JPS643926B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPS643926B2 JPS643926B2 JP14250581A JP14250581A JPS643926B2 JP S643926 B2 JPS643926 B2 JP S643926B2 JP 14250581 A JP14250581 A JP 14250581A JP 14250581 A JP14250581 A JP 14250581A JP S643926 B2 JPS643926 B2 JP S643926B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- cooling
- steel
- olac
- ceq
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (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
本発明は、厚鋼板の圧延後の加速冷却に関する
もので、熱間圧延するに際してAr3変態点以下で
圧下率20％以上の圧下を加え、直ちに500℃以上
の温度に至るまでの間を４〜25℃／secの冷却速
度で加速冷却することで鋼板が高強度化できるこ
とを活用し、この加速冷却による強化分の合金成
分特に炭素量を低減させることにより、溶接性に
優れた高張力耐候性鋼の製造法に関するものであ
る。特に、本発明では加速冷却材の強度と合金成
分との間に良い相関があることを見出し、この関
係を重回帰式により製造条件設定に反映させるこ
とにより、例えば鋼の組成が目標成分から若干外
れるような場合においても、近時の高精度圧延技
術、製造技術でもつてこれをカバーし、製品の品
質安定性の向上を図るとともに、製造ラインの自
動化をも可能ならしめんとするものである。 一般に、熱間圧延後の厚鋼板を加速冷却するこ
とにより変態組織を制御し機械的性質を向上させ
る技術は、制御冷却と呼ばれ制御圧延
（Controlled Rolling、以下CRと略記する）と同
様に一種の加工熱処理法である。この制御冷却
は、従来系統的な研究が少なかつたが、最近圧延
終了後に特定の温度域のみを加速冷却するいわゆ
るInterrupted Cooling法が注目されている。こ
の方法は圧延後の直接焼入法のように焼戻処理を
必要とせず、一般の非調質鋼板への適用が可能で
あり、CRと組合せることにより高靭性を維持し
つつより一層の高張力化が図れるし、さらに溶接
性をはじめ各種の鋼板性能の向上も期待できる。
かかる冷却法は既にホツトストリツプミルのラン
アウト冷却として操業的に利用されてはいるが、
厚板圧延では未だ実用化には至つていない。 このように、加速冷却材の材質に関して比較的
多くの提案が公にされる様になつて来たにも拘ら
ず、これによつて溶接性を改善する提案もなされ
ていないのが現状である。この理由の一つは、一
般的な低合金鋼における加速冷却の効果は変態組
織を改善せしめ強度上昇を図ると共に靭性劣化を
防止せんとするものであり、溶接性の向上はこの
強度上昇を利用し合金成分を低減することによつ
て得られるものであるから、その効果が一見間接
的かつ自明であるかの如く見られるためである。
さらに一つの重要な理由は、加速冷却によつて溶
接性に優れた高張力鋼板を製造するに当つては、
その強度、溶接性のいずれをも冶金的、合理的に
満足させるような製造条件の具体的設定がデータ
蓄積及び解析不足のため困難であり、従来知られ
ることがなかつたためである。 本発明は、上記の問題に鑑みてこれを解決する
ために開発されたものであり、その要旨とすると
ころは、C0.03〜0.20％、Si0.6％以下、Mn0.5〜
2.5％、solAl0.01〜0.08％、Cu0.1〜2.0％、Cr0.1
〜2.0％を含有し残部はFe及び不可避不純物から
なり、しかもPCM≦0.22％（但し、PCMは低温割れ
感受性組成）、かつOLAC Ceq≧（25.8−
0.18Vc）／78（但し、OLAC Ceqは加速冷却材炭
素当量、Vcは加速冷却時の冷却速度で４〜25
℃／sec）を満足する鋼を溶製し、熱間圧延にお
いてAr3点以下での累積圧下率を20％以上、仕上
り温度を650℃〜（Ar3点−30℃）とする圧延を
行い、圧延終了後500℃以上の温度までの少なく
