JPS62180012A - 高靭性厚肉鋼板の製造方法 - Google Patents
高靭性厚肉鋼板の製造方法Info
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- JPS62180012A JPS62180012A JP2057486A JP2057486A JPS62180012A JP S62180012 A JPS62180012 A JP S62180012A JP 2057486 A JP2057486 A JP 2057486A JP 2057486 A JP2057486 A JP 2057486A JP S62180012 A JPS62180012 A JP S62180012A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
本発明は高靭性１′７肉鋼板の製造方法に関し、さらに
詳しくは、板１７５０ ＋＋＋ｍ以上で板厚中央部にお
ける破面遷移温度が一８０℃以下である寒冷地において
使用される高靭性厚肉鋼板の製造方法に関するものであ
る。
詳しくは、板１７５０ ＋＋＋ｍ以上で板厚中央部にお
ける破面遷移温度が一８０℃以下である寒冷地において
使用される高靭性厚肉鋼板の製造方法に関するものであ
る。
［従来技術１
従来より高靭性高張力鋼の製造方法としては、圧延を途
中において中断して冷却し、その後再加熱して二次圧延
を行なう方法（特公昭６０−０３０７２４号公報参照）
が提案されている。そして、この方法は、非水冷型プロ
セスにおいて複数回のγ→α変態を起させることにより
、組織の微細化をはかるものである。しかし、この方法
においては、板厚５０１ＩＩｍ以上の極厚鋼板において
板厚中央部の破面遷移温度を一８０゛Ｃ以下とすること
はできない。
中において中断して冷却し、その後再加熱して二次圧延
を行なう方法（特公昭６０−０３０７２４号公報参照）
が提案されている。そして、この方法は、非水冷型プロ
セスにおいて複数回のγ→α変態を起させることにより
、組織の微細化をはかるものである。しかし、この方法
においては、板厚５０１ＩＩｍ以上の極厚鋼板において
板厚中央部の破面遷移温度を一８０゛Ｃ以下とすること
はできない。
［発明が解決しようとする問題点］
本発明は上記に説明したような従来における高靭性高張
力鋼板の製造方法における問題、σを解決すべきなされ
たちのであり、本発明者が鋭意研究を行なった結果、特
定の含有成分および成分割合の鋼片に前処理として二回
加熱圧延を含む水冷型の制御圧延プロセスであり、この
二回加熱圧延の加熱温度、圧延条件を厳しく規定するこ
とにより、板Ｖ１５０ ｒａｍ以上の鋼板の板厚中実部
で破面遷移温度が一８０℃以下が要求される寒冷地にお
いて使用することができる行靭性厚肉鋼板製造方法を開
発したのである。
力鋼板の製造方法における問題、σを解決すべきなされ
たちのであり、本発明者が鋭意研究を行なった結果、特
定の含有成分および成分割合の鋼片に前処理として二回
加熱圧延を含む水冷型の制御圧延プロセスであり、この
二回加熱圧延の加熱温度、圧延条件を厳しく規定するこ
とにより、板Ｖ１５０ ｒａｍ以上の鋼板の板厚中実部
で破面遷移温度が一８０℃以下が要求される寒冷地にお
いて使用することができる行靭性厚肉鋼板製造方法を開
発したのである。
［問題点を解決するための手段］
本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法は、（１）
Ｃ〜０．０１〜０．１６ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０ｗｔ％
、Ｍｎ ０．８〜２，Ｏｗｔ％、Ａｌ ０．０１−０．
１０ｗｔ％、Ｔｉ ０．００５−〜０．０２０ｗＬ％、
Ｎ ０．００３〜０．０１０＋＋＋ｔ％を含有し、残部
実質的にＦｅからなる鋼片を、９００〜１１５０℃の温
度に低温加熱し、１５％以下の圧下率で中間板厚に仕上
