JPS5845318A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPS5845318A JPS5845318A JP14250681A JP14250681A JPS5845318A JP S5845318 A JPS5845318 A JP S5845318A JP 14250681 A JP14250681 A JP 14250681A JP 14250681 A JP14250681 A JP 14250681A JP S5845318 A JPS5845318 A JP S5845318A
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- 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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】
本発明け、厚鋼板の圧延後の加速冷却に関うるもので、
熱間圧延するに際してムｒｓ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じ−の冷却速度で加速冷却するととで
鋼板が高強度化できることを活用し、ＴＳ（引張強さ）
５０１−以上で優れた溶接性を併せて具備する厚鋼板の
製造法に関するものである。即ち、本発明では加速冷却
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
よシ、溶接性の改善を図ったものであるが、具体的には
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、この関係を重回峰式により求め製造条件設
定に反映させることにより、例えば鋼の組成が目標成分
から若干はずれるような場合においても、近時の高精度
圧延技術、製造技術でもってこれをカバーし、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。
熱間圧延するに際してムｒｓ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じ−の冷却速度で加速冷却するととで
鋼板が高強度化できることを活用し、ＴＳ（引張強さ）
５０１−以上で優れた溶接性を併せて具備する厚鋼板の
製造法に関するものである。即ち、本発明では加速冷却
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
よシ、溶接性の改善を図ったものであるが、具体的には
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、この関係を重回峰式により求め製造条件設
定に反映させることにより、例えば鋼の組成が目標成分
から若干はずれるような場合においても、近時の高精度
圧延技術、製造技術でもってこれをカバーし、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社、制御
冷却と呼ばれ制御圧延（ＣｏｎｔｒｏｌｌｅｄＲｏｌｌ
ｉｎｇ 以下ＣＲと略称する）と同様に一種の加工熱
処理法でめる。この制御冷却は、従来系統的な研究が少
なかったが、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Ｉ ｎｔｅｒｒｕｐｔｅｄ・Ｃｏｏｌ
ｌｎｇ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−質鋼板
への適用が可能でＴｏ如、ＣＲと組合せることによシ為
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材性能の向上も期待できる。
変態組織を制御し機械的性質を向上させる技術社、制御
冷却と呼ばれ制御圧延（ＣｏｎｔｒｏｌｌｅｄＲｏｌｌ
ｉｎｇ 以下ＣＲと略称する）と同様に一種の加工熱
処理法でめる。この制御冷却は、従来系統的な研究が少
なかったが、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Ｉ ｎｔｅｒｒｕｐｔｅｄ・Ｃｏｏｌ
ｌｎｇ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−質鋼板
への適用が可能でＴｏ如、ＣＲと組合せることによシ為
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材性能の向上も期待できる。
かかる冷却法は既にホットストリッ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
実用化には至っていない。
冷却として操業的に利用されてはいるが、厚板圧延では
実用化には至っていない。
多くの提案が公にされるようになって来たにも拘らず、
これによっ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夛、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