とも80℃の温度巾にわたり上記冷却速度Vcで加
速冷却し、その後放冷することを特徴とする溶接
性を備えた50Km／mm2以上の強度を有する耐候性鋼
の製造法である。 また、本発明の別の発明は、C0.03〜0.20％、
Si0.6％以下、Mn0.5〜2.5％、solAl0.01〜0.08％、
Cu0.1〜2.0％、Cr0.1〜2.0％を基本組成とし、更
にNb0.01〜0.1％、V0.01〜0.15％、Ti0.01〜0.15
％、Ni2.0％以下、Mo2.0％以下の一種又は二種
以上を含有し残部はFe及び不可避不純物からな
り、しかもPCM≦0.22％（但し、PCMは低温割れ感
受性組成）、かつOLAC Ceq≧（25.8−
0.18Vc）／78（但し、OLAC Ceqは加速冷却材炭
素当量、Vcは加速冷却時の冷却速度で４〜25
℃／sec）を満足する鋼を溶製し、熱間圧延にお
いてAr3点以下での累積圧下率を20％以上、仕上
り温度を650℃〜（Ar3点−30℃）とする圧延を
行い、圧延終了後500℃以上の温度までの少なく
とも80℃の温度巾にわたり上記冷却速度Vcで加
速冷却し、その後放冷することを特徴とする溶接
性を備えた50Km／mm2以上の強度を有する耐候性鋼
の製造法である。 次に、本発明の製造法について詳細に説明す
る。厚鋼板の強度は合金成分により大きく変動
し、又この合金成分の強度への寄与は製造条件に
より大きな影響を受けることは知られている。そ
こで、本発明の発明者らは今迄知られることの無
かつたｒ＋α2相域圧延後の加速冷却における強
度への合金成分の影響を知るべきＣ、Si、Mnを
はじめとする各種成分を広範に変化させた実験室
溶解鋼を用いAr3点以下で20％以上の累積圧下率
により圧延し、圧延仕上り温度を（Ar3点−30
℃）〜650℃の範囲とし、この圧延終了後10℃／
secの冷却速度で500℃以上の温度まで少なくとも
80℃の温度巾にわたり加速冷却をする実験を繰返
し、鋼板強度への各成分の寄与を重回帰分析によ
り求めた。その結果、次の関係式が得られた。 TS（Km／mm2）＝26＋78・OLAC Ceq …(1) ここでOLAC Ceqは加速冷却材炭素当量式で
あり、次式で示される。なお、TSは引張強さで
ある。 OLAC Ceq＝Ｃ＋Mn／５＋Cu／29＋Ni／15.6＋Cr／7.4
＋Mo／3.4＋Nb／0.97＋Ｖ／1.5…(2) 又、さらに加速冷却材では冷却速度Vcが重要
な因子であり、強度への影響を調べるため、後に
示す第１表中の鋼２を用いて冷却速度を広範に変
化させる実験を行つた。その結果OLAC Ceqと
は独立に加速冷却速度の上昇はTS（引張強さ）を
上昇させ、加速冷却速度４〜25℃／secの範囲で
は１℃／sec当りのTS上昇量は約0.18Kg／mm2であ
ることが判明した。第１図はこの場合の加速冷却
速度とΔTS（但し、ΔTSは加速冷却材のTSから
同一圧延条件の圧延材のTSを差引いたもの）の
関係を示したグラフである。 以上の結果から、２相域圧延後の加速冷却材に
おいてもその圧延、加速冷却条件が上記の如く限
定されていれば、そのTSはOLAC Ceqと冷却速
度Vc（℃／sec）を設定することにより、次式か
ら一義的に決定可能であることが判る。 TS＝26＋78・OLAC Ceq＋0.18（Vc−18） …(3) この(3)式によりTSを50Kg／mm2以上の高張力鋼
板を加速冷却により製造するにはOLAC Ceq及
びVcが次式を満たせば良いことが分る。 即ち、 OLAC Ceq≧（25.8−0.18Vc）／78 …(4) 溶接性については、基本的には合金成分が大き
な因子であり、加速冷却材と従来材とで成分が同
一ならば差は無いと考えられる。従つて、低温割
れ感受性組成PCM値を用いて従来材と同様に規制
すればよい。なお、低温割れ感受性組成PCM値
は、溶接低温割れ感受性を表す炭素当量式の１つ
で、次式で定義される。 PCM＝Ｃ＋Si／30＋Mn／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／1
5＋Ｖ／10＋5B ［％］…(5) PCM値の低下と共に溶接低温割れ感受性が低下
するので、PCM値を低くすれば溶接低温割れ防止
のためにおこなる予熱の温度を低下できるとされ
ている。（伊藤慶典、別所清；“高張力鋼の溶接割
れ感受性指示数について”溶接学会誌1968、No.
