JPS6289815A - 低温用高降伏点鋼の製造方法 - Google Patents
低温用高降伏点鋼の製造方法Info
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- JPS6289815A JPS6289815A JP23070985A JP23070985A JPS6289815A JP S6289815 A JPS6289815 A JP S6289815A JP 23070985 A JP23070985 A JP 23070985A JP 23070985 A JP23070985 A JP 23070985A JP S6289815 A JPS6289815 A JP S6289815A
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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】
(産業上の利用分野)
本発明は低温用高降伏点鋼の製造方法に関し、詳しくは
、溶接性及びHAZ靭性のすぐれた降伏点40kgf/
am”以上、引張強さ54kgf/wm” (Dijl
l1度を有して、特に、造船、海洋構造物、LPGタン
ク等に用いられる比較的板厚の厚い鋼板までを含む低温
用高降伏点鋼の製造方法に関する。
、溶接性及びHAZ靭性のすぐれた降伏点40kgf/
am”以上、引張強さ54kgf/wm” (Dijl
l1度を有して、特に、造船、海洋構造物、LPGタン
ク等に用いられる比較的板厚の厚い鋼板までを含む低温
用高降伏点鋼の製造方法に関する。
(従来の技術)
近年、加速冷却技術の進歩に伴い、溶接性及びHA Z
H性のすぐれた低温用高強度鋼が要求されている。H
AZ靭性のすぐれた低温用鋼を製造するためには、従来
、Ceqで表わされる炭素当量を0.36%以下とする
必要があるとされており、このような低Ceq綱の強度
を高めるために、従来は、圧延終了後の冷却速度を増大
し、又は冷却停止温度を低めている。しかし、冷却速度
の増大は、厚板の製造の場合には自ずから限界があり、
また、冷却停止温度の低下は、引張強さを上昇させるに
は有利であるが、降伏強度を低下させる問題がある。
H性のすぐれた低温用高強度鋼が要求されている。H
AZ靭性のすぐれた低温用鋼を製造するためには、従来
、Ceqで表わされる炭素当量を0.36%以下とする
必要があるとされており、このような低Ceq綱の強度
を高めるために、従来は、圧延終了後の冷却速度を増大
し、又は冷却停止温度を低めている。しかし、冷却速度
の増大は、厚板の製造の場合には自ずから限界があり、
また、冷却停止温度の低下は、引張強さを上昇させるに
は有利であるが、降伏強度を低下させる問題がある。
この問題を解決するために、従来、低温まで加速冷却し
た鋼板を低温にて焼戻しすることが行なわれているが、
この方法によれば、製造費用を高めるので、加速冷却法
の利益を半減させることとなる。
た鋼板を低温にて焼戻しすることが行なわれているが、
この方法によれば、製造費用を高めるので、加速冷却法
の利益を半減させることとなる。
従って、従来の加速冷却法によれば、比較的板厚が厚い
w4板については、加速冷却ままにて降伏点40kgf
/mm”以上、引張強す54 kgf/ms”以上の強
度を有し、且つ、溶接性及びHAZ靭性にすぐれた低温
用鋼板を製造することが不可能である。
w4板については、加速冷却ままにて降伏点40kgf
/mm”以上、引張強す54 kgf/ms”以上の強
度を有し、且つ、溶接性及びHAZ靭性にすぐれた低温
用鋼板を製造することが不可能である。
(発明の目的)
本発明者らは、従来の加速冷却鋼板の製造における上記
した問題を解決するために鋭意研究した結果、鋼を極低
C化し、且つ、Ceqを所定の範囲とすると共に、so
l、Nb及びTiを所定の範囲とした鋼を制御圧延後、
400℃以下まで加速冷却して、島状マルテンサイト体
積率を5%以下とすることによって、降伏強度の低下を
有効に防止することができ、かくして、焼戻しを要せず
して、加速冷却ままにて、溶接性、HAZ靭性にすぐれ
た低温用高降伏点iiwを製造し得ることを見出して、
本発明に至ったものである。
した問題を解決するために鋭意研究した結果、鋼を極低