ことによっ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。
これによっ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夛、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
ことによっ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社、加速冷却によって浴接性に
優れた高張力銅板を製造するに当っては、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
困難であシ、従来知られることがなかったためである。
優れた高張力銅板を製造するに当っては、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
困難であシ、従来知られることがなかったためである。
本発明は、上記の問題に鑑みてこれを解決するために開
発されたものであシ、その要旨とするところは、ＣＱ、
０３〜α１８％、Ｓｉα６％以下、ＭｎＯ３〜２．０−
１ｓｏｔＡＪ！α０１〜α０８−を基本組成とし、必要
に応じてＮｂα０１〜α１９６、ＶＱ、０１〜α１５５
６、Ｔ１α０１〜α１５嘔、Ｃａ １．０ ％以）、Ｃ
ｒ１．０％以下、Ｎ１１．０％以下、Ｍｅ １．０ ％
以下の一種又は二種以上（但し、ＣｕとＣｒの共存及び
これらの共存）におけるＮｔ、 Ｍａｔ Ｎｂ ＋ Ｖ
、 Ｔｔ ノ一種又は二種以上の共存を除く）を含有
し残部はＦ・及び不可避的不純−からなシ、シかもＰｃ
ｗ ＜０−２０９６（但し、ＰＣＭ社低温割れ感受性組
成）、かつ０ＬＡＣＣａｑン（２５，８−Ｑ、１８Ｖｅ
）／７Ｂ （但し、０ＬＡＣＣ＠ｑ は加速冷却材脚素
当量、Ｖｃは加速冷却時の冷却速度で４〜２５℃ｉ）を
満足する鋼を溶製し、熱間圧延においてＡｒｍ点以）で
の累積圧下率を２０−以上、仕上り温度を６５０℃〜（
Ａｒｍ点−６０℃）とする圧延を行い、圧延終了後５０
０℃以上の温度までの少くとも８０℃の温度巾にわたシ
上記冷却速度ｖｅ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九５０ ＶｗＪ以上の強度を有
する高張力鋼の製造法である。
発されたものであシ、その要旨とするところは、ＣＱ、
０３〜α１８％、Ｓｉα６％以下、ＭｎＯ３〜２．０−
１ｓｏｔＡＪ！α０１〜α０８−を基本組成とし、必要
に応じてＮｂα０１〜α１９６、ＶＱ、０１〜α１５５
６、Ｔ１α０１〜α１５嘔、Ｃａ １．０ ％以）、Ｃ
ｒ１．０％以下、Ｎ１１．０％以下、Ｍｅ １．０ ％
以下の一種又は二種以上（但し、ＣｕとＣｒの共存及び
これらの共存）におけるＮｔ、 Ｍａｔ Ｎｂ ＋ Ｖ
、 Ｔｔ ノ一種又は二種以上の共存を除く）を含有
し残部はＦ・及び不可避的不純−からなシ、シかもＰｃ
ｗ ＜０−２０９６（但し、ＰＣＭ社低温割れ感受性組
成）、かつ０ＬＡＣＣａｑン（２５，８−Ｑ、１８Ｖｅ
）／７Ｂ （但し、０ＬＡＣＣ＠ｑ は加速冷却材脚素
当量、Ｖｃは加速冷却時の冷却速度で４〜２５℃ｉ）を
満足する鋼を溶製し、熱間圧延においてＡｒｍ点以）で
の累積圧下率を２０−以上、仕上り温度を６５０℃〜（
Ａｒｍ点−６０℃）とする圧延を行い、圧延終了後５０
０℃以上の温度までの少くとも８０℃の温度巾にわたシ
上記冷却速度ｖｅ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九５０ ＶｗＪ以上の強度を有
する高張力鋼の製造法である。
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ったγ十α２相域圧延後の加速
冷却材における強度への合金成分の影響を知るべ（Ｃ，
Ｓｉ、Ｍｎをはじめとする各種成分を広範に変化させた
実験室解解鋼を用い、ムｒ１点以下で２０−以上の累積
圧）率により圧延し、圧延仕上り温度は（Ａｒｍ点−６
０℃）以下、６５０℃以上とし、この圧延終了後、１０
し−の冷却速度で５００℃以上の温度まで少くとも８０
℃の温度巾にわたシ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。
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ったγ十α２相域圧延後の加速
冷却材における強度への合金成分の影響を知るべ（Ｃ，
Ｓｉ、Ｍｎをはじめとする各種成分を広範に変化させた
実験室解解鋼を用い、ムｒ１点以下で２０−以上の累積
圧）率により圧延し、圧延仕上り温度は（Ａｒｍ点−６
０℃）以下、６５０℃以上とし、この圧延終了後、１０
し−の冷却速度で５００℃以上の温度まで少くとも８０
℃の温度巾にわたシ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（Ｋｒ／ｊ）＝ ２６＋７８・０ＬＡＣＣ・ｑ ・