げた後、圧延を中断して５００℃以下の温度まで冷却し
、再びＡｃ３〜９００℃の温度に加熱した後圧延を開始
し、７００〜７６０℃の温度において３０％以上の圧下
を加え、７００〜７６０℃の温度において仕上げ、直ち
に１〜５℃／ｓｅｅの冷却速度で加速冷却し、４００〜
５５０℃の温度において冷却を停止することを特徴とす
る高靭性厚肉鋼板の製造方法を第１の発明とし、 （２） Ｃ〜０．０１〜０．１６ｗｔ％、Ｓｉ ≦０
．５０１Ｌ％、Ｍｎ ０．８〜２．０ｗｔ％、Ａｔ ０
．０１−〜０．１０ｗｔ％、Ｔｉ ０．００５〜０．０
２０ｗｔ％、Ｎ ０．００３−〜０．０１０ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｎｉ ≦４．０ｗｔ％、Ｃｕ ≦０．５ｗＬ％、Ｃｒ
≦Ｑ、５ＩｌｌＬ％、Ｍｏ≦０．５ｗｔ％、Ｖ ≦０１
ｌｕｓｔ％、Ｎｂ０００１〜０．１０＋ｎｔ％、Ｂ ≦
３０ｐｐｍ、 Ｃａ ５〜３０ｐｐ。
Ｃ〜０．０１〜０．１６ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０ｗｔ％
、Ｍｎ ０．８〜２，Ｏｗｔ％、Ａｌ ０．０１−０．
１０ｗｔ％、Ｔｉ ０．００５−〜０．０２０ｗＬ％、
Ｎ ０．００３〜０．０１０＋＋＋ｔ％を含有し、残部
実質的にＦｅからなる鋼片を、９００〜１１５０℃の温
度に低温加熱し、１５％以下の圧下率で中間板厚に仕上
げた後、圧延を中断して５００℃以下の温度まで冷却し
、再びＡｃ３〜９００℃の温度に加熱した後圧延を開始
し、７００〜７６０℃の温度において３０％以上の圧下
を加え、７００〜７６０℃の温度において仕上げ、直ち
に１〜５℃／ｓｅｅの冷却速度で加速冷却し、４００〜
５５０℃の温度において冷却を停止することを特徴とす
る高靭性厚肉鋼板の製造方法を第１の発明とし、 （２） Ｃ〜０．０１〜０．１６ｗｔ％、Ｓｉ ≦０
．５０１Ｌ％、Ｍｎ ０．８〜２．０ｗｔ％、Ａｔ ０
．０１−〜０．１０ｗｔ％、Ｔｉ ０．００５〜０．０
２０ｗｔ％、Ｎ ０．００３−〜０．０１０ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｎｉ ≦４．０ｗｔ％、Ｃｕ ≦０．５ｗＬ％、Ｃｒ
≦Ｑ、５ＩｌｌＬ％、Ｍｏ≦０．５ｗｔ％、Ｖ ≦０１
ｌｕｓｔ％、Ｎｂ０００１〜０．１０＋ｎｔ％、Ｂ ≦
３０ｐｐｍ、 Ｃａ ５〜３０ｐｐ。
ＲＥＭ ０．００１〜０．０３０＋ｕＬ％のうちから選
んだ１種または２種以上 を含有し、残部実質的にＦｅからなる鋼片を、９００〜
１１５０℃の温度に低温加熱し、１５％以下の以下率で
中間板厚に仕上げた後、圧延を中断して５００℃以下の
温度まで冷却し、再びＡｃ３〜９００℃の温度に加熱し
た後圧延を開始し、７００〜７６０℃の温度において３
０％以上の圧下を加え、７００〜７６０℃の温度におい
て仕上げ、直ちに１〜ｂ し、４００〜ｓｓｏ’ｃの温度において冷却を停止する
ことを特徴とする高靭性厚肉鋼板の製造方法を第２の発
明とする２つの発明よりなるものである。
んだ１種または２種以上 を含有し、残部実質的にＦｅからなる鋼片を、９００〜
１１５０℃の温度に低温加熱し、１５％以下の以下率で
中間板厚に仕上げた後、圧延を中断して５００℃以下の
温度まで冷却し、再びＡｃ３〜９００℃の温度に加熱し
た後圧延を開始し、７００〜７６０℃の温度において３
０％以上の圧下を加え、７００〜７６０℃の温度におい
て仕上げ、直ちに１〜ｂ し、４００〜ｓｓｏ’ｃの温度において冷却を停止する
ことを特徴とする高靭性厚肉鋼板の製造方法を第２の発
明とする２つの発明よりなるものである。
本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法について以下詳
細に説明する。
細に説明する。
先ず、本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法−二おい