C化し、且つ、Ceqを所定の範囲とすると共に、so
l、Nb及びTiを所定の範囲とした鋼を制御圧延後、
400℃以下まで加速冷却して、島状マルテンサイト体
積率を5%以下とすることによって、降伏強度の低下を
有効に防止することができ、かくして、焼戻しを要せず
して、加速冷却ままにて、溶接性、HAZ靭性にすぐれ
た低温用高降伏点iiwを製造し得ることを見出して、
本発明に至ったものである。
従って、本発明は、焼戻しを要せずして、加速冷却まま
にて、溶接性、HAZ靭性にすぐれた低温用高降伏点鋼
板を製造する方法を提供することを目的とする。
にて、溶接性、HAZ靭性にすぐれた低温用高降伏点鋼
板を製造する方法を提供することを目的とする。
(発明の構成)
本発明による低温用高降伏点鋼の製造方法は、重量%で
c o、os%以下、
Si0.05〜0.50%、
Mn 0.8〜2.0%、
/ll 0.ol〜0.10%、
Nb0.02〜0.10%、
Ti Q、005〜0.020%、
残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、で表わされ
る炭素当量が0.28〜0.36%の範囲にある鋼をs
ol、 Nbが0.02%以上となる温度に。
る炭素当量が0.28〜0.36%の範囲にある鋼をs
ol、 Nbが0.02%以上となる温度に。
加熱し、未再結晶域における累積圧下率が50%以上に
なるように熱間圧延し、(Ar340)t:乃至(Ar
a+ 40 ) ℃の範囲の温度で圧延を終了した後、
2℃/秒以上の冷却速度にて400℃以下の温度まで加
速冷却して、島状マルテンサイト体積率を5%以下とす
ることを特徴とする。
なるように熱間圧延し、(Ar340)t:乃至(Ar
a+ 40 ) ℃の範囲の温度で圧延を終了した後、
2℃/秒以上の冷却速度にて400℃以下の温度まで加
速冷却して、島状マルテンサイト体積率を5%以下とす
ることを特徴とする。
先ず、本発明の方法において、鋼の化学成分を限定する
理由について説明する。
理由について説明する。
第1図に本発明鋼及び従来鋼についての熱間圧延後の加
速冷却における冷却停止温度の低下に伴う機械的性質の
変化を示すように、CIo、07%の従来鋼は、冷却停
止温度が400℃以下に至るとき、降伏強度が急激に低
下すると共に、靭性が劣化する。かかる降伏強度の低下
及び靭性の劣化は、フェライトを主体とする組織中に島
状マルテンサイトが生成することに起因する。
速冷却における冷却停止温度の低下に伴う機械的性質の
変化を示すように、CIo、07%の従来鋼は、冷却停
止温度が400℃以下に至るとき、降伏強度が急激に低
下すると共に、靭性が劣化する。かかる降伏強度の低下
及び靭性の劣化は、フェライトを主体とする組織中に島
状マルテンサイトが生成することに起因する。
第2図は、降伏強度の低下量(ΔYS)と島状マルテン
サイト体積率との関係を示し、ここにΔYS=(400
℃で冷却停止時のYS)−(200℃で冷却停止時のY
S)を意味し、また、島状マルテンサイト体積率は冷却
停止温度が200℃のときの値である。即ち、降伏強度
の低下量は、島状マルテンサイト体積率の増大と共に増
大するので、本発明に従って、島状マルテンサイト体積
率を5%以下とすることによって、降伏強度の低下を極
めて小さく抑えることができる。この島状マルテンサイ
トは、オーステナイト・フェライト変態時にオーステナ
イトのCが濃化されることによって生じ、その生成量は
、第3図に示すように、clの増大につれて急激に増大
する。
サイト体積率との関係を示し、ここにΔYS=(400
℃で冷却停止時のYS)−(200℃で冷却停止時のY
S)を意味し、また、島状マルテンサイト体積率は冷却
停止温度が200℃のときの値である。即ち、降伏強度
の低下量は、島状マルテンサイト体積率の増大と共に増
大するので、本発明に従って、島状マルテンサイト体積
率を5%以下とすることによって、降伏強度の低下を極
めて小さく抑えることができる。この島状マルテンサイ
トは、オーステナイト・フェライト変態時にオーステナ
イトのCが濃化されることによって生じ、その生成量は
、第3図に示すように、clの増大につれて急激に増大
する。
従って、本発明においては、Cutを0.05%以下と
することによって、島状マルテンサイト体積率を5%以
