JPH0215122A - 溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法Info
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- JPH0215122A JPH0215122A JP16651788A JP16651788A JPH0215122A JP H0215122 A JPH0215122 A JP H0215122A JP 16651788 A JP16651788 A JP 16651788A JP 16651788 A JP16651788 A JP 16651788A JP H0215122 A JPH0215122 A JP H0215122A
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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、溶接施工を受ける高強度高靭性厚肉鋼板の製
造技術に関する。
造技術に関する。
(従来の技術及び解決しようとする課題)大型構造物用
材料としては、高強度、高靭性で溶接性が良好な厚肉鋼
板が用いられるが、例えば、溶接性を良好とするために
低炭素当量の成分系でCuの時効析出硬化を利用した鋼
としてASTMA710が知られている。この鋼は、1
.0〜1゜3%のCuを含有し、時効処理によってCu
を析出させて高強度を得るものである。
材料としては、高強度、高靭性で溶接性が良好な厚肉鋼
板が用いられるが、例えば、溶接性を良好とするために
低炭素当量の成分系でCuの時効析出硬化を利用した鋼
としてASTMA710が知られている。この鋼は、1
.0〜1゜3%のCuを含有し、時効処理によってCu
を析出させて高強度を得るものである。
しかし、」二記鋼の場合、板厚35mm以」二の厚肉鋼
板にした場合には、従来の製造方法では優れた低温靭性
(破面遷移温度vTrsで一80’C以下)を確保する
ことは困難である。
板にした場合には、従来の製造方法では優れた低温靭性
(破面遷移温度vTrsで一80’C以下)を確保する
ことは困難である。
一方、高強度高靭性を要求されるこの種の鋼板を製造す
る際に制御圧延及びその後に直接焼入を施す方法が提案
されている。しかし、このような方法を上記鋼に適用し
た場合、オーステナイI・低温域で大きな累積圧下を加
える必要がある。その結果、圧延仕上温度は800 ’
C以下という非常に低い温度となり、このため、圧延後
直ちに直接焼入れを行ったとしても、焼入れの効果が十
分に得られず、Cuの時効析出硬化を利用しても引張強
さが70kgf/mm2以上の高強度を得ることは困難
である。しかも、鋼板の厚さの増大に伴って、強度確保
のため、Mn、Cr、Mo等の合金元素を多量に添加し
なければならず、その結果、鋼の炭素当量が高くなって
、溶接性が著しく損なわれるという問題がある。例えば
、特開昭60−59018号では板厚は30mm以下の
場合しか示されていない。
る際に制御圧延及びその後に直接焼入を施す方法が提案
されている。しかし、このような方法を上記鋼に適用し
た場合、オーステナイI・低温域で大きな累積圧下を加
える必要がある。その結果、圧延仕上温度は800 ’
C以下という非常に低い温度となり、このため、圧延後
直ちに直接焼入れを行ったとしても、焼入れの効果が十
分に得られず、Cuの時効析出硬化を利用しても引張強
さが70kgf/mm2以上の高強度を得ることは困難
である。しかも、鋼板の厚さの増大に伴って、強度確保
