JPH05320752A - 低降伏比高靱性鋼の製造方法 - Google Patents
低降伏比高靱性鋼の製造方法Info
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- JPH05320752A JPH05320752A JP13092592A JP13092592A JPH05320752A JP H05320752 A JPH05320752 A JP H05320752A JP 13092592 A JP13092592 A JP 13092592A JP 13092592 A JP13092592 A JP 13092592A JP H05320752 A JPH05320752 A JP H05320752A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 溶接性を損なわずに、低降伏であってしかも
高靱性の低降伏比高靱性鋼を製造する。 【構成】 重量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Mo：0.05〜1.
0 ％を有する鋼組成を有する鋼を、850 〜1050℃の温度
域に加熱し、少なくとも未再結晶オーステナイト域で累
積圧下率：30％以上の圧下を行った後に、板厚方向の中
心部における冷却速度：２℃/sec以上で 550℃以下の温
度域まで冷却し、650 ℃以下の温度域で焼戻す。
高靱性の低降伏比高靱性鋼を製造する。 【構成】 重量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Mo：0.05〜1.
0 ％を有する鋼組成を有する鋼を、850 〜1050℃の温度
域に加熱し、少なくとも未再結晶オーステナイト域で累
積圧下率：30％以上の圧下を行った後に、板厚方向の中
心部における冷却速度：２℃/sec以上で 550℃以下の温
度域まで冷却し、650 ℃以下の温度域で焼戻す。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、低降伏比高靱性鋼の製
造方法に関する。
造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、鋼材の降伏比（YR）が鋼製構造物
の破壊に及ぼす影響に関する調査・研究が進み、その結
果、鋼材に対して低降伏比化の要求が高まりつつある。
既に、建築鉄骨用の鋼材については、 JIS規格において
もYR規制 (低降伏比化) を盛り込んだ規格案が検討され
ており、それに先立って実際にはかかるYR規制を満足し
た鋼材が製造・使用されている。このような低降伏比化
は、建築鉄骨用の鋼材のみならず、ラインパイプ用鋼材
やタンク用鋼材等にも波及し始めている。
の破壊に及ぼす影響に関する調査・研究が進み、その結
果、鋼材に対して低降伏比化の要求が高まりつつある。
既に、建築鉄骨用の鋼材については、 JIS規格において
もYR規制 (低降伏比化) を盛り込んだ規格案が検討され
ており、それに先立って実際にはかかるYR規制を満足し
た鋼材が製造・使用されている。このような低降伏比化
は、建築鉄骨用の鋼材のみならず、ラインパイプ用鋼材
やタンク用鋼材等にも波及し始めている。
【０００３】建築鉄骨用の鋼材については、 (オーステ
ナイト＋フェライト) 二相域からのオンラインまたはオ
フライン焼入れを利用して低降伏比鋼を製造する技術が
実用化されている。しかし、低温靱性も要求される鋼材
に対しては適用が困難であった。
ナイト＋フェライト) 二相域からのオンラインまたはオ
フライン焼入れを利用して低降伏比鋼を製造する技術が
実用化されている。しかし、低温靱性も要求される鋼材
に対しては適用が困難であった。
【０００４】特開昭55−115921号公報には、Ｃ：0.01〜
0.15％ (以下、本明細書においては特にことわりがない
限り「％」は「重量％」を意味するものとする) 、Si：
0.05〜1.0 ％、Mn： 0.6〜2.0 ％、Mo：0.05〜0.5 ％、
Ｖ：0.01〜0.15％、Al：0.01〜0.1 ％、残部Feおよび不
可避的不純物からなるMo添加鋼を、900 ℃以下における
累積圧下率が最終製品厚みに対して50％以上となるよう
に圧延し、 Ar3点以上で圧延を終了し、A1変態点以下に
冷却した後、 730〜850 ℃で焼戻すことにより、フェラ
イト相からオーステナイト相へMnやＣ等の濃化を図りオ
ーステナイト相を安定化させ、空冷程度の冷却速度で冷
却して、最終組織を部分的に残留オーステナイトを伴う
マルテンサイトとそれを取り巻く純化されたフェライト
とにし、低降伏比化を図る高張力鋼板の製造方法が提案
されている。
0.15％ (以下、本明細書においては特にことわりがない
限り「％」は「重量％」を意味するものとする) 、Si：
0.05〜1.0 ％、Mn： 0.6〜2.0 ％、Mo：0.05〜0.5 ％、