下に抑え、これによって降伏強度の低下を5 kgf/
mm”以下に抑えるのである。尚、通常、C量の下限値
は0.01%である。
することによって、島状マルテンサイト体積率を5%以
下に抑え、これによって降伏強度の低下を5 kgf/
mm”以下に抑えるのである。尚、通常、C量の下限値
は0.01%である。
Nbは、加速冷却による強度上昇効果が大きく、本発明
においてCと共に必須の重要な元素である。
においてCと共に必須の重要な元素である。
上記したように、C量の低下は降伏強度の低下を軽減す
るために有効であるが、反面、引張強さを低下させる。
るために有効であるが、反面、引張強さを低下させる。
Nbはこの強度低下を補うために不可欠であり、Nbの
析出強化作用を利用して、強度上昇効果を十分に発揮さ
せるためには、圧延加熱温度をNbが十分に固溶する温
度にする必要がある。
析出強化作用を利用して、強度上昇効果を十分に発揮さ
せるためには、圧延加熱温度をNbが十分に固溶する温
度にする必要がある。
第4図は、圧延加熱時のNb固溶量と降伏強度及び引張
強さとの関係を示すが、本発明に従って、sol、Nb
を0.02%以上とすることによって、極低C化した鋼
の降伏強度及び引張強さを十分に確保することができる
。即ち、従来鋼では、Nbは溶接性及びHAZ靭性に存
寄であるので′、HAZ靭性を重視する鋼においては、
一般にNbを添加しても、0.02%より少なく抑えら
れているが、しかし、clが0.05%以下の本発明に
おける極低C鋼においては、Nbを0.02%以上の量
にて添加しても、HA Z靭性は良好であり、同−Ce
qにおいてCQ3度の高い従来鋼と比較しても、むしろ
すぐれている。しかし、Nbが0.10%を越えるとき
は溶接性を阻害する。従って、本発明においては、Nb
の添加量は0.02〜0.10%の範囲とする。
強さとの関係を示すが、本発明に従って、sol、Nb
を0.02%以上とすることによって、極低C化した鋼
の降伏強度及び引張強さを十分に確保することができる
。即ち、従来鋼では、Nbは溶接性及びHAZ靭性に存
寄であるので′、HAZ靭性を重視する鋼においては、
一般にNbを添加しても、0.02%より少なく抑えら
れているが、しかし、clが0.05%以下の本発明に
おける極低C鋼においては、Nbを0.02%以上の量
にて添加しても、HA Z靭性は良好であり、同−Ce
qにおいてCQ3度の高い従来鋼と比較しても、むしろ
すぐれている。しかし、Nbが0.10%を越えるとき
は溶接性を阻害する。従って、本発明においては、Nb
の添加量は0.02〜0.10%の範囲とする。
Tiは、低温用鋼としての母材靭性及びHAZ靭性を確
保するために、本発明において必須の元素である。本発
明においては、前述したように、圧延加熱時にNbを0
.02%以上固溶させる必要があるので、加熱温度を比
較的高温にすることが必要であるが、Tiを添加するこ
とによって、オーステナイト粒の粗大化を防ぐことがで
き、かくして、フェライト結晶粒が細かくなり、母材靭
性が改善される。また、溶接時にはTiNが加熱時のオ
ーステナイト粒粗大化を防止し、且つ、フェライト変態
の核として有効に作用するので、粗大なベイナイトの出
現が防止される結果、HAZ靭性が改善される。これら
の効果を有効に発現させるために、本発明においては、
Ti添加量を0.005〜0.020%の範囲とする。
保するために、本発明において必須の元素である。本発
明においては、前述したように、圧延加熱時にNbを0
.02%以上固溶させる必要があるので、加熱温度を比
較的高温にすることが必要であるが、Tiを添加するこ
とによって、オーステナイト粒の粗大化を防ぐことがで
き、かくして、フェライト結晶粒が細かくなり、母材靭
性が改善される。また、溶接時にはTiNが加熱時のオ
ーステナイト粒粗大化を防止し、且つ、フェライト変態
の核として有効に作用するので、粗大なベイナイトの出
現が防止される結果、HAZ靭性が改善される。これら
の効果を有効に発現させるために、本発明においては、
Ti添加量を0.005〜0.020%の範囲とする。
Siは、脱酸及び強度上昇のために添加される。
この効果を有効に得るためには少なくとも0.OS%を
添加することが必要であるが、しかし、o、05%を越
えるときは溶接性が劣化するので、Siの添加量は0.