て使用する鋼板の含有成分および成分割合について説明
する。
て使用する鋼板の含有成分および成分割合について説明
する。
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、含有量が
０．０１ｗｔ％未満では充分な強度が得られず、また、
０．１６ｗｔ％を越えて含有されると靭性および溶接性
が劣化する。よって、Ｃ含有量は０．０１ ０．１６ｗ
ｔ％とする。
０．０１ｗｔ％未満では充分な強度が得られず、また、
０．１６ｗｔ％を越えて含有されると靭性および溶接性
が劣化する。よって、Ｃ含有量は０．０１ ０．１６ｗ
ｔ％とする。
Ｓｉは鋼の溶製時に脱酸剤として必要な元素であり、含
有量が０．５０１１１ｔ％を越えて含有されると靭性が
劣化する。よって、Ｓｉ含有量は≦０．５０・刀［９Ｇ
とする。
有量が０．５０１１１ｔ％を越えて含有されると靭性が
劣化する。よって、Ｓｉ含有量は≦０．５０・刀［９Ｇ
とする。
Ｍ ｎは鋼の強度を確保するために必要な元素であり、
含有量がＱ、８ｗｔ％未満ではこの効果が少なく、また
、２．０…ｔ％を越えて含有されると溶接性が着しく損
なわれる。よって、Ｍｎ含有量は０．８〜２．Ｏｗｔ％
とする。
含有量がＱ、８ｗｔ％未満ではこの効果が少なく、また
、２．０…ｔ％を越えて含有されると溶接性が着しく損
なわれる。よって、Ｍｎ含有量は０．８〜２．Ｏｗｔ％
とする。
Ａｌは脱酸剤として不可欠であるばかりが、鋼中の遊離
ＮをＡｌＮとして固定し、靭性を改善し、かつ、鋼片の
加熱時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制して鋼の
強靭化に寄与する元素であり、含有量が０．０１ｕＩｔ
％未満ではこのような効果が少なく、また、０．１０ｗ
ｔ％を越えて含有されるとＡ Ｉ ２０ Ｓ系介在物を
形成して靭性、延性を劣化させる。よって、Ａｌ含有量
は０．０１〜０．１０ｗｔ％とする。
ＮをＡｌＮとして固定し、靭性を改善し、かつ、鋼片の
加熱時にオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制して鋼の
強靭化に寄与する元素であり、含有量が０．０１ｕＩｔ
％未満ではこのような効果が少なく、また、０．１０ｗ
ｔ％を越えて含有されるとＡ Ｉ ２０ Ｓ系介在物を
形成して靭性、延性を劣化させる。よって、Ａｌ含有量
は０．０１〜０．１０ｗｔ％とする。
Ｔｉは高温においても安定な化合物ＴｉＮを形成し、加
熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、さらに
、７ヱライト生成核として作用するため微細なフェライ
ト結晶粒を得るために必須の元素であり、含有量が０．
００５ｗｔ％未満ではこの効果は充分でなく、また、０
．０２０社％を越えて含有されると靭性を損なうように
なる。よって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２０ｗ
ｔ％とする。
熱時のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、さらに
、７ヱライト生成核として作用するため微細なフェライ
ト結晶粒を得るために必須の元素であり、含有量が０．
００５ｗｔ％未満ではこの効果は充分でなく、また、０
．０２０社％を越えて含有されると靭性を損なうように
なる。よって、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．０２０ｗ
ｔ％とする。
ＮはＴｉと共にＴｉＮを形成して微細なフェライト結晶
粒を得るために有効な元素であるが、含有量が０．００
３ｗｔ％未満ではこの効果が少なく、また、０．０１０
ｗｔ％を越えて含有されると鋼中に遊離Ｎとして存在す
る量が多くなり靭性を損なう。よって、Ｎ含有量は０．
００３〜〜０．０ＩＯｗｔ％とする。
粒を得るために有効な元素であるが、含有量が０．００
