JPS6283420A - 低温靭性の優れた非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低温靭性の優れた非調質高張力鋼の製造方法Info
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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〕
本発明は低温靭性の優れた非調質高張力鋼の製進方法に
係り、特に厚鋼板を温間圧延により靭性の劣化を少なく
して高強度化を図る製造方法に関し、溶接をともない低
温靭性が要求される高張力厚鋼板の分野で利用される。
係り、特に厚鋼板を温間圧延により靭性の劣化を少なく
して高強度化を図る製造方法に関し、溶接をともない低
温靭性が要求される高張力厚鋼板の分野で利用される。
従来、溶接をともない低温靭性が要求される高張力厚鋼
板、例えば造船および海洋構造物用鋼板、タンク・圧力
容器用鋼板、パイプライン用鋼板、更に産業機械用鋼板
等は、焼ならし、焼入焼戻し処理によって製造している
が、熱処理費の高騰により製造費がかさむ欠点がある。
板、例えば造船および海洋構造物用鋼板、タンク・圧力
容器用鋼板、パイプライン用鋼板、更に産業機械用鋼板
等は、焼ならし、焼入焼戻し処理によって製造している
が、熱処理費の高騰により製造費がかさむ欠点がある。
これに反して熱処理を施さない、いわゆる非調質で高張
力化、高靭性化を図る製造方法としては例えば特開昭５
７−１３４５１４号公報あるいは特開昭５８−６１２２
４号公報の如き制御圧延後加速冷却を施す方法がある。
力化、高靭性化を図る製造方法としては例えば特開昭５
７−１３４５１４号公報あるいは特開昭５８−６１２２
４号公報の如き制御圧延後加速冷却を施す方法がある。
しかし、加速冷却法により靭性の劣化を少なくして高強
度化（高ＴＳ化）し、合金成分の減少を図るには、冷却
停止温度を５００℃以下にすることによって可能となる
が、冷却停止温度が５００℃以下の場合には、冷却速度
が急増するため、目標とする冷却停止温度に制御するこ
とが困難となり、鋼板の幅方向、長手方向に冷却むらを
生し、歪および材質特性の均一な鋼板を製造することが
困難であった。
度化（高ＴＳ化）し、合金成分の減少を図るには、冷却
停止温度を５００℃以下にすることによって可能となる
が、冷却停止温度が５００℃以下の場合には、冷却速度
が急増するため、目標とする冷却停止温度に制御するこ
とが困難となり、鋼板の幅方向、長手方向に冷却むらを
生し、歪および材質特性の均一な鋼板を製造することが
困難であった。
冷却むらを少なくして高強度化を図る方法としては、特
開昭５８−１４４４１９号公報あるいは特開昭５９−１
２３７１３号公報の如く、制御圧延後または制御圧延−
加速冷却後温間圧延を施す方法がある。
開昭５８−１４４４１９号公報あるいは特開昭５９−１
２３７１３号公報の如く、制御圧延後または制御圧延−
加速冷却後温間圧延を施す方法がある。
しかし、６００〜３００℃の温度域で１５％以下の圧延
を施す温間圧延法のみでは、高強度化は可能となるが、
靭性が劣化する欠点がある。
を施す温間圧延法のみでは、高強度化は可能となるが、
靭性が劣化する欠点がある。
本発明の目的は、上記従来技術の問題点を解決し、鋼板
内の歪および材質のばらつきが少なく溶接後の低温靭性
の優れた高張力鋼を、調質処理によらず安定して製造で
きる方法を提供するにある。
内の歪および材質のばらつきが少なく溶接後の低温靭性
の優れた高張力鋼を、調質処理によらず安定して製造で
きる方法を提供するにある。
〔問題点を解決するための手段および作用〕本発明の上
記の目的は次の２発明によって達成される。
記の目的は次の２発明によって達成される。
第１発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち、重量比にて
Ｃ：０．００５〜０２０％、Ｓｉ：０．０５〜０５％、
Ｍｎ ： ０．５〜２．５％、Ａｌ：０００５〜００８
％を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼を
、（Ａｒ３変態点＋１５０℃）〜Ａｒ３変態点の温度範
