JPS607005B2 - 低温用棒鋼の製造法 - Google Patents
低温用棒鋼の製造法Info
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- JPS607005B2 JPS607005B2 JP56061457A JP6145781A JPS607005B2 JP S607005 B2 JPS607005 B2 JP S607005B2 JP 56061457 A JP56061457 A JP 56061457A JP 6145781 A JP6145781 A JP 6145781A JP S607005 B2 JPS607005 B2 JP S607005B2
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- rolling
- steel
- temperature
- ferrite
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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
- C21D8/06—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Manufacturing & Machinery (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
【発明の詳細な説明】
この発明は、特に一１２０ｏ０以下の極低温においても
高強度と高靭性を有する樺鋼の製造法に関するものであ
る。
高強度と高靭性を有する樺鋼の製造法に関するものであ
る。
従来、例えば鉄筋コンクリート用榛鋼が、寒冷地や極地
の鉄筋コンクリート構造物、鉄筋コンクリート製の冷凍
庫「 さらにＬＮＧやＬＰＧをはじめとする液化ガス用
タンクなどに使用されていることはよく知られるところ
であるが「 これらの鉄筋はいずれもＪＩＳ○３１１２
に定める規定により製造されたものであり、かつ前記Ｊ
ＩＳ規格は常温またはそれ以上の温度で使用される場合
を想定して定められたものであるため、上記のような極
低温雰囲気にさらされた場合に強度不足や靭性不足をき
たすものであった。
の鉄筋コンクリート構造物、鉄筋コンクリート製の冷凍
庫「 さらにＬＮＧやＬＰＧをはじめとする液化ガス用
タンクなどに使用されていることはよく知られるところ
であるが「 これらの鉄筋はいずれもＪＩＳ○３１１２
に定める規定により製造されたものであり、かつ前記Ｊ
ＩＳ規格は常温またはそれ以上の温度で使用される場合
を想定して定められたものであるため、上記のような極
低温雰囲気にさらされた場合に強度不足や靭性不足をき
たすものであった。
そこで、近年、上記のような低温は勿論のこと「極低温
にさらされても所定の高強度と高鞠性を保持する榛鋼の
開発が行なわれるようになってきたが「未だ満足する極
低温特性を有する榛鋼は得られていないのが現状である
。
にさらされても所定の高強度と高鞠性を保持する榛鋼の
開発が行なわれるようになってきたが「未だ満足する極
低温特性を有する榛鋼は得られていないのが現状である
。
本発明者等は「上述のような観点から、特に一１２０ｏ
ｏの極低温においても高強度と高級性を有する捧鋼を得
べく研究を行なった結果、鋼を、Ｃ：０．０２〜０．１
７％、Ｓｉ；０．７％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、
ｓｏｌ．ＡＩ：０．０１〜０．０７％を含有し、さらに
必要に応じて強度向上成分および靭性向上成分として「
Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：０．５
％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｖ：０．１５％以下、
Ｎｂ：０．１５％以下「 Ｔ心１５％以下、Ｚｒ：０．
１５％以下Ｌい：０．０１％以下、Ｃｅ：０．０１％以
下「 およびＣａ：００１％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％、以下％はすべて重量％を意味する）を
有するものに特定し、この鋼に、Ａｃ３変態点〜Ａｃ３
変態点十２５０００の温度範囲内の温度に加熱後、断面
減少率が６０％以上となる条件で圧延を行なうと共に、
この場合のオーバルからラウンドの最終孔型圧延のみを
断面減少率；１０％以上のオーステナイト・フェライト
２相城圧延とし、空冷することからなる圧延を施すと、