３ｗｔ％未満ではこの効果が少なく、また、０．０１０
ｗｔ％を越えて含有されると鋼中に遊離Ｎとして存在す
る量が多くなり靭性を損なう。よって、Ｎ含有量は０．
００３〜〜０．０ＩＯｗｔ％とする。
しかして、圧延および加速冷却を適用して厚肉鋼板を製
造する場合には、圧延による圧下が板厚中央部にまで充
分におよばないこと、圧延後の加速冷却においても板厚
中央部では充分な冷却速度が得られないことから、板厚
中央部の組織の微細化は充分に達成することができきな
いが、ＴｉおよびＮを含有させることにより圧延および
加速冷却による組織の微細化効果を補い、板厚中央部に
おいても組織の微細化を達成し、靭性を向上させること
が可能になった。
造する場合には、圧延による圧下が板厚中央部にまで充
分におよばないこと、圧延後の加速冷却においても板厚
中央部では充分な冷却速度が得られないことから、板厚
中央部の組織の微細化は充分に達成することができきな
いが、ＴｉおよびＮを含有させることにより圧延および
加速冷却による組織の微細化効果を補い、板厚中央部に
おいても組織の微細化を達成し、靭性を向上させること
が可能になった。
なお、上記に説明した必須成分以外に、強度、靭性の水
準或いは溶接性を向上させるために、Ｎｉ、 Ｃｕ、
Ｃｒ、 Ｍｏ、■、Ｎｂ、Ｂを含有させて鋼の強靭性向
上をはかるために有効であり、特に、Ｎｉは鋼の地の靭
性改善に効果があり、また、Ｎｂは加熱時に炭窒化物を
形成してオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、Ｂは
鋼の焼入性を向上させ、共に鋼の強靭性を向上させる。
準或いは溶接性を向上させるために、Ｎｉ、 Ｃｕ、
Ｃｒ、 Ｍｏ、■、Ｎｂ、Ｂを含有させて鋼の強靭性向
上をはかるために有効であり、特に、Ｎｉは鋼の地の靭
性改善に効果があり、また、Ｎｂは加熱時に炭窒化物を
形成してオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制し、Ｂは
鋼の焼入性を向上させ、共に鋼の強靭性を向上させる。
しかし、これらの元素を規定量を越えて含有させると靭
性或いは溶接性の劣化を招来するので、Ｎｉ ≦４．Ｏ
ｗｔ％、Ｃｕ≦０．５ｗｔ％、Ｃｒ≦０．５ｗｔ％、Ｍ
ｏ≦０．５ｉｕＬ％、■≦ ０６ｂｕｔ％、Ｎｂ≦０．
０１−０．１０ｗｔ％、Ｂ≦３０ｐｐｍに規制しなけれ
ばならない。
性或いは溶接性の劣化を招来するので、Ｎｉ ≦４．Ｏ
ｗｔ％、Ｃｕ≦０．５ｗｔ％、Ｃｒ≦０．５ｗｔ％、Ｍ
ｏ≦０．５ｉｕＬ％、■≦ ０６ｂｕｔ％、Ｎｂ≦０．
０１−０．１０ｗｔ％、Ｂ≦３０ｐｐｍに規制しなけれ
ばならない。
Ｃａ、ＲＥＭはＳ系介在物の形状を改善し、鋼の靭性、
延性を向上させる元素であり、象有量がＣａ ５ｐｐｍ
未満、ＲＥＭ ０．０Ｏ１ｗｔ％未満ではこの効果は充
分に発揮されず、また、Ｃａ ３０ｐｐＩＩｌ、 ＲＥ
Ｍ０．０３０ｗｔ％を越えて含有されると介在物の量が
多くなり悪影響を与えるようになる。
延性を向上させる元素であり、象有量がＣａ ５ｐｐｍ
未満、ＲＥＭ ０．０Ｏ１ｗｔ％未満ではこの効果は充
分に発揮されず、また、Ｃａ ３０ｐｐＩＩｌ、 ＲＥ
Ｍ０．０３０ｗｔ％を越えて含有されると介在物の量が
多くなり悪影響を与えるようになる。
次に、本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法における
熱処理について説明する。
熱処理について説明する。
先ず、上記に説明した含有成分および成分割合の鋼片を
９００〜１１５０℃に低温加熱し、１５％以上の圧下率
で中間板厚に仕上げた後、圧延を中断して５００℃以下
の温度に冷却して、γ→ａ変態を完了させるのであり、
９００〜１１５０”Ｃに低温加熱するのは、加熱時のオ
ーステナイト粒の粗大化を抑制するためであり、がっ、
Ｔｉ、Ｎを含有させてＴｉＮとして作用させることによ
りオーステナイト粒の微細化は一層顕著となる。