９、983−991） 又、一般に耐候性鋼はＣ、Mnの他にCu、Crを
含み、PCM値が高く低温割れ防止のための予熱温
度が100℃を超える。この予熱温度を50℃以下に
することが出来れば溶接施工上のメリツトが大き
い。このように＋50℃にて低温割れを防止するた
めのPCM上限値は0.22であることが知られている
ので、本発明ではこれを溶接性附与のための規制
値とした。 次に、成分限定の理由を述べる。Ｃの下限を
0.03％としたのはこの種の鋼の強度を最も安価に
効果的に附与するために必要だからであり、上限
を0.20％としたのはこれを超えると溶接性を著し
く損なうからである。Siは固溶強化を通じて高強
度化に有効であるが、多量の添加は溶接性を損な
うので0.6％を上限とした。Mnは鋼の強度及び靭
性向上に有効な鋼の基本元素として添加される
が、0.5％未満ではその効果が小さくなるため0.5
％を下限とした。又、2.5％を超えると溶接性を
著しく損なうことになるため2.5％を上限とした。
Alは鋼の脱酸に最低0.01％のsolAlが必要である
ことからこれを下限とし、solAlが0.08％を超え
るとこの効果が飽和することから0.08％を上限と
した。Cu、Crは耐候性の点から必須の元素であ
り、又その添加で固溶強化と鋼の焼入性増大に基
づく組織変化を通じて靭性を損わずに強化が図れ
るが、溶接性及び経済性の点から各々2.0％を上
限とした。又0.1％未満ではその効果が小さくな
るため0.1％を下限とした。Nb、Ｖ、Tiについて
は析出強化による強度上昇と低温靭性の改善に著
しい効果があり、必要に応じて添加するものであ
るが、この効果を発揮させるためにはいずれが一
つが0.01％以上の添加が必要であるためこれを下
限とした。これらはいずれも添加量が大となると
溶接性を損なうために上限を規制する必要があ
り、Nbについては0.10％を上限とし、Ｖ、Tiに
ついては各々0.15％を上限とした。Ni、Moにつ
いてはその添加で固溶強化と鋼の焼入性増大に基
づく組織変化を通じて靭性を損わずに強化が図れ
るが、溶接性、経済性の点から各々2.0％を上限
とした。 次に、製造条件の限定理由を述べる。先ず、熱
間圧延においてAr3点以下での累積圧下率を20％
以上としたのは、これ未満では初析フエライトの
加工による転位の導入などのサブ組織が充分に発
達せず、加速冷却を実施しても多大の効果的な高
張力化が期待できないからである。第２図はAr3
変態点以下の圧下率とΔTS（但し、ΔTSは２相域
圧延後のOLAC材のTS）の関係を示したもので
ある。すなわち、２相域圧延後の加速冷却の効果
は、従来行われている圧延後空冷する場合に生じ
る（圧延による）サブ組織の回復を加速冷却によ
り抑制するところにある。このサブ組織つまりは
高転位密度組織を加速冷却直前に形成発達させて
おくことが必要だからである。 又、圧延仕上り温度を（Ar3点−30℃）以下に
限定したのは、実施例にも示した如くこれ以上の
温度では高過ぎるための加速冷却を開始する以前
にサブ組織の充分な回復が行われて、加速冷却に
よる回復抑制の効果が発揮されないからであり、
その下限を650℃としたのは、これ未満ではミル
負荷増大などの圧延上の困難が著しく増大し実生
産的でないこと、又空冷ままでも加工フエライト
の回復量が減少してくるため、圧延後の加速冷却
による回復抑制の効果が失われる傾向にあり、本
発明に加速冷却の本質的な効果がもはや効率的に
発揮されないからである。 更に、加速冷却速度を４〜25℃／secの範囲に
限定したのは、４℃／sec未満では第１図から明
らかなように加速冷却による上述のサブ組織回復
抑制による充分な高張力化が期待出来ないからで
あり、25℃／secを超えるとこの効果が飽和する
ことに加え鋼板の歪が大となり精度の良い形状を
持つ厚鋼板の製造が困難になるからである。 又、冷却停止温度を500℃以上としたのは、こ
れ未満では鋼板の歪が大となり製造工程上好まし
くないからであり、冷却開始温度と冷却停止温度
との間に80℃以上の温度巾を採つたのは、これ以
下に温度間隔を小さくすると、サブ組織が回復し
て高張力化が充分に達成されないからである。 次に、本発明製造法の実施例を対比して示し、
併せてその効果を示す。 第１表は供試鋼の化学成分を示したものであ
り、第２表は製造条件と、その製造条件によつて
製造された鋼の機械的性質及び溶接性を示したも
のである。
もので、熱間圧延するに際してAr3変態点以下で
圧下率20％以上の圧下を加え、直ちに500℃以上
の温度に至るまでの間を４〜25℃／secの冷却速
度で加速冷却することで鋼板が高強度化できるこ
とを活用し、この加速冷却による強化分の合金成
分特に炭素量を低減させることにより、溶接性に
優れた高張力耐候性鋼の製造法に関するものであ
る。特に、本発明では加速冷却材の強度と合金成
分との間に良い相関があることを見出し、この関