05〜0.5%き範囲とする。
添加することが必要であるが、しかし、o、05%を越
えるときは溶接性が劣化するので、Siの添加量は0.
05〜0.5%き範囲とする。
Mnは、強度上昇の効果を有するが、0.8%よりも少
ないときは、かかる強度上昇の効果が十分ではなく、一
方、2.0%を越えて過多に添加するときは、溶接性を
阻害するので、添加量は0.8〜2.0%の範囲とする
。
ないときは、かかる強度上昇の効果が十分ではなく、一
方、2.0%を越えて過多に添加するときは、溶接性を
阻害するので、添加量は0.8〜2.0%の範囲とする
。
Alは、脱酸及びAINとして結晶粒の微細化に効果を
有し、この効果を有効に得るためには、0゜01%以上
を添加することが必要である。しかし、過多に添加する
ときは、靭性を阻害するので、添加量の上限を0.1%
とする。
有し、この効果を有効に得るためには、0゜01%以上
を添加することが必要である。しかし、過多に添加する
ときは、靭性を阻害するので、添加量の上限を0.1%
とする。
本発明においては、鋼は、上記した元素に加えて、
Cu0.50%以下、
Ni 1.00%以下、
V 0.01〜0.10%、
B 0.0003〜0.0030%、Ca 0.
0005〜0.0030%、及びREM 0.005
〜0.030% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有す
ることができる。
0005〜0.0030%、及びREM 0.005
〜0.030% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有す
ることができる。
Cuは、HAZ靭性を劣化させることなく、強度を上昇
させることができるが、0.5%を越えて添加するとき
は、熱間割れが生じやすくなるので、0、5%以下の範
囲で添加される。
させることができるが、0.5%を越えて添加するとき
は、熱間割れが生じやすくなるので、0、5%以下の範
囲で添加される。
Niは、HAZ靭性を劣化させることなく、強度及び靭
性を上昇させることができるが、他方、高価な元素であ
るので、1.0%を越えて過多に添加することは、本来
、非調質とする意味がなくなるので、1.0%以下の範
囲で添加される。
性を上昇させることができるが、他方、高価な元素であ
るので、1.0%を越えて過多に添加することは、本来
、非調質とする意味がなくなるので、1.0%以下の範
囲で添加される。
■は、強度上昇に有効な元素であるが、0.01%より
も少ないときは、上記効果に乏しく、0.10%を越え
る量は溶接性を阻害するので、添加量は0.01〜0.
10%の範囲とする。
も少ないときは、上記効果に乏しく、0.10%を越え
る量は溶接性を阻害するので、添加量は0.01〜0.