Ｖ：0.01〜0.15％、Al：0.01〜0.1 ％、残部Feおよび不
可避的不純物からなるMo添加鋼を、900 ℃以下における
累積圧下率が最終製品厚みに対して50％以上となるよう
に圧延し、 Ar3点以上で圧延を終了し、A1変態点以下に
冷却した後、 730〜850 ℃で焼戻すことにより、フェラ
イト相からオーステナイト相へMnやＣ等の濃化を図りオ
ーステナイト相を安定化させ、空冷程度の冷却速度で冷
却して、最終組織を部分的に残留オーステナイトを伴う
マルテンサイトとそれを取り巻く純化されたフェライト
とにし、低降伏比化を図る高張力鋼板の製造方法が提案
されている。
【０００５】特開昭53−146917号公報には、Ｃ：0.02〜
0.18％、Si：0.8 ％以下、Mn：0.8〜2.3 ％、Ｓ：0.010
％以下、Al：0.005 〜0.15％に、Nb、ＶあるいはTiの
１種または２種以上を計 0.005〜0.25％、CrあるいはMo
の１種または２種以上を計0.05〜1.0 ％でかつ 0.5≦(1
/2・Cr％＋Mo％)/C ％≦15を満足し、残部Feおよび不可
避的不純物からなる鋼を1150℃以上に加熱して熱間圧延
を行うことにより、Nb、Ｖ、Tiの析出硬化、およびCr、
Moによる微細炭窒化物生成を利用して、圧延により低降
伏比鋼を製造する方法が提案されている。
0.18％、Si：0.8 ％以下、Mn：0.8〜2.3 ％、Ｓ：0.010
％以下、Al：0.005 〜0.15％に、Nb、ＶあるいはTiの
１種または２種以上を計 0.005〜0.25％、CrあるいはMo
の１種または２種以上を計0.05〜1.0 ％でかつ 0.5≦(1
/2・Cr％＋Mo％)/C ％≦15を満足し、残部Feおよび不可
避的不純物からなる鋼を1150℃以上に加熱して熱間圧延
を行うことにより、Nb、Ｖ、Tiの析出硬化、およびCr、
Moによる微細炭窒化物生成を利用して、圧延により低降
伏比鋼を製造する方法が提案されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開昭
55−115921号公報により提案された方法は、圧延段階で
はMo、Ｖを微細かつ均一に分散析出させ、さらにAr1 点
以下へ冷却するとともに730〜850 ℃の高温焼戻しを行
うことにより、微細かつ安定なオーステナイト相と、そ
れを取り巻く靱性の優れたフェライト相とからなる混合
組織を得るものであるため、所定の強度の確保のために
添加元素量を多くする必要があり、溶接性が劣化し易
く、また圧延組織を一部崩壊させるため低温靱性を確保
し難いという問題がある。
55−115921号公報により提案された方法は、圧延段階で
はMo、Ｖを微細かつ均一に分散析出させ、さらにAr1 点
以下へ冷却するとともに730〜850 ℃の高温焼戻しを行
うことにより、微細かつ安定なオーステナイト相と、そ
れを取り巻く靱性の優れたフェライト相とからなる混合
組織を得るものであるため、所定の強度の確保のために
添加元素量を多くする必要があり、溶接性が劣化し易
く、また圧延組織を一部崩壊させるため低温靱性を確保
し難いという問題がある。
【０００７】また、特開昭53−146917号公報により提案
された方法は、圧延開始前の加熱温度や圧延後の冷却条
件等に関して何ら言及していないため、これらの条件に
よっては必ずしも高靱性鋼を得られないという問題があ
る。ここに、本発明の目的は、溶接性を損なわずに、低
降伏比であってしかも高靱性の低降伏比高靱性鋼の製造
方法を提供することにあり、具体的には、降伏比：80％
以下、シャルピー衝撃試験の遷移温度：−80℃以下であ
って、引張強度：50kgf/mm2 以上の低降伏比高靱性鋼を
製造することにある。
された方法は、圧延開始前の加熱温度や圧延後の冷却条
件等に関して何ら言及していないため、これらの条件に
よっては必ずしも高靱性鋼を得られないという問題があ
る。ここに、本発明の目的は、溶接性を損なわずに、低
降伏比であってしかも高靱性の低降伏比高靱性鋼の製造
方法を提供することにあり、具体的には、降伏比：80％
以下、シャルピー衝撃試験の遷移温度：−80℃以下であ
って、引張強度：50kgf/mm2 以上の低降伏比高靱性鋼を
製造することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者は、上記課題を
解決するため種々検討を重ね、低炭素当量鋼を用いて加
熱→圧延→冷却の全てのプロセスを適宜コントロールす
ることにより、所望の低降伏比高靱性鋼を製造できるこ
とを知見して、本発明を完成した。
解決するため種々検討を重ね、低炭素当量鋼を用いて加
熱→圧延→冷却の全てのプロセスを適宜コントロールす
ることにより、所望の低降伏比高靱性鋼を製造できるこ
とを知見して、本発明を完成した。
【０００９】ここに、本発明の要旨とするところは、
