JPH01156421A - 降伏比の低い鋼材の製造方法 - Google Patents
降伏比の低い鋼材の製造方法Info
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- JPH01156421A JPH01156421A JP31230487A JP31230487A JPH01156421A JP H01156421 A JPH01156421 A JP H01156421A JP 31230487 A JP31230487 A JP 31230487A JP 31230487 A JP31230487 A JP 31230487A JP H01156421 A JPH01156421 A JP H01156421A
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Landscapes
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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]
本発明は降伏比の低い鋼材の製造方法に関するものであ
る。
る。
[従来の技術]
近年造船、産業機械等の各分野にわたって競争力向上の
ため溶接施工の減少、曲げ加工性を代表として鋼材特性
の極限追求、溶接性の向上および鋼材コストの低減など
各種の要求が強まっている。
ため溶接施工の減少、曲げ加工性を代表として鋼材特性
の極限追求、溶接性の向上および鋼材コストの低減など
各種の要求が強まっている。
このうち厚鋼板の曲げ加工性改善のためには、低降伏比
を有する厚鋼板の開発が必要である。また建築、橋梁分
野では構造物の安全性向上のため、特に耐震性向上のた
めに降伏比の低下が望まれている。
を有する厚鋼板の開発が必要である。また建築、橋梁分
野では構造物の安全性向上のため、特に耐震性向上のた
めに降伏比の低下が望まれている。
従来の制御圧延−制御冷却プロセスにおいては、低温靭
性向上のため熱間圧延で、できる限り細粒にすると共に
、オーステナイト1相域から加速冷却することが採用さ
れている。
性向上のため熱間圧延で、できる限り細粒にすると共に
、オーステナイト1相域から加速冷却することが採用さ
れている。
しかしながらこの方法によっても、フェライトの細粒化
と硬化及び一部パーライトのベーナイト化によって降伏
点が上昇し、降伏比の上昇となって曲げ加工性が低下す
る問題がある。
と硬化及び一部パーライトのベーナイト化によって降伏
点が上昇し、降伏比の上昇となって曲げ加工性が低下す
る問題がある。
[発明が解決しようとする問題点]
本発明者等の一部は特開昭59−211528号公報及
び特願昭62−52856号、特願昭62−55428
号において、低降伏比非調質鋼の製法を提案した。これ
は制御圧延−制御冷却プロセスを用いて降伏点を低下さ
せる方法について検討した結果、細粒フェライトで良好
な低温靭性を得ながら、かつ低降伏点で低降伏比を有す
る鋼板の製造方法を開発したことによる。
び特願昭62−52856号、特願昭62−55428
号において、低降伏比非調質鋼の製法を提案した。これ
は制御圧延−制御冷却プロセスを用いて降伏点を低下さ
せる方法について検討した結果、細粒フェライトで良好
な低温靭性を得ながら、かつ低降伏点で低降伏比を有す
る鋼板の製造方法を開発したことによる。
しかしその後さらに低降伏比に対する要求が強まり、先
に提案した内容では、厳しい要求に対して不十分となっ
てきた。
に提案した内容では、厳しい要求に対して不十分となっ
てきた。
[問題点を解決するための手段] ゛このため
引き続き降伏比を低下させるために、多数の実験と詳細
な検討を加えた結果、降伏比を低下させるためには、鋼
のミクロ組織をフェライトと第2相の炭化物の2相混合
組織にする。さらに降伏比を下げるためには、降伏点を
下げ、引張り強さを高めることが重要である。
引き続き降伏比を低下させるために、多数の実験と詳細
な検討を加えた結果、降伏比を低下させるためには、鋼
のミクロ組織をフェライトと第2相の炭化物の2相混合
組織にする。さらに降伏比を下げるためには、降伏点を
下げ、引張り強さを高めることが重要である。
降伏点を下げるため′にはフェライトの面積率を増加さ
せ、かつあまり細粒化しないこと、引張り強さを高める
ためには、急冷で硬くなった第2相の炭化物(ベーナイ
ト又はマルテンサイト)を焼もどしにより、必要以上に
軟化させないことが重要であることを見い出したのであ
る。
せ、かつあまり細粒化しないこと、引張り強さを高める
ためには、急冷で硬くなった第2相の炭化物(ベーナイ
ト又はマルテンサイト)を焼もどしにより、必要以上に
軟化させないことが重要であることを見い出したのであ
る。
第1図にフェライト面積率と降伏比の関係を示すが、フ
ェライト面積率の増加に従い、降伏比は大幅に低下して
いく。
ェライト面積率の増加に従い、降伏比は大幅に低下して
いく。
本発明はこのような知見にもとずき、低降伏比を有する
鋼板の製造を可能としたもので、その要旨とするところ
は低炭素鋼または低炭素低合金鋼スラブを1050〜1
250℃に加熱し、熱間圧延後250℃以下まで急冷し