・・・・・（１）ここで０ＬＡＣＣ＠ｑｄ加速冷却材辰
素当量式であり、次式で示される。
・・・・・（１）ここで０ＬＡＣＣ＠ｑｄ加速冷却材辰
素当量式であり、次式で示される。
０ＬＡＣＣ＊ｑｅ） ＝ Ｃ＋ Ｍｎ１５＋ ｃ”／２
９ ＋Ｎ’／１５，６ ＋ ”／７．４＋ Ｍｅへ４＋
”１０．９７＋“／１５ ・・・・・・（２）又、さ
らに加速冷却材では冷却速度が重要な因子であシ、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った。その結果
０ＬＡＣＣｅｑ とは独立に加速冷却速度の上昇は強度
を増大させ、加速冷却速度４〜２５℃、−の範囲ではル
−当りのＴ８上昇量は約０１８（−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ΔＴＢ （但し
、ΔＴ８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。
９ ＋Ｎ’／１５，６ ＋ ”／７．４＋ Ｍｅへ４＋
”１０．９７＋“／１５ ・・・・・・（２）又、さ
らに加速冷却材では冷却速度が重要な因子であシ、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った。その結果
０ＬＡＣＣｅｑ とは独立に加速冷却速度の上昇は強度
を増大させ、加速冷却速度４〜２５℃、−の範囲ではル
−当りのＴ８上昇量は約０１８（−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ΔＴＢ （但し
、ΔＴ８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相域圧地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０ＬＡＣＣｅＱと冷却速度Ｖｃ （Ｃ／５
ｓｃ）を設定すれば、次式から一義的に決定可能である
ことが分る。
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０ＬＡＣＣｅＱと冷却速度Ｖｃ （Ｃ／５
ｓｃ）を設定すれば、次式から一義的に決定可能である
ことが分る。
Ｔ８＝２６＋７８・０ＬＡＣＣ＠ｑ十α１８（％−１０
） ・・・・・・（３）この（３）式よりＴＳを５０
（−以上の高張力鋼板を加速冷却によυ製造するには０
ＬＡＣＣｓｑ及び■が次式を満せば良いことが分る。
） ・・・・・・（３）この（３）式よりＴＳを５０
（−以上の高張力鋼板を加速冷却によυ製造するには０
ＬＡＣＣｓｑ及び■が次式を満せば良いことが分る。
５０＜２６＋７８＠ＯＬムＣＣ＠ｑ＋α１８（Ｖｃ−１
０） ・・・−・（４）即ち、０ＬＡＣＣｅｑ ２
（２５，８−α１８ｖｃ）／７８ −− （ｓ）溶接性
については、基本的に祉合金成分が大きな因子であシ、
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。従って、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。本発明の対象とする
５０キロ級構造用又は船体用の高張力鋼では、低温割れ
防止のための予熱を不要とすることが強く望まれており
、室温にて低温割れを防止する丸めのＰＣＭ値上Ｐｊｉ
値は０．２０であることが知られているため、これを溶
接性付与のための規制値とした。
０） ・・・−・（４）即ち、０ＬＡＣＣｅｑ ２
（２５，８−α１８ｖｃ）／７８ −− （ｓ）溶接性
については、基本的に祉合金成分が大きな因子であシ、
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。従って、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。本発明の対象とする
５０キロ級構造用又は船体用の高張力鋼では、低温割れ
防止のための予熱を不要とすることが強く望まれており
、室温にて低温割れを防止する丸めのＰＣＭ値上Ｐｊｉ
値は０．２０であることが知られているため、これを溶
接性付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１０３１ｉ
としたのはこの種の鋼の強度を最も安価に効果的に付与
するために必要だからであり、上限を０１８−とじたの
はこれを超えると溶接性を著しく損うからである。Ｓｌ
は固Ｓｍ化を通じて高強度化に有効であるが、多量の添
加ＵＳ接性を損うので０．６％を上限する。廊は鋼の強
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、α５チ未満ではその効果が小さくなるためｎ、ｓ％
を下限とした。又、２．０−を超えると溶接性を著しく
損うことになるため２．０％を上限とした。Ａｔは鋼の
脱酸に最低α０１嘔の−ｏ１ｋｌが必要であることから
これを下限とし、又ａｏｔＡＡがα０８−を超えるとこ
の効果が飽和することから００８％を上限とした。
