JPH05125438A - 低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低降伏比高張力鋼の製造方法Info
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- JPH05125438A JPH05125438A JP29018891A JP29018891A JPH05125438A JP H05125438 A JPH05125438 A JP H05125438A JP 29018891 A JP29018891 A JP 29018891A JP 29018891 A JP29018891 A JP 29018891A JP H05125438 A JPH05125438 A JP H05125438A
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- steel
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は低降伏比高張力鋼を圧延ままで製造
する方法を提供する。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００６％以下、必要に
応じてＮｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂ，
Ｃａの一種または二種を含有させ残部Ｆｅおよび不可逆
的不純物からなる鋼片を１０００〜１２５０℃の温度範
囲に加熱し、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上か
つ仕上温度が８３０℃以上となるように圧延を行ない、
引続きＡｒ3 以上の温度から５５０〜７００℃の温度範
囲まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、その後空冷を
行なう。
する方法を提供する。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．２％、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００６％以下、必要に
応じてＮｉ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂ，
Ｃａの一種または二種を含有させ残部Ｆｅおよび不可逆
的不純物からなる鋼片を１０００〜１２５０℃の温度範
囲に加熱し、９００℃以下の累積圧下量が３０％以上か
つ仕上温度が８３０℃以上となるように圧延を行ない、
引続きＡｒ3 以上の温度から５５０〜７００℃の温度範
囲まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、その後空冷を
行なう。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主に梁や柱に使用され
る建築構造物用鋼材としての低降伏比高張力鋼の製造方
法に関するものである。
る建築構造物用鋼材としての低降伏比高張力鋼の製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、建築構造物の大型化に伴ない、経
済性、安全性の面から高張力鋼の需要は着実な増加を示
している。建築構造物に使用される鋼材は主に梁や柱で
ある。このため高強度化が要求され、また柱に使用され
るものは高強度化とともに厚肉化が要求されている。さ
らには耐震設計を行なうために塑性変形能力の優れた低
降伏比鋼（例えば降伏比７５％以下）が要求されてい
る。
済性、安全性の面から高張力鋼の需要は着実な増加を示
している。建築構造物に使用される鋼材は主に梁や柱で
ある。このため高強度化が要求され、また柱に使用され
るものは高強度化とともに厚肉化が要求されている。さ
らには耐震設計を行なうために塑性変形能力の優れた低
降伏比鋼（例えば降伏比７５％以下）が要求されてい
る。
【０００３】従来、低降伏比高張力鋼を得るためには、
フェライトのような軟質相とパーライトやベイナイトの
ような硬質相の混合組織にすることが知られている。こ
の理由は軟質相によって降伏強度を支配させ、硬質相に
よって引張強度を確保することにより低降伏比を達成す
るためである。
フェライトのような軟質相とパーライトやベイナイトの
ような硬質相の混合組織にすることが知られている。こ
の理由は軟質相によって降伏強度を支配させ、硬質相に
よって引張強度を確保することにより低降伏比を達成す
るためである。