９００〜１１５０℃に低温加熱し、１５％以上の圧下率
で中間板厚に仕上げた後、圧延を中断して５００℃以下
の温度に冷却して、γ→ａ変態を完了させるのであり、
９００〜１１５０”Ｃに低温加熱するのは、加熱時のオ
ーステナイト粒の粗大化を抑制するためであり、がっ、
Ｔｉ、Ｎを含有させてＴｉＮとして作用させることによ
りオーステナイト粒の微細化は一層顕著となる。
これに、−回目の圧延を加えオーステナイト粒の再結晶
を促進させ、再結晶オーステナイト粒をカ冒ａ＋−＋
２１シｈ１グ仲ヱ γ１ｎσｂ自隆ν欅 し １
１− らイト粒の微細化をはかる。その後、再加熱して
二回目の圧延を行なうが、再加熱時には一回目の加熱、
圧延１こよキ）細かく生成したフェライトから変態した
細かなオーステナイト粒を粗大化させないように再加熱
温度はＡｃ３〜９００℃の低温度域に規定した。そして
、二回目の圧延では７００〜７６０℃の温度範囲で３０
％以上の圧下を加え、７００〜７６０℃の温度において
仕上げる。これは、細かなオーステナイト粒に未再結晶
温度域での圧下を多く加えることにより、変形能を導入
しフェライト核生成サイトを数多く作り出し、γ→α変
態により生成するフェライト粒をさらに微細にするため
である。
を促進させ、再結晶オーステナイト粒をカ冒ａ＋−＋
２１シｈ１グ仲ヱ γ１ｎσｂ自隆ν欅 し １
１− らイト粒の微細化をはかる。その後、再加熱して
二回目の圧延を行なうが、再加熱時には一回目の加熱、
圧延１こよキ）細かく生成したフェライトから変態した
細かなオーステナイト粒を粗大化させないように再加熱
温度はＡｃ３〜９００℃の低温度域に規定した。そして
、二回目の圧延では７００〜７６０℃の温度範囲で３０
％以上の圧下を加え、７００〜７６０℃の温度において
仕上げる。これは、細かなオーステナイト粒に未再結晶
温度域での圧下を多く加えることにより、変形能を導入
しフェライト核生成サイトを数多く作り出し、γ→α変
態により生成するフェライト粒をさらに微細にするため
である。
さらに、圧延終了後直ちに１〜５℃／ｓｅｃの冷却速度
で加速冷却上 ４００〜５５０℃の温度において冷却を
停止する。これは圧延によって形成された多数のフェラ
イト核生成サイトから生成したフェライト粒の成長を抑
制し、７工ライト粒を非常に微細にすることを目的とす
るものであり、板厚の大きい鋼板を水冷する場合には表
層部と板厚中央部の冷却速度の差が問題となり、この冷
却速度の差は板厚が大きくなる程、また、水量が大きく
なる程大きくなる。
で加速冷却上 ４００〜５５０℃の温度において冷却を
停止する。これは圧延によって形成された多数のフェラ
イト核生成サイトから生成したフェライト粒の成長を抑
制し、７工ライト粒を非常に微細にすることを目的とす
るものであり、板厚の大きい鋼板を水冷する場合には表
層部と板厚中央部の冷却速度の差が問題となり、この冷
却速度の差は板厚が大きくなる程、また、水量が大きく
なる程大きくなる。
そのため、冷却速度を１〜５℃／ｓｅｃと比較的緩冷却
の範囲としたのは、５°（：／ｓｅａを越える冷却速度
では表層部に上部ベイナイト組織が生成腰板厚生央部と
の強度差が大きくなるばかりか、表層部の靭性の劣化か
顕著となり、また、１℃／ｓｅＣ未満の冷却速度では板
厚中央部のフェライト粒の成長抑制が不充分となり、フ
ェライト粒の微細化が充分達成されないからである。
の範囲としたのは、５°（：／ｓｅａを越える冷却速度
では表層部に上部ベイナイト組織が生成腰板厚生央部と
の強度差が大きくなるばかりか、表層部の靭性の劣化か
顕著となり、また、１℃／ｓｅＣ未満の冷却速度では板
厚中央部のフェライト粒の成長抑制が不充分となり、フ
ェライト粒の微細化が充分達成されないからである。
冷却停止温度を４００〜５５０℃としたのは、４００℃
未満の温度域では冷却中に高炭素マルテンサイトが生成
し、５５０℃を越える冷却停止温度では冷却停止後に変
態が進行し組織の粗大化を生じ、何れの場合にも靭性が