係を重回帰式により製造条件設定に反映させるこ
とにより、例えば鋼の組成が目標成分から若干外
れるような場合においても、近時の高精度圧延技
術、製造技術でもつてこれをカバーし、製品の品
質安定性の向上を図るとともに、製造ラインの自
動化をも可能ならしめんとするものである。 一般に、熱間圧延後の厚鋼板を加速冷却するこ
とにより変態組織を制御し機械的性質を向上させ
る技術は、制御冷却と呼ばれ制御圧延
（Controlled Rolling、以下CRと略記する）と同
様に一種の加工熱処理法である。この制御冷却
は、従来系統的な研究が少なかつたが、最近圧延
終了後に特定の温度域のみを加速冷却するいわゆ
るInterrupted Cooling法が注目されている。こ
の方法は圧延後の直接焼入法のように焼戻処理を
必要とせず、一般の非調質鋼板への適用が可能で
あり、CRと組合せることにより高靭性を維持し
つつより一層の高張力化が図れるし、さらに溶接
性をはじめ各種の鋼板性能の向上も期待できる。
かかる冷却法は既にホツトストリツプミルのラン
アウト冷却として操業的に利用されてはいるが、
厚板圧延では未だ実用化には至つていない。 このように、加速冷却材の材質に関して比較的
多くの提案が公にされる様になつて来たにも拘ら
ず、これによつて溶接性を改善する提案もなされ
ていないのが現状である。この理由の一つは、一
般的な低合金鋼における加速冷却の効果は変態組
織を改善せしめ強度上昇を図ると共に靭性劣化を
防止せんとするものであり、溶接性の向上はこの
強度上昇を利用し合金成分を低減することによつ
て得られるものであるから、その効果が一見間接
的かつ自明であるかの如く見られるためである。
さらに一つの重要な理由は、加速冷却によつて溶
接性に優れた高張力鋼板を製造するに当つては、
その強度、溶接性のいずれをも冶金的、合理的に
満足させるような製造条件の具体的設定がデータ
蓄積及び解析不足のため困難であり、従来知られ
ることがなかつたためである。 本発明は、上記の問題に鑑みてこれを解決する
ために開発されたものであり、その要旨とすると
ころは、C0.03〜0.20％、Si0.6％以下、Mn0.5〜
2.5％、solAl0.01〜0.08％、Cu0.1〜2.0％、Cr0.1
〜2.0％を含有し残部はFe及び不可避不純物から
なり、しかもPCM≦0.22％（但し、PCMは低温割れ
感受性組成）、かつOLAC Ceq≧（25.8−
0.18Vc）／78（但し、OLAC Ceqは加速冷却材炭
素当量、Vcは加速冷却時の冷却速度で４〜25
℃／sec）を満足する鋼を溶製し、熱間圧延にお
いてAr3点以下での累積圧下率を20％以上、仕上
り温度を650℃〜（Ar3点−30℃）とする圧延を
行い、圧延終了後500℃以上の温度までの少なく
とも80℃の温度巾にわたり上記冷却速度Vcで加
速冷却し、その後放冷することを特徴とする溶接
性を備えた50Km／mm2以上の強度を有する耐候性鋼
の製造法である。 また、本発明の別の発明は、C0.03〜0.20％、
Si0.6％以下、Mn0.5〜2.5％、solAl0.01〜0.08％、
Cu0.1〜2.0％、Cr0.1〜2.0％を基本組成とし、更
にNb0.01〜0.1％、V0.01〜0.15％、Ti0.01〜0.15
％、Ni2.0％以下、Mo2.0％以下の一種又は二種
以上を含有し残部はFe及び不可避不純物からな
り、しかもPCM≦0.22％（但し、PCMは低温割れ感
受性組成）、かつOLAC Ceq≧（25.8−
0.18Vc）／78（但し、OLAC Ceqは加速冷却材炭
素当量、Vcは加速冷却時の冷却速度で４〜25
℃／sec）を満足する鋼を溶製し、熱間圧延にお
いてAr3点以下での累積圧下率を20％以上、仕上
り温度を650℃〜（Ar3点−30℃）とする圧延を
行い、圧延終了後500℃以上の温度までの少なく
とも80℃の温度巾にわたり上記冷却速度Vcで加
速冷却し、その後放冷することを特徴とする溶接
性を備えた50Km／mm2以上の強度を有する耐候性鋼
の製造法である。 次に、本発明の製造法について詳細に説明す
る。厚鋼板の強度は合金成分により大きく変動
し、又この合金成分の強度への寄与は製造条件に
より大きな影響を受けることは知られている。そ
こで、本発明の発明者らは今迄知られることの無
かつたｒ＋α2相域圧延後の加速冷却における強
度への合金成分の影響を知るべきＣ、Si、Mnを
はじめとする各種成分を広範に変化させた実験室
溶解鋼を用いAr3点以下で20％以上の累積圧下率
により圧延し、圧延仕上り温度を（Ar3点−30
℃）〜650℃の範囲とし、この圧延終了後10℃／
secの冷却速度で500℃以上の温度まで少なくとも
80℃の温度巾にわたり加速冷却をする実験を繰返
し、鋼板強度への各成分の寄与を重回帰分析によ
り求めた。その結果、次の関係式が得られた。 TS（Km／mm2）＝26＋78・OLAC Ceq …(1) ここでOLAC Ceqは加速冷却材炭素当量式で