Ｃ：0.01〜0.20％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.6 〜2.0
％、Mo：0.05〜1.0 ％、sol.Al：0.1 ％以下、必要に応
じて、Nb： 0.005〜0.1 ％、Ｖ： 0.005〜0.1 ％およ
びTi： 0.005〜0.1 ％からなる群から選ばれた１種以
上、Cu： 0.1〜1.0 ％、Ni： 0.1〜1.0 ％およびCr：
0.1〜1.0 ％からなる群から選ばれた１種以上、および
Ｂ：0.0005〜0.0030％からなる群から選ばれた１種ま
たは２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼
組成を有する鋼を、必要に応じて、1250℃以下の温度域
に第１回目の加熱を行ってから圧下を行い、累積圧下
率：30％以上を確保できる板厚のときに圧下を中断して
Ar1点以下の温度域に冷却し、850〜1050℃の温度域に
第２回目の加熱を行ってから、少なくとも未再結晶オー
ステナイト域で累積圧下率：30％以上の圧下を行った後
に、板厚方向の中心部における冷却速度：２℃/sec以上
で 550℃以下の温度域まで冷却し、必要に応じて、 650
℃以下の温度域で焼戻すことを特徴とする低降伏比高靱
性鋼の製造方法である。
Ｃ：0.01〜0.20％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.6 〜2.0
％、Mo：0.05〜1.0 ％、sol.Al：0.1 ％以下、必要に応
じて、Nb： 0.005〜0.1 ％、Ｖ： 0.005〜0.1 ％およ
びTi： 0.005〜0.1 ％からなる群から選ばれた１種以
上、Cu： 0.1〜1.0 ％、Ni： 0.1〜1.0 ％およびCr：
0.1〜1.0 ％からなる群から選ばれた１種以上、および
Ｂ：0.0005〜0.0030％からなる群から選ばれた１種ま
たは２種以上、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼
組成を有する鋼を、必要に応じて、1250℃以下の温度域
に第１回目の加熱を行ってから圧下を行い、累積圧下
率：30％以上を確保できる板厚のときに圧下を中断して
Ar1点以下の温度域に冷却し、850〜1050℃の温度域に
第２回目の加熱を行ってから、少なくとも未再結晶オー
ステナイト域で累積圧下率：30％以上の圧下を行った後
に、板厚方向の中心部における冷却速度：２℃/sec以上
で 550℃以下の温度域まで冷却し、必要に応じて、 650
℃以下の温度域で焼戻すことを特徴とする低降伏比高靱
性鋼の製造方法である。
【００１０】
【作用】以下、本発明を作用効果とともに詳述する。ま
ず、本発明において用いる鋼の組成を上記のように限定
する理由を説明する。
ず、本発明において用いる鋼の組成を上記のように限定
する理由を説明する。
【００１１】Ｃ：0.01〜0.20％ Ｃは、鋼を強化するため0.01％以上添加する。しかし、
Ｃ含有量が0.20％超であると溶接性・靱性が劣化する。
そこで、本発明では、Ｃ含有量は0.01％以上0.20％以下
と限定する。
Ｃ含有量が0.20％超であると溶接性・靱性が劣化する。
そこで、本発明では、Ｃ含有量は0.01％以上0.20％以下
と限定する。
【００１２】Si：1.0 ％以下 Siは、鋼の強化および脱酸のために添加される。しか
し、Si含有量が1.0 ％超であると溶接性・靱性が劣化す
る。そこで、本発明では、Si含有量は1.0 ％以下と限定
する。
し、Si含有量が1.0 ％超であると溶接性・靱性が劣化す
る。そこで、本発明では、Si含有量は1.0 ％以下と限定
する。
【００１３】Mn：0.6 〜2.0 ％ Mnは、鋼の強化とともに靱性向上を目的に0.6 ％以上添
加される。しかし、Mn含有量が2.0 ％超であると溶接性
・靱性が劣化する。そこで、本発明では、Mn含有量は
0.6％以上2.0 ％以下と限定する。
加される。しかし、Mn含有量が2.0 ％超であると溶接性
・靱性が劣化する。そこで、本発明では、Mn含有量は
0.6％以上2.0 ％以下と限定する。
【００１４】Mo：0.05〜1.0 ％ Moは、鋼の強化とともに焼入れ性の向上を目的に添加さ
れる重要な元素である。Mo含有量が0.05％未満であると
強度が不足し、一方1.0 ％超であると焼入れ性の過大に
より靱性が劣化する。そこで、本発明では、Mo含有量は
0.05％以上1.0％以下と限定する。
れる重要な元素である。Mo含有量が0.05％未満であると
強度が不足し、一方1.0 ％超であると焼入れ性の過大に
より靱性が劣化する。そこで、本発明では、Mo含有量は
0.05％以上1.0％以下と限定する。
【００１５】sol.Al：0.1 ％以下 sol.Alは、鋼の脱酸およびAlＮの析出による靱性向上を
図るために添加されるが、sol.Al含有量が0.1 ％超であ
ると鋼の清浄性が劣化する。そこで、本発明では、sol.