劣化するためである。
未満の温度域では冷却中に高炭素マルテンサイトが生成
し、５５０℃を越える冷却停止温度では冷却停止後に変
態が進行し組織の粗大化を生じ、何れの場合にも靭性が
劣化するためである。
このように、本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法に
おいては、γ→α変態或いはα→γ変態を複数回行ない
、さらに、加速冷却を行なうことにより、通常の圧延の
みでは達成されない厚肉鋼板の板厚中央部の組織の微細
化を可能にし、優れた靭性を有する厚肉鋼板を製造する
ことができるのである。
おいては、γ→α変態或いはα→γ変態を複数回行ない
、さらに、加速冷却を行なうことにより、通常の圧延の
みでは達成されない厚肉鋼板の板厚中央部の組織の微細
化を可能にし、優れた靭性を有する厚肉鋼板を製造する
ことができるのである。
［実施例］
本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法の実施例を説明
する。
する。
実施例
第１表に示す含有成分および成分割合の鋼を溶製し、加
工して得られた鋼片を以下説明する圧延条件により鋼板
を製造する。
工して得られた鋼片を以下説明する圧延条件により鋼板
を製造する。
Ａ ： ２８０＋ｎｍ鋼片を１０００℃Ｘ２時間加
熱後、１８５１１１ｍまで圧延し、温度調節後７４０〜
７２０℃の温度において３０％の圧下を加え、７２０℃
の温度で板厚１３０開に仕上げ、直ちに、２°Ｉ：／ｓ
ｅｅで加速冷却し、５００℃の温度で冷却を停止する。
熱後、１８５１１１ｍまで圧延し、温度調節後７４０〜
７２０℃の温度において３０％の圧下を加え、７２０℃
の温度で板厚１３０開に仕上げ、直ちに、２°Ｉ：／ｓ
ｅｅで加速冷却し、５００℃の温度で冷却を停止する。
Ｂ ： ２８０ｍｍＷ４片を１０００℃Ｘ２時間加
熱後、２１０ｎｕｎまで一回目の圧延を行ない、一旦、
室温まで冷却し、再び、１０００ ’Ｃの温度に加熱７
２０℃の温度において３０％の圧下を含む二回目の圧延
を行ない、７２０℃の温度で板厚１３０ｍｍに仕上げ、
直ちに、２℃／ｓｅｃの加速冷却を行ない、５００℃の
温度で冷却を停止する。
熱後、２１０ｎｕｎまで一回目の圧延を行ない、一旦、
室温まで冷却し、再び、１０００ ’Ｃの温度に加熱７
２０℃の温度において３０％の圧下を含む二回目の圧延
を行ない、７２０℃の温度で板厚１３０ｍｍに仕上げ、
直ちに、２℃／ｓｅｃの加速冷却を行ない、５００℃の
温度で冷却を停止する。
Ｃ： 圧延条件Ｂで再加熱温度を９５０℃とする。
Ｄ ： 圧延条件Ｂで再加熱温度を９００℃とする。
Ｅ ： 圧延条件Ｂで再加熱温度を８５０℃とする。
Ｆ ： 圧延条件Ｂで冷却速度を６℃／ｓｅｃとする。
Ｇ ： ２８０馳鋼片を１１５０℃×２時間加熱し
、その後圧延条件Ｂと同様の圧延、冷却を行なう。
、その後圧延条件Ｂと同様の圧延、冷却を行なう。
Ｈ： 圧延条件Ｆで一回目加熱温度を１２３ ＋）℃と
する。
する。
この上つｌこして得られた鋼板の母材の機械的性質を第
２表に示す。
２表に示す。
第２表に示した（代械的性質の試験方法は次に示引張試
験 ＪＩＳＺ２２０１．４号試験片（板厚中央部から採取）
による。試験値は全べて圧延直角方向の値である。
験 ＪＩＳＺ２２０１．４号試験片（板厚中央部から採取）
による。試験値は全べて圧延直角方向の値である。
衝撃試験
ＪＩＳＺ２２０２．４号試験片（板厚中央部から採取）
による。試験値は全べて圧延方向の値であ第 ２ 表 第２表に示す１〜８は本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製
造方法により製造された鋼で、圧延条件を変化させた場
合であり、４〜６において板厚中央部の破面遷移温度が
一８０℃以下を示している。
による。試験値は全べて圧延方向の値であ第 ２ 表 第２表に示す１〜８は本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製
