JPH01156422A - 降伏比の低い鋼材の製造法 - Google Patents
降伏比の低い鋼材の製造法Info
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- JPH01156422A JPH01156422A JP31230587A JP31230587A JPH01156422A JP H01156422 A JPH01156422 A JP H01156422A JP 31230587 A JP31230587 A JP 31230587A JP 31230587 A JP31230587 A JP 31230587A JP H01156422 A JPH01156422 A JP H01156422A
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Landscapes
- 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法に関するものである
。
。
[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そいる。
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そいる。
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82−52858号、特願昭82−55428
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82−52858号、特願昭82−55428
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。
しかしその後良好な低温靭性を得ながら、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。
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。
[問題点を解決するための手段]
このため引き続き低温靭性を確保しつつ降伏比を低下さ
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強さを高めること
が重要である。
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
、引張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。
、引張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、950〜
1150℃間の温度範囲に加熱し、熱間圧延において9
00〜A r a間で、30%以上70%以下の累積圧
下を加え、圧延後水冷を開始し250℃以下まで急冷し
、次いでA c 1+ 20 ’C〜A c ■+ 8
0℃まで再加熱し、ひきつづき水冷した後200〜60
0℃間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、950〜
1150℃間の温度範囲に加熱し、熱間圧延において9
00〜A r a間で、30%以上70%以下の累積圧
下を加え、圧延後水冷を開始し250℃以下まで急冷し
、次いでA c 1+ 20 ’C〜A c ■+ 8
0℃まで再加熱し、ひきつづき水冷した後200〜60
0℃間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Ar5(℃)は、Ar5(’C
) =888−369 ・C(vt%)+24.8−8
I(wL%)−68,1・Mn(vt%)−38,1
・Nl(wt!%) −20,7φCu(wt%) −
24,8・Cr(wt%)+29.6−M。
) =888−369 ・C(vt%)+24.8−8
I(wL%)−68,1・Mn(vt%)−38,1
・Nl(wt!%) −20,7φCu(wt%) −
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低めにし、かつ熱間圧延に
おいて再結晶圧延のみでなく未再結晶域圧延も行い、そ
の累積圧下率を高くすることにより細粒化を行い、その
後Ac −Ac3変態点間で低めの加熱を施し、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でなく未再結晶域圧延も行い、そ
の累積圧下率を高くすることにより細粒化を行い、その
後Ac −Ac3変態点間で低めの加熱を施し、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、良好
な低温靭性を得ながら、降伏比の低い鋼板の製造を可能
としたものである。
必要以上に軟化させないことの相乗的効果により、良好
な低温靭性を得ながら、降伏比の低い鋼板の製造を可能
としたものである。
本発明の加熱・圧延・冷却条件について述べる。
加熱温度は加熱時のオーステナイト粒を細粒にするよう
に1150℃を上限とし、オーステナイト域で十分加熱
できる温度として下限を950℃とした。
に1150℃を上限とし、オーステナイト域で十分加熱
できる温度として下限を950℃とした。
熱間圧延については良好な低温靭性を得るため、結晶粒
の微細化をねらい900℃以下の制御圧延での累積圧下
を30%以上にする。上限は圧延の効果が飽和する70
%とする。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トし、その
後位もどし熱処理を行うと、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。加速冷却は鋼板を
均一に冷却するため水量密度を0.3rr?/d・n+
in以上とすることが好ましい。
の微細化をねらい900℃以下の制御圧延での累積圧下
を30%以上にする。上限は圧延の効果が飽和する70
%とする。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トし、その
後位もどし熱処理を行うと、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。加速冷却は鋼板を
均一に冷却するため水量密度を0.3rr?/d・n+
in以上とすることが好ましい。
次に再加熱温度をAc1+20℃以上A c + +
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A c 1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、Ac
、+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。
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A c 1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、Ac
、+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Ac1+20℃より加熱温度が
高くなるに従い低下していく。そしてA C1+ 80
℃以上になると、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。
高くなるに従い低下していく。そしてA C1+ 80
℃以上になると、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℃〜A C
l + 80℃とAC1〜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、A Cl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。
l + 80℃とAC1〜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、A Cl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 + + 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の濃化した
