比較鋼のNo.11〜No.17に比べ強度、靱性、延
性共すぐれた性能が得られている。
比較鋼を1250℃に加熱後、再結晶域の累積圧下率
40％、未再結晶域の圧下率85％、仕上温度770℃
となるよう板厚20mmまで圧延し、圧延後空冷し
た。鋼の化学成分と機械的性質を第２表に示す。 第２表から明らかのように、本発明鋼のNo.１〜
No.10は比較鋼のNo.11〜No.17に比べ強度、靱性、延
性共すぐれた性能が得られている。
【表】
発明の効果
上記実施例に記載のように、本発明製造方法
は、鋼の成分範囲、および加熱温度、ならびに圧
延条件を厳格に規制することによつて、低温靱性
のきわめて優れた高張力鋼を低コストで製造する
ことができるものである。
は、鋼の成分範囲、および加熱温度、ならびに圧
延条件を厳格に規制することによつて、低温靱性
のきわめて優れた高張力鋼を低コストで製造する
ことができるものである。
第１図は強度、靱性と未再結晶圧下率との関係
を示す図、第２図は靱性とTiC量、未再結晶圧下
率との関係を示す図、第３図はNb−Ｖ鋼とNb−
Ｖ−Ti鋼におけるスラブ加熱温度とオーステナ
イト粒径の関係を示す図、第４図はTi鋼の破面
遷移温度とTiN量との関係を示す図、第５図は
Ti鋼の引張強度とTiC量の関係を示す図である。
を示す図、第２図は靱性とTiC量、未再結晶圧下
率との関係を示す図、第３図はNb−Ｖ鋼とNb−
Ｖ−Ti鋼におけるスラブ加熱温度とオーステナ
イト粒径の関係を示す図、第４図はTi鋼の破面
遷移温度とTiN量との関係を示す図、第５図は
Ti鋼の引張強度とTiC量の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比で、 Ｃ：0.013〜0.30％、Si：0.80％以下、 Mn：0.40〜3.0％、Ｐ：0.020％以下、 Ｓ：0.010％以下、Ti：0.050〜0.20％、 sol.Al：0.0040〜0.150％、Ｎ：0.0010〜0.0060
％ TiN：45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu：0.50％以下、Ni：1.0％以下、 Nb：0.150％以下、Ｖ：0.150％以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
％以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30％以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80％以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする低温靱性の優れたTi系高張力鋼の製
造方法。 ２ 重量比で、 Ｃ：0.013〜0.30％、Si：0.80％以下、 Mn：0.40〜3.0％、Ｐ：0.020％以下、 Ｓ：0.010％以下、Ti：0.050〜0.20％、 sol.Al：0.0040〜0.150％、Ｎ：0.0010〜0.0060
％ TiN：45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu：0.50％以下、Ni：1.0％以下、 Nb：0.150％以下、Ｖ：0.150％以下 のうち一種または二種以上を含み、さらに、 Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Zr：0.150
％以下、Ca：0.050％以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
％以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30％以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80％以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする低温靱性の優れたTi系高張力鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6287984A JPS60204826A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 低温靭性の優れたＴｉ系高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6287984A JPS60204826A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 低温靭性の優れたＴｉ系高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60204826A JPS60204826A (ja) | 1985-10-16 |
| JPH0583606B2 true JPH0583606B2 (ja) | 1993-11-26 |
Family
ID=13212989
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6287984A Granted JPS60204826A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 低温靭性の優れたＴｉ系高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60204826A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63128117A (ja) * | 1986-11-17 | 1988-05-31 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS63179020A (ja) * | 1987-01-20 | 1988-07-23 | Nippon Steel Corp | 強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度の差が小さい鋼板の製造法 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS51112418A (en) * | 1975-03-29 | 1976-10-04 | Nippon Steel Corp | Process for producing weldable high tensile steel plate with excellent low temperature toughness |
| JPS589815B2 (ja) * | 1977-10-11 | 1983-02-23 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性及び溶接性の優れた高張力鋼板の製造法 |
| JPS601927B2 (ja) * | 1980-02-25 | 1985-01-18 | 川崎製鉄株式会社 | 低温じん性にすぐれた非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS591632A (ja) * | 1982-06-28 | 1984-01-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間加工性のすぐれたＴｉ添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法 |
-
1984
- 1984-03-29 JP JP6287984A patent/JPS60204826A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60204826A (ja) | 1985-10-16 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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