あり、次式で示される。なお、TSは引張強さで
ある。 OLAC Ceq＝Ｃ＋Mn／５＋Cu／29＋Ni／15.6＋Cr／7.4
＋Mo／3.4＋Nb／0.97＋Ｖ／1.5…(2) 又、さらに加速冷却材では冷却速度Vcが重要
な因子であり、強度への影響を調べるため、後に
示す第１表中の鋼２を用いて冷却速度を広範に変
化させる実験を行つた。その結果OLAC Ceqと
は独立に加速冷却速度の上昇はTS（引張強さ）を
上昇させ、加速冷却速度４〜25℃／secの範囲で
は１℃／sec当りのTS上昇量は約0.18Kg／mm2であ
ることが判明した。第１図はこの場合の加速冷却
速度とΔTS（但し、ΔTSは加速冷却材のTSから
同一圧延条件の圧延材のTSを差引いたもの）の
関係を示したグラフである。 以上の結果から、２相域圧延後の加速冷却材に
おいてもその圧延、加速冷却条件が上記の如く限
定されていれば、そのTSはOLAC Ceqと冷却速
度Vc（℃／sec）を設定することにより、次式か
ら一義的に決定可能であることが判る。 TS＝26＋78・OLAC Ceq＋0.18（Vc−18） …(3) この(3)式によりTSを50Kg／mm2以上の高張力鋼
板を加速冷却により製造するにはOLAC Ceq及
びVcが次式を満たせば良いことが分る。 即ち、 OLAC Ceq≧（25.8−0.18Vc）／78 …(4) 溶接性については、基本的には合金成分が大き
な因子であり、加速冷却材と従来材とで成分が同
一ならば差は無いと考えられる。従つて、低温割
れ感受性組成PCM値を用いて従来材と同様に規制
すればよい。なお、低温割れ感受性組成PCM値
は、溶接低温割れ感受性を表す炭素当量式の１つ
で、次式で定義される。 PCM＝Ｃ＋Si／30＋Mn／20＋Ni／60＋Cr／20＋Mo／1
5＋Ｖ／10＋5B ［％］…(5) PCM値の低下と共に溶接低温割れ感受性が低下
するので、PCM値を低くすれば溶接低温割れ防止
のためにおこなる予熱の温度を低下できるとされ
ている。（伊藤慶典、別所清；“高張力鋼の溶接割
れ感受性指示数について”溶接学会誌1968、No.
９、983−991） 又、一般に耐候性鋼はＣ、Mnの他にCu、Crを
含み、PCM値が高く低温割れ防止のための予熱温
度が100℃を超える。この予熱温度を50℃以下に
することが出来れば溶接施工上のメリツトが大き
い。このように＋50℃にて低温割れを防止するた
めのPCM上限値は0.22であることが知られている
ので、本発明ではこれを溶接性附与のための規制
値とした。 次に、成分限定の理由を述べる。Ｃの下限を
0.03％としたのはこの種の鋼の強度を最も安価に
効果的に附与するために必要だからであり、上限
を0.20％としたのはこれを超えると溶接性を著し
く損なうからである。Siは固溶強化を通じて高強
度化に有効であるが、多量の添加は溶接性を損な
うので0.6％を上限とした。Mnは鋼の強度及び靭
性向上に有効な鋼の基本元素として添加される
が、0.5％未満ではその効果が小さくなるため0.5
％を下限とした。又、2.5％を超えると溶接性を
著しく損なうことになるため2.5％を上限とした。
Alは鋼の脱酸に最低0.01％のsolAlが必要である
ことからこれを下限とし、solAlが0.08％を超え
るとこの効果が飽和することから0.08％を上限と
した。Cu、Crは耐候性の点から必須の元素であ
り、又その添加で固溶強化と鋼の焼入性増大に基
づく組織変化を通じて靭性を損わずに強化が図れ
るが、溶接性及び経済性の点から各々2.0％を上
限とした。又0.1％未満ではその効果が小さくな
るため0.1％を下限とした。Nb、Ｖ、Tiについて
は析出強化による強度上昇と低温靭性の改善に著
しい効果があり、必要に応じて添加するものであ
るが、この効果を発揮させるためにはいずれが一
つが0.01％以上の添加が必要であるためこれを下
限とした。これらはいずれも添加量が大となると
溶接性を損なうために上限を規制する必要があ
り、Nbについては0.10％を上限とし、Ｖ、Tiに
ついては各々0.15％を上限とした。Ni、Moにつ
いてはその添加で固溶強化と鋼の焼入性増大に基
づく組織変化を通じて靭性を損わずに強化が図れ
るが、溶接性、経済性の点から各々2.0％を上限
とした。 次に、製造条件の限定理由を述べる。先ず、熱
間圧延においてAr3点以下での累積圧下率を20％
以上としたのは、これ未満では初析フエライトの
加工による転位の導入などのサブ組織が充分に発
達せず、加速冷却を実施しても多大の効果的な高
張力化が期待できないからである。第２図はAr3
変態点以下の圧下率とΔTS（但し、ΔTSは２相域
圧延後のOLAC材のTS）の関係を示したもので
ある。すなわち、２相域圧延後の加速冷却の効果
は、従来行われている圧延後空冷する場合に生じ
