JPS6173829A - 超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法 - Google Patents
超微細組織よりなる高張力鋼の製造方法Info
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- JPS6173829A JPS6173829A JP19427984A JP19427984A JPS6173829A JP S6173829 A JPS6173829 A JP S6173829A JP 19427984 A JP19427984 A JP 19427984A JP 19427984 A JP19427984 A JP 19427984A JP S6173829 A JPS6173829 A JP S6173829A
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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】
［産業上の利用分野１
本発明は熱！Ｌままで極微細なベイナイト組織を有する
延性、靭性の優りた低コスト尚張力熱延鋼板、待ｔ、：
厚ト鋼根の袈逍ノＪ法に関歓るらので、厚ｆ・のバイフ
キ４、補遺用十（、自動ｌｉｔ用祠の製造に適ｒ’、ｓ
。
延性、靭性の優りた低コスト尚張力熱延鋼板、待ｔ、：
厚ト鋼根の袈逍ノＪ法に関歓るらので、厚ｆ・のバイフ
キ４、補遺用十（、自動ｌｉｔ用祠の製造に適ｒ’、ｓ
。
１従米の技術１
従来、熱延ままの、ｌ’ｌ、”シカ鋼板としてはフェラ
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池、冷）
」１中にベイナイトやマルテンサイト等１氏温変態組總
を生成させる強化法が種々知られている。これらのうら
、ＩＩＩ ＃ Ｉｊ’、延ン去はＮｂ等の添加元素をｌ
ｂＪ辞させるための商温スラブ加熱と組ａ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’ＪＥじ生
産性が低い。組ａ微細化鋼は冷却中のフェライト変態や
パーライト変態を遅らせるため）こ成分の増量やｉ６加
が行われるのが葺通で、成分コストのＥ姓を避けるのは
困？！である。また、１丁・の熱延］１ｈ張力鋼がバイ
ブ材として使用される時に備えるべき特性の一つに創水
素講起削れ（ＨｌＣ）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。
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池、冷）
」１中にベイナイトやマルテンサイト等１氏温変態組總
を生成させる強化法が種々知られている。これらのうら
、ＩＩＩ ＃ Ｉｊ’、延ン去はＮｂ等の添加元素をｌ
ｂＪ辞させるための商温スラブ加熱と組ａ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’ＪＥじ生
産性が低い。組ａ微細化鋼は冷却中のフェライト変態や
パーライト変態を遅らせるため）こ成分の増量やｉ６加
が行われるのが葺通で、成分コストのＥ姓を避けるのは
困？！である。また、１丁・の熱延］１ｈ張力鋼がバイ
ブ材として使用される時に備えるべき特性の一つに創水
素講起削れ（ＨｌＣ）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１氏く抑えた上で高張力鋼を得ろには、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４見られる。結晶粒の＊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７ヱライト組織を得るＨ法（特開昭５８−１２３８
２３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ＭＸＬには適していない。２冷によ
る組織強化法１よ薄手鋼板製造には適用でとるが、厚手
鋼板では強度を高くできるもののに性、靭性を尚くする
のは困難である。
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４見られる。結晶粒の＊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７ヱライト組織を得るＨ法（特開昭５８−１２３８
２３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ＭＸＬには適していない。２冷によ