10%の範囲とする。
Bは、微量の添加にて加速冷却による強度上昇に効果を
有する。しかし、0.0003%よりも少ないときは、
この効果が十分ではなく、他方、0゜0030%を越え
て過多に添加するときは、溶接性を阻害するので、添加
量は0.0003〜0.0030%の範囲とする。
有する。しかし、0.0003%よりも少ないときは、
この効果が十分ではなく、他方、0゜0030%を越え
て過多に添加するときは、溶接性を阻害するので、添加
量は0.0003〜0.0030%の範囲とする。
Caは、異方性の改善、耐ラメラティア特性の向上及び
母材靭性の向上に有効である。しかし、0、0005%
よりも少ないときは、上記効果に乏しく、一方、0.0
030%を越えて過多に添加しても効果が飽和するので
、添加量はo、 o o o s〜0、0030%の範
囲とする。
母材靭性の向上に有効である。しかし、0、0005%
よりも少ないときは、上記効果に乏しく、一方、0.0
030%を越えて過多に添加しても効果が飽和するので
、添加量はo、 o o o s〜0、0030%の範
囲とする。
REMもCaと同様に材質の向上に効果を有する。しか
し、o、 o o s%よりも少ない添加によっては、
上記効果が十分ではなく、他方、0.030%を越えて
過多に添加するときは、大型の非金属介在物が生成し、
鋼の内部清浄度を劣化させるので、添加量はo、 o
o s〜0.030%の範囲とする。
し、o、 o o s%よりも少ない添加によっては、
上記効果が十分ではなく、他方、0.030%を越えて
過多に添加するときは、大型の非金属介在物が生成し、
鋼の内部清浄度を劣化させるので、添加量はo、 o
o s〜0.030%の範囲とする。
本発明においては、鋼は炭素当量(Ceq)が0.28
〜0.36%の範囲にあることを必要とする。Ceqが
0.28%よりも少ないときは、降伏強度が40 kg
f/1sta”以上で、且つ、引張強さ54kgf/m
m”以上の強度を有せしめることができず、他方、0.
36%よりも多いときは、溶接性及びHAZ靭性が良好
でなく、高能率溶接時の低温靭性を確保することができ
ないからである。
〜0.36%の範囲にあることを必要とする。Ceqが
0.28%よりも少ないときは、降伏強度が40 kg
f/1sta”以上で、且つ、引張強さ54kgf/m
m”以上の強度を有せしめることができず、他方、0.
36%よりも多いときは、溶接性及びHAZ靭性が良好
でなく、高能率溶接時の低温靭性を確保することができ
ないからである。
本発明による低温用高降伏点鋼の製造方法においては、
上記した化学組成を有すると共に、上記した所定の範囲
のCeqを有する鋼を熱間圧延するに際して、先ず、鋼
をsol、Nb1lが0.02%以上となる温度に加熱
することが必要である。この条件が必要とされる理由は
既に説明したとおりである。
上記した化学組成を有すると共に、上記した所定の範囲
のCeqを有する鋼を熱間圧延するに際して、先ず、鋼
をsol、Nb1lが0.02%以上となる温度に加熱
することが必要である。この条件が必要とされる理由は
既に説明したとおりである。
次いで、未再結晶域における累積圧下率を50%以上と
し、圧延仕上温度を(Ar3−40 ) ’C乃至(A
r++40)’Cの範囲の温度とする。未再結晶域でオ
ーステナイト粒内に変形帯を多く導入し、フェライト変
態の核として、最終的にフェライト結晶粒を微細化し、
靭性を良好にするために、累積圧下率を50%以上とし
、且つ、(Ar*+ 40 )℃以下の温度にて圧延を
終了する必要がある。しかし、圧延仕上温度が(Ar3
40)’Cよりも低い場合は、加工フェライトが増加し
、靭性を劣化させると共に、加速冷却による強度上昇効
果が十分でない。
し、圧延仕上温度を(Ar3−40 ) ’C乃至(A
r++40)’Cの範囲の温度とする。未再結晶域でオ
ーステナイト粒内に変形帯を多く導入し、フェライト変
態の核として、最終的にフェライト結晶粒を微細化し、
靭性を良好にするために、累積圧下率を50%以上とし
、且つ、(Ar*+ 40 )℃以下の温度にて圧延を
終了する必要がある。しかし、圧延仕上温度が(Ar3
40)’Cよりも低い場合は、加工フェライトが増加し
、靭性を劣化させると共に、加速冷却による強度上昇効
果が十分でない。
次に、本発明においては、加速冷却による強度上昇効果
を有効に作用させるためと共に、島状マルテンサイトの
生成を可能な限りに抑えるためには、圧延後、放冷する
ことなく、できる限り速やかに加速冷却を開始すること
が必要である。更に、加速冷却における冷却速度は2℃
/秒以上であることを要する。冷却速度が2℃/秒より
も遅い場合は、強度上昇効果が小さいからである。
を有効に作用させるためと共に、島状マルテンサイトの
生成を可能な限りに抑えるためには、圧延後、放冷する
ことなく、できる限り速やかに加速冷却を開始すること
