JPS59200722A - 靭性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法 - Google Patents
靭性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法Info
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- JPS59200722A JPS59200722A JP7217283A JP7217283A JPS59200722A JP S59200722 A JPS59200722 A JP S59200722A JP 7217283 A JP7217283 A JP 7217283A JP 7217283 A JP7217283 A JP 7217283A JP S59200722 A JPS59200722 A JP S59200722A
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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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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】
本発明は、制御圧延および圧延後の制御冷却によシ再加
熱熱処理を施すことなく靭性のすぐれた６ ０ ｋｑ／
ｗｘ２以上の引張強さを持つ厚鋼板を製造する方法に関
するものである。
熱熱処理を施すことなく靭性のすぐれた６ ０ ｋｑ／
ｗｘ２以上の引張強さを持つ厚鋼板を製造する方法に関
するものである。
従来引張強度６０ ｋ４７ｍｎ”以上の厚鋼板の製造は
圧延放冷後回加熱熱処理によって行なわれていたが、本
発明はこのような再加熱熱処理を必要とせず、省エネル
ギー効果が著しい高強度、高靭性の厚鋼板の製造方法を
提供することを目的とする。
圧延放冷後回加熱熱処理によって行なわれていたが、本
発明はこのような再加熱熱処理を必要とせず、省エネル
ギー効果が著しい高強度、高靭性の厚鋼板の製造方法を
提供することを目的とする。
また、圧延後ただちに水冷するような従来の制御冷却法
では靭性が劣化する問題があった。
では靭性が劣化する問題があった。
本発明は圧延後直ちに冷却する工程において、圧延条件
と冷却工程を改良することにより強度を高めると共に従
来の冷却法の靭性低下という欠点を改善するものであっ
て、特に圧延後に放冷等の暖冷工程を設けて該暖冷中に
一部フエライト変態を生じせしめ、その稜残力の組織を
急冷することによって、多相微細な組織とするところに
主特徴があシ、これによジ高強度で、かつ靭性のすぐれ
た鋼を提供しようとするものである。
と冷却工程を改良することにより強度を高めると共に従
来の冷却法の靭性低下という欠点を改善するものであっ
て、特に圧延後に放冷等の暖冷工程を設けて該暖冷中に
一部フエライト変態を生じせしめ、その稜残力の組織を
急冷することによって、多相微細な組織とするところに
主特徴があシ、これによジ高強度で、かつ靭性のすぐれ
た鋼を提供しようとするものである。
より詳細には本発明の要旨は、００．１〜０．２５ｗｔ
ｆｓ 、 Ｓｉ Ｏ，０１〜０．５ ｗｔ％ｅ Ｍｎ
Ｏ，９〜１．５ ｗｔ％。
ｆｓ 、 Ｓｉ Ｏ，０１〜０．５ ｗｔ％ｅ Ｍｎ
Ｏ，９〜１．５ ｗｔ％。
ｋｌ Ｏ，０２〜０．１ ｗｔ％、 Ｎ Ｏ，００２〜
０．００８ ｗｔ％ 。
０．００８ ｗｔ％ 。
Ｂ Ｏ，０００３〜０．００２ ｗｔ％ 、 Ｓ Ｏ，
０１ｗｔ％以下。
０１ｗｔ％以下。
Ｐ Ｏ，０３ｗｔ％以下、必要に応じて、 Ｎｉ Ｏ，
３ｗｔ％以下、 Ｍｏ Ｏ，２ｗｔ％以下＋ ０丁０−
５ ｗｔ％以下。
３ｗｔ％以下、 Ｍｏ Ｏ，２ｗｔ％以下＋ ０丁０−
５ ｗｔ％以下。
Ｖ Ｏ，０３ｗｔ％以下 の１種又は２種以上を含有し