る（圧延による）サブ組織の回復を加速冷却によ
り抑制するところにある。このサブ組織つまりは
高転位密度組織を加速冷却直前に形成発達させて
おくことが必要だからである。 又、圧延仕上り温度を（Ar3点−30℃）以下に
限定したのは、実施例にも示した如くこれ以上の
温度では高過ぎるための加速冷却を開始する以前
にサブ組織の充分な回復が行われて、加速冷却に
よる回復抑制の効果が発揮されないからであり、
その下限を650℃としたのは、これ未満ではミル
負荷増大などの圧延上の困難が著しく増大し実生
産的でないこと、又空冷ままでも加工フエライト
の回復量が減少してくるため、圧延後の加速冷却
による回復抑制の効果が失われる傾向にあり、本
発明に加速冷却の本質的な効果がもはや効率的に
発揮されないからである。 更に、加速冷却速度を４〜25℃／secの範囲に
限定したのは、４℃／sec未満では第１図から明
らかなように加速冷却による上述のサブ組織回復
抑制による充分な高張力化が期待出来ないからで
あり、25℃／secを超えるとこの効果が飽和する
ことに加え鋼板の歪が大となり精度の良い形状を
持つ厚鋼板の製造が困難になるからである。 又、冷却停止温度を500℃以上としたのは、こ
れ未満では鋼板の歪が大となり製造工程上好まし
くないからであり、冷却開始温度と冷却停止温度
との間に80℃以上の温度巾を採つたのは、これ以
下に温度間隔を小さくすると、サブ組織が回復し
て高張力化が充分に達成されないからである。 次に、本発明製造法の実施例を対比して示し、
併せてその効果を示す。 第１表は供試鋼の化学成分を示したものであ
り、第２表は製造条件と、その製造条件によつて
製造された鋼の機械的性質及び溶接性を示したも
のである。
【表】
【表】
【表】
【表】
上記第１表における各鋼はいずれも250トン転
炉により溶製したものである。鋼２〜４，６及び
７はPCM値が0.149〜０／180、OLAC Ceqが0.299
〜0.370であり、いずれも本発明の限定する成分
範囲を満足するものである。鋼１はPCM値は0.22
未満であるもののOLAC Ceqは本発明の限定下
限より低い鋼である。鋼５は合金成分が本発明の
限定上限より高いためPCM値も0.22を超えた鋼で
ある。 第２表から明らかなように、鋼１の如きOLAC
Ceqが本発明の限定値より低い鋼では、冷却速度
が25℃／secと高くても（25.8−０／18Vc）／78
の値がOLAC Ceq値を上回り、強度は50Kg／mm2
に達することができない。成分が本発明の範囲に
満足する鋼２〜４においては、２相域圧延後空冷
まま又は低冷却速度では強度が50Kg／mm2を超え得
ないけれども、本発明で限定する高冷却速度にす
れば（25.8−０／18Vc）／78の値よりもOLAC
Ceq値の方が高くなり、強度が50Kg／mm2を超え
る。鋼２〜３，６及び７においても、２相域圧延
を行わない圧延まま材（鋼２−イ、鋼３−イ、鋼
６−イ、鋼７−イ）は強度が35〜43Kg／mm2と50
Kg／mm2より低く、２相域圧延後、加速冷却を行つ
ても（鋼２−ト）該加速冷却の温度巾が80℃以下
のときは、やはり50Kg／mm2以下の強度しか得られ
ていない。さらに、鋼３−トの如く圧延仕上り温
度が（Ar3点−20℃）を超えた場合もやはり50
Kg／mm2以下の強度しか得られていない。以上の鋼
２〜４，６及び７はいずれもPCM値は0.22未満で
あり、50℃でのｙ開先拘束割れ試験で割れが発生
していない。
炉により溶製したものである。鋼２〜４，６及び
７はPCM値が0.149〜０／180、OLAC Ceqが0.299
〜0.370であり、いずれも本発明の限定する成分
範囲を満足するものである。鋼１はPCM値は0.22
未満であるもののOLAC Ceqは本発明の限定下
限より低い鋼である。鋼５は合金成分が本発明の
限定上限より高いためPCM値も0.22を超えた鋼で
ある。 第２表から明らかなように、鋼１の如きOLAC
Ceqが本発明の限定値より低い鋼では、冷却速度
が25℃／secと高くても（25.8−０／18Vc）／78
の値がOLAC Ceq値を上回り、強度は50Kg／mm2
に達することができない。成分が本発明の範囲に
満足する鋼２〜４においては、２相域圧延後空冷
まま又は低冷却速度では強度が50Kg／mm2を超え得
ないけれども、本発明で限定する高冷却速度にす
れば（25.8−０／18Vc）／78の値よりもOLAC
Ceq値の方が高くなり、強度が50Kg／mm2を超え
る。鋼２〜３，６及び７においても、２相域圧延
を行わない圧延まま材（鋼２−イ、鋼３−イ、鋼
６−イ、鋼７−イ）は強度が35〜43Kg／mm2と50
Kg／mm2より低く、２相域圧延後、加速冷却を行つ
ても（鋼２−ト）該加速冷却の温度巾が80℃以下
のときは、やはり50Kg／mm2以下の強度しか得られ
ていない。さらに、鋼３−トの如く圧延仕上り温