【０００４】従来の技術では、低降伏比高張力鋼は制御
圧延、制御冷却、焼戻し処理を組み合わせて製造されて
おり、圧延後、Ａｒ3 以下の特定温度域まで空冷待ちす
ることにより、適正量の初析フェライトを析出させ、そ
の後の制御冷却において、残りのオーステナイトをパー
ライトあるいはベイナイトに変態させて混合組織を得て
いる。
圧延、制御冷却、焼戻し処理を組み合わせて製造されて
おり、圧延後、Ａｒ3 以下の特定温度域まで空冷待ちす
ることにより、適正量の初析フェライトを析出させ、そ
の後の制御冷却において、残りのオーステナイトをパー
ライトあるいはベイナイトに変態させて混合組織を得て
いる。
【０００５】さらに、制御冷却後の板内温度偏差に起因
する残留応力を緩和するために焼戻し処理を行なってい
る。この理由は残留応力による条切り後の形状不良を改
善するためである。例えば、特開昭６２−１２２１９４
号公報によれば、水冷開始温度をＡｒ3 −２０℃〜Ａｒ
3 −１００℃、水冷停止温度を３００℃以下とし、その
後Ａｃ1 以下の温度で焼戻し処理を行なう低降伏比高張
力鋼の製造方法が開示されている。
する残留応力を緩和するために焼戻し処理を行なってい
る。この理由は残留応力による条切り後の形状不良を改
善するためである。例えば、特開昭６２−１２２１９４
号公報によれば、水冷開始温度をＡｒ3 −２０℃〜Ａｒ
3 −１００℃、水冷停止温度を３００℃以下とし、その
後Ａｃ1 以下の温度で焼戻し処理を行なう低降伏比高張
力鋼の製造方法が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、従来の
方法によって鋼を製造する場合、圧延後、Ａｒ3 以下の
冷却開始温度までの空冷待ち工程が必要であり、生産性
を低下させる。また、空冷待ち工程中に起こるスラブ四
周の過冷却により板内材質変動および残留応力が発生す
る。さらに、空冷待ち工程中に形成される表面スケール
により、制御冷却後の板内温度偏差が助長され、板内材
質変動および残留応力が発生する。これらの板内材質変
動は組織を不均一なものとして材質を低下させ、一方、
残留応力は条切り後の形状不良をまねく。焼戻し処理
は、生産性の低下と同時に製造コストの上昇をまねく。
方法によって鋼を製造する場合、圧延後、Ａｒ3 以下の
冷却開始温度までの空冷待ち工程が必要であり、生産性
を低下させる。また、空冷待ち工程中に起こるスラブ四
周の過冷却により板内材質変動および残留応力が発生す
る。さらに、空冷待ち工程中に形成される表面スケール
により、制御冷却後の板内温度偏差が助長され、板内材
質変動および残留応力が発生する。これらの板内材質変
動は組織を不均一なものとして材質を低下させ、一方、
残留応力は条切り後の形状不良をまねく。焼戻し処理
は、生産性の低下と同時に製造コストの上昇をまねく。
【０００７】本発明は上記のような問題点を解決するた
めになされたもので、高強度（引張強度５０kgｆ／m
m2 ）でかつ降伏比が低く（７５％以下）、建築構造物
に適した低降伏比高張力鋼を圧延ままで得ることを目的
とする。
めになされたもので、高強度（引張強度５０kgｆ／m
m2 ）でかつ降伏比が低く（７５％以下）、建築構造物
に適した低降伏比高張力鋼を圧延ままで得ることを目的
とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、圧延後特定の
温度まで空冷待ちすることなく、オーステナイト単相域
から制御冷却を開始し、冷却速度と冷却停止温度を制御
することで制御冷却中のフェライトの生成を極力抑制
し、その後の空冷過程での変態によってフェライト、パ
ーライト、ベイナイト混合組織とし、圧延ままで低降伏
比高張力鋼を製造する方法である。
温度まで空冷待ちすることなく、オーステナイト単相域
から制御冷却を開始し、冷却速度と冷却停止温度を制御
することで制御冷却中のフェライトの生成を極力抑制
し、その後の空冷過程での変態によってフェライト、パ
ーライト、ベイナイト混合組織とし、圧延ままで低降伏
比高張力鋼を製造する方法である。
【０００９】すなわち、本発明は、Ｃ０．０１〜０．２
０％、Ｓｉ０．６％以下、Ｍｎ０．５〜２．２％、Ａｌ
０．００１〜０．１％、Ｎ０．００６％以下、残部Ｆｅ
および不可逆的不純物からなる鋼片を１０００〜１２５
０℃の温度範囲に加熱し、９００℃以下の累積圧下量が
３０％以上かつ仕上温度が８３０℃以上となるように圧
延を行ない、引続きＡｒ3 以上の温度から５５０〜７０
０℃の温度範囲まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、