造方法により製造された鋼で、圧延条件を変化させた場
合であり、４〜６において板厚中央部の破面遷移温度が
一８０℃以下を示している。
なお、９〜１６は本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方
法における鋼板の含有成分の範囲内に入っていよ鋼或い
は入っていない鋼について、本発明に係る高靭性厚肉鋼
板の製造方法における圧延条件を適用した場合であり、
本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法の含有成分の範
囲内に入っていない鋼は何れも板厚中央部の破面遷移温
度が一８０℃に達しておらず、また、１７〜２３はＣｕ
、 Ｎｉ、 Ｍｏ、＼ｉの影響を調べたものであり、本
発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法において規定され
ている範囲内であれば、板厚中央部においても優れた低
温靭性を有することを示している。
法における鋼板の含有成分の範囲内に入っていよ鋼或い
は入っていない鋼について、本発明に係る高靭性厚肉鋼
板の製造方法における圧延条件を適用した場合であり、
本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法の含有成分の範
囲内に入っていない鋼は何れも板厚中央部の破面遷移温
度が一８０℃に達しておらず、また、１７〜２３はＣｕ
、 Ｎｉ、 Ｍｏ、＼ｉの影響を調べたものであり、本
発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法において規定され
ている範囲内であれば、板厚中央部においても優れた低
温靭性を有することを示している。
［発明の効果］
以上説明したように、本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製
造方法は上記の構成であるから、皿回の加熱、圧延およ
び加速冷却の工程を結合し、さらに、含有元素であるＴ
ｉ、Ｎを有効に活用することにより、低温靭性が要求さ
れる寒冷地に使用することができる鋼板を製造すること
ができる。
造方法は上記の構成であるから、皿回の加熱、圧延およ
び加速冷却の工程を結合し、さらに、含有元素であるＴ
ｉ、Ｎを有効に活用することにより、低温靭性が要求さ
れる寒冷地に使用することができる鋼板を製造すること
ができる。
第１図は本発明に係る高靭性厚肉鋼板の製造方法におい
て規定している二回目加熱温度が適正であることを示す
図、第２図は同じく一回目圧延の圧下率が適正であるこ
とを示す図、第３図は同じく二回目圧延の圧下率が適正
であることを示す図、第４図は同じく圧延後の加速冷却
における冷却速度が適正であることを示す図である。
て規定している二回目加熱温度が適正であることを示す
図、第２図は同じく一回目圧延の圧下率が適正であるこ
とを示す図、第３図は同じく二回目圧延の圧下率が適正
であることを示す図、第４図は同じく圧延後の加速冷却
における冷却速度が適正であることを示す図である。
Claims (2)
- （１）Ｃ０．０１〜０．１６ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．８〜２．０ｗｔ％、Ａｌ０．０１〜０．
１０ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０２０ｗｔ％、 Ｎ０．００３〜０．０１０ｗｔ％ を含有し、残部実質的にＦｅからなる鋼片を、９００〜
１１５０℃の温度に低温加熱し、１５％以下の圧下率で
中間板厚に仕上げた後、圧延を中断して５００℃以下の
温度まで冷却し、再びＡｃ＿３〜９００℃の温度に加熱
した後圧延を開始し、７００〜７６０℃の温度において
３０％以上の圧下を加え、７００〜７６０℃の温度にお