る組織強化法１よ薄手鋼板製造には適用でとるが、厚手
鋼板では強度を高くできるもののに性、靭性を尚くする
のは困難である。
［発明が解決しようとする問題点１
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ａ板を得る方法を提供す
る事をｌｊ的とする。
価な鋼板、特に厚手熱延高張力ａ板を得る方法を提供す
る事をｌｊ的とする。
［問題点を解決するための手段１
安価な商張力ｇＡ板を得るには低成分鋼を圧延後急冷す
る事が糸本となるが、厚手材で延性、靭性の劣化を防ぐ
には組織の微層化を同時に達成すｈば良い。不茫明者し
、は炭素鋼に入圧トをり・え圧延透起変聾を生起させる
事で超微細７ヱライト組織を得る）ｊ法 （特Ｉｌｌ昭
５８−１２＋＋８２３号公報）ヲ示Ｌ ｒＬが、７エラ
イ） 衾！ｌ！ｍを１・分身る為にはフェライト釦想を
抑制Ｖる様なＮｂ等の元素の添加は好ましくなかった。
る事が糸本となるが、厚手材で延性、靭性の劣化を防ぐ
には組織の微層化を同時に達成すｈば良い。不茫明者し
、は炭素鋼に入圧トをり・え圧延透起変聾を生起させる
事で超微細７ヱライト組織を得る）ｊ法 （特Ｉｌｌ昭
５８−１２＋＋８２３号公報）ヲ示Ｌ ｒＬが、７エラ
イ） 衾！ｌ！ｍを１・分身る為にはフェライト釦想を
抑制Ｖる様なＮｂ等の元素の添加は好ましくなかった。
しかしながら、本発明者らはこの様な特殊元素を含有ｒ
ＺＪ鋼でも圧延条件によっては代かな量のフェライト
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、フェライトの体積率は僅かであっても鋼材全体に
広く存在するので、この状態から急冷を＋ｊうと変態組
織が７エライ１でか断された非常に微細な組織となる■
を見出だしたので・ある。この知見に暴づき、不発明層
ら１よＩｔ’ｌｌ Ｍ性、Ｉｌ’ｌ、靭性と、ｌ’ｌ、
’強度とを兼ね備えた厚手の８延鋼扱を４価に製造′劃
る方法を溝成する事がでさた。
ＺＪ鋼でも圧延条件によっては代かな量のフェライト
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、フェライトの体積率は僅かであっても鋼材全体に
広く存在するので、この状態から急冷を＋ｊうと変態組
織が７エライ１でか断された非常に微細な組織となる■
を見出だしたので・ある。この知見に暴づき、不発明層
ら１よＩｔ’ｌｌ Ｍ性、Ｉｌ’ｌ、靭性と、ｌ’ｌ、
’強度とを兼ね備えた厚手の８延鋼扱を４価に製造′劃
る方法を溝成する事がでさた。
すなわち、本発明の要旨は、）Ｒ量％′ｃＣ：０．０５
〜０．２％、Ｓｉ：Ｏ，ＯＩ〜１．０％、Ｍｎ：０，５
〜１．５％、かつ＋ ｈ ｅ ７ｔ カ０．０１−０．
２！！５ ノ％囲ノＮｂ、Ｖ 、 １’ ｉノ１種また
ｌｊ、 ２１１ｎ Ｌｌ、１： ’；−２み、残ｔＴ３
ＦｅＢよびその他の：ｒ ＩＩｒ ｍ的不純物からなる
鱗をＡｃ）変態力、以上の温度から冷却する過程におい
て熱間圧延するに際し、その最終段バスにおける圧延温
度をＡｒ＋５０°Ｃ〜Ａ ｒ３＋ １５０°Ｃの温度域
と【２、かつ圧下率を３０％以上とする圧延を行った後
、冷却速度２０℃／９以Ｅで５００’Ｃ以トの温度まで
冷却することを特徴とするｍ微細紐線よりなる高張力鋼
の製造法、および重量％ ｒ Ｃ＋０．０５− ０．
２％ 、 Ｓｉ：０．０１− １．０％、 Ｍｎ二０
．５〜１．５％、かつそれぞれが０．０１〜０．２％の
＠［１１１のＮｂ、■、丁１の１種またｌｉ ２ Ｎ以
上を含み、残部Ｆｅおよびその他の−ｒ： ｒ’ｒ避的
不純物からなる閾をＡｃｖ変聾点以上の温度から冷却ｒ
る過程において熱間圧延するに際し、Ａｒ、 ５０°
Ｃ−Ａ ｒ３ ＋ １５０’ｃの温度域でその般Ｊｌ￥
収パスを含む２バス以上の圧延を、３秒以内でかつ宋積
圧下率が３５％以上になるように行った後、冷Ｊ」連に
２０’ｃ／ｓ以ｈ−Ｃ’５００’Ｃ以下の温度まで冷却
する。ことを特徴と邊る超＠細組織４よりなる菌張力鋼
の製造法である。
〜０．２％、Ｓｉ：Ｏ，ＯＩ〜１．０％、Ｍｎ：０，５
〜１．５％、かつ＋ ｈ ｅ ７ｔ カ０．０１−０．
２！！５ ノ％囲ノＮｂ、Ｖ 、 １’ ｉノ１種また
ｌｊ、 ２１１ｎ Ｌｌ、１： ’；−２み、残ｔＴ３
ＦｅＢよびその他の：ｒ ＩＩｒ ｍ的不純物からなる
鱗をＡｃ）変態力、以上の温度から冷却する過程におい
て熱間圧延するに際し、その最終段バスにおける圧延温
度をＡｒ＋５０°Ｃ〜Ａ ｒ３＋ １５０°Ｃの温度域
と【２、かつ圧下率を３０％以上とする圧延を行った後
、冷却速度２０℃／９以Ｅで５００’Ｃ以トの温度まで