、次いでA c l+ 20℃〜A c l+ 80℃
に再加熱し、ひきつづき水冷した後200〜600℃の
温度範囲で焼もどしすることを特徴とする。
鋼板の製造を可能としたもので、その要旨とするところ
は低炭素鋼または低炭素低合金鋼スラブを1050〜1
250℃に加熱し、熱間圧延後250℃以下まで急冷し
、次いでA c l+ 20℃〜A c l+ 80℃
に再加熱し、ひきつづき水冷した後200〜600℃の
温度範囲で焼もどしすることを特徴とする。
ここに本発明で使用するA r 3(’C)は、A r
3(℃) −868−369・C(vt%) +24
.6−81(vt%) −68,1令Mn(vt%)
−36,1・N i(wt%)−20,7・Cu(vt
%) −24,8・Cr(wt%)+ 29.6 ・M
。
3(℃) −868−369・C(vt%) +24
.6−81(vt%) −68,1令Mn(vt%)
−36,1・N i(wt%)−20,7・Cu(vt
%) −24,8・Cr(wt%)+ 29.6 ・M
。
(vt%)で求めたものとする。
[作 用コ
本発明においては、加熱温度を高めにしかつ熱間圧延に
おいて再結晶圧延のみか、もしくは未再結晶域圧延を行
ってもその累積圧下率を低くすることにより、必要以上
の細粒化をしないこと、その後Ac −Ac3変態点
間で、低めの方に加熱し、そこから水冷することにより
フェライト面積率を大幅に増加させる。
おいて再結晶圧延のみか、もしくは未再結晶域圧延を行
ってもその累積圧下率を低くすることにより、必要以上
の細粒化をしないこと、その後Ac −Ac3変態点
間で、低めの方に加熱し、そこから水冷することにより
フェライト面積率を大幅に増加させる。
さらに焼もどし温度を低くすることで、第2相の部分を
必要以上に軟化させないことの相乗的効果により、降伏
比の低い鋼材の製造を可能にしたものである。
必要以上に軟化させないことの相乗的効果により、降伏
比の低い鋼材の製造を可能にしたものである。
次に本発明の加熱・圧延・冷却条件について述べろ。
加熱温度は加熱時のオーステナイト粒を必要以上に細粒
にしないように、1050℃を下限とする。
にしないように、1050℃を下限とする。
一方、余り高くしても材質上の効果がなく、逆に省エネ
上不都合になるので1250℃を上限とする。
上不都合になるので1250℃を上限とする。
圧延については900℃を超える圧延と、900℃以下
での圧延に分けられるが、低降伏比鋼板が使用される用
途では、900℃を超える温度での制御圧延による靭性
向上で十分であり、900℃超での圧延完了が望ましい
ので下限は950℃とする。
での圧延に分けられるが、低降伏比鋼板が使用される用
途では、900℃を超える温度での制御圧延による靭性
向上で十分であり、900℃超での圧延完了が望ましい
ので下限は950℃とする。
一方加熱温度が1050℃〜1250℃の温度範囲であ
るため、圧延中の温度降下を考えると、圧延終了温度は
1050℃以下となるので上限は1050℃とする。
るため、圧延中の温度降下を考えると、圧延終了温度は
1050℃以下となるので上限は1050℃とする。
また、900℃以下で圧延を終了する場合は、900℃
以下の制御圧延での累積圧下を30%以上にすると、必
要以上のフェライトの細粒化と、第2相の炭化物の微細
化により高降伏比となる。
以下の制御圧延での累積圧下を30%以上にすると、必
要以上のフェライトの細粒化と、第2相の炭化物の微細
化により高降伏比となる。
そこで900℃〜A r a間で圧延終了する場合、9
00℃〜A r a間の累積圧下率は仕上板厚に対して
30%未満とする。一方下限は圧延の効果を充分内部に
及ばせるため5%以上必要である。
00℃〜A r a間の累積圧下率は仕上板厚に対して
30%未満とする。一方下限は圧延の効果を充分内部に
及ばせるため5%以上必要である。
次に圧延後の加速冷却の冷却停止温度を250℃以下と
したのは、250℃を超える高温域で冷却停止し、その
後位もどし熱処理すると、強度が若干低下すると同時に
低温靭性が劣化するからである。
したのは、250℃を超える高温域で冷却停止し、その
後位もどし熱処理すると、強度が若干低下すると同時に
低温靭性が劣化するからである。
ここに加速冷却は、鋼板が均一に冷却されるよう水量密
度を0.3rr?/d・min以上とすることが好まし
い。
度を0.3rr?/d・min以上とすることが好まし
い。
次に再加熱温度をAc +20℃以上A c t +
80℃以下にしたのは、この温度範囲に加熱すること
によりフェライト面積率が大幅に向上するためである。
80℃以下にしたのは、この温度範囲に加熱すること
によりフェライト面積率が大幅に向上するためである。
すなわちAc、直上ではまだ充分変態が進まず、第2相
の炭化物の部分の硬化が不充分であるのに対し、A c
1+ 20℃以上になると変態も充分進み、第2相の
部分の硬化も充分となる。
の炭化物の部分の硬化が不充分であるのに対し、A c
1+ 20℃以上になると変態も充分進み、第2相の
部分の硬化も充分となる。
フェライト面積率はこのA c l+20℃より加熱温
度が高くなるに従い低下していく。モしてA c 1+
80℃以下になると、本発明の目的とする低降伏比を