いて仕上げ、直ちに１〜５℃／ｓｅｃの冷却速度で加速
冷却し、４００〜５５０℃の温度において冷却を停止す
ることを特徴とする高靭性厚肉鋼板の製造方法。 - （２）Ｃ０．０１〜０．１６ｗｔ％、Ｓｉ≦０．５０ｗ
ｔ％、Ｍｎ０．８〜２．０ｗｔ％、Ａｌ０．０１〜０．
１０ｗｔ％、Ｔｉ０．００５〜０．０２０ｗｔ％、 Ｎ０．００３〜０．０１０ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｎｉ≦４．０ｗｔ％、Ｃｕ≦０．５ｗｔ％、Ｃｒ≦０．
５ｗｔ％、Ｍｏ≦０．５ｗｔ％、Ｖ≦０．１ｗｔ％、Ｎ
ｂ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｂ≦３０ｐｐｍ、Ｃａ５
〜３０ｐｐｍ、 ＲＥＭ０．００１〜０．０３０ｗｔ％ のうちから選んだ１種または２種以上 を含有し、残部実質的にＦｅからなる鋼片を、９００〜
１１５０℃の温度に低温加熱し、１５％以下の以下率で
中間板厚に仕上げた後、圧延を中断して５００℃以下の
温度まで冷却し、再びＡｃ＿３〜９００℃の温度に加熱
した後圧延を開始し、７００〜７６０℃の温度において
３０％以上の圧下を加え、７００〜７６０℃の温度にお
いて仕上げ、直ちに１〜５℃／ｓｅｃの冷却速度で加速
冷却し、４００〜５５０℃の温度において冷却を停止す
ることを特徴とする高靭性厚肉鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2057486A JPS62180012A (ja) | 1986-02-01 | 1986-02-01 | 高靭性厚肉鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2057486A JPS62180012A (ja) | 1986-02-01 | 1986-02-01 | 高靭性厚肉鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62180012A true JPS62180012A (ja) | 1987-08-07 |
Family
ID=12030967
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2057486A Pending JPS62180012A (ja) | 1986-02-01 | 1986-02-01 | 高靭性厚肉鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62180012A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11323434A (ja) * | 1998-05-14 | 1999-11-26 | Nippon Steel Corp | 低温靭性に優れた厚手高張力鋼材の製造方法 |
| JP2011214116A (ja) * | 2010-04-01 | 2011-10-27 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板及びその製造方法 |
-
1986
- 1986-02-01 JP JP2057486A patent/JPS62180012A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11323434A (ja) * | 1998-05-14 | 1999-11-26 | Nippon Steel Corp | 低温靭性に優れた厚手高張力鋼材の製造方法 |
| JP2011214116A (ja) * | 2010-04-01 | 2011-10-27 | Nippon Steel Corp | 脆性き裂伝播停止特性に優れた厚手高強度鋼板及びその製造方法 |
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