JPS62196325A - 溶接性に優れた高靭性加速冷却型５０キロ級鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接性に優れた高靭性加速冷却型５０キロ級鋼板の製造方法Info
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- JPS62196325A JPS62196325A JP3807386A JP3807386A JPS62196325A JP S62196325 A JPS62196325 A JP S62196325A JP 3807386 A JP3807386 A JP 3807386A JP 3807386 A JP3807386 A JP 3807386A JP S62196325 A JPS62196325 A JP S62196325A
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- 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
（発明の利用分野）
本発明は溶接性に優れた高靭性加速冷却型５０ギロ級鋼
板の製造ｌｊ法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする問題点）従来、造船
やタンク等の溶接鋼構造物の施工にｊノいて、高張力鋼
板を低入熱で溶接する時には、溶接低温割れを防止する
ために予熱の実施、ショートビードの制限等の対策がと
られていた。この低温割れは溶接熱影響部（ＩＩＡＺ）
に発生し、ＩＩＡＺの硬化性の高いもの、つまり炭素当
Ｉよ（Ｃｅｑ）の高いものほど起こりやすい傾向にある
。 したがって、溶接工数を低減するために耐溶接割れ性に
優れた低Ｃｅｑの高張力鋼板が要望されてきた結果、加
速冷却法によりこの特性を満足するものの製造が可能と
なってきた。しかし、Ｃｅｑを下げるとＡｒ３変態点が
上昇するため、優れた低温靭性を得ることが国運となる
。例えば、５０ ｋｇ ｆ ／ ｍｍ”級鋼板における
Ｃｅｑは、溶接施工上のバラツキを考慮した耐溶接割れ
性の点からみると、０．３０％以下が望ましいが、その
場合、ｖＴｒｓは一３０℃程度と優れた低温靭性を確保
できない。つまり、優れた耐溶接割れ性と低温靭性を兼
備する低Ｃｅｑの５０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板の製造は不
可能であった。 本発明の目的は、熱間加工後に加速冷却する５０キロ級
鋼板の＋ｉ造につき、溶接性が優れ、高靭性の５０キロ
級鋼板を製造し１１）ろ方法を提イ１（することにある
。 （問題点を解決するための手段） ５０キロ級鋼板にＪ９いて母材靭性を向上させろ手段と
しては、フェライ１−の細粒化が最も有効である。しか
し、Ｃｅｑの低い鋼板ではＡｒ：Ｉが高くなるため、以
下のような問題が生じることからフェライトの側位化を
十分利用できない。 ■未（４結晶域が狭くなるため、フェライトの核生成サ
イ１〜が少なくなる。 ■フェライト変態が高温で開始するため、著しいフェラ
イトの成長が起こる。 そこで、」二記ロ的を達成するため、本発明バ゛らは低
Ｃｅｑ材で高靭性を得るための最適な圧延・冷却方法に
ついて鋭意研究を行なった結果、熱間圧延における加熱
源度、圧下率、仕上温度、冷却速度及び冷却停止温度を
制御し、フェライトの粗大化を防止すると共にパーライ
トをなくし、従来。 靭性に悪影ｇｆｉを及ぼすと考えられていたベーナイト
を微細分散させることが有効であることが判明した。そ
の適正ベーナイトの寸法は５〜３０μｌであり、また、
この微細ベーナイトは、高Ｃ−低Ｍｎ系の方が生成しや
すいことも見い出した。 以上のことから、本発明は、これまで困芝と考えられて
いた低Ｃｅｑで高靭性の５０キロ級鋼板を容易に製造で
きる方法を見い出したものであり、従来みられなかった
新しい鋼材の製造法である。 その要旨とするところは、Ｃ：Ｏ，ＬＯ〜０．２５％、
Ｓｉ≦０．５０％及びＭｎ≦０．００％を含み、かつ、
炭素当量Ｃｃｑ（但し、Ｃｅｑ＝＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃ
ｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）１５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５）がＣｃ
ｑ≦０．３０％の組成を基本成分とし、更に必要に応じ