前記圧延の前工程の加熱によって初期オーステナィト粒
が細粒化し、さらに前記圧延によってオーステナィト粒
の再結晶によるフェライト粒の紬粒化、および末再結晶
オーステナィト域圧延によるフェライト析出核の増加作
用によるフェライト粒の細粒化がはかられて、微細なフ
ェライト＋バーラィト組織を生成せしめ、この場合の前
記最終孔型圧延におけるただ１回のオーステナィト。
ｏの極低温においても高強度と高級性を有する捧鋼を得
べく研究を行なった結果、鋼を、Ｃ：０．０２〜０．１
７％、Ｓｉ；０．７％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、
ｓｏｌ．ＡＩ：０．０１〜０．０７％を含有し、さらに
必要に応じて強度向上成分および靭性向上成分として「
Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：３％以下、Ｃｒ：０．５
％以下、Ｍｏ：０．２０％以下、Ｖ：０．１５％以下、
Ｎｂ：０．１５％以下「 Ｔ心１５％以下、Ｚｒ：０．
１５％以下Ｌい：０．０１％以下、Ｃｅ：０．０１％以
下「 およびＣａ：００１％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％、以下％はすべて重量％を意味する）を
有するものに特定し、この鋼に、Ａｃ３変態点〜Ａｃ３
変態点十２５０００の温度範囲内の温度に加熱後、断面
減少率が６０％以上となる条件で圧延を行なうと共に、
この場合のオーバルからラウンドの最終孔型圧延のみを
断面減少率；１０％以上のオーステナイト・フェライト
２相城圧延とし、空冷することからなる圧延を施すと、
前記圧延の前工程の加熱によって初期オーステナィト粒
が細粒化し、さらに前記圧延によってオーステナィト粒
の再結晶によるフェライト粒の紬粒化、および末再結晶
オーステナィト域圧延によるフェライト析出核の増加作
用によるフェライト粒の細粒化がはかられて、微細なフ
ェライト＋バーラィト組織を生成せしめ、この場合の前
記最終孔型圧延におけるただ１回のオーステナィト。
フェライト２相城圧延によってセパレーション（シャル
ピー試験にて現われる板面に平行な層状の割れ）形成に
伴う靭性向上がはかられるようになるため、この結果得
られた所定最終寸法の横綱は「 一１２０ｏｏの極低温
にさらされても「 きわめて高い強度とすぐれた靭性を
保持し、さらにこの榛鋼に必要に応じて圧延終了後、直
ちに焼きの入らない範囲での強制冷却，あるいはＡｃ，
変態点以下の温度での焼戻し処理を施すことも強度向上
および鋤性改善効果が大きいという知見を得たのである
。この発明は、上記知見にもとづいてなされたものであ
るが、鋼の成分組成および圧延条件を上記の通り限定し
た理由を以下に説明する。【ａー 鋼の成分組成 捧鋼に所定の強度を付与するためにＣ成分を含有させる
が「その含有量が０．０２％未満では所望の高強度を確
保することができず、一方０．１７％を越えて含有させ
ると靭一性低下をきたすようになることから「その含有
量を０．０２〜０．１７％と定めた。
ピー試験にて現われる板面に平行な層状の割れ）形成に
伴う靭性向上がはかられるようになるため、この結果得
られた所定最終寸法の横綱は「 一１２０ｏｏの極低温
にさらされても「 きわめて高い強度とすぐれた靭性を
保持し、さらにこの榛鋼に必要に応じて圧延終了後、直
ちに焼きの入らない範囲での強制冷却，あるいはＡｃ，
変態点以下の温度での焼戻し処理を施すことも強度向上
および鋤性改善効果が大きいという知見を得たのである
。この発明は、上記知見にもとづいてなされたものであ
るが、鋼の成分組成および圧延条件を上記の通り限定し
た理由を以下に説明する。【ａー 鋼の成分組成 捧鋼に所定の強度を付与するためにＣ成分を含有させる
が「その含有量が０．０２％未満では所望の高強度を確
保することができず、一方０．１７％を越えて含有させ
ると靭一性低下をきたすようになることから「その含有
量を０．０２〜０．１７％と定めた。
また、Ｓｉ成分には脱酸および強化作用があり、０．７
％までの含有は許容されるがＬＯ．７％を越えて含有さ
せると、靭性低下が著しくなることから、その上限値を
０．７％と定めた。Ｍｎ成分には素地に固溶して、これ
を固溶強化し、強度および敵性を向上させる作用がある
が、その含有量が０．６％未満では前記作用に所望の効
果が得られず、一方２．０％を越えて含有させると、靭
性および溶接性が劣化するようになることから、その含
有量を０．６〜２．０％と定めた。さらにＮ成分にはす
ぐれた紬粒化作用があるが「 その含有量がｓｏｌ．Ａ
Ｉで０．０１％未満では所望の紬粒化をはかることがで