としたのはこの種の鋼の強度を最も安価に効果的に付与
するために必要だからであり、上限を０１８−とじたの
はこれを超えると溶接性を著しく損うからである。Ｓｌ
は固Ｓｍ化を通じて高強度化に有効であるが、多量の添
加ＵＳ接性を損うので０．６％を上限する。廊は鋼の強
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、α５チ未満ではその効果が小さくなるためｎ、ｓ％
を下限とした。又、２．０−を超えると溶接性を著しく
損うことになるため２．０％を上限とした。Ａｔは鋼の
脱酸に最低α０１嘔の−ｏ１ｋｌが必要であることから
これを下限とし、又ａｏｔＡＡがα０８−を超えるとこ
の効果が飽和することから００８％を上限とした。
Ｃｕ、 Ｃｒ＋ ＮＬ Ｍｏ Ｉｄ添加することによシ
固溶強化と、併せて鋼の焼入性増大に基づく組織変化を
通じて靭性を損なわずに強化が図れるが、溶接性及び経
済性の点から各々１．０−を上限とした。Ｎｂ。
固溶強化と、併せて鋼の焼入性増大に基づく組織変化を
通じて靭性を損なわずに強化が図れるが、溶接性及び経
済性の点から各々１．０−を上限とした。Ｎｂ。
Ｖ 、 ＴＩは折用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シ必要に応じて添加されるが、こ
の効果を発揮させるためにはいずれか一種が０．０１％
以上添加することが必要であり、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ＩＩ接性を損うので
、Ｎｂについては上限を０．１０−と、又Ｖ、Ｔｉにつ
いては上限を各々０．１５％とした。
改善に著しい効果があシ必要に応じて添加されるが、こ
の効果を発揮させるためにはいずれか一種が０．０１％
以上添加することが必要であり、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ＩＩ接性を損うので
、Ｎｂについては上限を０．１０−と、又Ｖ、Ｔｉにつ
いては上限を各々０．１５％とした。
次に、製造条件の限定理由を述べる。先づ熱間圧延にお
いてＡｒｍ点以下での累積圧下率を２〇−以上としたの
は、これ未満では初析フェ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Ａｒｓ変態点以下の圧下率と・ΔＴＳ （但
し、ΔＴＳは２相域圧延後の０ＬＡＣ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、従来材われている圧延抜空冷する場合に生
じる（圧延による）サブ組織の回復を加速冷却によシ抑
制するところにある。このサブ組織つまシは高転位密度
組織を加速冷却直前に形成発達させておくことが必９だ
からである。
いてＡｒｍ点以下での累積圧下率を２〇−以上としたの
は、これ未満では初析フェ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Ａｒｓ変態点以下の圧下率と・ΔＴＳ （但
し、ΔＴＳは２相域圧延後の０ＬＡＣ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、従来材われている圧延抜空冷する場合に生
じる（圧延による）サブ組織の回復を加速冷却によシ抑
制するところにある。このサブ組織つまシは高転位密度
組織を加速冷却直前に形成発達させておくことが必９だ
からである。
又、圧延仕上り温度を（Ａｒｓ点−６０℃）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鼠では高
過ぎるため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
されないからでめシ、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ク
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アリ、本発明の加
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。
したのは、実施例にも示した如くこれ以上の温鼠では高
過ぎるため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
されないからでめシ、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ク
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アリ、本発明の加
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レーの範Ｈにしたのは、
４１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で
きないからで４．ｊｉ）、２５１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ａｔの良い形状