て１゛ｊ≦０．０２０％、Ｃａ≦０．００５０％及びＣ
ｃ≦０．００５０％のうちの１種又は２種以−ヒを含み
、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼のスラブを９
５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以下での圧下率を
６０％以上、仕上温度をＡｒ、−２０℃〜Ａｒ３＋５０
℃にて熱間圧延した後、直ちに４００℃以下まで２℃／
ｓ 以上の冷却速度で冷却し、５〜３０μｍの微細なベ
ーナイトを生成させることを特徴とする溶接性の優れた
高靭性加速冷却型５０キロ級鋼板の製造方法、にある。 以下に本発明を実施例に」、（づいて詳細に説明する。 まず、本発明の対象とする鋼の成分並、びに含イ「１１
１の限定理由を示す。 Ｃ： Ｃは強度を確保するうえで最も有効な元素である。特に
低Ｃｅｑ材では、高Ｃｈｋが有利である。 しかし、０．２５％を超えると粗大ベーナイトが多はに
生成し靭性を損うばかりでなく、耐溶接割れ性やＨＡＺ
靭性を劣化さぜるにのため、Ｃの下限を０．２５％とす
る。一方、Ｃの下限は、低Ｃｔ： ＋１材で強度確保が
できる０、１０％とする。 ＳＬ： Ｓ↓は脱酸及び強度確保のために有効であるが、０ 、
５０％を超えるとフェライトが硬化し、母材靭性を劣化
させるため、０．５０％以下とする。 Ｍｎ ： ＭｎはＣと同様、強度確保のために有効な元素である。 しかし、強度へのＭｎ添加の寄与は、Ｃに比べて小さく
、低Ｃｅｑ材で強度を確保するには、少ない方が望まし
い。したがって、１．００％以下とする。 Ｃｅｑ： 炭素用Ｑ Ｃｅ ｑは、ＩＩＡＺの硬化性を推定するた
めのものであり、耐溶接割れ性の一つの指標であり、Ｃ
ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）１５十（Ｃｕ
＋ Ｎｉ） ／ １５で定義される。耐溶接割れ性の
点で望ましいＣｅｑＫ；としては、構造物、使用溶接棒
の種類などにより異なるが、ＪＭ工時の管理上のバラツ
キを考慮し、０．３０％以下とする。 以上のＣ，Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｅｑを基本成分とするが、
以下に示す”ｌ’ｉ、Ｃａ及びＣａの１種又は２種以上
を主として靭性改善のために必要に応じて添加すること
ができる。 Ｔｉ： Ｔｉはオーステナイト粒の粗大化抑制効果及び変１ぷ時
の粒内核生成によるフェライトの細粒化に有効であり、
母材靭性及びＩＩＡＺ靭性を改善することができる。し
かし、０．０２０％を超えるとＩＩＡＺ靭性の劣化をも
たらす。したがって、添加する場合は０．０２０％以下
に限定する。 Ｃａ、Ｃａ： これらの両元素は、介在物の球状化に有効であり、延性
を改善させることができる。しかし、多）１）に添加す
ると粗大介在物を生成し、内部欠陥の〃：〔囚となる。 したがって、添加する場合は、各々０．００５０％以下
とする。 次に、上記成分組成の鋼スラブに対する熱間圧延におけ
る加熱及び圧延条件並びに冷却条件の限定理由を示す。 加熱７！１１度： 鋼スラブの加熱温度は微細フェライト及びベーナイトを
得るために１１５０℃に規制する必要があるが、９５０
℃未満になると圧延に支障を来すため、加熱温度は９５
０〜１１５０℃とする。 ９００℃以下での圧］：率： 微細フェライ１−及びベーナイトを得るには、上記成分
組成の鋼は未再結晶域が狭いため、再結晶を十分利用し
、オーステナイトを細粒にすることが重要であり、９０
０℃以下の温度で６０％以上の圧下率が必要である。し
たがって、９００℃以下での圧下率を６０％とする。 仕上温度： 仕上温度をＡｒ、−２０℃未満にすると２相域圧延とな
るため、フェライトが加工硬化を受け、靭性が大幅に劣
化する。またＡｒ、 ＋ ５０ ℃を超えると、粗大ベ
ーナイトが生成し、靭性が劣化することから、仕上温度
はＡｒ、−２０℃〜Ａｒ、＋５０℃の範囲とする。 冷却速度： 本発明は、加速冷却材を対象としており、強度上昇を図
るには、極力冷却速度は大きい方が望ましい。板厚１１
００ＩＢを考慮すると、最低２ ”Ｃ／ ｓ以上の冷却
速度が必要である。 冷却停止温度： 冷却停止温度は」二記冷却速度のもとで低いほど強度上
昇効果が顕著であり、４００℃以下が必要である。 このように、上記成分組成の高Ｃ−低Ｍｎ系で低Ｃｅｑ
の鋼スラブに対して上記条件で熱間圧延、冷却を行うこ
とにより、バーライ１−がなく、微細なフェライトに５
〜７３０μｍの微細なベーナイトが分散した組織を容易
に得ることができる。このような組織を有するＷ４仮は