が必要である。更に、加速冷却における冷却速度は2℃
/秒以上であることを要する。冷却速度が2℃/秒より
も遅い場合は、強度上昇効果が小さいからである。
冷却停止温度は400℃以下の温度である。既に説明し
たように、溶接性及び靭性を確保するために、Ceqを
0.36%以下とする必要があるが、このCeqにおい
て、冷却停止温度が400℃を越えるときは、前記所要
の引張強さを得ることができないからである。
たように、溶接性及び靭性を確保するために、Ceqを
0.36%以下とする必要があるが、このCeqにおい
て、冷却停止温度が400℃を越えるときは、前記所要
の引張強さを得ることができないからである。
(発明の効果)
以上のように、本発明の方法によれば、CeqO。
28〜0.36%の極低C高Nb−Ti系鋼の加速冷却
において低温にて冷却停止し、島状マルテンサイト体積
率を5%以下とすることによって、焼戻しを必要とせず
して、加速冷却ままにて溶接性及びHA Z靭性にすぐ
れ、母材降伏強度40kgf/mm2以上、引張強さ5
4kgf/mm”以上、母材vTrsが一60℃以下で
あり、且つ、入熱150 KJ/cm相当のHAZの再
現熱サイクル試験(800〜500℃の冷却時間Tc=
90秒)でのvTrsが一20℃以下である比較的板厚
の厚い低温用高強度鋼板を得ることができる。この鋼板
は、構造物の製造時の溶接作業を高能率化し得ると共に
、鋼板は強度が高いために、構造物の軽量化を可能とし
、例えば、低温にて使用される船舶、海洋構造物、低温
タンク等の溶接構造用鋼として最適である。
において低温にて冷却停止し、島状マルテンサイト体積
率を5%以下とすることによって、焼戻しを必要とせず
して、加速冷却ままにて溶接性及びHA Z靭性にすぐ
れ、母材降伏強度40kgf/mm2以上、引張強さ5
4kgf/mm”以上、母材vTrsが一60℃以下で
あり、且つ、入熱150 KJ/cm相当のHAZの再
現熱サイクル試験(800〜500℃の冷却時間Tc=
90秒)でのvTrsが一20℃以下である比較的板厚
の厚い低温用高強度鋼板を得ることができる。この鋼板
は、構造物の製造時の溶接作業を高能率化し得ると共に
、鋼板は強度が高いために、構造物の軽量化を可能とし
、例えば、低温にて使用される船舶、海洋構造物、低温
タンク等の溶接構造用鋼として最適である。
(実施例)
以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明はこ
れら実施例によって何ら制限されるものではない。
れら実施例によって何ら制限されるものではない。
実施例
第1表に本実施例において用いる鋼の化学組成を示す。
鋼A、C,E及びGは本発明で規定する化学成分を存す
るが、比較mB及びDはc31が多く、Nbiの少ない
従来鋼であり、比較鋼FはNbfiが少なく、鋼HはT
i無添加鋼である。
るが、比較mB及びDはc31が多く、Nbiの少ない
従来鋼であり、比較鋼FはNbfiが少なく、鋼HはT
i無添加鋼である。
溶接入熱150 KJ/cm相当の再現熱サイクル試験
結果(800〜500℃冷却時間Tc−90秒)も第1
表に示す。本発明で規定する化学成分を有する鋼はvT
rsが一20℃以下であるが、C量の高いものとTi無
添加網は、HAZ靭性が悪い。
結果(800〜500℃冷却時間Tc−90秒)も第1
表に示す。本発明で規定する化学成分を有する鋼はvT
rsが一20℃以下であるが、C量の高いものとTi無
添加網は、HAZ靭性が悪い。
第2表は、第1表に示す各鋼を異なる圧延条件にて圧延
して得た鋼板の機械的性質を示す0本発明の方法による
鋼板は番号1.2.9.14.15及び17であって、
降伏強度40kgf/am”以上、引張強さ54kgf
/++uw”以上の強度を有していると共に、母材のv
Trsが一60℃以下、Tc−90秒での再現熱サイ°
クル試験でのvTrsが一20℃以下の靭性を存してい
る。
して得た鋼板の機械的性質を示す0本発明の方法による
鋼板は番号1.2.9.14.15及び17であって、
降伏強度40kgf/am”以上、引張強さ54kgf
/++uw”以上の強度を有していると共に、母材のv
Trsが一60℃以下、Tc−90秒での再現熱サイ°
クル試験でのvTrsが一20℃以下の靭性を存してい
る。
鋼番号8及び12は、CMが0.05%を越えてイルタ
め、マルテンサイト体積率が5%を4.tJ結果、降伏
強度が低い、鋼番号4.10及び16は、加熱時のNb
固溶量が0.02%よりも少ないので、降伏強度が不足
している。鋼番号18は、Ti無添加鋼であるため、母
材靭性、HAZ靭性が良好でない。鋼番号5は、未再結
晶域での圧下率が50%よりも小さく、また、鋼番号6
は、圧延仕上温度が高いので、母材靭性が良好でない。
め、マルテンサイト体積率が5%を4.tJ結果、降伏