冷却することを特徴とするｍ微細紐線よりなる高張力鋼
の製造法、および重量％ ｒ Ｃ＋０．０５− ０．
２％ 、 Ｓｉ：０．０１− １．０％、 Ｍｎ二０
．５〜１．５％、かつそれぞれが０．０１〜０．２％の
＠［１１１のＮｂ、■、丁１の１種またｌｉ ２ Ｎ以
上を含み、残部Ｆｅおよびその他の−ｒ： ｒ’ｒ避的
不純物からなる閾をＡｃｖ変聾点以上の温度から冷却ｒ
る過程において熱間圧延するに際し、Ａｒ、 ５０°
Ｃ−Ａ ｒ３ ＋ １５０’ｃの温度域でその般Ｊｌ￥
収パスを含む２バス以上の圧延を、３秒以内でかつ宋積
圧下率が３５％以上になるように行った後、冷Ｊ」連に
２０’ｃ／ｓ以ｈ−Ｃ’５００’Ｃ以下の温度まで冷却
する。ことを特徴と邊る超＠細組織４よりなる菌張力鋼
の製造法である。
以上に本発明を恰成粟Ｉ′ｔ−毎に説明ケる。
（成分）
Ｃは急冷により十分な■の向強皮相を得るｒこめには０
．０５％ （重置％）以上が必ｆ！−であり、０．２％
を越えると）圧延中のフェライト生成を困難にｒると共
に洛接−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。
．０５％ （重置％）以上が必ｆ！−であり、０．２％
を越えると）圧延中のフェライト生成を困難にｒると共
に洛接−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。
Ｓｌの添加は鋼板の強度−延性バランスを向とさせる１
（が知られており１．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。
（が知られており１．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％未病では強度−延性バラ
ンスを向トさせる効果はなく、−４！、０％を超えると
溶接性を損なう！１１があり、さらに＃ｉ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。
ンスを向トさせる効果はなく、−４！、０％を超えると
溶接性を損なう！１１があり、さらに＃ｉ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トにより組織微細化
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。憶し、その効果は０．５％未＋１４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
、ＩＥｔ中の７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ってしまう。まｒこ、バイブ用
素材としては耐水素誘起割れ（ＨＩＣ１性を有仁る必要
があるが、そのためにはＮｎｌは低い程良い、そこで０
．５％≦Ｍｎ≦１．５％に限定した。
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。憶し、その効果は０．５％未＋１４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
、ＩＥｔ中の７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ってしまう。まｒこ、バイブ用
素材としては耐水素誘起割れ（ＨＩＣ１性を有仁る必要
があるが、そのためにはＮｎｌは低い程良い、そこで０
．５％≦Ｍｎ≦１．５％に限定した。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔ ｉは十分な量の低温ｖ１商強度相（大部
分はベイナイト）を得る１％に１種または２種以上の添
加が必ｇＩ−ｔ’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７エテイト変態を抑制する。そこで
それぞれの限定範囲を０．０１〜Ｏ１Ｚ％とした。
分はベイナイト）を得る１％に１種または２種以上の添
加が必ｇＩ−ｔ’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７エテイト変態を抑制する。そこで
それぞれの限定範囲を０．０１〜Ｏ１Ｚ％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（Ｃ
ｒ、Ｍｏ等）もあるが、いずれも高価であり、４１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らあり得る。
点から考えれば同等またはより高い効果を示す元素（Ｃ