きず、一方同じくｓｏｌ．ＡＩで０．０７％を越えて含
有させると、非金属介在物の量が急激に増加して鋼の鞠
性が劣化するようになることから、その含有量を０．０
１〜０．０７％と定めた。
％までの含有は許容されるがＬＯ．７％を越えて含有さ
せると、靭性低下が著しくなることから、その上限値を
０．７％と定めた。Ｍｎ成分には素地に固溶して、これ
を固溶強化し、強度および敵性を向上させる作用がある
が、その含有量が０．６％未満では前記作用に所望の効
果が得られず、一方２．０％を越えて含有させると、靭
性および溶接性が劣化するようになることから、その含
有量を０．６〜２．０％と定めた。さらにＮ成分にはす
ぐれた紬粒化作用があるが「 その含有量がｓｏｌ．Ａ
Ｉで０．０１％未満では所望の紬粒化をはかることがで
きず、一方同じくｓｏｌ．ＡＩで０．０７％を越えて含
有させると、非金属介在物の量が急激に増加して鋼の鞠
性が劣化するようになることから、その含有量を０．０
１〜０．０７％と定めた。
また、この発明の銅においては、上記のいＬＣｅＬおよ
びＣａはＡ系介在物を球状化し、延性城での衝撃値を向
上させるが、いずれも０．０１％を越えて添加するとそ
の効果が飽和するばかりでなく、逆に介在物量が増加し
て衝撃値が劣化するようになるのでそれぞれの上限を０
．０１％とした。またＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、およびＺｒは衝撃値を改善するか、少なくと
も衝撃値の劣化が少なく、かつ強度を上昇させる元素で
ある。
びＣａはＡ系介在物を球状化し、延性城での衝撃値を向
上させるが、いずれも０．０１％を越えて添加するとそ
の効果が飽和するばかりでなく、逆に介在物量が増加し
て衝撃値が劣化するようになるのでそれぞれの上限を０
．０１％とした。またＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、およびＺｒは衝撃値を改善するか、少なくと
も衝撃値の劣化が少なく、かつ強度を上昇させる元素で
ある。
Ｃｕは衝撃値の劣化がほとんどなく、強度を上昇させる
が、０．５％を越えて添加すると鋼材の表面割れの発生
の問題が生じるため０．５％以下とした。
が、０．５％を越えて添加すると鋼材の表面割れの発生
の問題が生じるため０．５％以下とした。
Ｎｉは特に低温靭性の改善に有効であるが、３％を越え
るとベイナイト組織になり圧延ままでは轍性を劣化する
ので３％以下とした。Ｃｒは０．５％を越えると溶接性
を劣化させるので０．５％以下とした。Ｍｏは０．２０
％を越えて含有すると、ベィナィト組織になり鋤性の劣
化が大きく、溶接性を劣化させるので０．２０％以下と
した。Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＺｒはいずれもそれぞれの
炭化物の析出によって強度を上昇させるが、いずれも０
．１５％を越えて添加すると強度上昇効果は飽和し、ベ
ィナィト組織になり靭Ｉ性を劣化させるのでそれぞれの
上限を０．１５％とした。
るとベイナイト組織になり圧延ままでは轍性を劣化する
ので３％以下とした。Ｃｒは０．５％を越えると溶接性
を劣化させるので０．５％以下とした。Ｍｏは０．２０
％を越えて含有すると、ベィナィト組織になり鋤性の劣
化が大きく、溶接性を劣化させるので０．２０％以下と
した。Ｎｂ、Ｖ、ＴｉおよびＺｒはいずれもそれぞれの
炭化物の析出によって強度を上昇させるが、いずれも０
．１５％を越えて添加すると強度上昇効果は飽和し、ベ
ィナィト組織になり靭Ｉ性を劣化させるのでそれぞれの
上限を０．１５％とした。
‘ｂ｝ 加熱温度紬粒化のための加熱温度がＡｃ３変態
点未満では均一にして微細なオーステナィト組織を形成
することができず、一方Ａｃ３変態点＋２５０ｏｏを越
えた温度に加熱すると、粒成長が著しくなって所定の紬
粒化をはかることができないので、紬粒化のための加熱
温度をＡｃ３変態点〜Ａｃ３変態点＋２５０００の温度
範囲と定めた。
点未満では均一にして微細なオーステナィト組織を形成
することができず、一方Ａｃ３変態点＋２５０ｏｏを越
えた温度に加熱すると、粒成長が著しくなって所定の紬
粒化をはかることができないので、紬粒化のための加熱
温度をＡｃ３変態点〜Ａｃ３変態点＋２５０００の温度
範囲と定めた。
｛ｃ）圧延条件
細粒フェライト＋パーラィト組織により所望の高強度・
高靭性を得るために断面減少率で示される全圧下率は６
０％以上必要である。
高靭性を得るために断面減少率で示される全圧下率は６
０％以上必要である。
また低温鞠曲まセパレーション（シャルピー衝撃試験に
