JPH0581645B2 - - Google Patents
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- JPH0581645B2 JPH0581645B2 JP62312305A JP31230587A JPH0581645B2 JP H0581645 B2 JPH0581645 B2 JP H0581645B2 JP 62312305 A JP62312305 A JP 62312305A JP 31230587 A JP31230587 A JP 31230587A JP H0581645 B2 JPH0581645 B2 JP H0581645B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
［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つて、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つてい
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。 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。 しかしながらこの方法によつても、フエライト
の細粒化と硬化及び一部パーライトのベーナイト
化によつて降伏点が上昇し、降伏比の上昇となつ
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、細粒フエラ
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つてき
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、フエライトと第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エライトの面積率を
増加させ、引張強さを高めるためには、急冷で硬
くなつた第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図にフエライト面積率と降伏比の関係を示
すが、フエ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、(1)重量％にて、Ｃ：0.30％以
下、Si：0.05〜0.60％、Mn：0.5〜2.5％、Al：
0.01〜0.10％を基本とし、残Feおよび不可避不純
物からなる低炭素鋼スラブを950〜1150℃間の温
度範囲に加熱し、熱間圧延において900℃〜Ar3
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
Ac1＋20℃〜Ac1＋80℃に再加熱し、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。 (2) 重量％にて、Ｃ：0.30％以下、Si：0.05〜
0.60％、Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.1％を基
本とし、更にCu：2.0％以下、Ni：4.0％未満、
Cr：5.5％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.15％
以下、Ｖ：0.30％以下、Ti：0.15％以下、Ｂ：
0.0003〜0.0030％の強度改善元素群の内少くと
も１種を含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる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
900℃〜Ar3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Ac1＋20℃〜Ac1＋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。 (3) 重量％にて、Ｃ：0.30％以下、Si：0.05〜
0.60％、Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.1％を基
本とし、更にCa：0.006％以下を含有し、残Fe
および不可避不純物からなる低炭素鋼スラブを
950〜1150℃間の温度範囲に加熱し、熱間圧延
において900℃〜Ar3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Ac1＋20℃〜Ac1＋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。 (4) 重量％にて、Ｃ：0.30％以下、Si：0.05〜
0.60％、Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.1％を基
本とし、更にCu：2.0％以下、Ni：4.0％未満、
Cr：5.5％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.15％
以下、Ｖ：0.30％以下、Ti：0.15％以下、Ｂ：
0.0003〜0.0030％の強度改善元素群のうち少く
とも１種と、介在物形態制御作用のあるCa：
0.006％以下を含有し、残部Feおよび不可避不
純物からなる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900℃〜Ar3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Ac1＋20℃〜Ac1＋80℃に再
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。 ここに本発明で使用するAr3（℃）は、Ar3（℃）
＝868−369・Ｃ（wt％）＋24.6・Si（wt％）−68.1・
Mn（wt％）−36.1・Ni（wt％）−20.7・Cu（wt％）
−24.8・Cr（wt％）＋29.6・Mo（wt％）で求めた
ものとする。 ［作用］ 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Ac1〜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
エ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にしたものである。 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。 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
域で冷却停止し、その後焼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0.3m3／m2・min以上とする
ことが好ましい。 次に再加熱温度をAc1＋20℃以上Ac1＋80℃以
下にしたのは、この温度範囲に加熱することによ
りフエライト面積率が大幅に向上するためであ
る。すなわちAc1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、Ac1＋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。 フエ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Ac1＋
80℃以上になると、本発明の目的とする低降伏比
を得るためのフエ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Ac1＋20℃〜Ac1＋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、Ac1に近い側の加熱に
より、加熱時のフエライト・オーステナイトの面
積比でフエ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、フエラ
イト面積率を大きくし低降伏比をねらつている。 Ac1＋20℃〜Ac1＋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。 さらに焼もどし温度については、フエライトと
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200℃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好結果を得ること