ｒ、Ｍｏ等）もあるが、いずれも高価であり、４１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らあり得る。
（加熱条件）
本発明においては炭窒化物形成元素であるＴ１、Ｎｂ、
■はその一部が仕上圧延開始時に鋼中に固溶している必
叉がある。従って添加量が多いときはｌＩ′１１温ｔこ
加熱すべきであるが、通、Ｉｋの添加量では低温加熱で
も購わない。ｒなわち、添加元素のかなりの程度まて゛
はスラブに固溶しなくとら本発明の効果は失わｔしない
。そこでスラブ加熱温度に討しては実買上の制限はない
と考えられる。但し、ｊ五延時に粗大な７エライトが存
在してはならないので、最（１ん加熱温度は加熱変態温
度であるＡｃ、点以上ｒあるｌ（は当然である。
■はその一部が仕上圧延開始時に鋼中に固溶している必
叉がある。従って添加量が多いときはｌＩ′１１温ｔこ
加熱すべきであるが、通、Ｉｋの添加量では低温加熱で
も購わない。ｒなわち、添加元素のかなりの程度まて゛
はスラブに固溶しなくとら本発明の効果は失わｔしない
。そこでスラブ加熱温度に討しては実買上の制限はない
と考えられる。但し、ｊ五延時に粗大な７エライトが存
在してはならないので、最（１ん加熱温度は加熱変態温
度であるＡｃ、点以上ｒあるｌ（は当然である。
（圧延条件）
本発明て・は、）上圧によりフェ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ｌｉｔ １％１：″あり、その生成効果は冷却変態
温度であるＡｒ、よ’Ｉ １５０’ｃ高い温度から現
われる。また、生成したフェ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ａｔ’は成長が遅い
ので圧延温度域はがなり低温側τもよい。
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ｌｉｔ １％１：″あり、その生成効果は冷却変態
温度であるＡｒ、よ’Ｉ １５０’ｃ高い温度から現
われる。また、生成したフェ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ａｔ’は成長が遅い
ので圧延温度域はがなり低温側τもよい。
しかし、Ａ「コより５０゛Ｃ以上低い温度では加工フェ
ライトによる材質劣化が現われるので、本発明に上る（
ｆ効１〔延温度域をＡ ｒ、−５０’Ｃ−Ａ ｒ、＋
１５（１’ｃに限定する。
ライトによる材質劣化が現われるので、本発明に上る（
ｆ効１〔延温度域をＡ ｒ、−５０’Ｃ−Ａ ｒ、＋
１５（１’ｃ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パス以との圧延で３秒以内）二累計
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％以上の圧ト°率の場合は効果がＩｇｉ、
ｆになる。１パスの圧ド申は大なろ程、バス間の時間は
短い程効果は大となるが、厚手（例えば１８Ｍｌ１）材
では１パスの大王Ｆは困難で多パスにならざるを得ない
。この、Ｑ、から、本発明の叉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Ｆ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Ｗの増加、未再
結晶のときは有効歪みの累積に上り加工誘起変態を助け
るものと考えられる。
、最終パスを含む２パス以との圧延で３秒以内）二累計
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％以上の圧ト°率の場合は効果がＩｇｉ、
ｆになる。１パスの圧ド申は大なろ程、バス間の時間は
短い程効果は大となるが、厚手（例えば１８Ｍｌ１）材
では１パスの大王Ｆは困難で多パスにならざるを得ない
。この、Ｑ、から、本発明の叉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Ｆ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Ｗの増加、未再
結晶のときは有効歪みの累積に上り加工誘起変態を助け
るものと考えられる。
（冷却条件）
鋼板は、圧延終了直後で微細なフェライト粒を多数含む
オーステナイト相となっているが、これを２０’Ｃ／Ｓ
未満の冷連で冷却しても低成分Ｒ′ｔ″あるために′！
：、：想、Ｉ’６強度相の量が十分でなく、５μ以上の
通常サイズのフェライトが生成してしまう。組織は微細
なまま＋５１ベイナイト化を起こさせるには２０°Ｃ／