その後空冷を行なうこと、および、Ｃ０．０１〜０．２
０％、Ｓｉ０．６％以下、Ｍｎ０．５〜２．２％、Ａｌ
０．００１〜０．１％、Ｎ０．００６％以下に加えて、
Ｎｉ１．０％以下、Ｍｏ１．０％以下、Ｃｕ１．０％以
下、Ｃｒ１．０％以下、Ｖ０．１％以下、Ｍｂ０．１％
以下、Ｔｉ０．１％以下、Ｂ０．００３％以下、Ｃａ
０．００３％以下、の一種または二種以上を含有させ残
部Ｆｅおよび不可逆的不純物からなる鋼片を、１０００
〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、９００℃以下の累積
圧下量が３０％以上かつ仕上温度が８３０℃以上となる
ように圧延を行ない、引続きＡｒ3 以上の温度から５５
０〜７００℃の温度範囲まで５℃／秒以上の冷却速度で
冷却し、その後空冷を行なうこととする。
０％、Ｓｉ０．６％以下、Ｍｎ０．５〜２．２％、Ａｌ
０．００１〜０．１％、Ｎ０．００６％以下、残部Ｆｅ
および不可逆的不純物からなる鋼片を１０００〜１２５
０℃の温度範囲に加熱し、９００℃以下の累積圧下量が
３０％以上かつ仕上温度が８３０℃以上となるように圧
延を行ない、引続きＡｒ3 以上の温度から５５０〜７０
０℃の温度範囲まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却し、
その後空冷を行なうこと、および、Ｃ０．０１〜０．２
０％、Ｓｉ０．６％以下、Ｍｎ０．５〜２．２％、Ａｌ
０．００１〜０．１％、Ｎ０．００６％以下に加えて、
Ｎｉ１．０％以下、Ｍｏ１．０％以下、Ｃｕ１．０％以
下、Ｃｒ１．０％以下、Ｖ０．１％以下、Ｍｂ０．１％
以下、Ｔｉ０．１％以下、Ｂ０．００３％以下、Ｃａ
０．００３％以下、の一種または二種以上を含有させ残
部Ｆｅおよび不可逆的不純物からなる鋼片を、１０００
〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、９００℃以下の累積
圧下量が３０％以上かつ仕上温度が８３０℃以上となる
ように圧延を行ない、引続きＡｒ3 以上の温度から５５
０〜７００℃の温度範囲まで５℃／秒以上の冷却速度で
冷却し、その後空冷を行なうこととする。
【００１０】
【作用】以下、成分範囲の限定理由について説明する。
Ｃは母材の強度を確保するために必要な元素であるが、
多量に含有させると靭性あるいは溶接性を損なうために
適量の添加が必要である。このような観点からＣは０．
０１〜０．２％とした。
Ｃは母材の強度を確保するために必要な元素であるが、
多量に含有させると靭性あるいは溶接性を損なうために
適量の添加が必要である。このような観点からＣは０．
０１〜０．２％とした。
【００１１】Ｓｉは脱酸上、鋼に必然的に含まれる元素
であるが、ＨＡＺ靭性および溶接性上好ましくないた
め、上限を０．６％とした。
であるが、ＨＡＺ靭性および溶接性上好ましくないた
め、上限を０．６％とした。
【００１２】Ｍｎは強度、靭性を同時に向上させる極め
て重要な元素であり、０．５％以上は必要であるが、多
量に添加すると溶接性、母材およびＨＡＺの靭性上好ま
しくないため、上限を２．２％とした。
て重要な元素であり、０．５％以上は必要であるが、多
量に添加すると溶接性、母材およびＨＡＺの靭性上好ま
しくないため、上限を２．２％とした。
【００１３】Ａｌは脱酸上、鋼に必然的に含まれる元素
であるが、０．００１％未満では脱酸が不十分で母材靭
性が劣化するため、下限を０．００１％とした。一方、
０．１％を超えると鋼の洗浄度およびＨＡＺ靭性上好ま
しくないため、上限を０．１％とした。
であるが、０．００１％未満では脱酸が不十分で母材靭
性が劣化するため、下限を０．００１％とした。一方、
０．１％を超えると鋼の洗浄度およびＨＡＺ靭性上好ま
しくないため、上限を０．１％とした。
【００１４】Ｎは溶鋼中に不可逆的に混入する元素であ
り、鋼の靭性上好ましくないため、上限を０．００６％
とした。
り、鋼の靭性上好ましくないため、上限を０．００６％
とした。
【００１５】次に第２の発明においては、第１の発明の
鋼の成分および製造プロセスにさらにＮｉ１．０％以
下、Ｍｏ１．０％以下、Ｃｕ１．０％以下、Ｃｒ１．０
％以下、Ｖ０．１％以下、Ｎｂ０．１％以下、Ｔｉ０．
１％以下、Ｂ０．００３％以下、Ｃａ０．００３％以下
の一種または二種以上を含有させたものである。
鋼の成分および製造プロセスにさらにＮｉ１．０％以
下、Ｍｏ１．０％以下、Ｃｕ１．０％以下、Ｃｒ１．０
％以下、Ｖ０．１％以下、Ｎｂ０．１％以下、Ｔｉ０．
１％以下、Ｂ０．００３％以下、Ｃａ０．００３％以下
の一種または二種以上を含有させたものである。