得るためのフェライト面積率が得られなくなるためこれ
を上限としている。
度が高くなるに従い低下していく。モしてA c 1+
80℃以下になると、本発明の目的とする低降伏比を
得るためのフェライト面積率が得られなくなるためこれ
を上限としている。
このように再加熱温度をA c 1+ 20℃〜Ac
+80℃とAc −Ac3の温度範囲のまん中より
低温側を中心に限定しているのは、AClに近い側の加
熱により、加熱時のフェライト・オーステナイトの面積
比でフェライト部分が大きくなり、この状態を次に規定
する急冷により凍結することで、フェライト面積率を大
きくし低降伏比をねらっている。
+80℃とAc −Ac3の温度範囲のまん中より
低温側を中心に限定しているのは、AClに近い側の加
熱により、加熱時のフェライト・オーステナイトの面積
比でフェライト部分が大きくなり、この状態を次に規定
する急冷により凍結することで、フェライト面積率を大
きくし低降伏比をねらっている。
Ac +20℃〜A c 1+ 80℃再加熱後の水
冷は、再加熱時にオーステナイト化したCが濃化した部
分を焼入れ組織にすることで充分硬化させ、引張り強さ
を高め低降伏比を得るためである。水冷条件としては急
冷し焼入れ組織が容易に得られる浸漬あるいはローラー
クエンチによる水冷でよい。
冷は、再加熱時にオーステナイト化したCが濃化した部
分を焼入れ組織にすることで充分硬化させ、引張り強さ
を高め低降伏比を得るためである。水冷条件としては急
冷し焼入れ組織が容易に得られる浸漬あるいはローラー
クエンチによる水冷でよい。
さらに焼もどし温度については、フェライトと第2相の
炭化物の2相混合組織について、その前の水冷で充分硬
化した第2相部分をあまり高温で焼もどしすると軟化し
すぎ、これが引張り強さの低下ひいては降伏比を上げる
ため、上限を600℃とする。しかし焼もどし温度が低
くて、200℃未満になるとほとんど焼もどしの効果が
なくなり、靭性が低下するため焼もどし温度の下限は2
00℃とする。
炭化物の2相混合組織について、その前の水冷で充分硬
化した第2相部分をあまり高温で焼もどしすると軟化し
すぎ、これが引張り強さの低下ひいては降伏比を上げる
ため、上限を600℃とする。しかし焼もどし温度が低
くて、200℃未満になるとほとんど焼もどしの効果が
なくなり、靭性が低下するため焼もどし温度の下限は2
00℃とする。
本発明法は低炭素鋼またはこれに特殊元素を添加した低
炭素低合金鋼に適用して好結果を得ることができる。好
ましい成分組成としてはC:0.30%以下、S I
: 0.05〜0.60%、Mn : 0.5〜2
.5%、Aρ: 0.01〜0.10%を基本成分とす
る低炭素鋼、または前記基本成分の他に強度鋼の要求特
性によって、Cu : 2.0%以下、N1 :
9.5%以下、Cr : 5.5%以下、Mo :
2.0%以下、Nb:0.15%以下、V:0.3
%以下、Ti1.1596以下、B : 0.0003
〜0.0030%、Ca : 0.006%以下の1
種または2種以上添加しても良い。
炭素低合金鋼に適用して好結果を得ることができる。好
ましい成分組成としてはC:0.30%以下、S I
: 0.05〜0.60%、Mn : 0.5〜2
.5%、Aρ: 0.01〜0.10%を基本成分とす
る低炭素鋼、または前記基本成分の他に強度鋼の要求特
性によって、Cu : 2.0%以下、N1 :
9.5%以下、Cr : 5.5%以下、Mo :
2.0%以下、Nb:0.15%以下、V:0.3
%以下、Ti1.1596以下、B : 0.0003
〜0.0030%、Ca : 0.006%以下の1
種または2種以上添加しても良い。
Cuは強度上昇、耐食性向上に有用で添加されるが、2
.0%を超えて添加しても強度の上昇代がほとんどなく
なるので、含有量の上限は2.0%とする。
.0%を超えて添加しても強度の上昇代がほとんどなく
なるので、含有量の上限は2.0%とする。
Nlは低温靭性の改善に有用で添加されるが、高価な元
素であるため含有量は9.5%を上限とする。
素であるため含有量は9.5%を上限とする。
C「は強度上昇に有用で添加されるが、多くなると低温
靭性、溶接性を阻害するため含有量は5.5%を上限と
する。
靭性、溶接性を阻害するため含有量は5.5%を上限と
する。
Moは強度上昇に有用であるが、多くなると溶接性を阻
害するため含有量は2.0%を上限とする。
害するため含有量は2.0%を上限とする。
NbはTIと同様オーステナイト粒の細粒化に有用で添
加されるが、多くなると溶接性を阻害するので含有量の
上限は0.15%とする。
加されるが、多くなると溶接性を阻害するので含有量の
上限は0.15%とする。
■は析出硬化に有用であるが、多くなると溶接性を阻害
するため含有量は0.3%を上限とする。
するため含有量は0.3%を上限とする。
TIはオーステナイト粒の細粒化に有用で添加されるが
、多くなると溶接性を阻害するため含有量は0.15%
を上限とする。
、多くなると溶接性を阻害するため含有量は0.15%
を上限とする。
Bは微量の添加によって、鋼の焼入れ性を著しく高める
効果を有する。かかる効果を有効に得るためには、少な