ｓ以−１−の冷速とせねばならない。一方、従来の含Ｎ
ｂｗ４では２０’Ｃ１５を越える急冷を施ｒと粗大なベ
イナイトが’Ｆ−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′＆態前のオーステナイトが
ＷＪ１７エライトで分断されているために、６速は大な
る在村質向上をもたらす。６速は５０’Ｃ：／ｓ以以上
あるπが望ましい。
オーステナイト相となっているが、これを２０’Ｃ／Ｓ
未満の冷連で冷却しても低成分Ｒ′ｔ″あるために′！
：、：想、Ｉ’６強度相の量が十分でなく、５μ以上の
通常サイズのフェライトが生成してしまう。組織は微細
なまま＋５１ベイナイト化を起こさせるには２０°Ｃ／
ｓ以−１−の冷速とせねばならない。一方、従来の含Ｎ
ｂｗ４では２０’Ｃ１５を越える急冷を施ｒと粗大なベ
イナイトが’Ｆ−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′＆態前のオーステナイトが
ＷＪ１７エライトで分断されているために、６速は大な
る在村質向上をもたらす。６速は５０’Ｃ：／ｓ以以上
あるπが望ましい。
冷ノＪｌ停止温度は低い在高強度となるが、耐ＨＩＣ性
の一つの指標である拡散性水素蹴が増加するので、これ
を低トさせたいときは、４００°Ｃ以上で冷却を停止り
動れば良い。＋１ｔＬ５００°Ｃ９：Ｍ１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Ｊｉ１１停
止］一温度を５００’Ｃ以Ｉに限定した。
の一つの指標である拡散性水素蹴が増加するので、これ
を低トさせたいときは、４００°Ｃ以上で冷却を停止り
動れば良い。＋１ｔＬ５００°Ｃ９：Ｍ１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Ｊｉ１１停
止］一温度を５００’Ｃ以Ｉに限定した。
１実施例１１
表１に示す成分の鋼を一＆２に示す条件で連続熱区を１
ｊつな。
ｊつな。
熱延は１べてスラブ加熱温度＋２５０’Ｃで、バー厚、
は６０＋ｓ＋＊、黴厚は１２．６ｍｍである。圧延スケ
ノユールＡは通常の圧延で、最終２パスの累積圧Ｆ率が
３２．６％、スケノユール１３は本発明の用件をＣ−た
す太圧ド圧延で、最終２パスの累槙圧下率が４７％、バ
ス間時間 １．８秒である。表２に於いて、賦香■〜■
、ぐＤ〜■は通常の圧トスケノユール、賦香■、［相］
は圧延後の冷却速度が低く、強度に討する靭性レベルは
従来並である。賦香■、■、■、＠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ｒる
ほと強度が上昇するのは当然としてら、大正ト圧延を行
うと冷却により靭性も向上している。第１閃に表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。
は６０＋ｓ＋＊、黴厚は１２．６ｍｍである。圧延スケ
ノユールＡは通常の圧延で、最終２パスの累積圧Ｆ率が
３２．６％、スケノユール１３は本発明の用件をＣ−た
す太圧ド圧延で、最終２パスの累槙圧下率が４７％、バ
ス間時間 １．８秒である。表２に於いて、賦香■〜■
、ぐＤ〜■は通常の圧トスケノユール、賦香■、［相］
は圧延後の冷却速度が低く、強度に討する靭性レベルは
従来並である。賦香■、■、■、＠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ｒる
ほと強度が上昇するのは当然としてら、大正ト圧延を行
うと冷却により靭性も向上している。第１閃に表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。
ｔＩｓ２図（ａ）には賦香■（通常圧下士急冷）の組織
、同図（ｂ）には賦香■（大王ド＋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
゛Ｓに＠Ｎ化していることがわかる。
、同図（ｂ）には賦香■（大王ド＋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
゛Ｓに＠Ｎ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。）１実施例２ｊ
ｋ：（に示す成分の綱を供試材とした。＃４ａは比較材
でＮｂ、 Ｖ、 Ｔｉ等の特殊元素を含まずＳ１呆も低
いもの、鋼すも比較材で低Ｃ−高Ｍｎの畠靭性型χ−６
８である。鋼ｃ、 ｄ、 ｅは本発明の用件を膚なｒ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。