、残部が不可避不純物及びＦｅよシ成る鋼を１０５０℃
以下に加熱し、圧延仕上温度がフェライト変態湯度以上
フェライト変態温度＋２０℃以下の温度範囲になるよう
に未再結晶温度域で最終板厚に対して３０％以上の累積
圧下率で圧延し、最終圧延後、放冷又は冷却速度５℃／
ｓｉ以下の冷却をフェライト変態温度−６０℃以上フェ
ライト変態変態量２０℃以下の混度範囲迄行い、その後
、直ちに冷却速度１５℃／廊 で急冷することｔ−特徴
とする靭性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法である。
、残部が不可避不純物及びＦｅよシ成る鋼を１０５０℃
以下に加熱し、圧延仕上温度がフェライト変態湯度以上
フェライト変態温度＋２０℃以下の温度範囲になるよう
に未再結晶温度域で最終板厚に対して３０％以上の累積
圧下率で圧延し、最終圧延後、放冷又は冷却速度５℃／
ｓｉ以下の冷却をフェライト変態温度−６０℃以上フェ
ライト変態変態量２０℃以下の混度範囲迄行い、その後
、直ちに冷却速度１５℃／廊 で急冷することｔ−特徴
とする靭性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法である。
以下本発明の詳細な説明する。
まず本発明の鋼成分を限定した理由について述べる。％
は何れもｗｔ％である。
は何れもｗｔ％である。
Ｃは所要の強度を得ることおよび急冷時にマルテンサイ
トを生成させるために０．１％以上必要であるが、過大
となると溶接冷間割れを生じるため上限を０．２５係と
したつ またＭ’ｎは鋼の焼入性を良好にしマルテンサイトを生
成しやすくするために０．９％以上必要であるが、過大
となるとＳＲ後の靭性が劣化するため上限を１．５％と
した。
トを生成させるために０．１％以上必要であるが、過大
となると溶接冷間割れを生じるため上限を０．２５係と
したつ またＭ’ｎは鋼の焼入性を良好にしマルテンサイトを生
成しやすくするために０．９％以上必要であるが、過大
となるとＳＲ後の靭性が劣化するため上限を１．５％と
した。
Ｓｉは鋼の強度を補助的に増加させるもので０．０１％
以上を有しまた上限を０．５％として過剰Ｓｉによる靭
性劣化を防ぐ。
以上を有しまた上限を０．５％として過剰Ｓｉによる靭
性劣化を防ぐ。
Ｂは、焼入性向上のために必要であＪ、ＡＬはＢとＮが
結合してＢＶｃよる焼入効果が失われるのを防ぐ。Ｂ
、 Ａｔ、 Ｎは本発明で限定した範囲、即ち、Ｂ ：
０．０００３〜０．００２％、Ａｔ：０．０２〜０．
１％、Ｎ ： ０−００２〜０．００８％の成分範囲に
あるとき最大の焼入性を発揮する。
結合してＢＶｃよる焼入効果が失われるのを防ぐ。Ｂ
、 Ａｔ、 Ｎは本発明で限定した範囲、即ち、Ｂ ：
０．０００３〜０．００２％、Ａｔ：０．０２〜０．
１％、Ｎ ： ０−００２〜０．００８％の成分範囲に
あるとき最大の焼入性を発揮する。
また特に良好な溶接性および靭性が要求される場合には
、０．３％以下のＮｉ 、 ０．２％以下のＭｏ 。
、０．３％以下のＮｉ 、 ０．２％以下のＭｏ 。
０．５幅以下のＯｒのうち１種または２種以上また８Ｒ
軟化を防止するためには０．０３％以下の■を必要に応
じて添加する。
軟化を防止するためには０．０３％以下の■を必要に応
じて添加する。
以上の組成の鋼は通常の溶解炉で溶製されあるいはさら
に真空脱ガス処理が施されて溶製された後、造塊２分塊
あるいは連続鋳造によ勺鋼片とされ次いで熱間圧延、圧
延、冷却の工程を経て製造される。
に真空脱ガス処理が施されて溶製された後、造塊２分塊
あるいは連続鋳造によ勺鋼片とされ次いで熱間圧延、圧
延、冷却の工程を経て製造される。
本発明における加熱温度はＢの焼入性を有効に利用する
ために上限を１０５０℃とした。
ために上限を１０５０℃とした。
次に未再結晶温度域で３０％以上の圧下率で圧下するこ
とによシフエライトの核生成サイトを増大せしめ初析フ
ェライトを細粒化せしめる。圧延中のフェライト変態は