おいてその破面にみられる層状の剥離）によって得られ
る。このセパレーションは破壊の３軸応力を低下させる
作用があるので、フェライト結晶粒微細化作用に加えシ
ャルピーの破面遷移温度を著しく低下させる。従来樺鋼
圧延ではセパレーションが発生しないとされていたが、
最終圧延（オーバルからラウンドの最終孔型圧延）のみ
、鋼のＡら変態点以下のフェライト＋オーステナイト混
合組織の温度城で１０％以上の圧下を加えた場合のみセ
パレーションが発生する。したがって断面減少率を６０
％以上、最終圧延のみをオーステナィト＋フェライト２
相温度城で１０％以上の圧下を加える限定を行なった。
なおその他のパスも８５０ｑｏ以上では再結晶オーステ
ナィトを紬粒化するため１パス当り１０％以上、８５０
〜最終圧下１パス前までは未再結晶城で１パスの圧下は
影響少ないが全圧下率は多い程望ましい。ところで、こ
の発明の方法においては、オーステナィト城での圧下率
は実質上５０％以上とすることが好ましいが、圧下率の
上限は格別に制限されるものではない。
おいてその破面にみられる層状の剥離）によって得られ
る。このセパレーションは破壊の３軸応力を低下させる
作用があるので、フェライト結晶粒微細化作用に加えシ
ャルピーの破面遷移温度を著しく低下させる。従来樺鋼
圧延ではセパレーションが発生しないとされていたが、
最終圧延（オーバルからラウンドの最終孔型圧延）のみ
、鋼のＡら変態点以下のフェライト＋オーステナイト混
合組織の温度城で１０％以上の圧下を加えた場合のみセ
パレーションが発生する。したがって断面減少率を６０
％以上、最終圧延のみをオーステナィト＋フェライト２
相温度城で１０％以上の圧下を加える限定を行なった。
なおその他のパスも８５０ｑｏ以上では再結晶オーステ
ナィトを紬粒化するため１パス当り１０％以上、８５０
〜最終圧下１パス前までは未再結晶城で１パスの圧下は
影響少ないが全圧下率は多い程望ましい。ところで、こ
の発明の方法においては、オーステナィト城での圧下率
は実質上５０％以上とすることが好ましいが、圧下率の
上限は格別に制限されるものではない。
つまり、実際上の圧下率の上限は素材のビレツト寸法に
よって定まるが、製品特性の点からは、圧下率の上部臨
界値は実質上存在しない。また、フェライト十オーステ
ナィト２相城での圧延についても、少なくとも１０％以
上の圧下率を必要とすることは前述の通りであるが、こ
の領域での圧延を１回に限定する本発明方法では、圧下
率は高ければ高いほど良く、得られる製品の特性上から
圧下率の上限値を規定する必然曲ま認められない。しか
し、圧延機の能力を考慮した場合には圧下率を１０〜５
０％とするのが実際的である。なお上記圧延工程を経た
樺鋼は空冷または強制冷却されるが、この時焼きが入る
ような強制冷却は鋼の靭‘性を劣化するので好ましくな
い。
よって定まるが、製品特性の点からは、圧下率の上部臨
界値は実質上存在しない。また、フェライト十オーステ
ナィト２相城での圧延についても、少なくとも１０％以
上の圧下率を必要とすることは前述の通りであるが、こ
の領域での圧延を１回に限定する本発明方法では、圧下
率は高ければ高いほど良く、得られる製品の特性上から
圧下率の上限値を規定する必然曲ま認められない。しか
し、圧延機の能力を考慮した場合には圧下率を１０〜５
０％とするのが実際的である。なお上記圧延工程を経た
樺鋼は空冷または強制冷却されるが、この時焼きが入る
ような強制冷却は鋼の靭‘性を劣化するので好ましくな
い。
微細なフェライト＋パーラィト組織とすることが望まし
い。また圧延終了後一旦冷却されたのち、再び鋼のＡｃ
，変態点以下の温度に焼もどしをしても何らこの発明の
効果を消失するものではない。つぎに、この発明の榛鋼
製造法を実施例により比較例と対比しながら説明する。
い。また圧延終了後一旦冷却されたのち、再び鋼のＡｃ
，変態点以下の温度に焼もどしをしても何らこの発明の
効果を消失するものではない。つぎに、この発明の榛鋼
製造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 、
通常の溶解法によりそれぞれ第１表に示される成分組成
をもった鋼を溶製した後、あらかじめ１５仇肋×１５比
吻のビレットにし、第１表に示される加熱’圧延条件に
て圧延を施すことによって、直径；３２側めを有する本
発明榛鋼１〜１２および比較榛鋼１〜６をそれぞれ製造
した。
をもった鋼を溶製した後、あらかじめ１５仇肋×１５比
吻のビレットにし、第１表に示される加熱’圧延条件に
て圧延を施すことによって、直径；３２側めを有する本
発明榛鋼１〜１２および比較榛鋼１〜６をそれぞれ製造