Al含有量は0.1 ％以下と限定する。
図るために添加されるが、sol.Al含有量が0.1 ％超であ
ると鋼の清浄性が劣化する。そこで、本発明では、sol.
Al含有量は0.1 ％以下と限定する。
【００１６】これらの元素以外に、必要に応じて、N
b： 0.005〜0.1 ％、Ｖ： 0.005〜0.1 ％およびTi： 0.
005〜0.1 ％からなる群から選ばれた１種以上、Cu：
0.1〜1.0 ％、Ni： 0.1〜1.0 ％およびCr： 0.1〜1.0
％からなる群から選ばれた１種以上、およびＢ：0.00
05〜0.0030％の〜からなる群から選ばれた１種また
は２種以上を適宜含有してもよい。以下、これらの任意
添加元素についても限定理由を説明する。
b： 0.005〜0.1 ％、Ｖ： 0.005〜0.1 ％およびTi： 0.
005〜0.1 ％からなる群から選ばれた１種以上、Cu：
0.1〜1.0 ％、Ni： 0.1〜1.0 ％およびCr： 0.1〜1.0
％からなる群から選ばれた１種以上、およびＢ：0.00
05〜0.0030％の〜からなる群から選ばれた１種また
は２種以上を適宜含有してもよい。以下、これらの任意
添加元素についても限定理由を説明する。
【００１７】Nb： 0.005〜0.1 ％、Ｖ： 0.005〜0.1 ％
およびTi： 0.005〜0.1 ％からなる群から選ばれた１種
以上 これらの元素は、析出硬化による強度および靱性向上を
図るために添加される。Nb含有量が 0.005％未満、Ｖ含
有量が0.005 ％未満、またはTi含有量が 0.005％未満で
あると前述の効果が不充分であり、また、Nb含有量が0.
1 ％超、Ｖ含有量が0.1 ％超、またはTi含有量が0.1 ％
超であると靱性が劣化するおそれがある。そこで、Nb、
ＶまたはTiを添加する場合には、その含有量は、Nb：
0.005〜0.1 ％、Ｖ： 0.005〜0.1 ％およびTi： 0.005
〜0.1 ％からなる群から選ばれた１種以上と限定するこ
とが望ましい。これらの元素は、単独で添加してもよ
く、あるいは複合して添加してもよい。
およびTi： 0.005〜0.1 ％からなる群から選ばれた１種
以上 これらの元素は、析出硬化による強度および靱性向上を
図るために添加される。Nb含有量が 0.005％未満、Ｖ含
有量が0.005 ％未満、またはTi含有量が 0.005％未満で
あると前述の効果が不充分であり、また、Nb含有量が0.
1 ％超、Ｖ含有量が0.1 ％超、またはTi含有量が0.1 ％
超であると靱性が劣化するおそれがある。そこで、Nb、
ＶまたはTiを添加する場合には、その含有量は、Nb：
0.005〜0.1 ％、Ｖ： 0.005〜0.1 ％およびTi： 0.005
〜0.1 ％からなる群から選ばれた１種以上と限定するこ
とが望ましい。これらの元素は、単独で添加してもよ
く、あるいは複合して添加してもよい。
【００１８】Cu： 0.1〜1.0 ％、Ni： 0.1〜1.0 ％およ
びCr： 0.1〜1.0 ％からなる群から選ばれた１種以上 これらの元素は、降伏比の上昇を抑制しながら鋼の強度
向上を図るために添加される。Cu含有量が0.1 ％未満、
Ni含有量が0.1 ％未満またはCr含有量が0.1 ％未満であ
ると前述の効果が不充分であり、また、Cu含有量が1.0
％超、Ni含有量が1.0 ％超またはCr含有量が1.0 ％超で
あると溶接性が劣化するとともに無意味なコスト増加を
まねくおそれがある。そこで、Cu、NiまたはCrを添加す
る場合には、その含有量は、Cu： 0.1〜1.0 ％、Ni：
0.1〜1.0 ％およびCr： 0.1〜１．０％からなる群から
選ばれた１種以上と限定することが望ましい。これらの
元素は、単独で添加してもよく、あるいは複合して添加
してもよい。
びCr： 0.1〜1.0 ％からなる群から選ばれた１種以上 これらの元素は、降伏比の上昇を抑制しながら鋼の強度
向上を図るために添加される。Cu含有量が0.1 ％未満、
Ni含有量が0.1 ％未満またはCr含有量が0.1 ％未満であ
ると前述の効果が不充分であり、また、Cu含有量が1.0
％超、Ni含有量が1.0 ％超またはCr含有量が1.0 ％超で
あると溶接性が劣化するとともに無意味なコスト増加を
まねくおそれがある。そこで、Cu、NiまたはCrを添加す
る場合には、その含有量は、Cu： 0.1〜1.0 ％、Ni：
0.1〜1.0 ％およびCr： 0.1〜１．０％からなる群から
選ばれた１種以上と限定することが望ましい。これらの
元素は、単独で添加してもよく、あるいは複合して添加
してもよい。
【００１９】Ｂ：０．０００５〜0.0030％ Ｂは、焼入れ性向上のために0.0005％以上添加される
が、0.0030％超添加されると溶接性が劣化するおそれが
ある。そこで、Ｂを添加する場合には、その含有量は0.