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、焼入れ組織の得られる浸漬法あるいはローラー
クエンチによる水冷でよい。
水冷は、再加熱時にオーステナイト化したCの濃化した
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、焼入れ組織の得られる浸漬法あるいはローラー
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柑混合組織について、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20
0℃とする。
炭化物の2柑混合組織について、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20
0℃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〜o、eo%、Mn:0.5〜2.5%、A
11:0.01〜0.10%を基本成分とする低炭素鋼
または前記基本成分の他に、鋼の要求特性によって、C
u:20%以下、Ni : 9.5%以下、Cr:
5.5%以下、Mo : 2.0%以下、Nb:0
.15%以下、V:0.3%以下、TI:0.15%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〜o、eo%、Mn:0.5〜2.5%、A
11:0.01〜0.10%を基本成分とする低炭素鋼
または前記基本成分の他に、鋼の要求特性によって、C
u:20%以下、Ni : 9.5%以下、Cr:
5.5%以下、Mo : 2.0%以下、Nb:0
.15%以下、V:0.3%以下、TI:0.15%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。
Ni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。
Cr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0.0003%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0.003Q%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0.0003%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0.003Q%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]
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
、 O。
、 O。
Pは50kg/−級、鋼B、 C,D、 E、 F、
Q。
Q。
R,S、 T、 Ui;L60kg/−級、1480k
g71111級の強度をねらった成分系で、第2表に示
す如く鋼板kA1.A9.Bl、C1,DI、El、F
l。
g71111級の強度をねらった成分系で、第2表に示
す如く鋼板kA1.A9.Bl、C1,DI、El、F
l。
Gl、Hl、I 1.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/
ma、 60kg/ it 80kg/−級鋼トして
充分す強度と、良好な低温靭性(vTrs≦−80℃)
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。
ma、 60kg/ it 80kg/−級鋼トして
充分す強度と、良好な低温靭性(vTrs≦−80℃)
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11i2NαA2は加熱温度が高すぎるた
め低温靭性が低下している。A3は900℃〜A r
a間累積圧下率が低すぎるため、A4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。
め低温靭性が低下している。A3は900℃〜A r
a間累積圧下率が低すぎるため、A4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、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。A8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。
高すぎるため、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。A8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。
[発明の効果コ
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。
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。
【図面の簡単な説明】
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 8θ フ□ライト面履季(%) 手糸売+′F’ti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 8θ フ□ライト面履季(%) 手糸売+′F’ti正書(自発) 昭和63年10月25日
Claims (1)
- 低炭素鋼または低炭素低合金鋼スラブを950〜115
0℃間の温度範囲に加熱し、熱間圧延において900〜
Ar_3間で、30%以上70%以下の累積圧下を加え
、圧延後水冷を開始し250℃以下まで急冷し、次いで
Ac_1+20℃〜Ac_1+80℃まで再加熱し、ひ
きつづき水冷した後200〜600℃間の温度範囲で焼
もどしすることを特徴とする降伏比の低い鋼材の製造法
。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP31230587A JPH01156422A (ja) | 1987-12-11 | 1987-12-11 | 降伏比の低い鋼材の製造法 |
DE8888120633T DE3874100T2 (de) | 1987-12-11 | 1988-12-09 | Verfahren zur herstellung von stahl mit niedrigem verhaeltnis der elastizitaetsgrenze zur bruchfestigkeit. |
EP88120633A EP0320003B1 (en) | 1987-12-11 | 1988-12-09 | Method of producing steel having a low yield ratio |
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Citations (5)
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---|---|---|---|---|
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 JP31230587A patent/JPH01156422A/ja active Granted
Patent Citations (5)
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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 |
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JPH0581645B2 (ja) | 1993-11-15 |
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