、５０キロ級の強度を十分に備え、かつ、低Ｃｅｑ材で
あるにも拘らず、−３０℃以下での低温靭性も優れ、勿
論、耐溶接割れ性も優れている。 （実施例１） 第１表に示す化学成分を有する鋼スラブについて、同表
に示す圧延条件、冷却条件で板厚２５＋ａｍの鋼板を製
造した。各鋼板より試験片を切出し。 引張試験、衝撃試験及びｙスリット試験を行った。 その結果を同表に示す。 第１表から明らかなように、本発明の範囲内の化学成分
を有する本発明鋼は、いずれも５０キロ級の強度が確保
され、特に低温靭性に優れ、また耐溶接割れ性も良好で
ある。これに対し、Ｃ１ＳＬ、Ｍｎ又はＣｅｑのいずれ
かが本発明範囲外である比較鋼は、強度が得られても低
温靭性が劣り（Ｆ、Ｈ）、或いは低温靭性がよくても強
度が不１−分であったり（Ｇ）、また強度が（−分１：
）られても低Ｌｊ靭性や耐溶接割れ性が劣っている（Ｉ
）。
板の製造ｌｊ法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする問題点）従来、造船
やタンク等の溶接鋼構造物の施工にｊノいて、高張力鋼
板を低入熱で溶接する時には、溶接低温割れを防止する
ために予熱の実施、ショートビードの制限等の対策がと
られていた。この低温割れは溶接熱影響部（ＩＩＡＺ）
に発生し、ＩＩＡＺの硬化性の高いもの、つまり炭素当
Ｉよ（Ｃｅｑ）の高いものほど起こりやすい傾向にある
。 したがって、溶接工数を低減するために耐溶接割れ性に
優れた低Ｃｅｑの高張力鋼板が要望されてきた結果、加
速冷却法によりこの特性を満足するものの製造が可能と
なってきた。しかし、Ｃｅｑを下げるとＡｒ３変態点が
上昇するため、優れた低温靭性を得ることが国運となる
。例えば、５０ ｋｇ ｆ ／ ｍｍ”級鋼板における
Ｃｅｑは、溶接施工上のバラツキを考慮した耐溶接割れ
性の点からみると、０．３０％以下が望ましいが、その
場合、ｖＴｒｓは一３０℃程度と優れた低温靭性を確保
できない。つまり、優れた耐溶接割れ性と低温靭性を兼
備する低Ｃｅｑの５０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板の製造は不
可能であった。 本発明の目的は、熱間加工後に加速冷却する５０キロ級
鋼板の＋ｉ造につき、溶接性が優れ、高靭性の５０キロ
級鋼板を製造し１１）ろ方法を提イ１（することにある
。 （問題点を解決するための手段） ５０キロ級鋼板にＪ９いて母材靭性を向上させろ手段と
しては、フェライ１−の細粒化が最も有効である。しか
し、Ｃｅｑの低い鋼板ではＡｒ：Ｉが高くなるため、以
下のような問題が生じることからフェライトの側位化を
十分利用できない。 ■未（４結晶域が狭くなるため、フェライトの核生成サ
イ１〜が少なくなる。 ■フェライト変態が高温で開始するため、著しいフェラ
イトの成長が起こる。 そこで、」二記ロ的を達成するため、本発明バ゛らは低
Ｃｅｑ材で高靭性を得るための最適な圧延・冷却方法に
ついて鋭意研究を行なった結果、熱間圧延における加熱
源度、圧下率、仕上温度、冷却速度及び冷却停止温度を
制御し、フェライトの粗大化を防止すると共にパーライ
トをなくし、従来。 靭性に悪影ｇｆｉを及ぼすと考えられていたベーナイト
を微細分散させることが有効であることが判明した。そ
の適正ベーナイトの寸法は５〜３０μｌであり、また、
この微細ベーナイトは、高Ｃ−低Ｍｎ系の方が生成しや
すいことも見い出した。 以上のことから、本発明は、これまで困芝と考えられて
いた低Ｃｅｑで高靭性の５０キロ級鋼板を容易に製造で
きる方法を見い出したものであり、従来みられなかった
新しい鋼材の製造法である。 その要旨とするところは、Ｃ：Ｏ，ＬＯ〜０．２５％、
Ｓｉ≦０．５０％及びＭｎ≦０．００％を含み、かつ、
炭素当量Ｃｃｑ（但し、Ｃｅｑ＝＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃ
ｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）１５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５）がＣｃ
ｑ≦０．３０％の組成を基本成分とし、更に必要に応じ
て１゛ｊ≦０．０２０％、Ｃａ≦０．００５０％及びＣ
ｃ≦０．００５０％のうちの１種又は２種以−ヒを含み
、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼のスラブを９
５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以下での圧下率を