を持つ厚鋼板の製造が１離になるからである。
４１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で
きないからで４．ｊｉ）、２５１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ａｔの良い形状
を持つ厚鋼板の製造が１離になるからである。
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シ製造工程上好ましくないからで
あシ、冷却開始温度と冷却停止温度との間に８０℃以上
の温度中を採ったのは、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
いからでおる。
では鋼板の歪が大となシ製造工程上好ましくないからで
あシ、冷却開始温度と冷却停止温度との間に８０℃以上
の温度中を採ったのは、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
いからでおる。
第１！！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、その製造条件によって製造された鋼の
機械的性質及０′溶接性を示したものである。
表は製造条件と、その製造条件によって製造された鋼の
機械的性質及０′溶接性を示したものである。
籐２表
上記第１費における各鋼はいずれも２５０トン転炉によ
シ溶製したものである。鋼２〜４はＰＣ１ｉｌ値がα１
２０〜α１４９．０ＬＡＣＣｅｑが０．２９０〜α６１
６のものであり、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Ｐｃｗ値は０２０未満であ
る４のの０ＬＡＣＣｅｑは本発明の限定下限よシ低い鋼
である。鋼ｓＦｉ合金成分が本発明の限定上限より高い
ため、ＰＣＭ値が０．２０を超えた鋼である。
シ溶製したものである。鋼２〜４はＰＣ１ｉｌ値がα１
２０〜α１４９．０ＬＡＣＣｅｑが０．２９０〜α６１
６のものであり、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Ｐｃｗ値は０２０未満であ
る４のの０ＬＡＣＣｅｑは本発明の限定下限よシ低い鋼
である。鋼ｓＦｉ合金成分が本発明の限定上限より高い
ため、ＰＣＭ値が０．２０を超えた鋼である。
第２表から明らかなように、鋼１の如ｆｉ ０ＬＡＣＣ
＠ｑが本発明の限定値よシ低い鋼では、冷却速度が２５
ルーと高くても（２５，８−α１８ Ｖ ）／７ａ値が
０ＬＡＣＣｅｑ値を上廻シ、強度は５０ｖ−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５０（−をｉ見得ないけれども、本発明で限定す
る高冷却速度にすれば（２５，８−α１８ Ｖ ）／７
８ 値よりも０ＬＡＣＣｅｑ値の方が高くなり、強度
が５０（−を超える。鋼２〜６において奄、２相域圧延
を行わない圧延まま社は強度が４０ｖ−を僅かに超える
のみてあシ、２相域圧鷺後、加速冷却を行っても（鋼２
−ト）該加速冷却の温度中が８０℃以下のときは、やは
り５０階−以下の強度しか得られない。さらに、鋼３−
トの如く圧風仕上り温度が（Ａｒ１点−６０℃）を超え
た場合、中はｊｐ５０ｖ−以下の強度しか得られていな
い。以上の鋼２〜４はいずれもＰＣＭ値はα２０未満て
あシ、室温でのν開先拘束割れ試験で割れは全く認めら
れない。鋼５では２相域圧延後の加速冷却によシ強度は
５０Ｖ−を超えるものの、ＰＣＭ値が高く室温でのν開
先拘束割れ試験で割れが発生している。
＠ｑが本発明の限定値よシ低い鋼では、冷却速度が２５
ルーと高くても（２５，８−α１８ Ｖ ）／７ａ値が
０ＬＡＣＣｅｑ値を上廻シ、強度は５０ｖ−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５０（−をｉ見得ないけれども、本発明で限定す
る高冷却速度にすれば（２５，８−α１８ Ｖ ）／７
８ 値よりも０ＬＡＣＣｅｑ値の方が高くなり、強度
が５０（−を超える。鋼２〜６において奄、２相域圧延
を行わない圧延まま社は強度が４０ｖ−を僅かに超える
のみてあシ、２相域圧鷺後、加速冷却を行っても（鋼２
−ト）該加速冷却の温度中が８０℃以下のときは、やは
り５０階−以下の強度しか得られない。さらに、鋼３−
トの如く圧風仕上り温度が（Ａｒ１点−６０℃）を超え
た場合、中はｊｐ５０ｖ−以下の強度しか得られていな
い。以上の鋼２〜４はいずれもＰＣＭ値はα２０未満て
あシ、室温でのν開先拘束割れ試験で割れは全く認めら
れない。鋼５では２相域圧延後の加速冷却によシ強度は
５０Ｖ−を超えるものの、ＰＣＭ値が高く室温でのν開
先拘束割れ試験で割れが発生している。
第１図は加速冷却速ｇｏ増加に伴うΔＴＢの変化の関係
を示すグラフ図であり、第２図は変態点以下臣下率とΔ
Ｔ８の関係を示すグラフ図である。 代通人 弁理士 佐 藤 正 年 同 同 木村三朗 同 同 佐々木 宗 治