【００１６】これらの元素を含有させる主たる目的は、
本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性の向上お
よび製造板厚の拡大を可能にするところにあり、その添
加量は溶接性およびＨＡＺ靭性の面から自ずと制限され
るべき性質のものである。
本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性の向上お
よび製造板厚の拡大を可能にするところにあり、その添
加量は溶接性およびＨＡＺ靭性の面から自ずと制限され
るべき性質のものである。
【００１７】ＮｉはＨＡＺの硬化性および靭性に悪影響
を与えることなく母材の強度、靭性を向上させる元素で
あるが、１．０％を超えるとＨＡＺの硬化性および靭性
上好ましくないため、上限を１．０％とした。
を与えることなく母材の強度、靭性を向上させる元素で
あるが、１．０％を超えるとＨＡＺの硬化性および靭性
上好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００１８】Ｍｏは母材の強度、靭性を同時に向上させ
る元素であるが、１．０％を超えると溶接部靭性および
溶接性上好ましくないため、上限を１．０％とした。
る元素であるが、１．０％を超えると溶接部靭性および
溶接性上好ましくないため、上限を１．０％とした。
【００１９】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を持つととも
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性にも有効な元素である
が、１．０％を超えると圧延中にＣｕ−クラックが発生
し製造が困難になるため、上限を１．０％とした。
に、耐食性、耐水素誘起割れ特性にも有効な元素である
が、１．０％を超えると圧延中にＣｕ−クラックが発生
し製造が困難になるため、上限を１．０％とした。
【００２０】Ｃｒは母材の強度を高め、耐水素誘起割れ
特性等に有効な元素であるが、１．０％を超えるとＨＡ
Ｚの硬化性、靭性および溶接性上好ましくないため、上
限を１．０％とした。
特性等に有効な元素であるが、１．０％を超えるとＨＡ
Ｚの硬化性、靭性および溶接性上好ましくないため、上
限を１．０％とした。
【００２１】Ｖは析出硬化に有効な元素であるが、０．
１％を超えると溶接性上好ましくないため、上限を０．
１％とした。
１％を超えると溶接性上好ましくないため、上限を０．
１％とした。
【００２２】Ｎｂは析出硬化に有効な元素であるが、
０．１％を超えると溶接性上好ましくないため、上限を
０．１％とした。
０．１％を超えると溶接性上好ましくないため、上限を
０．１％とした。
【００２３】Ｔｉはオーステナイト粒の細粒化に有効な
元素であるが、０．１％を超えると溶接性上好ましくな
いため、上限を０．１％とした。
元素であるが、０．１％を超えると溶接性上好ましくな
いため、上限を０．１％とした。
【００２４】Ｂは高強度化に有効な元素であるが、０．
００３％を超えるとＨＡＺ靭性を著しく劣化させるた
め、上限を０．００３％とした。
００３％を超えるとＨＡＺ靭性を著しく劣化させるた
め、上限を０．００３％とした。
【００２５】ＣａはＭｎＳを球状化させることで、シャ
ルピー吸収エネルギー衝撃値を向上させる他、延伸化し
たＭｎＳと拡散性水素とによる内部欠陥の発生を防止す
る。Ｃａの含有量が０．００３％を超えるとＣａ−Ｓま
たはＣａ−Ｏ−Ｓが多量に大型介在物として生成し、鋼
の靭性のみならず清浄度をも害し、さらに溶接性にも悪
影響を及ぼす。このため上限を０．００３％とした。
ルピー吸収エネルギー衝撃値を向上させる他、延伸化し
たＭｎＳと拡散性水素とによる内部欠陥の発生を防止す
る。Ｃａの含有量が０．００３％を超えるとＣａ−Ｓま
たはＣａ−Ｏ−Ｓが多量に大型介在物として生成し、鋼
の靭性のみならず清浄度をも害し、さらに溶接性にも悪
影響を及ぼす。このため上限を０．００３％とした。
【００２６】本発明鋼は不純物としてＳおよびＰを含有
するが、通常Ｓは０．０１％以下、Ｐは０．０１％以下
であり、共に含有量が低いほど母材および溶接部靭性は
向上する（Ｓは０．０１％以下、Ｐは０．０１％以下が
望ましい）。
するが、通常Ｓは０．０１％以下、Ｐは０．０１％以下
であり、共に含有量が低いほど母材および溶接部靭性は
向上する（Ｓは０．０１％以下、Ｐは０．０１％以下が
望ましい）。
【００２７】次に、本発明における加熱圧延冷却条件の
限定理由について詳細に説明する。加熱温度を１０００