くともo、ooos%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、B化合物を生成して、靭性
を劣化させるので、上限は0.0030%とする。
効果を有する。かかる効果を有効に得るためには、少な
くともo、ooos%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、B化合物を生成して、靭性
を劣化させるので、上限は0.0030%とする。
Caは硫化物系介在物の形態制御に有用で添加されるが
、多くなると鋼中介在物を形成し鋼の性質を悪化させる
ため、含有量はo、ooe%を上限とする。
、多くなると鋼中介在物を形成し鋼の性質を悪化させる
ため、含有量はo、ooe%を上限とする。
[実 施 例コ
第1表に供試材の化学成分を示し、第2表に加熱、圧延
、冷却、熱処理条件と得られた鋼板の機械的性質を示す
。
、冷却、熱処理条件と得られた鋼板の機械的性質を示す
。
鋼A、 G、 H,I、 J、 K、 L、 M、 N
、 0゜Pは50kg/−級、鋼B、 C,D、 E、
F、 Q。
、 0゜Pは50kg/−級、鋼B、 C,D、 E、
F、 Q。
R,S、T、Uは80kg/−級、■は80kg/−級
の強度をねらった成分系で、第2表に示す如く鋼板Nα
Al、A9.Bl、CI、DI、El、Fl。
の強度をねらった成分系で、第2表に示す如く鋼板Nα
Al、A9.Bl、CI、DI、El、Fl。
Gl、Hl、11.Jl、Kl、Ll、Ml。
Nl、01.Pl、Ql、R1,Sl、TI。
Ul、Vlは本発明実施例であり、それぞれ50kg/
mdi、 80kg/ml 80kg/a+4級鋼とし
て充分な強度と良好な低温靭性を備え、本発明のねらい
とする低降伏比(降伏比70%以下)を達成している。
mdi、 80kg/ml 80kg/a+4級鋼とし
て充分な強度と良好な低温靭性を備え、本発明のねらい
とする低降伏比(降伏比70%以下)を達成している。
これに対し鋼板NCLA2は加熱温度が低すぎるため降
伏比が高くなっている。A3は900℃〜A r s間
累積圧下率が高すぎるため降伏比が高くなっている。A
4は冷却停止温度が高すぎるため低温靭性が低下してい
る。A5は再加熱温度が低すぎるため、A6は再加熱温
度が高すぎるため降伏比が高くなっている゛。A7は焼
もどし温度が高すぎるため降伏比が高くなっている。A
8は焼もどしを行っていないため低温靭性が低下してい
る。
伏比が高くなっている。A3は900℃〜A r s間
累積圧下率が高すぎるため降伏比が高くなっている。A
4は冷却停止温度が高すぎるため低温靭性が低下してい
る。A5は再加熱温度が低すぎるため、A6は再加熱温
度が高すぎるため降伏比が高くなっている゛。A7は焼
もどし温度が高すぎるため降伏比が高くなっている。A
8は焼もどしを行っていないため低温靭性が低下してい
る。
B2は再加熱温度が高すぎるため、B3は焼もどし温度
が高すぎるため降伏比が高くなっている。
が高すぎるため降伏比が高くなっている。
[発明の効果]
以上詳細に説明した゛通り、本発明は特別に高価な合金
元素を使用することなく、50kg/−以上の高強度を
有し、曲げ加工性の良い低降伏比厚鋼板を安価に製造可
能としたもので、産業上その効果は大である。
元素を使用することなく、50kg/−以上の高強度を
有し、曲げ加工性の良い低降伏比厚鋼板を安価に製造可
能としたもので、産業上その効果は大である。
第1図はフェライト面積率とY、R(降伏比%)の関係
を示すグラフである。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫2θ 4
0 6θ δθ フエラAト面積率(%) 手続補正書(自発) 昭和63年10月25日
を示すグラフである。 代 理 人 弁理士 茶野木 立 夫2θ 4
0 6θ δθ フエラAト面積率(%) 手続補正書(自発) 昭和63年10月25日
Claims (3)
- (1)低炭素鋼または低炭素低合金鋼スラブを1050
〜1250℃に加熱し、熱間圧延後250℃以下まで急
冷し、次いで、Ac_1+20℃〜Ac_1+80℃に
再加熱し、ひきつづき水冷した後200〜600℃の温
度範囲で焼もどしすることを特徴とする降伏比の低い鋼
材の製造方法。 - (2)熱間圧延を1050℃以下900℃超の温度で終
了することを特徴とする特許請求の範囲第1項記載の降
伏比の低い鋼材の製造方法。 - (3)熱間圧延を900℃〜Ar_3間で終了し、この
温度範囲で仕上板厚に対し5%以上30%未満の累積圧
下率の圧下を施すことを特徴とする特許請求の範囲第1
項記載の降伏比の低い鋼材の製造方法。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31230487A JPH01156421A (ja) | 1987-12-11 | 1987-12-11 | 降伏比の低い鋼材の製造方法 |
EP88120633A EP0320003B1 (en) | 1987-12-11 | 1988-12-09 | Method of producing steel having a low yield ratio |