囲で３０％以上の圧下率の圧延を施す段階と、前記圧延
後５００℃以上に冷却し７００〜５００℃の温度範囲で
圧下率が１〜１０％の軽圧下を施す段階と、前記軽圧下
後３００℃まで１〜５℃／ｓの冷却速度で冷却する段階
と、を有して成る乙とを特徴とする低温靭性の優れた非
調質高張力鋼の製造方法である。
Ｍｎ ： ０．５〜２．５％、Ａｌ：０００５〜００８
％を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼を
、（Ａｒ３変態点＋１５０℃）〜Ａｒ３変態点の温度範
囲で３０％以上の圧下率の圧延を施す段階と、前記圧延
後５００℃以上に冷却し７００〜５００℃の温度範囲で
圧下率が１〜１０％の軽圧下を施す段階と、前記軽圧下
後３００℃まで１〜５℃／ｓの冷却速度で冷却する段階
と、を有して成る乙とを特徴とする低温靭性の優れた非
調質高張力鋼の製造方法である。
第２発明の要旨とするところは次の如くである。
すなわち、第１発明と同一のＣ，Ｓｉ 、 Ｍｎ、 Ａ
Ｉ等の基本成分の他に、更に Ｎｂ： ０．０１〜０．１０％、ｖ：００１〜０１０％
Ｃｕ：０．５％以下、 Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ
：０．５％以下、 Ｎｉ：０．５％以下、Ｔｉ：０
．００５〜００３％、 Ｂ：０．０００３〜０．０ ０ ２ ０％、Ｃａ：
０．０ ０ １〜０．０ １ ０％、希土類金属：０．
００１〜０．０１０％のうちから選ばれたいずれか少な
くとも１種を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物より
成る鋼を、第１発明と同一の方法で圧延および冷却をす
る低温靭性の優れた非調質高張力鋼の製造方法である。
Ｉ等の基本成分の他に、更に Ｎｂ： ０．０１〜０．１０％、ｖ：００１〜０１０％
Ｃｕ：０．５％以下、 Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ
：０．５％以下、 Ｎｉ：０．５％以下、Ｔｉ：０
．００５〜００３％、 Ｂ：０．０００３〜０．０ ０ ２ ０％、Ｃａ：
０．０ ０ １〜０．０ １ ０％、希土類金属：０．
００１〜０．０１０％のうちから選ばれたいずれか少な
くとも１種を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物より
成る鋼を、第１発明と同一の方法で圧延および冷却をす
る低温靭性の優れた非調質高張力鋼の製造方法である。
本発明者らは、温間圧延法により、靭性の劣化を少なく
して高強度化を図る方法について種々検討した結果、温
間圧延後３００℃以上の温度域までの冷却速度を１〜ｂ 高強度化と強靭性化が同時に図れることを新規に知見し
た。
して高強度化を図る方法について種々検討した結果、温
間圧延後３００℃以上の温度域までの冷却速度を１〜ｂ 高強度化と強靭性化が同時に図れることを新規に知見し
た。
本発明の基礎になった実験について説明する。
Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．２５％、Ｍｎ：１．５％、
Ａｌ７０．０２０％、Ｎｂ：０．０４％、Ｖ：０．０５
％を含有する鋼を用いて、（Ａｒ３変態点＋１５０℃）
からＡｒ３変態点までの温度域で６０％の圧下を加え、
７９０でて圧延を終了後、１０℃／Ｓの冷却速度で６５
０℃まで加速冷却し、更に６３０℃における圧下率を０
〜１６％までの各種に変えて圧延し、その後の冷却を空
冷と４００℃まで４℃／Ｓで加速冷却の２種で行い、こ
れらの供試材の引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ｙｓ）お
よび破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を調査し、その結果を第
１図に示した。
Ａｌ７０．０２０％、Ｎｂ：０．０４％、Ｖ：０．０５
％を含有する鋼を用いて、（Ａｒ３変態点＋１５０℃）
からＡｒ３変態点までの温度域で６０％の圧下を加え、
７９０でて圧延を終了後、１０℃／Ｓの冷却速度で６５
０℃まで加速冷却し、更に６３０℃における圧下率を０