６０％以上、仕上温度をＡｒ、−２０℃〜Ａｒ３＋５０
℃にて熱間圧延した後、直ちに４００℃以下まで２℃／
ｓ 以上の冷却速度で冷却し、５〜３０μｍの微細なベ
ーナイトを生成させることを特徴とする溶接性の優れた
高靭性加速冷却型５０キロ級鋼板の製造方法、にある。 以下に本発明を実施例に」、（づいて詳細に説明する。 まず、本発明の対象とする鋼の成分並、びに含イ「１１
１の限定理由を示す。 Ｃ： Ｃは強度を確保するうえで最も有効な元素である。特に
低Ｃｅｑ材では、高Ｃｈｋが有利である。 しかし、０．２５％を超えると粗大ベーナイトが多はに
生成し靭性を損うばかりでなく、耐溶接割れ性やＨＡＺ
靭性を劣化さぜるにのため、Ｃの下限を０．２５％とす
る。一方、Ｃの下限は、低Ｃｔ： ＋１材で強度確保が
できる０、１０％とする。 ＳＬ： Ｓ↓は脱酸及び強度確保のために有効であるが、０ 、
５０％を超えるとフェライトが硬化し、母材靭性を劣化
させるため、０．５０％以下とする。 Ｍｎ ： ＭｎはＣと同様、強度確保のために有効な元素である。 しかし、強度へのＭｎ添加の寄与は、Ｃに比べて小さく
、低Ｃｅｑ材で強度を確保するには、少ない方が望まし
い。したがって、１．００％以下とする。 Ｃｅｑ： 炭素用Ｑ Ｃｅ ｑは、ＩＩＡＺの硬化性を推定するた
めのものであり、耐溶接割れ性の一つの指標であり、Ｃ
ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）１５十（Ｃｕ
＋ Ｎｉ） ／ １５で定義される。耐溶接割れ性の
点で望ましいＣｅｑＫ；としては、構造物、使用溶接棒
の種類などにより異なるが、ＪＭ工時の管理上のバラツ
キを考慮し、０．３０％以下とする。 以上のＣ，Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｅｑを基本成分とするが、
以下に示す”ｌ’ｉ、Ｃａ及びＣａの１種又は２種以上
を主として靭性改善のために必要に応じて添加すること
ができる。 Ｔｉ： Ｔｉはオーステナイト粒の粗大化抑制効果及び変１ぷ時
の粒内核生成によるフェライトの細粒化に有効であり、
母材靭性及びＩＩＡＺ靭性を改善することができる。し
かし、０．０２０％を超えるとＩＩＡＺ靭性の劣化をも
たらす。したがって、添加する場合は０．０２０％以下
に限定する。 Ｃａ、Ｃａ： これらの両元素は、介在物の球状化に有効であり、延性
を改善させることができる。しかし、多）１）に添加す
ると粗大介在物を生成し、内部欠陥の〃：〔囚となる。 したがって、添加する場合は、各々０．００５０％以下
とする。 次に、上記成分組成の鋼スラブに対する熱間圧延におけ
る加熱及び圧延条件並びに冷却条件の限定理由を示す。 加熱７！１１度： 鋼スラブの加熱温度は微細フェライト及びベーナイトを
得るために１１５０℃に規制する必要があるが、９５０
℃未満になると圧延に支障を来すため、加熱温度は９５
０〜１１５０℃とする。 ９００℃以下での圧］：率： 微細フェライ１−及びベーナイトを得るには、上記成分
組成の鋼は未再結晶域が狭いため、再結晶を十分利用し
、オーステナイトを細粒にすることが重要であり、９０
０℃以下の温度で６０％以上の圧下率が必要である。し
たがって、９００℃以下での圧下率を６０％とする。 仕上温度： 仕上温度をＡｒ、−２０℃未満にすると２相域圧延とな
るため、フェライトが加工硬化を受け、靭性が大幅に劣
化する。またＡｒ、 ＋ ５０ ℃を超えると、粗大ベ
ーナイトが生成し、靭性が劣化することから、仕上温度
はＡｒ、−２０℃〜Ａｒ、＋５０℃の範囲とする。 冷却速度： 本発明は、加速冷却材を対象としており、強度上昇を図
るには、極力冷却速度は大きい方が望ましい。板厚１１
００ＩＢを考慮すると、最低２ ”Ｃ／ ｓ以上の冷却
速度が必要である。 冷却停止温度： 冷却停止温度は」二記冷却速度のもとで低いほど強度上
昇効果が顕著であり、４００℃以下が必要である。 このように、上記成分組成の高Ｃ−低Ｍｎ系で低Ｃｅｑ
の鋼スラブに対して上記条件で熱間圧延、冷却を行うこ
とにより、バーライ１−がなく、微細なフェライトに５
〜７３０μｍの微細なベーナイトが分散した組織を容易
に得ることができる。このような組織を有するＷ４仮は
、５０キロ級の強度を十分に備え、かつ、低Ｃｅｑ材で
あるにも拘らず、−３０℃以下での低温靭性も優れ、勿
論、耐溶接割れ性も優れている。 （実施例１） 第１表に示す化学成分を有する鋼スラブについて、同表
に示す圧延条件、冷却条件で板厚２５＋ａｍの鋼板を製