〜１２５０℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイ
ト粒を小さく保ち圧延組織の微細化を図るためである。
１２５０℃は加熱時のオーステナイト粒が極端に粗大化
しない上限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオー
ステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化す
るため鋼の靭性が著しく劣化する。
限定理由について詳細に説明する。加熱温度を１０００
〜１２５０℃に限定した理由は、加熱時のオーステナイ
ト粒を小さく保ち圧延組織の微細化を図るためである。
１２５０℃は加熱時のオーステナイト粒が極端に粗大化
しない上限温度であり、加熱温度がこれを超えるとオー
ステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組織も粗大化す
るため鋼の靭性が著しく劣化する。
【００２８】一方、加熱温度が低すぎると、圧延終了温
度が下がりすぎるため十分な材質向上効果が期待できな
い。またＮｂ，Ｖなどの析出硬化元素添加時には、これ
らが十分に固溶せず強度、靭性バランスが劣化する。こ
のために下限を１０００℃とする必要がある。
度が下がりすぎるため十分な材質向上効果が期待できな
い。またＮｂ，Ｖなどの析出硬化元素添加時には、これ
らが十分に固溶せず強度、靭性バランスが劣化する。こ
のために下限を１０００℃とする必要がある。
【００２９】上述のような条件で加熱したスラブを、９
００℃以下の未再結晶域での累積圧下量を３０％以上と
し、仕上温度が８３０℃以上となるように圧延を行な
う。これは未再結晶域での圧延を行なうことによって、
オーステナイト粒の細粒化を図るためである。仕上温度
の下限を８３０℃としたのは、これ以下の温度では圧延
集合組織が形成され、超音波探傷に有害な音響異方性が
生じるためである。
００℃以下の未再結晶域での累積圧下量を３０％以上と
し、仕上温度が８３０℃以上となるように圧延を行な
う。これは未再結晶域での圧延を行なうことによって、
オーステナイト粒の細粒化を図るためである。仕上温度
の下限を８３０℃としたのは、これ以下の温度では圧延
集合組織が形成され、超音波探傷に有害な音響異方性が
生じるためである。
【００３０】圧延後の冷却条件は、圧延後、Ａｒ3 以上
の温度から５℃／秒以上の冷却速度で５５０〜７００℃
の温度範囲まで冷却し、その後空冷する。この理由は、
圧延後の空冷待ち工程を省略して、オーステナイト単相
域から比較的速い冷却速度で冷却することによって、制
御冷却中の初析フェライトの生成を極力抑制し、その後
の空冷過程での変態によって適当な量比のフェライト＝
パーライト＝ベイナイトの最終組織を得るためである。
の温度から５℃／秒以上の冷却速度で５５０〜７００℃
の温度範囲まで冷却し、その後空冷する。この理由は、
圧延後の空冷待ち工程を省略して、オーステナイト単相
域から比較的速い冷却速度で冷却することによって、制
御冷却中の初析フェライトの生成を極力抑制し、その後
の空冷過程での変態によって適当な量比のフェライト＝
パーライト＝ベイナイトの最終組織を得るためである。
【００３１】制御冷却中の初析フェライトの生成を抑制
するために、５℃／秒以上の冷却速度が必要である。制
御冷却中に多量の初析フェライトが生成すると、その後
の空冷過程で生成するフェライトと相まって最終組織が
フェライト主体となり、引張強度が低下する。冷却停止
温度を５５０〜７００℃の温度範囲としたのは、その後
の空冷過程において適当な量比のフェライト＝パーライ
ト＝ベイナイト組織を得ることに加えて、水冷を膜沸騰
域で行なうことでより均一に鋼を冷却するためである。
するために、５℃／秒以上の冷却速度が必要である。制
御冷却中に多量の初析フェライトが生成すると、その後
の空冷過程で生成するフェライトと相まって最終組織が
フェライト主体となり、引張強度が低下する。冷却停止
温度を５５０〜７００℃の温度範囲としたのは、その後
の空冷過程において適当な量比のフェライト＝パーライ
ト＝ベイナイト組織を得ることに加えて、水冷を膜沸騰
域で行なうことでより均一に鋼を冷却するためである。
【００３２】７００℃以上で冷却を停止すると、その後
の空冷過程で多量のフェライトが生成し、最終組織がフ
ェライト主体となるために、引張強度が低下する。一
方、５５０℃以下で冷却を停止すると、その後の空冷過
程で多量のベイナイトが生成し、最終組織がベイナイト
主体となるために、降伏比が高くなる。その上、３００
〜５５０℃での水冷は核沸騰域であり、鋼が不均一に冷