〜１６％までの各種に変えて圧延し、その後の冷却を空
冷と４００℃まで４℃／Ｓで加速冷却の２種で行い、こ
れらの供試材の引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ｙｓ）お
よび破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を調査し、その結果を第
１図に示した。
第１図において実線で示す加速冷却の場合は点線で示す
空冷の場合に比し、ＹＳ、ＴＳが高（ｖＴｒｓは低温側
に移行していることが明らかである。すなわち、温間圧
延後の冷却速度を速くすることにより高強度化と強靭性
化を同時に図れることがわかる。
空冷の場合に比し、ＹＳ、ＴＳが高（ｖＴｒｓは低温側
に移行していることが明らかである。すなわち、温間圧
延後の冷却速度を速くすることにより高強度化と強靭性
化を同時に図れることがわかる。
温間圧延後の冷却速度を速くすることによる靭性向上の
理由としては、温間圧延されたフェライトの粒成長を抑
制するとともに、未変態γから生成するフェライトの粒
成長を抑制することによる結晶粒の微細化効果・と、更
に未変態γから生成するベイナイトやマルテンサイト等
の第２相組織の微細化分散効果によると考えられる。
理由としては、温間圧延されたフェライトの粒成長を抑
制するとともに、未変態γから生成するフェライトの粒
成長を抑制することによる結晶粒の微細化効果・と、更
に未変態γから生成するベイナイトやマルテンサイト等
の第２相組織の微細化分散効果によると考えられる。
次に本発明の成分組成を限定する理由を説明する。
Ｃ：
Ｃは０００５％未満では鋼板の強度が低下し、また溶接
熱影響部（以下ＨＡＺと称する）の軟化が大きくなり、
一方０２０％を越えると母材の靭性が劣化するとともに
溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が著しくなるので、Ｃは
０．００５〜０２０％の範囲内にする必要がある。
熱影響部（以下ＨＡＺと称する）の軟化が大きくなり、
一方０２０％を越えると母材の靭性が劣化するとともに
溶接部の硬化、耐割れ性の劣化が著しくなるので、Ｃは
０．００５〜０２０％の範囲内にする必要がある。
Ｓｌ ：
Ｓｉは鋼精錬時に脱酸上必然的に含有される元素である
が、００５％未満では母材靭性が劣化し、一方０５％を
越えると鋼の清浄度が劣化し、靭性が低下するので、Ｓ
ｌは００５〜０５％の範囲内にする必要がある。
が、００５％未満では母材靭性が劣化し、一方０５％を
越えると鋼の清浄度が劣化し、靭性が低下するので、Ｓ
ｌは００５〜０５％の範囲内にする必要がある。
Ｍｎ ：
Ｍｎは０５％未満ては鋼板の強度および靭性が低下し、
更にＨＡＺの軟化が大きくなり、一方２５％を越えると
ＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎは０５〜２５％の範
囲内にする必要がある。
更にＨＡＺの軟化が大きくなり、一方２５％を越えると
ＨＡＺの靭性が劣化するので、Ｍｎは０５〜２５％の範
囲内にする必要がある。
Ａｌ ：
ＡＩは鋼の脱酸上最低０００５％のＡｊｌを固溶するよ
う添加することが必要であり、一方００８％を越えると
ＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も著しく劣化す
るので、ＡＩは０００５〜００８％の範囲内にする必要
がある。
う添加することが必要であり、一方００８％を越えると
ＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も著しく劣化す
るので、ＡＩは０００５〜００８％の範囲内にする必要
がある。
以上が本発明における高張力鋼の基本成分であるが、更
に必要により限定量のＮｂ、ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ 、
Ｎｉ 、Ｔｉ 、Ｂ、Ｃａ 、希土類金属の中から選ば
れた少なくとも１種を添加含有させる乙とができ、それ
ぞれの適正な含有によって後述するように特有な効果が
付加される。これらの選択添加元素の限定理由は次の如
くである。