のため、Mn、Cr、Mo等の合金元素を多量に添加し
なければならず、その結果、鋼の炭素当量が高くなって
、溶接性が著しく損なわれるという問題がある。例えば
、特開昭60−59018号では板厚は30mm以下の
場合しか示されていない。
一ヒ記の理由により、これまでは、Cu析出硬化を利用
して、板厚35mm以]二の溶接性の優れた高強度高靭
性鋼板を製造することは非常に困難であった。
して、板厚35mm以]二の溶接性の優れた高強度高靭
性鋼板を製造することは非常に困難であった。
もっとも、圧延仕上温度を800°C以上の如く比較的
高くとり、圧延終了後に直接焼入れする方法(特開昭6
2−256915号、同62−149845号)、或い
は再加熱焼入れする方法が試みられているが(特開昭6
1−14.94.30号、同62−14984−5号)
、直接焼入の場合は板厚35mm以上のときに強度、低
温靭性がバランスよく得られるかどうかに問題があり、
また再加熱によるゴス1−アップの問題がある。
高くとり、圧延終了後に直接焼入れする方法(特開昭6
2−256915号、同62−149845号)、或い
は再加熱焼入れする方法が試みられているが(特開昭6
1−14.94.30号、同62−14984−5号)
、直接焼入の場合は板厚35mm以上のときに強度、低
温靭性がバランスよく得られるかどうかに問題があり、
また再加熱によるゴス1−アップの問題がある。
本発明は、か)る状況のもとでなされたものであって、
低炭素当量の成分系でCuの析出硬化を利用し、更に低
温靭性を改善するために制御圧延を適用して、板厚35
mm以上で、引張強さが70kgf/mm2以」−の高
強度を有し、板厚中央部での破面遷移温度が一80’C
以下の高靭性を有し、しかも溶接性の優れた高強度高靭
性厚肉鋼板を得る方法を提供することを目的とするもの
である。
低炭素当量の成分系でCuの析出硬化を利用し、更に低
温靭性を改善するために制御圧延を適用して、板厚35
mm以上で、引張強さが70kgf/mm2以」−の高
強度を有し、板厚中央部での破面遷移温度が一80’C
以下の高靭性を有し、しかも溶接性の優れた高強度高靭
性厚肉鋼板を得る方法を提供することを目的とするもの
である。
(課題を解決するための手段)
前記目的を達成するため、本発明者らは、制御圧延の効
果を高め、直接焼入時に変態強化を促進し、なお且つ焼
もどし時に析出硬化させる作用を有するNbに着目し、
これを有効に活用する方法について鋭意研究を行った。
果を高め、直接焼入時に変態強化を促進し、なお且つ焼
もどし時に析出硬化させる作用を有するNbに着目し、
これを有効に活用する方法について鋭意研究を行った。
その結果、化学成分を適切に調整すると共に、特に粗圧
延段階での圧延条件を適切にコン1−ロールすることに
より、上記の目的を達成でき、優れた溶接性を有する高
強度高靭性厚肉鋼板を製造できる方法を見い出したので
ある。具体的には、主として、 (1)溶接性を向上させるためにC量を0.01〜0.
10%に低減する、 (2)高強度化のためにCuを0.8〜1.5%含有さ
せ、かつ制御圧延の効果を高め、変態強化を促進し、更
に析出硬化作用を有するNbを0.010−0.060
%含有させる、 (3)粗圧延段階での特定の温度域で圧下を加えること
なく且つこの間を一定の冷却速度基」二で冷却するので
ある。
延段階での圧延条件を適切にコン1−ロールすることに
より、上記の目的を達成でき、優れた溶接性を有する高
強度高靭性厚肉鋼板を製造できる方法を見い出したので
ある。具体的には、主として、 (1)溶接性を向上させるためにC量を0.01〜0.