した。
なお、比較榛鋼は、いずれも製造条件のうちのいずれか
の条件がこの発明の範囲から外れた条件で製造されたも
のであり、該当条件に※印を付し、第１表に表示した。
ついで、この結果得られた本発明榛鋼１〜１２および比
較樺鋼１〜６について、引張り試験および衝撃試験を行
ない、引張り試験においては引張り強さ（Ｔ．Ｓ．）、
降伏点（Ｙ．Ｓ．）、および伸び（ＥＩ）を測定し、ま
た衝撃試験では破面遷移温度（ｖＴｓ）および一１２０
００におけるＶノツチエネルギー値（ｖＥ−１２０）を
それぞれ測定した。
の条件がこの発明の範囲から外れた条件で製造されたも
のであり、該当条件に※印を付し、第１表に表示した。
ついで、この結果得られた本発明榛鋼１〜１２および比
較樺鋼１〜６について、引張り試験および衝撃試験を行
ない、引張り試験においては引張り強さ（Ｔ．Ｓ．）、
降伏点（Ｙ．Ｓ．）、および伸び（ＥＩ）を測定し、ま
た衝撃試験では破面遷移温度（ｖＴｓ）および一１２０
００におけるＶノツチエネルギー値（ｖＥ−１２０）を
それぞれ測定した。
これらの測定結果を第１表に合せて示した。第１表の１
Ｑ主） 残部成分は、実質的に旧ｅである。
第１表の２第１表に示されるように、この発明の範囲か
ら外れた製造条件で製造された比較榛鋼１〜６において
は、衝撃特性が劣ったものになっているのに対して、こ
の発明の製造条件にしたがって製造された本発明榛鋼１
〜１２は、いずれも高強度および高靭性を有し、特に一
１２００○の極低温においてもきわめてすぐれた靭性を
示すことが明らかである。上述のように、この発明の榛
鋼製造法によれば、特に一１２０００の極低温において
も高強度と高鞠性を保持する榛鋼を製造することができ
るのである。
ら外れた製造条件で製造された比較榛鋼１〜６において
は、衝撃特性が劣ったものになっているのに対して、こ
の発明の製造条件にしたがって製造された本発明榛鋼１
〜１２は、いずれも高強度および高靭性を有し、特に一
１２００○の極低温においてもきわめてすぐれた靭性を
示すことが明らかである。上述のように、この発明の榛
鋼製造法によれば、特に一１２０００の極低温において
も高強度と高鞠性を保持する榛鋼を製造することができ
るのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１７％、Ｓｉ：０．
７％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、ｓｏｌ、Ａｌ：０
．０１〜０．０７％を含有し、残りがＦｅおよび不可避
不純物よりなる組成を有する鋼を、ＡＣ＿３変態点〜Ａ
Ｃ＿３変態点＋２５０℃の間の温度に加熱し、全断面積
減少率が６０％以上となり、かつオーバルからラウンド
の最終孔型圧延のみをオーステナイト・フエライト２相
域で１０％以上の断面減少率で圧延を行うことを特徴と
する低温用棒鋼の製造法。 ２ 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１７％、Ｓｉ：０．
７％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、ｓｏｌ、Ａｌ：０
．０１〜０．０７％を含有すると共に、Ｌａ：０．０１
％以下、Ｃｅ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％
以下のうちの１種以上をも含み、残りがＦｅおよび不可
避不純物よりなる組成を有する鋼を、ＡＣ＿３変態点〜
ＡＣ＿３変態点＋２５０℃の間の温度に加熱し、全断面
積減少率が６０％以上となり、かつオーバルからラウン
ドの最終孔型圧延のみをオーステナイト・フエライト２
相域で１０％以上の断面減少率で圧延を行うことを特徴
とする低温用棒鋼の製造法。 ３ 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１７％、Ｓｉ：０．
７％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｓｏｌ、Ａｌ：０
．０１〜０．０７％を含有すると共に、Ｃｕ：０．５０
％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍ
ｏ：０．２０％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｎｂ：０．
１５％以下、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．１５％
以下のうちの１種以上をも含み、残りがＦｅおよび不可