ができる。本発明において、成分を限定する理由
は次の通りである。Ｃは、強度確保のため必要な
元素であるが、多くなると鋼の靭性及び溶接性を
害するので0.30％以下とする。Siは脱酸のため
0.05％以上は必要で添加されるが、多くなると溶
接性を損なうので0.60％以下とする。Mnは安価
に強度をあげる元素として有用であり、強度確保
のため0.5％以上は必要であるが、多くなると溶
接性を損うので2.5％以下とする。 Alは脱酸のため0.01％以上必要であるが、多く
なると鋼中介在物が多くなりすぎ、鋼の性質を悪
化させるため0.10％以下とする。 Cuは強度上昇、耐食性向上に有用で添加され
るが、2.0％を越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は焼入れ性向上による強度上昇と低温靭性
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4.0％未満とする。 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。 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。 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。 Ｖ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。 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。 Ｂは微量の添加によつて、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
0.0030％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0.006％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。 鋼Ａ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，
Ｐは50Kg／mm2級、鋼Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｑ，
Ｒ，Ｓ，Ｔ，Ｕは60Kg／mm2級、Ｖは80Kg／mm2級の
強度をねらつた成分系で、第２表に示す如く鋼板
No.A1，A9，B1，C1，D1，E1，F1，G1，H1，
I1，J1，K1，L1，M1，N1，O1，P1，Q1，R1，
S1，T1，U1，V1は本発明実施例であり、それ
ぞれ50Kg／mm2，60Kg／mm2，80Kg／mm2級鋼として充
分な強度と、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。 これに対し鋼板No.A2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℃〜Ar3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
め降伏比が高くなつている。A8は焼もどしを行
つ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つている。
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つて、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つてい
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。 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。 しかしながらこの方法によつても、フエライト
の細粒化と硬化及び一部パーライトのベーナイト
化によつて降伏点が上昇し、降伏比の上昇となつ
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、細粒フエラ
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つてき
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、フエライトと第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エライトの面積率を
増加させ、引張強さを高めるためには、急冷で硬
くなつた第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図にフエライト面積率と降伏比の関係を示
すが、フエ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、(1)重量％にて、Ｃ：0.30％以
下、Si：0.05〜0.60％、Mn：0.5〜2.5％、Al：
0.01〜0.10％を基本とし、残Feおよび不可避不純
物からなる低炭素鋼スラブを950〜1150℃間の温
度範囲に加熱し、熱間圧延において900℃〜Ar3
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
Ac1＋20℃〜Ac1＋80℃に再加熱し、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。 (2) 重量％にて、Ｃ：0.30％以下、Si：0.05〜
0.60％、Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.1％を基
本とし、更にCu：2.0％以下、Ni：4.0％未満、
Cr：5.5％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.15％
以下、Ｖ：0.30％以下、Ti：0.15％以下、Ｂ：
0.0003〜0.0030％の強度改善元素群の内少くと
も１種を含有し、残部Feおよび不可避不純物
からなる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
900℃〜Ar3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Ac1＋20℃〜Ac1＋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。 (3) 重量％にて、Ｃ：0.30％以下、Si：0.05〜
0.60％、Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.1％を基
本とし、更にCa：0.006％以下を含有し、残Fe
および不可避不純物からなる低炭素鋼スラブを
950〜1150℃間の温度範囲に加熱し、熱間圧延
において900℃〜Ar3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Ac1＋20℃〜Ac1＋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。 (4) 重量％にて、Ｃ：0.30％以下、Si：0.05〜
0.60％、Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.1％を基
本とし、更にCu：2.0％以下、Ni：4.0％未満、
Cr：5.5％以下、Mo：2.0％以下、Nb：0.15％
以下、Ｖ：0.30％以下、Ti：0.15％以下、Ｂ：
0.0003〜0.0030％の強度改善元素群のうち少く
とも１種と、介在物形態制御作用のあるCa：
0.006％以下を含有し、残部Feおよび不可避不
純物からなる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900℃〜Ar3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Ac1＋20℃〜Ac1＋80℃に再
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。 ここに本発明で使用するAr3（℃）は、Ar3（℃）
＝868−369・Ｃ（wt％）＋24.6・Si（wt％）−68.1・
Mn（wt％）−36.1・Ni（wt％）−20.7・Cu（wt％）