加工フェライトを生じ靭性を劣化するため該圧延の仕上
温度はフェライト変態湯度以上とし、また極力上記初析
フェライトの細粒化をはかるため圧延仕上温度の上限を
フェライト変態温度＋２０℃以下とした。
とによシフエライトの核生成サイトを増大せしめ初析フ
ェライトを細粒化せしめる。圧延中のフェライト変態は
加工フェライトを生じ靭性を劣化するため該圧延の仕上
温度はフェライト変態湯度以上とし、また極力上記初析
フェライトの細粒化をはかるため圧延仕上温度の上限を
フェライト変態温度＋２０℃以下とした。
最終圧延稜放冷等による暖冷によシフエライトを一部析
出せしめるが、その冷却速度は５’Ｃ／ｓ以上になると
フェライトが生じないため上限を５℃／Ｓとした。
出せしめるが、その冷却速度は５’Ｃ／ｓ以上になると
フェライトが生じないため上限を５℃／Ｓとした。
また放冷等による暖冷によシフニライト変態湯度−６０
℃以上−２００以下まで冷却し以後急冷することによシ
最も良好な靭性を得るフェライト変態量を得ることがで
きるが、その急冷速度は一部マルチンサイト変態を生じ
せしめるため［１５Ｃ／ ｓ以上の冷速か必要である。
℃以上−２００以下まで冷却し以後急冷することによシ
最も良好な靭性を得るフェライト変態量を得ることがで
きるが、その急冷速度は一部マルチンサイト変態を生じ
せしめるため［１５Ｃ／ ｓ以上の冷速か必要である。
このよう力急冷の結果、鋼材組織はフェライトとマル
テンサイト及び下部ベイナイトの混合組織となるため、
破面単位が細分化され、−８０℃以下の破面遷移温度を
得ることができる。
テンサイト及び下部ベイナイトの混合組織となるため、
破面単位が細分化され、−８０℃以下の破面遷移温度を
得ることができる。
次に本発明の実施例について説明する。
実施例１
第１表にＡ−１の化学組成の鋼を第２表■の製造法で製
造した２５ｍ厚鋼板の機緘的性質を示す。
造した２５ｍ厚鋼板の機緘的性質を示す。
人〜Ｅが本発明の実施例 １１〜Ｉが比較例である。
算１表から明らかなように本発明法の組成の鋼では焼き
入れ効果と破面単位の細分化効果により比較法の組成の
鋼に対して著しく高強度かつ高靭性を得ている。
入れ効果と破面単位の細分化効果により比較法の組成の
鋼に対して著しく高強度かつ高靭性を得ている。
実施例２
実施例１の人の成分の鋼について製造条件を変えた場合
の実施例を第２表に示す。たｖしＡ鋼のＡｒ３は７７２
℃である。
の実施例を第２表に示す。たｖしＡ鋼のＡｒ３は７７２
℃である。
この表において、比較法のは急冷をしなかったもので焼
入組織が出現しないため強度が低い。■は加熱温度が高
すぎてＢｃｒ）焼入効果が利用できなかったものである
。■は圧延仕上温度、急冷開始温度が高すぎてフェライ
トが出現せず靭性が悪い。
入組織が出現しないため強度が低い。■は加熱温度が高
すぎてＢｃｒ）焼入効果が利用できなかったものである
。■は圧延仕上温度、急冷開始温度が高すぎてフェライ
トが出現せず靭性が悪い。
■は急冷開始温度が低すぎフェライト組織率が過大とな
シ強度μ性とも劣化している。
シ強度μ性とも劣化している。
イ淳から明らかなように本発明の製造法による鋼板は強
度、靭性ともに比較法のものに比べて良好である。
度、靭性ともに比較法のものに比べて良好である。
以上詳細に説明を加えたように本発明によれば。
焼入性の良好な成分の鋼からフェライト１．マルテンサ
イト、下部ベイナイトの複合組織鋼板を製造しその破壊
時の破面単位を微細化することによフ高強度、高靭性を
得ることができ、かつ、従来の制御冷却によシ製造した
鋼板では強度過大、靭性劣化が著しく制御冷却後の再加
熱熱処理は必須であるが、本発明はこのような従来の製
造法では必須の再加熱熱処理工程を不要として簡潔工程
にな少、従来の製造法に比して５合金集約、省エネルギ
ー効果は非常に太きい。
イト、下部ベイナイトの複合組織鋼板を製造しその破壊
時の破面単位を微細化することによフ高強度、高靭性を