避不純物よりなる組成を有する鋼を、ＡＣ＿３変態点〜
ＡＣ＿３変態点＋２５０℃の間の温度に加熱し、全断面
積減少率が６０％以上となり、かつオーバルからラウン
ドの最終孔型圧延のみをオーステナイト・フエライト２
相域で１０％以上の断面減少率で圧延を行うことを特徴
とする低温用棒鋼の製造法。 ４ 重量％で、Ｃ：０．０２〜０１７％、Ｓｉ：０．７
％以下、Ｍｎ：０．６〜２．０％、ｓｏｌ、Ａｌ：０．
０１〜０．０７％を含有すると共に、Ｌａ：０．０１％
以下、Ｃｅ：０．０１％以下およびＣａ：０．０１％以
下のうちの１種以上、並びにＣｕ：０．５０％以下、Ｎ
ｉ：３．０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．２
０％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｎｂ：０．１５％以下
、Ｔｉ：０．１５％以下、Ｚｒ：０．１５％以下のうち
の１種以上をも含み、残りがＦｅおよび不可避不純物よ
りなる組成を有する鋼を、ＡＣ＿３変態点〜ＡＣ＿３変
態点＋２５０℃の間の温度に加熱し、全断面積減少率が
６０％以上となり、かつオーバルからラウンドの最終孔
型圧延のみをオーステナイト・フエライト２相域で１０
％以上の断面減少率で圧延を行うことを特徴とする低温
用棒鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56061457A JPS607005B2 (ja) | 1981-04-24 | 1981-04-24 | 低温用棒鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56061457A JPS607005B2 (ja) | 1981-04-24 | 1981-04-24 | 低温用棒鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57177919A JPS57177919A (en) | 1982-11-01 |
| JPS607005B2 true JPS607005B2 (ja) | 1985-02-21 |
Family
ID=13171582
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56061457A Expired JPS607005B2 (ja) | 1981-04-24 | 1981-04-24 | 低温用棒鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS607005B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6348403A (ja) * | 1986-08-19 | 1988-03-01 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 変位検出装置 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2697543B2 (ja) * | 1993-02-04 | 1998-01-14 | 住友金属工業株式会社 | 高強度低降伏比鉄筋用鋼の製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5282624A (en) * | 1975-12-30 | 1977-07-11 | Nippon Steel Corp | Preparation of high tensile steel excelling in ductility and toughness |
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1981
- 1981-04-24 JP JP56061457A patent/JPS607005B2/ja not_active Expired
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6348403A (ja) * | 1986-08-19 | 1988-03-01 | Matsushita Electric Ind Co Ltd | 変位検出装置 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57177919A (en) | 1982-11-01 |
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