却されるために冷却後の残留応力が大きくなり、条切後
の形状不良をまねく。本発明の効果は、６００〜７００
℃の冷却停止温度において顕著である。
の空冷過程で多量のフェライトが生成し、最終組織がフ
ェライト主体となるために、引張強度が低下する。一
方、５５０℃以下で冷却を停止すると、その後の空冷過
程で多量のベイナイトが生成し、最終組織がベイナイト
主体となるために、降伏比が高くなる。その上、３００
〜５５０℃での水冷は核沸騰域であり、鋼が不均一に冷
却されるために冷却後の残留応力が大きくなり、条切後
の形状不良をまねく。本発明の効果は、６００〜７００
℃の冷却停止温度において顕著である。
【００３３】
【実施例】表１は供試鋼の化学成分を、表２，表３はそ
れぞれ本発明鋼、比較鋼の製造条件および材質特性を示
す。表２および表３のＡｒ3 は明記した計算式により算
出した値であり、Ａｒ3 の目安とする。
れぞれ本発明鋼、比較鋼の製造条件および材質特性を示
す。表２および表３のＡｒ3 は明記した計算式により算
出した値であり、Ａｒ3 の目安とする。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】表２に示すように、本発明鋼はいずれも降
伏比７５％以下を達成しており、かつ所定の強度および
低温靭性を満足し、音響異方性は無く、条切後形状も良
好である。
伏比７５％以下を達成しており、かつ所定の強度および
低温靭性を満足し、音響異方性は無く、条切後形状も良
好である。
【００３９】これに対して比較鋼は表３に示すように、
Ｏは９００℃以下の累積圧下量が低いためにオーステナ
イトが十分細粒化されず、最終組織が粗大化し、低温靭
性が劣化している。Ｐは冷却停止温度が低いためにベイ
ナイト主体の組織となり、降伏比が高くなっている。ま
た、核沸騰域での水冷によって残留応力が導入され、条
切後形状が悪化している。Ｑは冷却速度が低いために制
御冷却中に多量の初析フェライトが生成し、加えてその
後の冷却過程でもフェライトが生成するためにフェライ
ト主体の組織となり、引張強度が低下している。Ｒは加
熱温度が高いためにオーステナイト粒が粗大化し、最終
組織も粗大となり、低温靭性が劣化している。Ｓは加熱
温度が低いために８３０℃以上の圧延では十分な圧下量
が得られず、またＮｂが十分固溶しないために引張強度
が低下し、低温靭性が劣化している。Ｔは冷却停止温度
が高いためにフェライト主体の組織となり、引張強度が
低下している。Ｕは仕上温度が低いために圧延集合組織
が形成され、音響異方性が生じている。Ｖは冷却開始温
度が低いために空冷待ちする必要があり、この間に形成
されたスケールやスラブ四周の過冷却に起因する残留応
力によって、条切後形状が悪化している。
Ｏは９００℃以下の累積圧下量が低いためにオーステナ
イトが十分細粒化されず、最終組織が粗大化し、低温靭
性が劣化している。Ｐは冷却停止温度が低いためにベイ
ナイト主体の組織となり、降伏比が高くなっている。ま
た、核沸騰域での水冷によって残留応力が導入され、条
切後形状が悪化している。Ｑは冷却速度が低いために制
御冷却中に多量の初析フェライトが生成し、加えてその
後の冷却過程でもフェライトが生成するためにフェライ
ト主体の組織となり、引張強度が低下している。Ｒは加
熱温度が高いためにオーステナイト粒が粗大化し、最終
組織も粗大となり、低温靭性が劣化している。Ｓは加熱
温度が低いために８３０℃以上の圧延では十分な圧下量
が得られず、またＮｂが十分固溶しないために引張強度
が低下し、低温靭性が劣化している。Ｔは冷却停止温度
が高いためにフェライト主体の組織となり、引張強度が
低下している。Ｕは仕上温度が低いために圧延集合組織
が形成され、音響異方性が生じている。Ｖは冷却開始温
度が低いために空冷待ちする必要があり、この間に形成
されたスケールやスラブ四周の過冷却に起因する残留応
力によって、条切後形状が悪化している。
【００４０】
【発明の効果】本発明により、圧延ままで建築用低降伏
比高張力鋼の製造が可能となり、生産性の向上および製
造コストの低減が図れる。さらに、本発明によって製造
された鋼は鋼構造物の安全性を確保する。
比高張力鋼の製造が可能となり、生産性の向上および製
造コストの低減が図れる。さらに、本発明によって製造
された鋼は鋼構造物の安全性を確保する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 吉井 健一 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 今井 晴雄 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ ０．６％以下、 Ｍｎ ０．５〜２．２％、 Ａｌ ０．００１〜０．１％、 Ｎ ０．００６％以下、 残部Ｆｅおよび不可逆的不純物からなる鋼片を１０００
〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、９００℃以下の累積
圧下量が３０％以上かつ仕上温度が８３０℃以上となる
ように圧延を行ない、引続きＡｒ3 以上の温度から５５
０〜７００℃の温度範囲まで５℃／秒以上の冷却速度で
冷却し、その後空冷することを特徴とする低降伏比高張
力鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｎｉ １．０％以下、 Ｍｏ １．０％以下、 Ｃｕ １．０％以下、 Ｃｒ １．０％以下、 Ｖ ０．１％以下、 Ｎｂ ０．１％以下、 Ｔｉ ０．１％以下、 Ｂ ０．００３％以下、 Ｃａ ０．００３％以下、 の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求
項１記載の低降伏比高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29018891A JPH05125438A (ja) | 1991-11-06 | 1991-11-06 | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29018891A JPH05125438A (ja) | 1991-11-06 | 1991-11-06 | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05125438A true JPH05125438A (ja) | 1993-05-21 |
Family
ID=17752893
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29018891A Pending JPH05125438A (ja) | 1991-11-06 | 1991-11-06 | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05125438A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0709223A1 (en) | 1994-10-27 | 1996-05-01 | Canon Kabushiki Kaisha | Recording medium, and image forming method and printed material making use of the same |
| US5804320A (en) * | 1994-10-31 | 1998-09-08 | Canon Kabushiki Kaisha | Recording medium |
| US5965252A (en) * | 1995-05-01 | 1999-10-12 | Canon Kabushiki Kaisha | Printing medium |
| US6000794A (en) * | 1994-10-27 | 1999-12-14 | Canon Kabushiki Kaisha | Image forming method |
| FR2850399A1 (fr) * | 2003-01-23 | 2004-07-30 | Koyo Seiko Co | Acier pour utilisation dans un arbre de pignon de haute resistance et procede de fabrication de celui-ci |
| US6773101B2 (en) | 2000-08-23 | 2004-08-10 | Canon Kabushiki Kaisha | Ink-jet recording system and ink-jet recording method |
| JP2006088162A (ja) * | 2004-09-21 | 2006-04-06 | Nippon Steel Corp | 鋼板の線状加熱変形方法 |
| JP2006249469A (ja) * | 2005-03-09 | 2006-09-21 | Jfe Steel Kk | 表面性状に優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