0005％以上0.0030％以下と限定することが望ましい。上
記以外の元素は、残部Feおよび不可避的不純物である。
が、0.0030％超添加されると溶接性が劣化するおそれが
ある。そこで、Ｂを添加する場合には、その含有量は0.
0005％以上0.0030％以下と限定することが望ましい。上
記以外の元素は、残部Feおよび不可避的不純物である。
【００２０】本発明では、かかる鋼組成を有する鋼を、
850 〜1050℃の温度域に加熱する。鋼を 850℃以上1050
℃以下に加熱するのは、初期オーステナイト粒の微細化
を図るためであり、加熱温度が850 ℃未満であるとオー
ステナイト単相にならず、また1050℃超であるとオース
テナイト粒が粗大化する。そこで、本発明では、鋼の加
熱温度は 850℃以上1050℃以下と限定する。
850 〜1050℃の温度域に加熱する。鋼を 850℃以上1050
℃以下に加熱するのは、初期オーステナイト粒の微細化
を図るためであり、加熱温度が850 ℃未満であるとオー
ステナイト単相にならず、また1050℃超であるとオース
テナイト粒が粗大化する。そこで、本発明では、鋼の加
熱温度は 850℃以上1050℃以下と限定する。
【００２１】加熱後の温度降下に伴って析出するフェラ
イトを細粒化するために、少なくとも未再結晶オーステ
ナイト域で累積圧下率：30％以上の圧下を行う。累積圧
下率が30％未満であると前述の効果が不充分である。一
般的には、圧下は 850〜900℃程度のときに開始し、 75
0〜800 ℃程度に降温するまでに30％以上の累積圧下率
となるようにする。なお、累積圧下率の上限は特に限定
を要するものではないが、再結晶オーステナイト域にお
ける圧下率確保の観点から70％程度とすることが望まし
い。未再結晶オーステナイト域は通常、加工フォーマス
ター等により実験室的に調べておけばよい。
イトを細粒化するために、少なくとも未再結晶オーステ
ナイト域で累積圧下率：30％以上の圧下を行う。累積圧
下率が30％未満であると前述の効果が不充分である。一
般的には、圧下は 850〜900℃程度のときに開始し、 75
0〜800 ℃程度に降温するまでに30％以上の累積圧下率
となるようにする。なお、累積圧下率の上限は特に限定
を要するものではないが、再結晶オーステナイト域にお
ける圧下率確保の観点から70％程度とすることが望まし
い。未再結晶オーステナイト域は通常、加工フォーマス
ター等により実験室的に調べておけばよい。
【００２２】このようにして圧下を行った後、板厚方向
の中心部における冷却速度：２℃/sec以上で 550℃以下
の温度域まで冷却する。冷却速度が２℃/sec以上である
と、第２相の低温変態生成物への変態が促進されるから
である。また、冷却温度が550 ℃超であると、第２相の
変態が十分に行われないからである。上限は、特に限定
を要さないが鋼の脆化防止の観点から30℃/secとするこ
とが望ましい。具体的には、空冷、水冷、油冷を例示で
きる。
の中心部における冷却速度：２℃/sec以上で 550℃以下
の温度域まで冷却する。冷却速度が２℃/sec以上である
と、第２相の低温変態生成物への変態が促進されるから
である。また、冷却温度が550 ℃超であると、第２相の
変態が十分に行われないからである。上限は、特に限定
を要さないが鋼の脆化防止の観点から30℃/secとするこ
とが望ましい。具体的には、空冷、水冷、油冷を例示で
きる。
【００２３】なお、上記の本発明を行う前に、必要に応
じて、1250℃以下、望ましくは1250℃以下 850℃以上の
温度域に鋼を加熱して圧下を行い、累積圧下率：30％以
上を確保できる板厚のときに圧下を中断して Ar1点以下
の温度域に冷却してフェライト変態を完了させ、その後
に鋼を 850〜1050℃の温度域に加熱することにより初期
オーステナイト粒の微細化を図ってもよい。このように
本発明において、２回加熱を行うのは、Nb、Ｖ、Ti等の
添加時の元素の固溶を充分に図るためであり、１回目の
加熱温度が1250℃超であるとオーステナイト粒が粗大化
してしまう。そこで、本発明では１回目加熱温度は1250
℃以下と限定する。なお、１回目加熱温度が850 ℃未満
になるとオーステナイト単相にならないため、下限は85
0 ℃とすることが望ましい。圧下の中断温度は、通常Ar
3 〜850 ℃程度である。
じて、1250℃以下、望ましくは1250℃以下 850℃以上の
温度域に鋼を加熱して圧下を行い、累積圧下率：30％以
上を確保できる板厚のときに圧下を中断して Ar1点以下
の温度域に冷却してフェライト変態を完了させ、その後
に鋼を 850〜1050℃の温度域に加熱することにより初期
オーステナイト粒の微細化を図ってもよい。このように