US07/282,043 US4938266A (en) | 1987-12-11 | 1988-12-09 | Method of producing steel having a low yield ratio |
DE8888120633T DE3874100T2 (de) | 1987-12-11 | 1988-12-09 | Verfahren zur herstellung von stahl mit niedrigem verhaeltnis der elastizitaetsgrenze zur bruchfestigkeit. |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31230487A JPH01156421A (ja) | 1987-12-11 | 1987-12-11 | 降伏比の低い鋼材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01156421A true JPH01156421A (ja) | 1989-06-20 |
JPH0581644B2 JPH0581644B2 (ja) | 1993-11-15 |
Family
ID=18027639
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP31230487A Granted JPH01156421A (ja) | 1987-12-11 | 1987-12-11 | 降伏比の低い鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH01156421A (ja) |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5550090A (en) * | 1978-10-07 | 1980-04-11 | Kloeckner Humboldt Deutz Ag | Apparatus for vaporizing carbon by molten metal bath |
JPS5597425A (en) * | 1979-01-19 | 1980-07-24 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Preparation of high-tensile steel with low yield ratio, low carbon and low alloy |
JPS55115921A (en) * | 1979-02-28 | 1980-09-06 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile steel plate of low yield ratio |
JPS59211528A (ja) * | 1983-05-17 | 1984-11-30 | Nippon Steel Corp | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
JPS62214124A (ja) * | 1986-03-14 | 1987-09-19 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
-
1987
- 1987-12-11 JP JP31230487A patent/JPH01156421A/ja active Granted
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5550090A (en) * | 1978-10-07 | 1980-04-11 | Kloeckner Humboldt Deutz Ag | Apparatus for vaporizing carbon by molten metal bath |
JPS5597425A (en) * | 1979-01-19 | 1980-07-24 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Preparation of high-tensile steel with low yield ratio, low carbon and low alloy |
JPS55115921A (en) * | 1979-02-28 | 1980-09-06 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile steel plate of low yield ratio |
JPS59211528A (ja) * | 1983-05-17 | 1984-11-30 | Nippon Steel Corp | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
JPS62214124A (ja) * | 1986-03-14 | 1987-09-19 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0581644B2 (ja) | 1993-11-15 |
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