| CN110499466A (zh) * | 2019-09-02 | 2019-11-26 | 河钢股份有限公司 | 屈服强度550MPa级节镍型高强耐候钢及其生产方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6338518A (ja) * | 1986-08-01 | 1988-02-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-11-06 JP JP29018891A patent/JPH05125438A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6338518A (ja) * | 1986-08-01 | 1988-02-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 |
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5679451A (en) * | 1994-10-27 | 1997-10-21 | Canon Kabushiki Kaisha | Recording medium |
| US6000794A (en) * | 1994-10-27 | 1999-12-14 | Canon Kabushiki Kaisha | Image forming method |
| EP0709223A1 (en) | 1994-10-27 | 1996-05-01 | Canon Kabushiki Kaisha | Recording medium, and image forming method and printed material making use of the same |
| US5804320A (en) * | 1994-10-31 | 1998-09-08 | Canon Kabushiki Kaisha | Recording medium |
| US5965252A (en) * | 1995-05-01 | 1999-10-12 | Canon Kabushiki Kaisha | Printing medium |
| US6558740B1 (en) | 1995-05-01 | 2003-05-06 | Canon Kabushiki Kaisha | Printing medium, production process thereof and image-forming process using the medium |
| US6773101B2 (en) | 2000-08-23 | 2004-08-10 | Canon Kabushiki Kaisha | Ink-jet recording system and ink-jet recording method |
| FR2850399A1 (fr) * | 2003-01-23 | 2004-07-30 | Koyo Seiko Co | Acier pour utilisation dans un arbre de pignon de haute resistance et procede de fabrication de celui-ci |
| US7740722B2 (en) | 2003-01-23 | 2010-06-22 | Jtekt Corporation | Steel for use in high strength pinion shaft and manufacturing method thereof |
| JP2006088162A (ja) * | 2004-09-21 | 2006-04-06 | Nippon Steel Corp | 鋼板の線状加熱変形方法 |
| JP4733950B2 (ja) * | 2004-09-21 | 2011-07-27 | 新日本製鐵株式会社 | 鋼板の線状加熱変形方法 |
| JP2006249469A (ja) * | 2005-03-09 | 2006-09-21 | Jfe Steel Kk | 表面性状に優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
| CN110499466A (zh) * | 2019-09-02 | 2019-11-26 | 河钢股份有限公司 | 屈服强度550MPa级节镍型高强耐候钢及其生产方法 |
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