10%に低減する、 (2)高強度化のためにCuを0.8〜1.5%含有さ
せ、かつ制御圧延の効果を高め、変態強化を促進し、更
に析出硬化作用を有するNbを0.010−0.060
%含有させる、 (3)粗圧延段階での特定の温度域で圧下を加えること
なく且つこの間を一定の冷却速度基」二で冷却するので
ある。
これらの知見に基づいて、更に種々の条件について実験
研究を重ね、ここに本発明をなすに至ったのである。
研究を重ね、ここに本発明をなすに至ったのである。
すなわち、本発明は、C:O,O」〜0.10%、Si
:0.1 o−o、50%、Mn:0.5〜2.0%、
AQ:0.01−0.10%、Cu:0.8−1.5%
、Nb:0.01−0.06%、Ti:O,OO5〜0
,020%及びN:0.015%以下を含有し、更に必
要に応じて、Ni: 3 、0%以下、Cr: 1 、
0%以下、Mo:0.5%以下、V:0.1%以下、1
3:O,OO30%以下及びCa:0.0050%以下
のうちの1種又は2種以上を含有し、残部が鉄及び不可
避的不純物からなる鋼につき、1000〜1150℃の
温度範囲に加熱した後、熱間圧延を行うに際し、粗圧延
においてスラブ表面温度Tが次式9式%) を満たす間に圧下を加えることなく、且つこの間スラブ
表面の温度での冷却速度が12℃/mjn以上となるよ
うに冷却し、その後、仕上圧延において800〜700
°Cで60%以上の圧下を加えて(Ar3変態点−30
℃)以上で圧延を完了し、直ちに直接焼入れを行い、更
に焼もどし処理を行うことを特徴とする板厚35mm以
上で溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法を
要しとするものである。
:0.1 o−o、50%、Mn:0.5〜2.0%、
AQ:0.01−0.10%、Cu:0.8−1.5%
、Nb:0.01−0.06%、Ti:O,OO5〜0
,020%及びN:0.015%以下を含有し、更に必
要に応じて、Ni: 3 、0%以下、Cr: 1 、
0%以下、Mo:0.5%以下、V:0.1%以下、1
3:O,OO30%以下及びCa:0.0050%以下
のうちの1種又は2種以上を含有し、残部が鉄及び不可
避的不純物からなる鋼につき、1000〜1150℃の
温度範囲に加熱した後、熱間圧延を行うに際し、粗圧延
においてスラブ表面温度Tが次式9式%) を満たす間に圧下を加えることなく、且つこの間スラブ
表面の温度での冷却速度が12℃/mjn以上となるよ
うに冷却し、その後、仕上圧延において800〜700
°Cで60%以上の圧下を加えて(Ar3変態点−30
℃)以上で圧延を完了し、直ちに直接焼入れを行い、更
に焼もどし処理を行うことを特徴とする板厚35mm以
上で溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法を
要しとするものである。
(作用)
以下に本発明を更に詳細に説明する。
まず、本発明における化学成分の限定理由は以下のとお
りである。
りである。
C:
Cは強度上昇に有効な元素であり、そのためには0.0
1%以上が必要である。しかし、靭性の確保及び耐溶接
割れ性の低下防止の観点から」二限を0.10%に規制
する必要がある。したがって、C量は0.01〜0.1
0%の範囲とする。
1%以上が必要である。しかし、靭性の確保及び耐溶接
割れ性の低下防止の観点から」二限を0.10%に規制
する必要がある。したがって、C量は0.01〜0.1
0%の範囲とする。
Sコ :
Siは脱酸元素であり、0.10%以上の添加が必要で
あるが、過度の添加は靭性を劣化させるために上限を0
.50%とする。このため、S〕量は0.10−0.5
0%の範囲とする。
あるが、過度の添加は靭性を劣化させるために上限を0
.50%とする。このため、S〕量は0.10−0.5
0%の範囲とする。
Mn:
M r+は強度上昇に有効であり、そのためには0.5
%以上が必要であるが、2.0%を超えて添加すると靭
性が劣化する。したがって、Mn量は0.5〜2.0%
の範囲とする。
%以上が必要であるが、2.0%を超えて添加すると靭
性が劣化する。したがって、Mn量は0.5〜2.0%
の範囲とする。
AQ、:
Anは脱酸元素であり、0.01%以上が必要であるが
、過度の添加は介在物を形成し、靭性を劣化させるため
、上限を0.10%とする。したがって、Afl量は0
.01〜0.10%の範囲とする。
、過度の添加は介在物を形成し、靭性を劣化させるため
、上限を0.10%とする。したがって、Afl量は0
.01〜0.10%の範囲とする。
Nb:
Nbは本発明のポイン1へとなる重要な元素である。す