度が（Ar3点−20℃）を超えた場合もやはり50
Kg／mm2以下の強度しか得られていない。以上の鋼
２〜４，６及び７はいずれもPCM値は0.22未満で
あり、50℃でのｙ開先拘束割れ試験で割れが発生
していない。
【表】
上記第３表は暴露試験の結果を示し、第４表は
Cu、Crを全く含まない鋼８及びCuのみを含む鋼
９の化学成分を示す。 上記第３表から明らかな如く、本発明の限定す
る成分範囲でCu−Crを共に添加した鋼２〜７及
びOLAC Ceqのみが本発明成分範囲よりも低い
鋼１に比べ、Cu、Crを全く含まない第４表の鋼
は腐食減量が多く、本発明成分範囲の鋼が優れた
耐候性を備えていることを示している。 第４表を次頁に示す。
Cu、Crを全く含まない鋼８及びCuのみを含む鋼
９の化学成分を示す。 上記第３表から明らかな如く、本発明の限定す
る成分範囲でCu−Crを共に添加した鋼２〜７及
びOLAC Ceqのみが本発明成分範囲よりも低い
鋼１に比べ、Cu、Crを全く含まない第４表の鋼
は腐食減量が多く、本発明成分範囲の鋼が優れた
耐候性を備えていることを示している。 第４表を次頁に示す。
第１図は加速冷却速度の増加に伴うΔTSの変
化の関係を示すグラフ図であり、第２図は変態点
以下圧下率とΔTSの関係を示すグラフ図である。
化の関係を示すグラフ図であり、第２図は変態点
以下圧下率とΔTSの関係を示すグラフ図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.03〜0.20％、Si0.6％以下、Mn0.5〜2.5％、
solAl0.01〜0.08％、Cu0.1〜2.0％、Cr0.1〜2.0％
を含有し残部はFe及び不可避不純物からなり、
しかもPCM≦0.22％（但し、PCMは低温割れ感受性
組成）、かつOLAC Ceq≧（25.8−0.18Vc）／78
（但し、OLAC Ceqは加速冷却材炭素当量、Vcは
加速冷却時の冷却速度で４〜25℃／sec）を満足
する鋼を溶製し、熱間圧延においてAr3点以下で
の累積圧下率を20％以上、仕上り温度を650℃〜
（Ar3点−30℃）とする圧延を行い、圧延終了後
500℃以上の温度までの少なくとも80℃の温度巾
にわたり上記冷却速度Vcで加速冷却し、その後
放冷することを特徴とする溶接性を備えた50Km／
mm2以上の強度を有する耐候性鋼の製造法。 ２ C0.03〜0.20％、Si0.6％以下、Mn0.5〜2.5％、
solAl0.01〜0.08％、Cu0.1〜2.0％、Cr0.1〜2.0％
を基本組成とし、更にNb0.01〜0.1％、V0.01〜
0.15％、Ti0.01〜0.15％、Ni2.0％以下、Mo2.0％
以下の一種又は二種以上を含有し残部はFe及び
不可避不純物からなり、しかもPCM≦0.22％（但
し、PCMは低温割れ感受性組成）、かつOLAC
Ceq≧（25.8−0.18Vc）／78（但し、OLAC Ceqは
加速冷却材炭素当量、Vcは加速冷却時の冷却速
度で４〜25℃／sec）を満足する鋼を溶製し、熱
間圧延においてAr3点以下での累積圧下率を20％
以上、仕上り温度を650℃〜（Ar3点−30℃）と
する圧延を行い、圧延終了後500℃以上の温度ま
での少なくとも80℃の温度巾にわたり上記冷却速
度Vcで加速冷却し、その後放冷することを特徴
とする溶接性を備えた50Km／mm2以上の強度を有す
る耐候性鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14250581A JPS5845317A (ja) | 1981-09-11 | 1981-09-11 | 溶接性を備えた５０ｋｇ／ｍｍ↑２以上の強度を有する耐候性鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14250581A JPS5845317A (ja) | 1981-09-11 | 1981-09-11 | 溶接性を備えた５０ｋｇ／ｍｍ↑２以上の強度を有する耐候性鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5845317A JPS5845317A (ja) | 1983-03-16 |
| JPS643926B2 true JPS643926B2 (ja) | 1989-01-24 |
Family
ID=15316898
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14250581A Granted JPS5845317A (ja) | 1981-09-11 | 1981-09-11 | 溶接性を備えた５０ｋｇ／ｍｍ↑２以上の強度を有する耐候性鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5845317A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101397626B (zh) | 2007-12-07 | 2012-04-11 | 江苏沙钢集团有限公司 | 高强度高韧性热轧钢板及其生产方法 |