本発明において、２回加熱を行うのは、Nb、Ｖ、Ti等の
添加時の元素の固溶を充分に図るためであり、１回目の
加熱温度が1250℃超であるとオーステナイト粒が粗大化
してしまう。そこで、本発明では１回目加熱温度は1250
℃以下と限定する。なお、１回目加熱温度が850 ℃未満
になるとオーステナイト単相にならないため、下限は85
0 ℃とすることが望ましい。圧下の中断温度は、通常Ar
3 〜850 ℃程度である。
【００２４】また、550 ℃以下の温度域まで冷却した
後、必要に応じて、650 ℃以下の温度で焼戻すことが、
焼戻しマルテンサイト形成による鋼の靱性向上を図るた
めには望ましい。焼戻し温度が650 ℃超の場合は強度が
低下する。下限は、焼戻しマルテンサイト形成の観点か
ら 500℃と限定することが望ましい。本発明にかかる低
降伏比高靱性鋼の製造方法の冶金学的メカニズムは、次
のようなものであると推定される。
後、必要に応じて、650 ℃以下の温度で焼戻すことが、
焼戻しマルテンサイト形成による鋼の靱性向上を図るた
めには望ましい。焼戻し温度が650 ℃超の場合は強度が
低下する。下限は、焼戻しマルテンサイト形成の観点か
ら 500℃と限定することが望ましい。本発明にかかる低
降伏比高靱性鋼の製造方法の冶金学的メカニズムは、次
のようなものであると推定される。
【００２５】すなわち、図１に示す加熱曲線から明らか
なように、鋼の加熱温度を 850℃以上1050℃以下と低く
設定すること、または1250℃以下の温度域に加熱して圧
延を開始し、圧延を一時中断してフェライト変態を完了
させ、その後の再加熱温度を850 ℃以上1050℃以下と低
くすることにより (図１参照) 、初期オーステナイト粒
の微細化を図る。
なように、鋼の加熱温度を 850℃以上1050℃以下と低く
設定すること、または1250℃以下の温度域に加熱して圧
延を開始し、圧延を一時中断してフェライト変態を完了
させ、その後の再加熱温度を850 ℃以上1050℃以下と低
くすることにより (図１参照) 、初期オーステナイト粒
の微細化を図る。
【００２６】こうしておくことによりオーステナイト→
フェライト変態温度が上昇し第２相へのＣ濃縮が促進さ
れ、第２相の焼入れ性が増大して低温変態組織となるた
め、最終組織が硬質相と軟質相との２相混合組織とな
り、低降伏比化が達成される。この場合、鋼にMoを添加
しておくことは微細炭窒化物生成および焼入れ性の増加
による低降伏比化の促進に有効である。
フェライト変態温度が上昇し第２相へのＣ濃縮が促進さ
れ、第２相の焼入れ性が増大して低温変態組織となるた
め、最終組織が硬質相と軟質相との２相混合組織とな
り、低降伏比化が達成される。この場合、鋼にMoを添加
しておくことは微細炭窒化物生成および焼入れ性の増加
による低降伏比化の促進に有効である。
【００２７】さらに本発明法においては、未再結晶域オ
ーステナイト域における累積圧下率を30％以上に限定す
ることにより変態時のフェライト粒を微細化させるこ
と、およびその後の冷却速度を制御することによって、
フェライト粒の粗大化を防止すると同時に第２相の低温
変態組織化を促進することの相乗作用により、一層の低
降伏比化および高靱性化を可能としている。さらに、本
発明を実施例を参照しながら詳述するが、これは本発明
の例示であり、これにより本発明が限定されるものでは
ない。
ーステナイト域における累積圧下率を30％以上に限定す
ることにより変態時のフェライト粒を微細化させるこ
と、およびその後の冷却速度を制御することによって、
フェライト粒の粗大化を防止すると同時に第２相の低温
変態組織化を促進することの相乗作用により、一層の低
降伏比化および高靱性化を可能としている。さらに、本
発明を実施例を参照しながら詳述するが、これは本発明
の例示であり、これにより本発明が限定されるものでは
ない。
【００２８】
【実施例】表１に示す鋼組成を有する鋼種１ないし鋼種
12を、表２中に示す第２回スラブ加熱温度に加熱して
から、直ちに圧延を開始し、同じく表２に示す未再結晶
域圧下率で圧下を行った後に、表２に示す1/2t冷却速度
(板厚方向の中心部における冷却速度) で冷却を行い、
同じく表２に示す冷却制御終了温度に冷却するか (鋼
種：１、４、７〜９、10〜14) 、または表２中に示す
第１回スラブ加熱温度温度に加熱して圧下を行い、累積
圧下率：30％以上の圧下を確保できる板厚のときに圧下
を中断して Ar1点以下の温度域に冷却してから、表２中
に示す第２回スラブ加熱温度に加熱してから、同じく表
２に示す未再結晶域圧下率で圧下を行った後に、表２に
示す1/2t冷却速度 (板厚方向の中心部における冷却速
度) で冷却を行い、同じく表２に示す冷却制御終了温度