でＮｂ、 Ｖ、 Ｔｉ等の特殊元素を含まずＳ１呆も低
いもの、鋼すも比較材で低Ｃ−高Ｍｎの畠靭性型χ−６
８である。鋼ｃ、 ｄ、 ｅは本発明の用件を膚なｒ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。
圧爪条件と圧延材の機械的特性値およｌ／ＮＡＣ１・１
条１’ｌ （Ａ Ｓ ’ｌ’ Ｍ規格の人工海水を酢
酸でｐｉ（＝３．０に調整したものにＨ＋Ｓｆｆスを通
して飽和させた試験溶液中に鋼片を９６時間渣漬）での
水素誘起側れ申（ＣＡＲ）を＆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のスケノ↓
−ルＢと同様である。
条１’ｌ （Ａ Ｓ ’ｌ’ Ｍ規格の人工海水を酢
酸でｐｉ（＝３．０に調整したものにＨ＋Ｓｆｆスを通
して飽和させた試験溶液中に鋼片を９６時間渣漬）での
水素誘起側れ申（ＣＡＲ）を＆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のスケノ↓
−ルＢと同様である。
表４に示ｒ中で、賦香０は特殊元素を含まないので加工
１こよって生成した７エライトが成長することと、冷ノ
」により生成するベイナイトが粗大であるために靭性は
モ良である。試８■は低Ｃ−高Ｍｎ成分で低ｌ門靭性は
非常に良いが、Ｍｎが１．８２％と向いためにＮＡＣＥ
条ｆ１１−１における水素割れが発生している。賦香［
株］、Ｑ２１はＩｊｔ分は本発明のに件を満たすが、そ
れぞれ捲取温度、仕上温度が高過ぎるために面者はベイ
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。その他の賦香■、
［相］、りΦ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、しがち水素婢起割れを起こさ
ない０本実施例におけるスラブ加熱温度は賦香［株］を
除！１１１００℃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ｒ Ｓ ６０ｋｇ／ｍ５
２１＆どまりである。ただし、低温加熱であっても特殊
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。
１こよって生成した７エライトが成長することと、冷ノ
」により生成するベイナイトが粗大であるために靭性は
モ良である。試８■は低Ｃ−高Ｍｎ成分で低ｌ門靭性は
非常に良いが、Ｍｎが１．８２％と向いためにＮＡＣＥ
条ｆ１１−１における水素割れが発生している。賦香［
株］、Ｑ２１はＩｊｔ分は本発明のに件を満たすが、そ
れぞれ捲取温度、仕上温度が高過ぎるために面者はベイ
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。その他の賦香■、
［相］、りΦ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、しがち水素婢起割れを起こさ
ない０本実施例におけるスラブ加熱温度は賦香［株］を
除！１１１００℃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ｒ Ｓ ６０ｋｇ／ｍ５
２１＆どまりである。ただし、低温加熱であっても特殊
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。
［実施例３ｊ
表５に示す成分のスラブを＋０５０’Ｃに加熱し、厚さ
４０糟禦よで粗圧延を行ったｆ！ 、＆６の条件ｒ佳上
げ圧延を行った。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、賦香［相］は最終バス （第６バス
）圧下率が１３，５％、最終バスを含めｒこ２パス（第
５．６パス）の合計圧下率が３０．８％で本発明の矢件
を満たさない。また賦香Ｏは最終バス （第６パス）の
圧下率を３０．８％と通常より大さくし、？＋ｒバスの
影響を小さくするために第５パスヲ空パスとしたもので
ある。尚、最終圧延速度は両刃とも２００ｍｐｍであっ
た。材質は賦香［相］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、賦香Ｏは優れた強度−延性バラ
ンスを示している。
４０糟禦よで粗圧延を行ったｆ！ 、＆６の条件ｒ佳上
げ圧延を行った。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、賦香［相］は最終バス （第６バス
）圧下率が１３，５％、最終バスを含めｒこ２パス（第