に必要により限定量のＮｂ、ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ 、
Ｎｉ 、Ｔｉ 、Ｂ、Ｃａ 、希土類金属の中から選ば
れた少なくとも１種を添加含有させる乙とができ、それ
ぞれの適正な含有によって後述するように特有な効果が
付加される。これらの選択添加元素の限定理由は次の如
くである。
Ｎｂ ：
Ｎｂはフェライトの細粒化に効果があるが、０．０１％
未満ではその効果がなく、一方０１０％を越えると溶接
時に溶接金属に拡散し、溶接金属の靭性を低下させるの
でＮｂは００１〜０１０％の範囲内に限定した。
未満ではその効果がなく、一方０１０％を越えると溶接
時に溶接金属に拡散し、溶接金属の靭性を低下させるの
でＮｂは００１〜０１０％の範囲内に限定した。
Ｖ：
■は鋼板の母材の強度と靭性向上、継手部強度確保のた
め添加含有されるが、０．０１％未満ではその効果がな
く、一方０１０％を越えると母材およびＨＡＺの靭性を
著しく劣化させるので、■は００１〜０１０％の範囲内
に限定する。
め添加含有されるが、０．０１％未満ではその効果がな
く、一方０１０％を越えると母材およびＨＡＺの靭性を
著しく劣化させるので、■は００１〜０１０％の範囲内
に限定する。
Ｃｕ ：
ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果があるだけでなく、耐食性
も向上させるが、０５％を越えると熱間圧延中にクラッ
クが発生しやすくなり、鋼板の表面性状が劣化するので
、Ｃｕは０．５％以下にする必要がある。
も向上させるが、０５％を越えると熱間圧延中にクラッ
クが発生しやすくなり、鋼板の表面性状が劣化するので
、Ｃｕは０．５％以下にする必要がある。
Ｃｒ：
Ｃｒは鋼板の母材強度と継手部強度確保のために添加含
有されるが、０５％を越えると母材の靭性ばかりか溶接
部靭性も劣化するので、０５％以下にする必要がある。
有されるが、０５％を越えると母材の靭性ばかりか溶接
部靭性も劣化するので、０５％以下にする必要がある。
ＭＯ：
Ｍｏは圧延時のγ粒を整粒となし、なおかつ微細なベイ
ナイトを生成するので強度、靭性を向上させるが、この
発明の目的を達成するには０５％を越えて添加含有させ
る必要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くので
Ｍｏは０５％以下に限定する。
ナイトを生成するので強度、靭性を向上させるが、この
発明の目的を達成するには０５％を越えて添加含有させ
る必要はなく、それ以上は製造コストの上昇を招くので
Ｍｏは０５％以下に限定する。
Ｎ１ ：
Ｎ１はＨＡＺの硬化性および靭性に悪い影響を与えるこ
となく母材の強度、靭性を向上させるが、０５％を越え
て添加含有させると製造コストの上昇を招き、また本発
明の目的ならびに効果を達成するのに必要ではないので
、０５％以下にする。
となく母材の強度、靭性を向上させるが、０５％を越え
て添加含有させると製造コストの上昇を招き、また本発
明の目的ならびに効果を達成するのに必要ではないので
、０５％以下にする。
Ｔ１ ：
Ｔｉはγ粒の細粒化効果による靭性向上とＴ１炭窒化物
の強度上昇を目的として添加する。しかし、０００５％
未満ではその効果がなく、また００３％を越えると靭性
が劣化するので、Ｔｌは０００５〜０．０３％の範囲内
に限定した。
の強度上昇を目的として添加する。しかし、０００５％
未満ではその効果がなく、また００３％を越えると靭性
が劣化するので、Ｔｌは０００５〜０．０３％の範囲内
に限定した。
ｚ
Ｂは微細なベイナイトを生成するので強度と靭性を向上
させるが、Ｑ、 ＯＯ０３％未満ではこの効果がなく、
一方０．００２０％を越えるとＨＡＺの硬度を著しく」
二昇させるので、Ｂは０．０００３〜０．００２０％の
範囲内に限定した。
させるが、Ｑ、 ＯＯ０３％未満ではこの効果がなく、
一方０．００２０％を越えるとＨＡＺの硬度を著しく」
二昇させるので、Ｂは０．０００３〜０．００２０％の
範囲内に限定した。
Ｃａ ：
Ｃａは０００１％未満ではＭ ｎ Ｓの形態制御に不十
分で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でなく、一