に冷却する (鋼種：２、３、５、６、15) ことにより、
表２に示す板厚の熱延鋼板を得た。
12を、表２中に示す第２回スラブ加熱温度に加熱して
から、直ちに圧延を開始し、同じく表２に示す未再結晶
域圧下率で圧下を行った後に、表２に示す1/2t冷却速度
(板厚方向の中心部における冷却速度) で冷却を行い、
同じく表２に示す冷却制御終了温度に冷却するか (鋼
種：１、４、７〜９、10〜14) 、または表２中に示す
第１回スラブ加熱温度温度に加熱して圧下を行い、累積
圧下率：30％以上の圧下を確保できる板厚のときに圧下
を中断して Ar1点以下の温度域に冷却してから、表２中
に示す第２回スラブ加熱温度に加熱してから、同じく表
２に示す未再結晶域圧下率で圧下を行った後に、表２に
示す1/2t冷却速度 (板厚方向の中心部における冷却速
度) で冷却を行い、同じく表２に示す冷却制御終了温度
に冷却する (鋼種：２、３、５、６、15) ことにより、
表２に示す板厚の熱延鋼板を得た。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】これらの熱延鋼板について、YS、TS、YRお
よびvTs を測定した。結果を表３にまとめて示す。
よびvTs を測定した。結果を表３にまとめて示す。
【００３２】
【表３】
【００３３】表３から明らかなように、本発明の範囲を
満足する鋼種および製造条件にかかる熱延鋼板は、TS≧
50kgf/mm2 以上、YR≦80％であって、またvTs ≦−80℃
であって、溶接性を損なわずに、低降伏比であってしか
も高靱性の低降伏比高靱性鋼であることがわかる。一
方、本発明の範囲を一つでも満足しない鋼種または製造
条件にかかる熱延鋼板は、いずれも降伏比が高く遷移温
度も高いことがわかる。したがって、所望の低降伏比高
靱性鋼が得られなかったことがわかる。
満足する鋼種および製造条件にかかる熱延鋼板は、TS≧
50kgf/mm2 以上、YR≦80％であって、またvTs ≦−80℃
であって、溶接性を損なわずに、低降伏比であってしか
も高靱性の低降伏比高靱性鋼であることがわかる。一
方、本発明の範囲を一つでも満足しない鋼種または製造
条件にかかる熱延鋼板は、いずれも降伏比が高く遷移温
度も高いことがわかる。したがって、所望の低降伏比高
靱性鋼が得られなかったことがわかる。
【００３４】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明により、細
粒な混合組織 (軟質相＋硬質相) を生成させることが可
能となり、低降伏であって高靱性の低降伏比高靱性鋼を
溶接性を損なわずに製造することが可能となった。ま
た、本発明は、従来の２相域熱処理適用時に合金成分の
微量添加に起因した溶接性劣化や、Nb、Ｖ、Tiの析出硬
化およびCr、Moによる微細炭窒化物生成のみを活用した
場合の靱性劣化を防ぎ得るものであるため、建築鉄骨用
の鋼材のみならず、ラインパイプ用鋼材やタンク用鋼材
等広範囲な分野において適用できる。
粒な混合組織 (軟質相＋硬質相) を生成させることが可
能となり、低降伏であって高靱性の低降伏比高靱性鋼を
溶接性を損なわずに製造することが可能となった。ま
た、本発明は、従来の２相域熱処理適用時に合金成分の
微量添加に起因した溶接性劣化や、Nb、Ｖ、Tiの析出硬
化およびCr、Moによる微細炭窒化物生成のみを活用した
場合の靱性劣化を防ぎ得るものであるため、建築鉄骨用
の鋼材のみならず、ラインパイプ用鋼材やタンク用鋼材
等広範囲な分野において適用できる。
【図１】本発明にかかる低降伏比高靱性鋼の製造方法の
ヒートサイクルを示すグラフである。
ヒートサイクルを示すグラフである。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.20％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.6 〜2.0
％、 Mo：0.05〜1.0 ％、sol.Al：0.1 ％以下、 残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼
を、 850〜1050℃の温度域に加熱してから少なくとも未
再結晶オーステナイト域で累積圧下率：30％以上の圧下
を行った後に、板厚方向の中心部における冷却速度：２
℃/sec以上で 550℃以下の温度域まで冷却することを特
徴とする低降伏比高靱性鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.20％、Si：1.0 ％以下、Mn：0.6 〜2.0
％、 Mo：0.05〜1.0 ％、sol.Al：0.1 ％以下、 残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有する鋼