強度が低い、鋼番号4.10及び16は、加熱時のNb
固溶量が0.02%よりも少ないので、降伏強度が不足
している。鋼番号18は、Ti無添加鋼であるため、母
材靭性、HAZ靭性が良好でない。鋼番号5は、未再結
晶域での圧下率が50%よりも小さく、また、鋼番号6
は、圧延仕上温度が高いので、母材靭性が良好でない。
更に、鋼番号3.7.11及び13の鋼板は、冷却停止
温度が400℃を越える温度であるので、引張強さが低
い。
温度が400℃を越える温度であるので、引張強さが低
い。
第1図は本発明鋼及び従来鋼についての加速冷却におけ
る冷却停止温度と得られる加速冷却鋼板の機械的性質と
の関係を示すグラフ、第2図は島状マルテンサイト体積
率とΔYSとの関係を示すグラフであり、ここに、ΔY
S=(400℃で冷却停止時の降伏強度)−(400℃
で冷却停止時の降伏強度)を意味する。 第3図はC1と島状マルテンサイト体積率との□関係を
示すグラフ、第4図は圧延加熱時のsol。 Nb量(冷却停止温度200℃)と降伏強度及び引張強
さとの関係を示すグラフである。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 飲 野 逸 部 第1図 160 200 300 1100 3tlO鈴卸停止
膜(C) C(皇々プ〕
る冷却停止温度と得られる加速冷却鋼板の機械的性質と
の関係を示すグラフ、第2図は島状マルテンサイト体積
率とΔYSとの関係を示すグラフであり、ここに、ΔY
S=(400℃で冷却停止時の降伏強度)−(400℃
で冷却停止時の降伏強度)を意味する。 第3図はC1と島状マルテンサイト体積率との□関係を
示すグラフ、第4図は圧延加熱時のsol。 Nb量(冷却停止温度200℃)と降伏強度及び引張強
さとの関係を示すグラフである。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 飲 野 逸 部 第1図 160 200 300 1100 3tlO鈴卸停止
膜(C) C(皇々プ〕
Claims (2)
- (1)重量%で C 0.05%以下、 Si 0.05〜0.50%、 Mn 0.8〜2.0%、 Al 0.01〜0.10%、 Nb 0.02〜0.10%、 Ti 0.005〜0.020%、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、Ceq=C
+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/5)+(V/
5)+(Ni/15)+(Cu/15)で表わされる炭
素当量が0.28〜0.36%の範囲にある鋼をsol
.Nbが0.02%以上となる温度に加熱し、未再結晶
域における累積圧下率が50%以上になるように熱間圧
延し、(Ar_3−40)℃乃至(Ar_3+40)℃
の範囲の温度で圧延を終了した後、2℃/秒以上の冷却
速度にて400℃以下の温度まで加速冷却して、島状マ
ルテンサイト体積率を5%以下とすることを特徴とする
低温用高降伏点鋼の製造方法。 - (2)重量%で (a)C 0.05%以下、 Si 0.05〜0.50%、 Mn 0.8〜2.0%、 Al 0.01〜0.10%、 Nb 0.02〜0.10%、及び Ti 0.005〜0.020%を含有し、更に(b)
Cu 0.50%以下、 Ni 1.00%以下、 V 0.01〜0.10%、 B 0.0003〜0.0030%、 Ca 0.0005〜0.0030%、及びREM 0
.005〜0.030% よりなる群から選ばれる少なくとも1種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなり、且つ、Ceq=C
+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/5)+(V/
5)+(Ni/15)+(Cu/15)で表わされる炭
素当量が0.28〜0.36%の範囲にある鋼をsol
.Nbが0.02%以上となる温度に加熱し、未再結晶
域における累積圧下率が50%以上になるように熱間圧
延し、(Ar_3−40)℃乃至(Ar_3+40)℃
の範囲の温度で圧延を終了した後、2℃/秒以上の冷却
速度にて400℃以下の温度まで加速冷却して、島状マ
ルテンサイト体積率を5%以下とすることを特徴とする
低温用高降伏点鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23070985A JPH064890B2 (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 低温用高降伏点鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23070985A JPH064890B2 (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 低温用高降伏点鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6289815A true JPS6289815A (ja) | 1987-04-24 |