造した。各鋼板より試験片を切出し。 引張試験、衝撃試験及びｙスリット試験を行った。 その結果を同表に示す。 第１表から明らかなように、本発明の範囲内の化学成分
を有する本発明鋼は、いずれも５０キロ級の強度が確保
され、特に低温靭性に優れ、また耐溶接割れ性も良好で
ある。これに対し、Ｃ１ＳＬ、Ｍｎ又はＣｅｑのいずれ
かが本発明範囲外である比較鋼は、強度が得られても低
温靭性が劣り（Ｆ、Ｈ）、或いは低温靭性がよくても強
度が不１−分であったり（Ｇ）、また強度が（−分１：
）られても低Ｌｊ靭性や耐溶接割れ性が劣っている（Ｉ
）。
（実施例２）
次に１本発明範囲内の化学成分を有する鋼スラブについ
て、圧延条件、冷却条件を様々に変化させて熱間圧延、
冷却を行い、圧延及び冷却条件の影響を調へた。なお、
記号りの鋼をベース材とした。１：）られた２５ｎｏｎ
板厚の鋼板より試験片を切出し、引張試験及び衝撃試験
を行うと共に組織検査により平均ベーナイト径を１ｔｌ
ｌｌ定した。これらの結果を第２表並びに第１図及び第
２図に示す。なお、各し１は第２表に示した結果を整理
したものである。 第１図から明らかなように、特に本発明範囲内の加熱条
件、９００℃以下での圧下率、仕上温度で製造すれば、
低温靭性（ｖ Ｔ ｒｓ≦−６０℃）が優れ、５５キロ
級の強度（ＴＳ≧５０）も十分確保でき、殊に第２図に
示すように、得られた鋼板のベーナイト寸法も小さく微
細で優れた低温靭性が保証される。 また、冷却条件も本発明範囲内であれば、第２表から明
らかなように、同様に優れた低温靭性、強度かえられる
。 （発明の効果） ゛ 以上詳述したように、本発明によれば、低Ｃｅｑ材
であるにも拘らず、高靭性で、特に低温靭性に優れ、し
かも耐溶接割れ性等の溶接性の優れた５０キロ級鋼板を
製造することができる。
て、圧延条件、冷却条件を様々に変化させて熱間圧延、
冷却を行い、圧延及び冷却条件の影響を調へた。なお、
記号りの鋼をベース材とした。１：）られた２５ｎｏｎ
板厚の鋼板より試験片を切出し、引張試験及び衝撃試験
を行うと共に組織検査により平均ベーナイト径を１ｔｌ
ｌｌ定した。これらの結果を第２表並びに第１図及び第
２図に示す。なお、各し１は第２表に示した結果を整理
したものである。 第１図から明らかなように、特に本発明範囲内の加熱条
件、９００℃以下での圧下率、仕上温度で製造すれば、
低温靭性（ｖ Ｔ ｒｓ≦−６０℃）が優れ、５５キロ
級の強度（ＴＳ≧５０）も十分確保でき、殊に第２図に
示すように、得られた鋼板のベーナイト寸法も小さく微
細で優れた低温靭性が保証される。 また、冷却条件も本発明範囲内であれば、第２表から明
らかなように、同様に優れた低温靭性、強度かえられる
。 （発明の効果） ゛ 以上詳述したように、本発明によれば、低Ｃｅｑ材
であるにも拘らず、高靭性で、特に低温靭性に優れ、し
かも耐溶接割れ性等の溶接性の優れた５０キロ級鋼板を
製造することができる。
第１図は鋼スラブの熱間圧延条件（加熱温度。
９００℃以下での圧下率、仕上温度）と強度、低温靭性
等の関係を示す図、 第２図は鋼板中のベーナイト寸法と低温靭性の関係を示
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 第２図 へ゛−ナイトＱｉＡＣ声＃Ｉ）
等の関係を示す図、 第２図は鋼板中のベーナイト寸法と低温靭性の関係を示
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 第２図 へ゛−ナイトＱｉＡＣ声＃Ｉ）
Claims (2)
- （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．１０〜０．２
５％、Ｓｉ≦０．５０％及びＭｎ≦１．００％を含み、
かつ、炭素当量Ｃｅｑ（但し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋
（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５）がＣ
ｅｑ≦０．３０％の組成を基本成分とし、残部が鉄及び
不可避的不純物からなる鋼のスラブを９５０〜１１５０
℃に加熱し、９００℃以下での圧下率を６０％以上、仕
上温度をＡｒ＿３−２０℃〜Ａｒ＿３＋５０℃にて熱間
圧延した後、直ちに４００℃以下まで２℃／ｓ以上の冷
却速度で冷却し、５〜３０μｍの微細なベーナイトを生
成させることを特徴とする溶接性の優れた高靭性加速冷
却型５０キロ級鋼板の製造方法。 - （２）Ｃ：０．１０〜０．２５％、Ｓｉ≦０．５０％及
びＭｎ≦１．００％を含み、かつ、炭素当量Ｃｅｑ（但
し、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋
（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５）がＣｅｑ≦０．３０％の組成を
基本成分とし、更にＴｉ≦０．０２０％、Ｃａ≦０．０
０５０％及びＣｅ≦０．００５０％のうちの１種又は２
種以上を含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼
のスラブを９５０〜１１５０℃に加熱し、９００℃以下
での圧下率を６０％以上、仕上温度をＡｒ＿３−２０℃
〜Ａｒ＿３＋５０℃にて熱間圧延した後、直ちに４００
℃以下まで２℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、５〜３０
μｍの微細なベーナイトを生成させることを特徴とする
溶接性の優れた高靭性加速冷却型５０キロ級鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3807386A JPS62196325A (ja) | 1986-02-22 | 1986-02-22 | 溶接性に優れた高靭性加速冷却型５０キロ級鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3807386A JPS62196325A (ja) | 1986-02-22 | 1986-02-22 | 溶接性に優れた高靭性加速冷却型５０キロ級鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62196325A true JPS62196325A (ja) | 1987-08-29 |
Family
ID=12515310
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3807386A Pending JPS62196325A (ja) | 1986-02-22 | 1986-02-22 | 溶接性に優れた高靭性加速冷却型５０キロ級鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62196325A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5810951A (en) * | 1995-06-07 | 1998-09-22 | Ipsco Enterprises Inc. | Steckel mill/on-line accelerated cooling combination |
| US6264767B1 (en) | 1995-06-07 | 2001-07-24 | Ipsco Enterprises Inc. | Method of producing martensite-or bainite-rich steel using steckel mill and controlled cooling |
| US6309482B1 (en) | 1996-01-31 | 2001-10-30 | Jonathan Dorricott | Steckel mill/on-line controlled cooling combination |
-
1986
- 1986-02-22 JP JP3807386A patent/JPS62196325A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5810951A (en) * | 1995-06-07 | 1998-09-22 | Ipsco Enterprises Inc. | Steckel mill/on-line accelerated cooling combination |
| US6264767B1 (en) | 1995-06-07 | 2001-07-24 | Ipsco Enterprises Inc. | Method of producing martensite-or bainite-rich steel using steckel mill and controlled cooling |
| US6309482B1 (en) | 1996-01-31 | 2001-10-30 | Jonathan Dorricott | Steckel mill/on-line controlled cooling combination |
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