を、1250℃以下の温度域に第１回目の加熱を行ってから
圧下を行い、累積圧下率：30％以上の圧下を確保できる
板厚のときに圧下を中断して Ar1点以下の温度域に冷却
し、 850〜1050℃の温度域に第２回目の加熱を行ってか
ら少なくとも未再結晶オーステナイト域で累積圧下率：
30％以上の圧下を行った後に、板厚方向の中心部におけ
る冷却速度：２℃/sec以上で 550℃以下の温度域まで冷
却することを特徴とする低降伏比高靱性鋼の製造方法。 - 【請求項３】 550 ℃以下の温度域まで冷却した後、さ
らに、 650℃以下の温度域で焼戻すことを特徴とする請
求項１または請求項２記載の低降伏比高靱性鋼の製造方
法。 - 【請求項４】 さらに前記鋼組成は、重量％で、 Nb:0.005〜0.1 ％、Ｖ:0.005〜0.1 ％およびTi:0.005〜
0.1 ％からなる群から選ばれた１種以上、および／また
はCu:0.1〜1.0 ％、Ni:0.1〜1.0 ％およびCr:0.1〜1.0
％からなる群から選ばれた１種以上を含有することを特
徴とする請求項１ないし請求項３のいずれかに記載の低
降伏比高靱性鋼の製造方法。 - 【請求項５】 さらに前記鋼組成は、重量％で、 Ｂ: 0.0005〜0.0030％を含有することを特徴とする請求
項４記載の低降伏比高靱性鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13092592A JPH05320752A (ja) | 1992-05-22 | 1992-05-22 | 低降伏比高靱性鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13092592A JPH05320752A (ja) | 1992-05-22 | 1992-05-22 | 低降伏比高靱性鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05320752A true JPH05320752A (ja) | 1993-12-03 |
Family
ID=15045941
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13092592A Pending JPH05320752A (ja) | 1992-05-22 | 1992-05-22 | 低降伏比高靱性鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05320752A (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60181229A (ja) * | 1984-02-25 | 1985-09-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比高張力厚鋼板の製造法 |
| JPS62174322A (ja) * | 1985-10-15 | 1987-07-31 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工性にすぐれる低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
| JPH042715A (ja) * | 1990-04-18 | 1992-01-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性に優れた調質型高張力鋼材の製造法 |
-
1992
- 1992-05-22 JP JP13092592A patent/JPH05320752A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60181229A (ja) * | 1984-02-25 | 1985-09-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比高張力厚鋼板の製造法 |
| JPS62174322A (ja) * | 1985-10-15 | 1987-07-31 | Kobe Steel Ltd | 冷間加工性にすぐれる低降伏比高張力鋼板の製造方法 |
| JPH042715A (ja) * | 1990-04-18 | 1992-01-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性に優れた調質型高張力鋼材の製造法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 19971007 |