を示すグラフ図であり、第２図は変態点以下臣下率とΔ
Ｔ８の関係を示すグラフ図である。 代通人 弁理士 佐 藤 正 年 同 同 木村三朗 同 同 佐々木 宗 治
Claims (1)
- Ｃα０６〜α１８９６、ｓｉα６ｔｓ以下、Ｍｎα５〜
ＺＯ％、 ｍｏｌＡＬＯ，０１〜０．０８ ％を基本
組成とし、必要に応じてＮｂα０１〜α１％、Ｖｏ、０
１〜α１５−１Ｔｉ［１０１〜α１５１！、Ｃｕ１．０
％以下、Ｃｒ１．０−以下、Ｎｉ１．０％以”Ｆ、ＭＯ
ｌ、０−以下の一種又は二種以上（但し、Ｃｕ（！：Ｃ
ｒの共存及びこれらの共存下におけるＮｉ＋ Ｍｏ＋
Ｎｂ、 Ｖ 、 Ｔｌ の一種又祉二種以上の共存を
除く）を含有し残部ｉＦｓ＋及び不可避的不純物からな
シ、しかもＰＣＭ＜α２０％ （但し、ＰＣＭは低温割
れ感受性組成）、かつ０ＬＡＣＣｅｑ２ （２！ｉ８−
Ｇ、 １８ Ｖｃ）／７８ （但し、０ＬＡＣＣｅ
ｑは加速冷１材炭素当量、ｖｃは加速冷却時の冷却速度
で４〜２５℃層）を満足する鋼をＳ製し、熱間圧延にお
いてＡｒｍ点以下での累積圧下率を２０９６以上、仕上
り温度を６５０℃〜（ｋｒｓ点−６０℃）とする圧延を
行い、圧電終了ｖｋ５００℃以上の温度までの少くとも
８０℃の温度中にわたり上記冷却速度馬で加速冷却し、
その後放冷することを特徴とする溶接性を備えた５０（
−以上の強度を有する高張力鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14250681A JPS5845318A (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高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14250681A JPS5845318A (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高張力鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5845318A true JPS5845318A (ja) | 1983-03-16 |
Family
ID=15316924
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14250681A Pending JPS5845318A (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高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5845318A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61284521A (ja) * | 1985-06-12 | 1986-12-15 | Nippon Steel Corp | Ｄｗｔｔ特性のすぐれた鋼板の製造方法 |
| JP2010271090A (ja) * | 2009-05-20 | 2010-12-02 | Hiyoshi:Kk | 活性汚泥特性測定装置及び活性汚泥特性測定方法 |
| JP2011184843A (ja) * | 2010-03-11 | 2011-09-22 | Hideo Kamiya | ポケット付手袋 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56142505A (en) * | 1980-04-07 | 1981-11-06 | Olympus Optical Co Ltd | Focus detecting and photometric method |
-
1981
- 1981-09-11 JP JP14250681A patent/JPS5845318A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56142505A (en) * | 1980-04-07 | 1981-11-06 | Olympus Optical Co Ltd | Focus detecting and photometric method |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61284521A (ja) * | 1985-06-12 | 1986-12-15 | Nippon Steel Corp | Ｄｗｔｔ特性のすぐれた鋼板の製造方法 |
| JP2010271090A (ja) * | 2009-05-20 | 2010-12-02 | Hiyoshi:Kk | 活性汚泥特性測定装置及び活性汚泥特性測定方法 |
| JP2011184843A (ja) * | 2010-03-11 | 2011-09-22 | Hideo Kamiya | ポケット付手袋 |
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