なわち、Nbは固溶状態で、オーステナイI・の再結晶
を抑制し、制御圧延の効果を高め、直接焼入による変態
強化を向」ニさせ、且つ焼もどし時に析出して強度及び
靭性の向上に寄与する元素である。このような効果は0
.01%以上で発揮されるが、0.06%を超えると溶
接部の靭性が劣化するので、好ましくない。したがって
、Nb量0.01〜0.06%の範囲とする。
なわち、Nbは固溶状態で、オーステナイI・の再結晶
を抑制し、制御圧延の効果を高め、直接焼入による変態
強化を向」ニさせ、且つ焼もどし時に析出して強度及び
靭性の向上に寄与する元素である。このような効果は0
.01%以上で発揮されるが、0.06%を超えると溶
接部の靭性が劣化するので、好ましくない。したがって
、Nb量0.01〜0.06%の範囲とする。
Ti :
Tiは難溶性の炭窒化物を形成し、スラブ加熱時又は溶
接時のオーステナイト粒の成長を抑制するため、母材及
び溶接時の靭性を向上させる効果を有する元素である。
接時のオーステナイト粒の成長を抑制するため、母材及
び溶接時の靭性を向上させる効果を有する元素である。
また、鋼中のC,Nを固定することにより、固溶Nbが
炭・窒化物として析出することを抑制する効果もある。
炭・窒化物として析出することを抑制する効果もある。
そのためには0.005%以上が必要であるが、0.0
20%を超えて添加すると粗大な介在物を形成し、靭性
を劣化させる。したがって、Tl量は0.005〜0.
020%の範囲とする。
20%を超えて添加すると粗大な介在物を形成し、靭性
を劣化させる。したがって、Tl量は0.005〜0.
020%の範囲とする。
N:
Nは0.01.5%を超えて添加すると、母材及び溶接
部の靭性を著しく劣化させるので、N量は0.015%
以下とする。
部の靭性を著しく劣化させるので、N量は0.015%
以下とする。
Cu:
Cuは固溶強化、析出強化或いは焼入性向上による変態
強化に有効な元素である。これらの効果を発揮させるた
めには0.8%以上の添加が必要である。しかし、過度
の添加は靭性を低下させるため、上限を1.5%とする
。したがって、Cu量は0.8〜1.5%の範囲とする
。
強化に有効な元素である。これらの効果を発揮させるた
めには0.8%以上の添加が必要である。しかし、過度
の添加は靭性を低下させるため、上限を1.5%とする
。したがって、Cu量は0.8〜1.5%の範囲とする
。
以上の各元素を必須成分とするが、必要に応じて、以下
に示すN1、Cr、Mo、V、B及びCaのうちの1種
又は2種以上を適量で添加することができる。
に示すN1、Cr、Mo、V、B及びCaのうちの1種
又は2種以上を適量で添加することができる。
N1は低温靭性を改善する効果があるが、高価であり、
経済性の観点から3.0%以下とする。
経済性の観点から3.0%以下とする。
また、主として高強度化の目的でCrを1.0%以下、
Moを0.5%以下、■を0.1−%以下、Bを0.0
030%以下で添加することができる。また靭性改善の
目的でCaを0.0050%以下で添加することができ
る。なお、これらの元素は上限を超えて過度に添加する
と靭性或いは更に溶接性を劣化させるので好ましくない
。
Moを0.5%以下、■を0.1−%以下、Bを0.0
030%以下で添加することができる。また靭性改善の
目的でCaを0.0050%以下で添加することができ
る。なお、これらの元素は上限を超えて過度に添加する
と靭性或いは更に溶接性を劣化させるので好ましくない
。
次に本発明における鋳塊加熱、熱間圧延条件の限定理由
について述べる。
について述べる。
鋳塊加熱温度は、オースナナ41〜粒の粗大化による靭
性劣化を防ぐために1150℃以下にする必要がある。
性劣化を防ぐために1150℃以下にする必要がある。
しかし、1000℃未満では強度及び靭性の向上に有効
に作用する固溶Nbの確保が困難であるので好ましくな
い。
に作用する固溶Nbの確保が困難であるので好ましくな
い。
」1記温度範囲に加熱された鋳塊を熱間圧延するに際し
ては、粗圧延及び仕上圧延での条件をコントロールする
必要がある。
ては、粗圧延及び仕上圧延での条件をコントロールする
必要がある。
すなわち、まず、粗圧延の途中段階においては、スラブ
表面温度Tが次式 %式%) を満たす範囲で圧下を行うことなく、且つこの間を12
℃/min以上の冷却速度で冷却する必要がある。これ
は本発明の最も重要な点である。上記の如く本発明で限
定した温度範囲はオーステティ1−中でNbが最も析出
し易い温度であり、この間の圧延はNbの析出を著しく
助長する。したがって、この間を圧延することなく、し
かも通常よりも速い冷却速度で冷却することにより、熱
間圧延中のNbの析出を極力抑制することができる。こ
の結果、オーステナイト低温域での制御圧延の効果が向
上し、靭性改善が図られると共に、直接焼入れ時の変態
強化の促進、更に焼もどしによるNbの析出強化量の増
大が可能となる。更に、この方法によると、この温度域
でのオーステナイト粒の成長を抑制でき、靭性改善の効
果が増大する。
表面温度Tが次式 %式%) を満たす範囲で圧下を行うことなく、且つこの間を12
℃/min以上の冷却速度で冷却する必要がある。これ
は本発明の最も重要な点である。上記の如く本発明で限
定した温度範囲はオーステティ1−中でNbが最も析出
し易い温度であり、この間の圧延はNbの析出を著しく
助長する。したがって、この間を圧延することなく、し
かも通常よりも速い冷却速度で冷却することにより、熱
間圧延中のNbの析出を極力抑制することができる。こ
の結果、オーステナイト低温域での制御圧延の効果が向
上し、靭性改善が図られると共に、直接焼入れ時の変態
強化の促進、更に焼もどしによるNbの析出強化量の増
大が可能となる。更に、この方法によると、この温度域
でのオーステナイト粒の成長を抑制でき、靭性改善の効
果が増大する。
例えば、第1図は、0.04%C−0,25%5i−1
,4%Mn−0,8%Cu−0,4%Nj−0.2%M
o−0,045%Nb−0.010%T]−0.004
5%N−0,035%AQからなる組成の鋼について、
粗圧延中断温度範囲での冷却速度(横軸)が強度及び靭
性(縦軸)に及ぼす影響を示したものである。なお、仕
上圧延は800〜700°Cでの圧下率65%とし、焼
入れ後、600°Cで焼もどした。同図において、強度
は冷却速度の」1昇と共に上昇し、12°C/min以
上で飽和する傾向を示している。一方、靭性は冷却速度
の」−昇と共に緩やかに向上している。よって、この間
の冷却速度は12℃/mjn以上とする必要があること
がわかる。なお、この間の冷却速度は、好ましくは15
℃/minとすることにより、より安定して高強度を得
ることができる。
,4%Mn−0,8%Cu−0,4%Nj−0.2%M
o−0,045%Nb−0.010%T]−0.004
5%N−0,035%AQからなる組成の鋼について、
粗圧延中断温度範囲での冷却速度(横軸)が強度及び靭
性(縦軸)に及ぼす影響を示したものである。なお、仕
上圧延は800〜700°Cでの圧下率65%とし、焼
入れ後、600°Cで焼もどした。同図において、強度
は冷却速度の」1昇と共に上昇し、12°C/min以
上で飽和する傾向を示している。一方、靭性は冷却速度
の」−昇と共に緩やかに向上している。よって、この間
の冷却速度は12℃/mjn以上とする必要があること
がわかる。なお、この間の冷却速度は、好ましくは15
℃/minとすることにより、より安定して高強度を得
ることができる。
更に、仕」二圧延においては、靭性を向」ニさせるため
に800〜700℃のオーステナイト低温域で60%以
」−の圧下を行う。この温度域は、オーステナイトの未
再結晶温度域であり、この間の圧下はオーステナイト中
に加工歪を付与し、変態後の組織の微細化を促進し、強
度及び靭性を向上させるのである。そのため、少なくと
も60%の圧下が必要である。また、仕上圧延終了温度
は、その後の直接焼入の効果を充分に発揮させるため、
(Ar3変態点−30°C)以上とする必要がある。
に800〜700℃のオーステナイト低温域で60%以
」−の圧下を行う。この温度域は、オーステナイトの未
再結晶温度域であり、この間の圧下はオーステナイト中
に加工歪を付与し、変態後の組織の微細化を促進し、強
度及び靭性を向上させるのである。そのため、少なくと
も60%の圧下が必要である。また、仕上圧延終了温度
は、その後の直接焼入の効果を充分に発揮させるため、
(Ar3変態点−30°C)以上とする必要がある。
圧延後、鋼板は直ちに直接焼入される。これは固溶Nb
の焼入性向上による変態強化の作用を最大限に発揮させ
るためである。更にこの鋼板には焼もどし処理が施され
るが、これは変態後に固溶状態で存在するNbを析出さ
せて高強度を得るためである。
の焼入性向上による変態強化の作用を最大限に発揮させ
るためである。更にこの鋼板には焼もどし処理が施され
るが、これは変態後に固溶状態で存在するNbを析出さ
せて高強度を得るためである。
次に本発明の実施例を示す。
(実施例)
第1表に示す化学成分を有する供試鋼を常法により溶製
、鋳造し、得られた鋳塊を第2表に示す温度に加熱した
後、同表に示す条件にて、粗圧延及び仕上圧延を行い、
直ちに焼入れし、更に600℃の焼もどしを施した。
、鋳造し、得られた鋳塊を第2表に示す温度に加熱した
後、同表に示す条件にて、粗圧延及び仕上圧延を行い、
直ちに焼入れし、更に600℃の焼もどしを施した。
得られた鋼板について機械的性質(降伏強さYS、引張
強さTS、板厚中央部での破面遷移温度)を調べた。そ
の結果を第2表に併記する。
強さTS、板厚中央部での破面遷移温度)を調べた。そ
の結果を第2表に併記する。
第2表より明らかなように、本発明例であるNa1(鋼
Al)、NO,7(鋼B)、Na 11 (鋼F)、N
[112(鋼G)、Nα13(鋼H)はいずれも引張強
さが70kgf/mm”以上あり、しかも板厚中央部で
の破面遷移温度vTrsが一80℃以下となり、優れた
強度靭性バランスを有していることがわかる。勿論。
Al)、NO,7(鋼B)、Na 11 (鋼F)、N
[112(鋼G)、Nα13(鋼H)はいずれも引張強
さが70kgf/mm”以上あり、しかも板厚中央部で
の破面遷移温度vTrsが一80℃以下となり、優れた
強度靭性バランスを有していることがわかる。勿論。
化学成分、特にC量が低いので、溶接性に優れている。
一方、本発明例と同一化学成分を有する鋼であっても、
加熱及び圧延条件が本発明範囲外であるもの、すなわち
、Na 2 (m A )−No 6 (鋼A)では強
度が70 kgf / mm2に達していないか、或い
は板厚中央部での破面遷移温度が一80℃より高くなっ
ている。
加熱及び圧延条件が本発明範囲外であるもの、すなわち
、Na 2 (m A )−No 6 (鋼A)では強
度が70 kgf / mm2に達していないか、或い
は板厚中央部での破面遷移温度が一80℃より高くなっ
ている。
また、本発明の化学成分範囲から外れた成分を有する鋼
C−Eに関する比較例Nα8(fic)、Na 9(鋼
D)、Nα10(鋼E)では、加熱及び圧延条件か本発
明で定めた条件範囲内であっても、引張強さが70 k
gf / mm2以下であるか、或いは更に破面遷移温
度が一80’C以上であり、目標とした特性が得られて
いない。
C−Eに関する比較例Nα8(fic)、Na 9(鋼
D)、Nα10(鋼E)では、加熱及び圧延条件か本発
明で定めた条件範囲内であっても、引張強さが70 k
gf / mm2以下であるか、或いは更に破面遷移温
度が一80’C以上であり、目標とした特性が得られて
いない。
[以下余白]
。呻
(発明の効果)
以上詳述したように、本発明によれば、適切に化学成分
を調整した鋼に、粗圧延段階で特定温度域において圧延
を中断してこの間を通常よりも速い冷却速度で冷却し、
更に特定の条件にて仕上圧延し、直ちに焼入れし、更に
焼もどしを施すので、引張強さ70 kgf / mm
2以上、破面遷移温度−80℃以下で強度−靭性バラン
スに優れ、且つ溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板を
製造することができる。
を調整した鋼に、粗圧延段階で特定温度域において圧延
を中断してこの間を通常よりも速い冷却速度で冷却し、
更に特定の条件にて仕上圧延し、直ちに焼入れし、更に
焼もどしを施すので、引張強さ70 kgf / mm
2以上、破面遷移温度−80℃以下で強度−靭性バラン
スに優れ、且つ溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板を
製造することができる。
第1図は引張強さと、板厚中央部での破面遷移温度に及
ぼす粗圧延中断時の冷却速度の影響を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚
ぼす粗圧延中断時の冷却速度の影響を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚
Claims (2)
- (1)重量%で(以下、同じ)、C:0.01〜0.1
0%、Si:0.10〜0.50%、Mn:0.5〜2
.0%、Al:0.01〜0.10%、Cu:0.8〜
1.5%、Nb:0.01〜0.06%、Ti:0.0
05〜0.020%及びN:0.015%以下を含有し
、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼につき、10
00〜1150℃の温度範囲に加熱した後、熱間圧延を
行うに際し、粗圧延においてスラブ表面温度Tが次式 900℃≦T+t≦1000℃(t:スラブ厚)を満た
す間に圧下を加えることなく、且つこの間スラブ表面の
温度での冷却速度が12℃/min以上となるように冷
却し、その後、仕上圧延において800〜700℃で6
0%以上の圧下を加えて(Ar_3変態点−30℃)以
上で圧延を完了し、直ちに直接焼入れを行い、更に焼も
どし処理を行うことを特徴とする板厚35mm以上で溶
接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法。 - (2)前記鋼が、Ni:3.0%以下、Cr:1.0%
以下、Mo:0.5%以下、V:0.1%以下、B:0
.0030%以下及びCa:0.0050%以下のうち
の1種又は2種以上を含有しているものである請求項1
に記載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63166517A JPH0735538B2 (ja) | 1988-07-04 | 1988-07-04 | 溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63166517A JPH0735538B2 (ja) | 1988-07-04 | 1988-07-04 | 溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0215122A true JPH0215122A (ja) | 1990-01-18 |
JPH0735538B2 JPH0735538B2 (ja) | 1995-04-19 |
Family
ID=15832788
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63166517A Expired - Lifetime JPH0735538B2 (ja) | 1988-07-04 | 1988-07-04 | 溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0735538B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100435482B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 인장강도 50kgf/㎟급 극후강판의 제조방법 |
JP2010150608A (ja) * | 2008-12-25 | 2010-07-08 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用厚鋼板 |
CN104372155A (zh) * | 2014-10-11 | 2015-02-25 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种含铌高速列车车轴的热处理工艺 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6059018A (ja) * | 1983-08-03 | 1985-04-05 | Nippon Steel Corp | 溶接性および低温靭性の優れたCu添加鋼の製造法 |
JPS6254019A (ja) * | 1985-09-03 | 1987-03-09 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性および低温靭性に優れた80キロ級極厚高張力鋼板の製造方法 |
JPS62256915A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高張力鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-07-04 JP JP63166517A patent/JPH0735538B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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JP2010150608A (ja) * | 2008-12-25 | 2010-07-08 | Kobe Steel Ltd | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用厚鋼板 |
CN104372155A (zh) * | 2014-10-11 | 2015-02-25 | 马钢(集团)控股有限公司 | 一种含铌高速列车车轴的热处理工艺 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0735538B2 (ja) | 1995-04-19 |
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