JPH064890B2 JPH064890B2 (ja) | 1994-01-19 |
Family
ID=16912078
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23070985A Expired - Fee Related JPH064890B2 (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 低温用高降伏点鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH064890B2 (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62139816A (ja) * | 1985-12-16 | 1987-06-23 | Kawasaki Steel Corp | 高張力高じん性鋼厚板の製造方法 |
JPS62256916A (ja) * | 1986-04-28 | 1987-11-09 | Kobe Steel Ltd | 板厚方向の均質性が優れた低温用極厚鋼板の製造方法 |
JPS6425916A (en) * | 1987-07-21 | 1989-01-27 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high-strength steel for electric resistance welded tube excellent in toughness at low temperature |
JPH01312032A (ja) * | 1988-06-13 | 1989-12-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
CN115558864A (zh) * | 2022-10-19 | 2023-01-03 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 一种高强钢板及其制备方法 |
-
1985
- 1985-10-15 JP JP23070985A patent/JPH064890B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62139816A (ja) * | 1985-12-16 | 1987-06-23 | Kawasaki Steel Corp | 高張力高じん性鋼厚板の製造方法 |
JPH0366367B2 (ja) * | 1985-12-16 | 1991-10-17 | Kawasaki Steel Co | |
JPS62256916A (ja) * | 1986-04-28 | 1987-11-09 | Kobe Steel Ltd | 板厚方向の均質性が優れた低温用極厚鋼板の製造方法 |
JPS6425916A (en) * | 1987-07-21 | 1989-01-27 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high-strength steel for electric resistance welded tube excellent in toughness at low temperature |
JPH01312032A (ja) * | 1988-06-13 | 1989-12-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 加工性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
CN115558864A (zh) * | 2022-10-19 | 2023-01-03 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 一种高强钢板及其制备方法 |
CN115558864B (zh) * | 2022-10-19 | 2023-10-24 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 一种高强钢板及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH064890B2 (ja) | 1994-01-19 |
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