| CN108251737B (zh) * | 2018-02-23 | 2019-12-17 | 柳州钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度550MPa级高强度耐候钢的制造方法 |
| CN110055469B (zh) * | 2019-04-15 | 2020-09-18 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种免涂装钢结构用抗震耐候热轧h型钢及其制备方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56142506A (en) * | 1980-04-09 | 1981-11-06 | Nippon Telegr & Teleph Corp <Ntt> | Optical fiber connecting part |
-
1981
- 1981-09-11 JP JP14250581A patent/JPS5845317A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5845317A (ja) | 1983-03-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5876521A (en) | Ultra high strength, secondary hardening steels with superior toughness and weldability | |
| JPS59159932A (ja) | 強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS5852423A (ja) | 低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法 | |
| JPS63286517A (ja) | 低降状比高張力鋼の製造方法 | |
| JPS6141968B2 (ja) | ||
| JPS643926B2 (ja) | ||
| JPS62174323A (ja) | 溶接性に優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法 | |
| JPS583012B2 (ja) | 高靭性高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS5952207B2 (ja) | 低降伏比、高靭性、高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3229107B2 (ja) | 一様伸びの優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH05112823A (ja) | 大入熱溶接継手靱性の優れた建築用４９０Ｎ／ｍｍ２級耐火鋼材の製造方法 | |
| JP2585321B2 (ja) | 溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製造方法 | |
| JPH064890B2 (ja) | 低温用高降伏点鋼の製造方法 | |
| JP2004010976A (ja) | 高パス間温度多層盛り溶接用鋼材、その製造方法及び高パス間温度多層盛り溶接方法 | |
| JPS5845318A (ja) | 溶接性を備えた５０ｋｇ／ｍｍ↑２以上の強度を有する高張力鋼の製造法 | |
| JP3009750B2 (ja) | 低温靭性の優れた構造用鋼板の製造方法 | |
| JPH0137454B2 (ja) | ||
| JPS6350424A (ja) | 低温靭性と溶接性に優れた厚手高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0133530B2 (ja) | ||
| JP2001152296A (ja) | 加工性および溶接性に優れた土木・建築構造用ステンレス熱延鋼板 | |
| JPH0121847B2 (ja) | ||
| JPH0551694A (ja) | 低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| KR920000766B1 (ko) | 저온 인성이 우수한 열연 고강도강판의 제조방법 | |
| JPH0143006B2 (ja) | ||
| JPS5952686B2 (ja) | 低温靭性に優れた非調質高張力鋼の製造法 |