５．６パス）の合計圧下率が３０．８％で本発明の矢件
を満たさない。また賦香Ｏは最終バス （第６パス）の
圧下率を３０．８％と通常より大さくし、？＋ｒバスの
影響を小さくするために第５パスヲ空パスとしたもので
ある。尚、最終圧延速度は両刃とも２００ｍｐｍであっ
た。材質は賦香［相］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、賦香Ｏは優れた強度−延性バラ
ンスを示している。
［発明の効果）
本発明方法により低温靭性のすぐれた厚手高張力鋼板を
安価にＭ ？ｘ する事が可能になる。
安価にＭ ？ｘ する事が可能になる。
第１図は、０．０６Ｃ−１，５Ｍｎ −０，０２−０，
０５Ｎｂ＠ｉにつき仕上げ圧延時の圧下率配分と圧延後
の重連を変えた時の材質変化を示１゜図中の矢印は冷速
か大きくなる事を示す。 ！Ｉ′Ｓ２図は、０．０６Ｃ’ −１，５Ｍｎ −０，
０２Ｎｂ＠を熱延後５０°Ｃ／Ｓで冷却したものの顕微
鏡糺織り真であって、（ａ）は通常圧下材、（ｂ）は後
段大圧下材 （本発明によるもの）である。
０５Ｎｂ＠ｉにつき仕上げ圧延時の圧下率配分と圧延後
の重連を変えた時の材質変化を示１゜図中の矢印は冷速
か大きくなる事を示す。 ！Ｉ′Ｓ２図は、０．０６Ｃ’ −１，５Ｍｎ −０，
０２Ｎｂ＠を熱延後５０°Ｃ／Ｓで冷却したものの顕微
鏡糺織り真であって、（ａ）は通常圧下材、（ｂ）は後
段大圧下材 （本発明によるもの）である。
Claims (6)
- （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およびその
他の不可避的不純物からなる鋼をＡｃ＿３変態点以上の
温度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Ａｒ＿３−５０℃〜Ａ
ｒ＿３＋１５０℃の温度域とし、かつ圧下率を３０％以
上とする圧延を行った後、冷却速度２０℃／ｓ以上で５
００℃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およびその
他の不可避的不純物からなる鋼をＡｃ＿３変態点以上の
温度から冷却する過程において熱間圧延するに際し、Ａ
ｒ＿３−５０℃〜Ａｒ＿３＋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％以上になるように行った後、冷却速度
２０℃／ｓ以上で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 true JPS6173829A (ja) | 1986-04-16 |
| JPS647131B2 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) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01312032A (ja) * | 1988-06-13 | 1989-12-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
| US6652670B2 (en) | 1999-09-29 | 2003-11-25 | Tadashi Inoue | Steel sheet and method for manufacturing the same |
Citations (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
Patent Citations (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 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01312032A (ja) * | 1988-06-13 | 1989-12-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
| US6652670B2 (en) | 1999-09-29 | 2003-11-25 | Tadashi Inoue | Steel sheet and method for manufacturing the same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS647131B2 (ja) | 1989-02-07 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |