JPH0583606B2 - - Google Patents
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- JPH0583606B2 JPH0583606B2 JP59062879A JP6287984A JPH0583606B2 JP H0583606 B2 JPH0583606 B2 JP H0583606B2 JP 59062879 A JP59062879 A JP 59062879A JP 6287984 A JP6287984 A JP 6287984A JP H0583606 B2 JPH0583606 B2 JP H0583606B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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Description
産業上の利用分野
本発明は、低温靱性の優れた高張力鋼の製造方
法に関するものである。 従来技術 従来から、低温靱性の優れた高張力鋼は、寒冷
地での良好な溶接性が要求されることから、PCM
値を増加させるC,Mn,Mo等を低減し、これ
による強度の低下分を圧延仕上温度の低下、また
は圧延後の加速冷却によつて補う方法がとられて
きた。 しかし、高強度化の要求はますます強くなるこ
とから、PCM式に含まれないTiを添加し、その析
出強化を活用することにより、C,Mn,Mo等
を更に低減させる方法が発明されてきた(特公昭
58−28330)。Ti添加によるPCM値の低下は、低温
靱性の優れた高張力鋼を得るに有効な製造方法で
はあるが、従来はTiN,TiCの制御が精度よくな
されていないために、まだまだ十分な低温靱性の
優れた高張力鋼を得るには至つておらず、また、
析出強化によると高強度化に伴い、低温靱性が劣
化するのが常識であつた。 発明の目的 本発明は上記従来技術における欠点を改善する
ことを目的に、低温靱性のさらに優れたTi系高
張力鋼の製造方法を提供するものである。 発明の構成 上記目的を達成するため、本発明の低温靱性の
優れたTi系高張力鋼の製造方法は、下記を要旨
とする。 1 重量比で、 C:0.013〜0.30%、Si:0.80%以下、 Mn:0.40〜3.0%、P:0.020%以下、 S:0.010%以下、Ti:0.050〜0.20%、 sol.Al:0.0040〜0.150%、N:0.0010〜0.0060
% TiN:45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu:0.50%以下、Ni:1.0%以下、 Nb:0.150%以下、V:0.150%以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
%以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30%以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80%以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする。 2 重量比で、 C:0.013〜0.30%、Si:0.80%以下、 Mn:0.40〜3.0%、P:0.020%以下、 S:0.010%以下、Ti:0.050〜0.20%、 sol.Al:0.0040〜0.150%、N:0.0010〜0.0060
% TiN:45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu:0.50%以下、Ni:1.0%以下、 Nb:0.150%以下、V:0.150%以下 のうち一種または二種以上を含み、さらに、 Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Zr:0.150
%以下、Ca:0.050%以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
%以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30%以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80%以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする。 本発明者等は、低温靱性の優れた高張力鋼の製
造方法について種々研究した結果、TiCの析出強
化を最大限に活用するためには、圧延前に析出し
ている約0.15μの粗大なTiCを、TiCが十分に固溶
する温度まで加熱して、圧延中もしくは圧延後の
冷却中に約50Åの微細なTiCを均一に再析出させ
ることが重要であることを明らかにした。しか
し、TiCの微細な析出のみでは高強度化は可能で
あつても、優れた低温靱性を得ることは難かし
い。本発明者等は更に研究を進めることによつ
て、圧延時の加熱時にオーステナイト粒を粗大化
させないためには未固溶のTiNの存在が必要で
あること、及びオーステナイト粒の粗大化の抑制
に必要なTiNの析出量を定量的に把握し、この
粗粒化の抑制と、圧延中のオーステナイト粒の再
結晶を制御することによつて、低温靱性の著しく
優れた高張力鋼の製造が可能であることを見出し
たのである。 すなわち、従来、NbC,VC,TiC等の析出強
化を用いて高強度化を行なうと強度が上昇すれば
するほど低温靱性が劣化するのが常識であつた。
しかし、本発明によれば、TiCの微細な析出によ
り、高強度化にもかかわらず、オーステナイトの
未再結晶温度域において圧下率80%以上の圧延を
施すこと、圧延により生じた未再結晶の伸延オー
ステナイト粒の粒界、及び粒内の変形帯に著しく
多数のフエライト変態の変態核が生成し、圧延終
了時には極めて微細な細粒組織が得られるのであ
る。第1図は強度、靱性と未再結晶圧下率との関
係を示し、第2図は靱性とTiC量、未再結晶圧下
率との関係を示す図である。第1図、第2図で明
らかのように未再結晶圧下率80%以上で微細な細
粒組織となり靱性は著しく向上している。この微
細化は加熱時の未固溶TiNによるオーステナイ
ト粒の粗大化抑制効果と併用することにより更に
促進されるのである。 また、加熱時のTiNによるオーステナイト粒
の粗大化抑制効果は加熱温度が高くなるほど通常
鋼との粒径差は大きくなる。第3図はNb−V鋼
とNb−V−Ti鋼におけるスラブ加熱温度とオー
ステナイト粒径の関係を示す図である。 しかし、TiNが増加しすぎるとTiNの凝集粗
大化により、低温靱性を著しく劣化させる。第4
図にTi鋼の破面遷移温度とTiN量との関係を示
す。 一方、TiCは加熱温度が低いと未固溶の量が増
加し、粗大なTiCが多く存在しているが、加熱温
度を高くし、TiCを再固溶させた後、圧延中もし
くは圧延後微細に、マトリツクスと整合するよう
に析出させると強度が著しく上昇する。第5図に
Ti鋼の引張強度とTiC量との関係を示す。 要するに、本発明の重要点は、 従来は全Ti量で限定した製造方法であつた
が、本発明では、オーステナイト粒の粗大化抑
制に実質的に有効となるTiN量を適正量に限
定したこと、 また、強度に対して実質的に有効となるTiC
量を定量化し、0.063%以上で引張強度60〜65
Kg/mm2以上の強化が可能となる条件を発明した
こと、 但し低温靱性に対しては、圧延時の工夫が必
要であり、従来の製造法では低温域にて圧下率
50%以上といつた圧延が限定されているが、実
際には圧延機の能力、および製造能率の面から
50〜70%程度の低温域圧下率しかとられていな
かつたものを、本発明においては、TiCの析出
強化を最大限に活用しつつ、靱性の劣化防止法
として、従来の実用範囲を超えた特に80%以上
の圧下率に限定すると、細粒化とオーステナイ
ト域の歪誘起析出(TiC)を促進し、靱性が著
しく向上し、高強度で且つ低温靱性の優れた鋼
が得られるものである。 次に本発明の対象とする鋼の成分範囲、および
加熱温度、ならびに圧延条件の数値限定理由につ
いて述べる。 C:C成分は鋼の強度を確保する作用がある
が、その含有量が0.013%未満では前記作用に所
望の効果が得られないので高強度を得ることがで
きず、一方0.30%を越えて含有させると母材及び
溶接部の靱性劣化を招くためその含有量を0.013
〜0.30%と定めた。 Si:Si成分は鋼の脱酸剤として有効な成分であ
るが、その含有量が0.8%を越えると介在物が増
加して溶接性を劣化するようになることからその
含有量を0.8%以下とした。 Mn:Mn成分には母材及び溶接部の強度並び
に靱性を向上する作用があるが、その含有量が
0.4%未満では前記作用に所望の効果を得ること
ができず、一方3.0%を越えて含有させると、ペ
イナイト等の低温変態生成物の生成及び増加によ
り、靱性劣化、さらにはMnの偏析増加により耐
水素誘起割れ性の劣化をきたすようになることか
ら、その含有量を0.4〜3.0%に定めた。 P,S:P,Sの低減は鋼の強靱化に極めて有
効であるが、本発明の特徴を安定して発揮させる
には、Pは0.020%以下、Sは0.010%以下とする
必要がある。好ましくはP,Sは極力少ない方が
よい。 Ti:Ti成分には、スラブ加熱時のγ粒粗大化
を抑制したり、溶接部組織を微細化する作用があ
るが、その含有量が0.05%未満では前記作用に所
望の効果が得られず、一方0.2%を越えて含有さ
せると溶接熱影響部の靱性が劣化するようになる
ことから、その含有量を0.05〜0.2%に限定した。 sol.Al:sol.Al成分には鋼の脱酸作用があるが、
その含有量が0.004%未満では前記作用に所望の
効果が得られず、0.15%をこえて含有させると溶
接熱影響部の靱性を劣化するようになることか
ら、その含有量を0.004〜0.15%と定めた。 N:N成分は窒化物を生成することにより、ス
ラブの再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑
制するが、0.0010%未満では粒成長を抑制するに
十分なTiNが生成せず靱性が劣化する。しかし
0.0060%を越えるとTiNの粗大化により靱性が劣
化するため、その含有量を0.0010〜0.0060%とし
た。 TiN:TiNはスラブの再加熱時にオーステナ
イト粒の粗大化を抑制し、母材及び溶接部の組織
の微細化に有効であるが、その含有量が45ppm未
満では前記作用に所望の効果が得られず、一方
260ppmを越えて含有させるとTiNの凝集粗大化
により、低温靱性を著しく劣化させるようになる
から、その含有量を45〜260ppmに限定した。 Cu,Ni,Nb,V:これらの成分は、鋼の強
度、靱性を向上させるのに有効であるが、Cuは
含有量が0.5%を超えるとスラブに熱間割れを生
じやすいため0.5%以下とし、Niは1.0%を超える
と母材および溶接部の靱性が劣化するから1.0%
以下とし、Nb,Vはいずれも0.15%を超えると
溶接部の靱性が劣化するので0.15%以下に限定し
た。 Cr,Mo,Zr,Ca:これらの成分は、鋼の強
度、靱性を向上させるのに有効であるが、Cr,
Moはいずれも0.50%を超えると母材および溶接
部の靱性が劣化するから0.5%以下とし、Zrは
0.15%を超えると母材および溶接部の靱性が劣化
するから0.15%以下とし、Caは0.05%を超えると
鋼の熱間加工性が劣化するから0.05%以下に限定
した。 加熱温度:圧延の際の加熱温度はTiCの析出強
化を十分に活用するために、TiCが完全に固溶す
る温度まで高くする必要があり、最適にはTiCを
0.063%以上固溶させ、圧延中もしくは圧延後に
微細に再析出させる必要がある。再固溶させる
TiCの量が0.063%未満になる加熱温度では前記
作用の十分な強度が得られないため加熱温度を
TiCが0.063%以上固溶する温度と定めた。 圧延条件:オーステナイトの再結晶温度域での
圧延はオーステナイトを再結晶により細粒化させ
るのに有効であり、これによつて製品の靱性を向
上させることができるが、累積圧下率が30%未満
では細粒化が不十分であり、製品の十分な靱性が
得られないことから、オーステナイトの再結晶域
における累積圧下率を30%以上と定めた。 未再結晶温度域での圧延はオーステナイト粒を
伸延し、粒界面積を増加させるとともに、粒内に
変形帯等の欠陥を導入することによつて、フエラ
イト変態する際のフエライト核を増加させ、結果
として、フエライト粒を細粒にすることによつて
靱性を向上させるのに有効であるが、この温度域
における全圧下率が80%未満では十分な細粒組織
が得られず、靱性が劣化することから、オーステ
ナイトの未再結晶温度域での圧下率を80%以上と
定めた。 圧延仕上温度を下げることは強度、靱性を向上
させる点で有効であるが、Ar3+30℃よりも高い
温度では強度低下もしくは、低温靱性の劣化をき
たし、Ar3−30℃よりも低い温度では延性の低下
が著しく生じるため、圧延仕上温度をAr3±30℃
と定めた。 実施例 実施例 1 化学成分が、C:0.09、Si:0.47%、Mn:1.58
%、P:0.020%、S:0.010%、Ti:0.086%、
sol.Al:0.036%、N:0.0026%、TiN:114ppm
残部Fe及びその他の不純物からなる連続鋳造鋼
塊から切り出した鋼片から20mmの鋼板を製造し
た。製造条件とその機械的性質を第1表に示す。 第1表から明らかのように、本発明方法のNo.5
〜No.9は比較例方法のNo.1〜No.4に比べ強度、靱
性、延性共良好な性能が得られている。
法に関するものである。 従来技術 従来から、低温靱性の優れた高張力鋼は、寒冷
地での良好な溶接性が要求されることから、PCM
値を増加させるC,Mn,Mo等を低減し、これ
による強度の低下分を圧延仕上温度の低下、また
は圧延後の加速冷却によつて補う方法がとられて
きた。 しかし、高強度化の要求はますます強くなるこ
とから、PCM式に含まれないTiを添加し、その析
出強化を活用することにより、C,Mn,Mo等
を更に低減させる方法が発明されてきた(特公昭
58−28330)。Ti添加によるPCM値の低下は、低温
靱性の優れた高張力鋼を得るに有効な製造方法で
はあるが、従来はTiN,TiCの制御が精度よくな
されていないために、まだまだ十分な低温靱性の
優れた高張力鋼を得るには至つておらず、また、
析出強化によると高強度化に伴い、低温靱性が劣
化するのが常識であつた。 発明の目的 本発明は上記従来技術における欠点を改善する
ことを目的に、低温靱性のさらに優れたTi系高
張力鋼の製造方法を提供するものである。 発明の構成 上記目的を達成するため、本発明の低温靱性の
優れたTi系高張力鋼の製造方法は、下記を要旨
とする。 1 重量比で、 C:0.013〜0.30%、Si:0.80%以下、 Mn:0.40〜3.0%、P:0.020%以下、 S:0.010%以下、Ti:0.050〜0.20%、 sol.Al:0.0040〜0.150%、N:0.0010〜0.0060
% TiN:45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu:0.50%以下、Ni:1.0%以下、 Nb:0.150%以下、V:0.150%以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
%以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30%以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80%以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする。 2 重量比で、 C:0.013〜0.30%、Si:0.80%以下、 Mn:0.40〜3.0%、P:0.020%以下、 S:0.010%以下、Ti:0.050〜0.20%、 sol.Al:0.0040〜0.150%、N:0.0010〜0.0060
% TiN:45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu:0.50%以下、Ni:1.0%以下、 Nb:0.150%以下、V:0.150%以下 のうち一種または二種以上を含み、さらに、 Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Zr:0.150
%以下、Ca:0.050%以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
%以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30%以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80%以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする。 本発明者等は、低温靱性の優れた高張力鋼の製
造方法について種々研究した結果、TiCの析出強
化を最大限に活用するためには、圧延前に析出し
ている約0.15μの粗大なTiCを、TiCが十分に固溶
する温度まで加熱して、圧延中もしくは圧延後の
冷却中に約50Åの微細なTiCを均一に再析出させ
ることが重要であることを明らかにした。しか
し、TiCの微細な析出のみでは高強度化は可能で
あつても、優れた低温靱性を得ることは難かし
い。本発明者等は更に研究を進めることによつ
て、圧延時の加熱時にオーステナイト粒を粗大化
させないためには未固溶のTiNの存在が必要で
あること、及びオーステナイト粒の粗大化の抑制
に必要なTiNの析出量を定量的に把握し、この
粗粒化の抑制と、圧延中のオーステナイト粒の再
結晶を制御することによつて、低温靱性の著しく
優れた高張力鋼の製造が可能であることを見出し
たのである。 すなわち、従来、NbC,VC,TiC等の析出強
化を用いて高強度化を行なうと強度が上昇すれば
するほど低温靱性が劣化するのが常識であつた。
しかし、本発明によれば、TiCの微細な析出によ
り、高強度化にもかかわらず、オーステナイトの
未再結晶温度域において圧下率80%以上の圧延を
施すこと、圧延により生じた未再結晶の伸延オー
ステナイト粒の粒界、及び粒内の変形帯に著しく
多数のフエライト変態の変態核が生成し、圧延終
了時には極めて微細な細粒組織が得られるのであ
る。第1図は強度、靱性と未再結晶圧下率との関
係を示し、第2図は靱性とTiC量、未再結晶圧下
率との関係を示す図である。第1図、第2図で明
らかのように未再結晶圧下率80%以上で微細な細
粒組織となり靱性は著しく向上している。この微
細化は加熱時の未固溶TiNによるオーステナイ
ト粒の粗大化抑制効果と併用することにより更に
促進されるのである。 また、加熱時のTiNによるオーステナイト粒
の粗大化抑制効果は加熱温度が高くなるほど通常
鋼との粒径差は大きくなる。第3図はNb−V鋼
とNb−V−Ti鋼におけるスラブ加熱温度とオー
ステナイト粒径の関係を示す図である。 しかし、TiNが増加しすぎるとTiNの凝集粗
大化により、低温靱性を著しく劣化させる。第4
図にTi鋼の破面遷移温度とTiN量との関係を示
す。 一方、TiCは加熱温度が低いと未固溶の量が増
加し、粗大なTiCが多く存在しているが、加熱温
度を高くし、TiCを再固溶させた後、圧延中もし
くは圧延後微細に、マトリツクスと整合するよう
に析出させると強度が著しく上昇する。第5図に
Ti鋼の引張強度とTiC量との関係を示す。 要するに、本発明の重要点は、 従来は全Ti量で限定した製造方法であつた
が、本発明では、オーステナイト粒の粗大化抑
制に実質的に有効となるTiN量を適正量に限
定したこと、 また、強度に対して実質的に有効となるTiC
量を定量化し、0.063%以上で引張強度60〜65
Kg/mm2以上の強化が可能となる条件を発明した
こと、 但し低温靱性に対しては、圧延時の工夫が必
要であり、従来の製造法では低温域にて圧下率
50%以上といつた圧延が限定されているが、実
際には圧延機の能力、および製造能率の面から
50〜70%程度の低温域圧下率しかとられていな
かつたものを、本発明においては、TiCの析出
強化を最大限に活用しつつ、靱性の劣化防止法
として、従来の実用範囲を超えた特に80%以上
の圧下率に限定すると、細粒化とオーステナイ
ト域の歪誘起析出(TiC)を促進し、靱性が著
しく向上し、高強度で且つ低温靱性の優れた鋼
が得られるものである。 次に本発明の対象とする鋼の成分範囲、および
加熱温度、ならびに圧延条件の数値限定理由につ
いて述べる。 C:C成分は鋼の強度を確保する作用がある
が、その含有量が0.013%未満では前記作用に所
望の効果が得られないので高強度を得ることがで
きず、一方0.30%を越えて含有させると母材及び
溶接部の靱性劣化を招くためその含有量を0.013
〜0.30%と定めた。 Si:Si成分は鋼の脱酸剤として有効な成分であ
るが、その含有量が0.8%を越えると介在物が増
加して溶接性を劣化するようになることからその
含有量を0.8%以下とした。 Mn:Mn成分には母材及び溶接部の強度並び
に靱性を向上する作用があるが、その含有量が
0.4%未満では前記作用に所望の効果を得ること
ができず、一方3.0%を越えて含有させると、ペ
イナイト等の低温変態生成物の生成及び増加によ
り、靱性劣化、さらにはMnの偏析増加により耐
水素誘起割れ性の劣化をきたすようになることか
ら、その含有量を0.4〜3.0%に定めた。 P,S:P,Sの低減は鋼の強靱化に極めて有
効であるが、本発明の特徴を安定して発揮させる
には、Pは0.020%以下、Sは0.010%以下とする
必要がある。好ましくはP,Sは極力少ない方が
よい。 Ti:Ti成分には、スラブ加熱時のγ粒粗大化
を抑制したり、溶接部組織を微細化する作用があ
るが、その含有量が0.05%未満では前記作用に所
望の効果が得られず、一方0.2%を越えて含有さ
せると溶接熱影響部の靱性が劣化するようになる
ことから、その含有量を0.05〜0.2%に限定した。 sol.Al:sol.Al成分には鋼の脱酸作用があるが、
その含有量が0.004%未満では前記作用に所望の
効果が得られず、0.15%をこえて含有させると溶
接熱影響部の靱性を劣化するようになることか
ら、その含有量を0.004〜0.15%と定めた。 N:N成分は窒化物を生成することにより、ス
ラブの再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑
制するが、0.0010%未満では粒成長を抑制するに
十分なTiNが生成せず靱性が劣化する。しかし
0.0060%を越えるとTiNの粗大化により靱性が劣
化するため、その含有量を0.0010〜0.0060%とし
た。 TiN:TiNはスラブの再加熱時にオーステナ
イト粒の粗大化を抑制し、母材及び溶接部の組織
の微細化に有効であるが、その含有量が45ppm未
満では前記作用に所望の効果が得られず、一方
260ppmを越えて含有させるとTiNの凝集粗大化
により、低温靱性を著しく劣化させるようになる
から、その含有量を45〜260ppmに限定した。 Cu,Ni,Nb,V:これらの成分は、鋼の強
度、靱性を向上させるのに有効であるが、Cuは
含有量が0.5%を超えるとスラブに熱間割れを生
じやすいため0.5%以下とし、Niは1.0%を超える
と母材および溶接部の靱性が劣化するから1.0%
以下とし、Nb,Vはいずれも0.15%を超えると
溶接部の靱性が劣化するので0.15%以下に限定し
た。 Cr,Mo,Zr,Ca:これらの成分は、鋼の強
度、靱性を向上させるのに有効であるが、Cr,
Moはいずれも0.50%を超えると母材および溶接
部の靱性が劣化するから0.5%以下とし、Zrは
0.15%を超えると母材および溶接部の靱性が劣化
するから0.15%以下とし、Caは0.05%を超えると
鋼の熱間加工性が劣化するから0.05%以下に限定
した。 加熱温度:圧延の際の加熱温度はTiCの析出強
化を十分に活用するために、TiCが完全に固溶す
る温度まで高くする必要があり、最適にはTiCを
0.063%以上固溶させ、圧延中もしくは圧延後に
微細に再析出させる必要がある。再固溶させる
TiCの量が0.063%未満になる加熱温度では前記
作用の十分な強度が得られないため加熱温度を
TiCが0.063%以上固溶する温度と定めた。 圧延条件:オーステナイトの再結晶温度域での
圧延はオーステナイトを再結晶により細粒化させ
るのに有効であり、これによつて製品の靱性を向
上させることができるが、累積圧下率が30%未満
では細粒化が不十分であり、製品の十分な靱性が
得られないことから、オーステナイトの再結晶域
における累積圧下率を30%以上と定めた。 未再結晶温度域での圧延はオーステナイト粒を
伸延し、粒界面積を増加させるとともに、粒内に
変形帯等の欠陥を導入することによつて、フエラ
イト変態する際のフエライト核を増加させ、結果
として、フエライト粒を細粒にすることによつて
靱性を向上させるのに有効であるが、この温度域
における全圧下率が80%未満では十分な細粒組織
が得られず、靱性が劣化することから、オーステ
ナイトの未再結晶温度域での圧下率を80%以上と
定めた。 圧延仕上温度を下げることは強度、靱性を向上
させる点で有効であるが、Ar3+30℃よりも高い
温度では強度低下もしくは、低温靱性の劣化をき
たし、Ar3−30℃よりも低い温度では延性の低下
が著しく生じるため、圧延仕上温度をAr3±30℃
と定めた。 実施例 実施例 1 化学成分が、C:0.09、Si:0.47%、Mn:1.58
%、P:0.020%、S:0.010%、Ti:0.086%、
sol.Al:0.036%、N:0.0026%、TiN:114ppm
残部Fe及びその他の不純物からなる連続鋳造鋼
塊から切り出した鋼片から20mmの鋼板を製造し
た。製造条件とその機械的性質を第1表に示す。 第1表から明らかのように、本発明方法のNo.5
〜No.9は比較例方法のNo.1〜No.4に比べ強度、靱
性、延性共良好な性能が得られている。
【表】
実施例 2
大気及び真空溶解により溶製した本発明鋼及び
比較鋼を1250℃に加熱後、再結晶域の累積圧下率
40%、未再結晶域の圧下率85%、仕上温度770℃
となるよう板厚20mmまで圧延し、圧延後空冷し
た。鋼の化学成分と機械的性質を第2表に示す。 第2表から明らかのように、本発明鋼のNo.1〜
No.10は比較鋼のNo.11〜No.17に比べ強度、靱性、延
性共すぐれた性能が得られている。
比較鋼を1250℃に加熱後、再結晶域の累積圧下率
40%、未再結晶域の圧下率85%、仕上温度770℃
となるよう板厚20mmまで圧延し、圧延後空冷し
た。鋼の化学成分と機械的性質を第2表に示す。 第2表から明らかのように、本発明鋼のNo.1〜
No.10は比較鋼のNo.11〜No.17に比べ強度、靱性、延
性共すぐれた性能が得られている。
【表】
発明の効果
上記実施例に記載のように、本発明製造方法
は、鋼の成分範囲、および加熱温度、ならびに圧
延条件を厳格に規制することによつて、低温靱性
のきわめて優れた高張力鋼を低コストで製造する
ことができるものである。
は、鋼の成分範囲、および加熱温度、ならびに圧
延条件を厳格に規制することによつて、低温靱性
のきわめて優れた高張力鋼を低コストで製造する
ことができるものである。
第1図は強度、靱性と未再結晶圧下率との関係
を示す図、第2図は靱性とTiC量、未再結晶圧下
率との関係を示す図、第3図はNb−V鋼とNb−
V−Ti鋼におけるスラブ加熱温度とオーステナ
イト粒径の関係を示す図、第4図はTi鋼の破面
遷移温度とTiN量との関係を示す図、第5図は
Ti鋼の引張強度とTiC量の関係を示す図である。
を示す図、第2図は靱性とTiC量、未再結晶圧下
率との関係を示す図、第3図はNb−V鋼とNb−
V−Ti鋼におけるスラブ加熱温度とオーステナ
イト粒径の関係を示す図、第4図はTi鋼の破面
遷移温度とTiN量との関係を示す図、第5図は
Ti鋼の引張強度とTiC量の関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量比で、 C:0.013〜0.30%、Si:0.80%以下、 Mn:0.40〜3.0%、P:0.020%以下、 S:0.010%以下、Ti:0.050〜0.20%、 sol.Al:0.0040〜0.150%、N:0.0010〜0.0060
% TiN:45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu:0.50%以下、Ni:1.0%以下、 Nb:0.150%以下、V:0.150%以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
%以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30%以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80%以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする低温靱性の優れたTi系高張力鋼の製
造方法。 2 重量比で、 C:0.013〜0.30%、Si:0.80%以下、 Mn:0.40〜3.0%、P:0.020%以下、 S:0.010%以下、Ti:0.050〜0.20%、 sol.Al:0.0040〜0.150%、N:0.0010〜0.0060
% TiN:45〜260ppm を含有し、さらに、 Cu:0.50%以下、Ni:1.0%以下、 Nb:0.150%以下、V:0.150%以下 のうち一種または二種以上を含み、さらに、 Cr:0.50%以下、Mo:0.50%以下、Zr:0.150
%以下、Ca:0.050%以下 のうち一種または二種以上を含み、残部はFeお
よび不可避的不純物からなる鋼を、TiCが0.063
%以上固溶する温度以上の温度に加熱後、オース
テナイトの再結晶温度域にて累積圧下率が30%以
上となる圧延を施し、続いてオーステナイトの未
再結晶温度域にて圧下率が80%以上の圧延を施
し、Ar3±30℃の温度域で圧延を終了することを
特徴とする低温靱性の優れたTi系高張力鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6287984A JPS60204826A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 低温靭性の優れたTi系高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP6287984A JPS60204826A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 低温靭性の優れたTi系高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60204826A JPS60204826A (ja) | 1985-10-16 |
JPH0583606B2 true JPH0583606B2 (ja) | 1993-11-26 |
Family
ID=13212989
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6287984A Granted JPS60204826A (ja) | 1984-03-29 | 1984-03-29 | 低温靭性の優れたTi系高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60204826A (ja) |
Families Citing this family (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS63128117A (ja) * | 1986-11-17 | 1988-05-31 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
JPS63179020A (ja) * | 1987-01-20 | 1988-07-23 | Nippon Steel Corp | 強度・靭性に優れ、板厚方向の断面硬度の差が小さい鋼板の製造法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS51112418A (en) * | 1975-03-29 | 1976-10-04 | Nippon Steel Corp | Process for producing weldable high tensile steel plate with excellent low temperature toughness |
JPS5454915A (en) * | 1977-10-11 | 1979-05-01 | Nippon Steel Corp | Production of high-tensile steel plate having good cold toughness and weldability |
JPS56119723A (en) * | 1980-02-25 | 1981-09-19 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of nonrefined high tensile steel with superior low temperature toughness |
JPS591632A (ja) * | 1982-06-28 | 1984-01-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間加工性のすぐれたTi添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法 |
-
1984
- 1984-03-29 JP JP6287984A patent/JPS60204826A/ja active Granted
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS51112418A (en) * | 1975-03-29 | 1976-10-04 | Nippon Steel Corp | Process for producing weldable high tensile steel plate with excellent low temperature toughness |
JPS5454915A (en) * | 1977-10-11 | 1979-05-01 | Nippon Steel Corp | Production of high-tensile steel plate having good cold toughness and weldability |
JPS56119723A (en) * | 1980-02-25 | 1981-09-19 | Kawasaki Steel Corp | Manufacture of nonrefined high tensile steel with superior low temperature toughness |
JPS591632A (ja) * | 1982-06-28 | 1984-01-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 冷間加工性のすぐれたTi添加強靭性熱延高張力鋼板の製造法 |
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Publication number | Publication date |
---|---|
JPS60204826A (ja) | 1985-10-16 |
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