方００１０％を越えると鋼の清浄度が悪くなり内部欠陥
の原因となるので、Ｃａは０００１〜００１０％の範囲
内とした。
分で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でなく、一
方００１０％を越えると鋼の清浄度が悪くなり内部欠陥
の原因となるので、Ｃａは０００１〜００１０％の範囲
内とした。
希土類金属（以下ＲＥＭと称する）；
ＲＥＭは０００１％未満てはＭｎＳの形態制御に不十分
で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でなく、一方
００１０％を越えると鋼の清浄度が悪くなり、またアー
ク溶接面でも不利であるので、ＲＥＭは０００１〜００
１０％の範囲内とする必要がある。
で鋼板の圧延と直角方向の靭性向上に有効でなく、一方
００１０％を越えると鋼の清浄度が悪くなり、またアー
ク溶接面でも不利であるので、ＲＥＭは０００１〜００
１０％の範囲内とする必要がある。
次に本発明における製造条件の限定理由について説明す
る。
る。
本発明法ではスラブ加熱温度については特に限定しない
が、スラブ加熱温度としては９００〜１２５０℃の範囲
が好ましい。
が、スラブ加熱温度としては９００〜１２５０℃の範囲
が好ましい。
（Ａｒ３変態点＋１５０℃）からＡｒ３変態点までの温
度域（未再結晶γ域）での圧下率を３０％以上としたの
は、圧下率が３０％未満ではγ粒の伸長化および変形帯
の導入が少なく、結晶粒の細粒化が不十分となるためで
ある。また温度域を（Ａｒ３変態点＋１５０℃）からＡ
ｒ３変態点までとしたのは、未結晶γ域での圧下率３
０％以上の圧延を実施しても、圧延温度が（Ａｒ３変態
点＋１５０℃）を越す場合はγ粒の伸長化や変形帯の導
入が不十分となり結晶粒が細粒化しないためである。ま
た、圧延温度がＡｒ変態点未満になると（γ十α）２相
域圧延となりフェライトが加工硬化するためその他の条
件を本発明法で実施しても靭性が著しく劣化するのでＡ
ｒ変態点以上とした。
度域（未再結晶γ域）での圧下率を３０％以上としたの
は、圧下率が３０％未満ではγ粒の伸長化および変形帯
の導入が少なく、結晶粒の細粒化が不十分となるためで
ある。また温度域を（Ａｒ３変態点＋１５０℃）からＡ
ｒ３変態点までとしたのは、未結晶γ域での圧下率３
０％以上の圧延を実施しても、圧延温度が（Ａｒ３変態
点＋１５０℃）を越す場合はγ粒の伸長化や変形帯の導
入が不十分となり結晶粒が細粒化しないためである。ま
た、圧延温度がＡｒ変態点未満になると（γ十α）２相
域圧延となりフェライトが加工硬化するためその他の条
件を本発明法で実施しても靭性が著しく劣化するのでＡ
ｒ変態点以上とした。
次に本発明においては、未再結晶γ域圧延後の冷却条件
を特に限定しないが、空冷から３０℃／Ｓの範囲が好ま
しい。未再結晶γ域圧延後の冷却が空冷であっても、未
再結晶γ域での圧延量が３０％以上であれば、本発明の
主目的であるフェライト粒は十分細粒化され、更に未再
結晶γ域圧延後に３０℃／Ｓ以下の加速冷却をすると、
後述する温間圧延前のフェライト粒が細粒化するため、
最終フェライト粒径が微細となり、靭性は空冷材よりも
向上するためである。
を特に限定しないが、空冷から３０℃／Ｓの範囲が好ま
しい。未再結晶γ域圧延後の冷却が空冷であっても、未
再結晶γ域での圧延量が３０％以上であれば、本発明の
主目的であるフェライト粒は十分細粒化され、更に未再
結晶γ域圧延後に３０℃／Ｓ以下の加速冷却をすると、
後述する温間圧延前のフェライト粒が細粒化するため、
最終フェライト粒径が微細となり、靭性は空冷材よりも
向上するためである。
また、未再結晶γ域圧延後の冷却停止温度を５００℃以
上としたのは、加速冷却した場合冷却停止温度が５００
℃未満になると板肉に著しく歪が発生し、次工程におい
て温間圧延を実施しても板肉の歪が解消しないため、冷
却停止温度の下限を５００℃とした。
上としたのは、加速冷却した場合冷却停止温度が５００
℃未満になると板肉に著しく歪が発生し、次工程におい
て温間圧延を実施しても板肉の歪が解消しないため、冷
却停止温度の下限を５００℃とした。
更に、温間圧延の圧下率は１％未満では引張強度の上昇
量が不十分であり、１０％を越えると靭性が著しく劣化
するため、１〜１０％の範囲に限定した。
量が不十分であり、１０％を越えると靭性が著しく劣化
するため、１〜１０％の範囲に限定した。
温間圧延後の冷却速度は、１℃／Ｓ未満では本発明の主
目的であるフェライト粒の細粒化効果が達成できず、ま
た５℃／Ｓを越えると第２相組織が微細分散せず、塊状
のベイナイトやマルテンサイトが生成し靭性を著しく劣
化させるため温間圧延後の冷却速度は１〜ｂ また、温間圧延後の加速冷却停止温度は、３００℃未満
ではフェライト粒の細粒化効果が認められず、３００℃
未満においで１〜ｂ 度では、冷却速度が過度に速くなり板肉に歪が発生する
ため、温間圧延後の冷却停止温度の下限は３００℃に限
定する必要がある。
目的であるフェライト粒の細粒化効果が達成できず、ま
た５℃／Ｓを越えると第２相組織が微細分散せず、塊状
のベイナイトやマルテンサイトが生成し靭性を著しく劣
化させるため温間圧延後の冷却速度は１〜ｂ また、温間圧延後の加速冷却停止温度は、３００℃未満
ではフェライト粒の細粒化効果が認められず、３００℃
未満においで１〜ｂ 度では、冷却速度が過度に速くなり板肉に歪が発生する
ため、温間圧延後の冷却停止温度の下限は３００℃に限
定する必要がある。
第１表に成分組成を示した２種の供試鋼を第２表に示す
加熱−圧延−冷却条件により１６ｍｍ厚鋼板に製造した
。これらの厚鋼板の機械的性質を調査し、その結果を同
しく第２表に示した。
加熱−圧延−冷却条件により１６ｍｍ厚鋼板に製造した
。これらの厚鋼板の機械的性質を調査し、その結果を同
しく第２表に示した。
第１表
第２表において、比較例Ｎｏ、１は加速冷却と温間圧延
をしていないため、Ｎｏ、２は加速冷却は実施している
が、温間圧延を実施していないため引張強度ＴＳが低い
。
をしていないため、Ｎｏ、２は加速冷却は実施している
が、温間圧延を実施していないため引張強度ＴＳが低い
。
比較例Ｎｏ、３は温間圧延は実施しているが温間圧延後
加速冷却をしていないため、Ｎ０５は未再結晶γ域での
圧下率が３０％未満と少ないため、Ｎｏ、６は（γ＋α
）２相域圧延を実施しているため、Ｎｏ、１０は温間圧
延率が１０％を越えているため、いずれも破面遷移温度
ｖＴｒｓが著しく劣化している。また、比較例Ｎｏ、１
１は本発明の最も重要な温間圧延後の冷却を空冷してい
るため同じく靭性が著しく劣化している。
加速冷却をしていないため、Ｎ０５は未再結晶γ域での
圧下率が３０％未満と少ないため、Ｎｏ、６は（γ＋α
）２相域圧延を実施しているため、Ｎｏ、１０は温間圧
延率が１０％を越えているため、いずれも破面遷移温度
ｖＴｒｓが著しく劣化している。また、比較例Ｎｏ、１
１は本発明の最も重要な温間圧延後の冷却を空冷してい
るため同じく靭性が著しく劣化している。
これに対して、本発明例Ｎｏ、４．Ｎｏ、７〜９および
Ｎｏ、１２はいずれも本発明の構成条件を満足している
ので、高い強度と十分な低温靭性を有することがわかる
。
Ｎｏ、１２はいずれも本発明の構成条件を満足している
ので、高い強度と十分な低温靭性を有することがわかる
。
本発明は上記実施例からも明らかな如く、非調質高張力
鋼の化学組成を限定し、圧延−冷却の製造条件を限定す
ることにより、溶接後の低温靭性の優れた高張力鋼を調
質処理によらず安定して製造することができた。
鋼の化学組成を限定し、圧延−冷却の製造条件を限定す
ることにより、溶接後の低温靭性の優れた高張力鋼を調
質処理によらず安定して製造することができた。
第１図は６３０℃における圧下率と、圧延後空冷もしく
は４℃／Ｓの加速冷却した場合の引張強度、降伏強度お
よび破面遷移温度との関係を示す線図である。
は４℃／Ｓの加速冷却した場合の引張強度、降伏強度お
よび破面遷移温度との関係を示す線図である。
Claims (2)
- （１）重量比にて Ｃ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５
％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．
０８％を含み残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る
鋼を、（Ａｒ＿３変態点＋１５０℃）〜Ａｒ＿３変態点
の温度範囲で３０％以上の圧下率の圧延を施す段階と、
前記圧延後５００℃以上に冷却し７００〜５００℃の温
度範囲で圧下率が１〜１０％の軽圧下を施す段階と、前
記軽圧下後３００℃まで１〜５℃／ｓの冷却速度で冷却
する段階と、を有して成ることを特徴とする低温靭性の
優れた非調質高張力鋼の製造方法。 - （２）重量比にて Ｃ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５
％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．００５〜０．
０８％を含有し、更に Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０
％Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０
．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、 Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、 希土類金属：０．００１〜０．０１０％ のうちから選ばれたいずれか少なくとも１種を含み残部
がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼を、（Ａｒ＿３
変態点＋１５０℃）〜Ａｒ＿３変態点の温度範囲で３０
％以上の圧下率の圧延を施す段階と、前記圧延後５００
℃以上に冷却し７００〜５００℃の温度範囲で圧下率が
１〜１０％の軽圧下を施す段階と、前記軽圧下後３００
℃まで１〜５℃／ｓの冷却速度で冷却する段階と、を有
して成ることを特徴とする低温靭性の優れた非調質高張
力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22162685A JPS6283420A (ja) | 1985-10-04 | 1985-10-04 | 低温靭性の優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22162685A JPS6283420A (ja) | 1985-10-04 | 1985-10-04 | 低温靭性の優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6283420A true JPS6283420A (ja) | 1987-04-16 |
Family
ID=16769710
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22162685A Pending JPS6283420A (ja) | 1985-10-04 | 1985-10-04 | 低温靭性の優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6283420A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5527401A (en) * | 1993-06-30 | 1996-06-18 | Samsung Heavy Industry Co., Ltd. | High toughness and high strength untempered steel and processing method thereof |
-
1985
- 1985-10-04 JP JP22162685A patent/JPS6283420A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5527401A (en) * | 1993-06-30 | 1996-06-18 | Samsung Heavy Industry Co., Ltd. | High toughness and high strength untempered steel and processing method thereof |
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