得ることができ、かつ、従来の制御冷却によシ製造した
鋼板では強度過大、靭性劣化が著しく制御冷却後の再加
熱熱処理は必須であるが、本発明はこのような従来の製
造法では必須の再加熱熱処理工程を不要として簡潔工程
にな少、従来の製造法に比して５合金集約、省エネルギ
ー効果は非常に太きい。
外２名
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１１００，１〜０．２５ｗｔ％、 Ｓｉ ０−０１〜
０．５ｗｔ％。 Ｍｎ Ｏ，９−１，５ｗｔ％ 、 ＡｔＯ，０２〜０．
１ ｗｔ％ 。 Ｎ Ｏ，００２〜０．００８ ｗｔ％、 Ｂ Ｏ，００
０３〜０．００２ ｗｔ％。 Ｓ Ｏ，０１ｗｔ％以下、 Ｐ Ｏ，０３ｗｔ％以下。 必要に応じて Ｎｉ Ｏ，３ｗｔ％以下、 Ｍｏ Ｏ，２ｗｔ％以下。 Ｏｒ ０．５ ｗｔ％以下、Ｖｏ、０３ｗｔ％以下。 ０１種又は２種以上を含有し、残部が不可避不純物及び
Ｆｅよシ成る鋼を１０５０℃以下に加熱し、圧延仕上温
度がフェライト変態温度以上フェライト変態温度＋２０
℃以下の温度範囲になるように未再結晶温度域で最終板
厚に対して３０％以上の累積圧下率で圧延し、最終圧延
後、放冷又は冷却速度５℃／Ｓ以下の冷却をフェライト
変態温度−６０℃以上フェライト変態流度−２０℃以下
の温度範囲迄行い、その援、直ちに冷却速度１５℃／Ｓ
で急冷することを特徴とする靭性のすぐれた高張力厚鋼
板の製造方法っ
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7217283A JPS59200722A (ja) | 1983-04-26 | 1983-04-26 | 靭性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7217283A JPS59200722A (ja) | 1983-04-26 | 1983-04-26 | 靭性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59200722A true JPS59200722A (ja) | 1984-11-14 |
| JPH0573804B2 JPH0573804B2 (ja) | 1993-10-15 |
Family
ID=13481539
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7217283A Granted JPS59200722A (ja) | 1983-04-26 | 1983-04-26 | 靭性のすぐれた高張力厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59200722A (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56123324A (en) * | 1981-01-12 | 1981-09-28 | Kobe Steel Ltd | Production of high-strength steel of superior workability |
-
1983
- 1983-04-26 JP JP7217283A patent/JPS59200722A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56123324A (en) * | 1981-01-12 | 1981-09-28 | Kobe Steel Ltd | Production of high-strength steel of superior workability |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0573804B2 (ja) | 1993-10-15 |
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