−24.8・Cr（wt％）＋29.6・Mo（wt％）で求めた
ものとする。 ［作用］ 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Ac1〜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
エ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にしたものである。 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。 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
域で冷却停止し、その後焼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0.3m3／m2・min以上とする
ことが好ましい。 次に再加熱温度をAc1＋20℃以上Ac1＋80℃以
下にしたのは、この温度範囲に加熱することによ
りフエライト面積率が大幅に向上するためであ
る。すなわちAc1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、Ac1＋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。 フエ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Ac1＋
80℃以上になると、本発明の目的とする低降伏比
を得るためのフエ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Ac1＋20℃〜Ac1＋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、Ac1に近い側の加熱に
より、加熱時のフエライト・オーステナイトの面
積比でフエ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、フエラ
イト面積率を大きくし低降伏比をねらつている。 Ac1＋20℃〜Ac1＋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。 さらに焼もどし温度については、フエライトと
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200℃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好結果を得ること
ができる。本発明において、成分を限定する理由
は次の通りである。Ｃは、強度確保のため必要な
元素であるが、多くなると鋼の靭性及び溶接性を
害するので0.30％以下とする。Siは脱酸のため
0.05％以上は必要で添加されるが、多くなると溶
接性を損なうので0.60％以下とする。Mnは安価
に強度をあげる元素として有用であり、強度確保
のため0.5％以上は必要であるが、多くなると溶
接性を損うので2.5％以下とする。 Alは脱酸のため0.01％以上必要であるが、多く
なると鋼中介在物が多くなりすぎ、鋼の性質を悪
化させるため0.10％以下とする。 Cuは強度上昇、耐食性向上に有用で添加され
るが、2.0％を越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は焼入れ性向上による強度上昇と低温靭性
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4.0％未満とする。 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。 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。 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。 Ｖ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。 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。 Ｂは微量の添加によつて、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
0.0030％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0.006％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。 鋼Ａ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，Ｎ，Ｏ，
Ｐは50Kg／mm2級、鋼Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｑ，
Ｒ，Ｓ，Ｔ，Ｕは60Kg／mm2級、Ｖは80Kg／mm2級の
強度をねらつた成分系で、第２表に示す如く鋼板
No.A1，A9，B1，C1，D1，E1，F1，G1，H1，
I1，J1，K1，L1，M1，N1，O1，P1，Q1，R1，
S1，T1，U1，V1は本発明実施例であり、それ
ぞれ50Kg／mm2，60Kg／mm2，80Kg／mm2級鋼として充
分な強度と、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。 これに対し鋼板No.A2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℃〜Ar3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
め降伏比が高くなつている。A8は焼もどしを行
つ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つている。
【表】
【表】
【表】
［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／mm2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。
な合金元素を使用することなく50Kg／mm2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図はフエライト面積率とY.R（降伏比％）
の関係を示すグラフである。
の関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％にて、 Ｃ：0.30％以下、Si：0.05〜0.60％、 Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.10％ を基本とし、残Feおよび不可避不純物からなる
低炭素鋼スラブを950〜1150℃間の温度範囲に加
熱し、熱間圧延において900℃〜Ar3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Ac1＋20℃〜
Ac1＋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。 ２ 重量％にて、 Ｃ：0.30％以下、Si：0.05〜0.60％、 Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.10％ を基本とし、更に Cu：2.0％以下、Ni：4.0％未満、 Cr：5.5％以下、Mo：2.0％以下、 Nb：0.15％以下、Ｖ：0.30％以下、 Ti：0.15％以下、Ｂ：0.0003〜0.0030％、 の強度改善元素群の内少くとも１種を含有し、残
部Feおよび不可避不純物からなる低炭素低合金
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900℃〜Ar3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Ac1＋20℃〜Ac1＋
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。 ３ 重量％にて、 Ｃ：0.30％以下、Si：0.05〜0.60％、 Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.1％ を基本とし、更に Ca：0.006％以下を含有し、 残Feおよび不可避不純物からなる低炭素鋼ス
ラブを950〜1150℃間の温度範囲に加熱し、熱間
圧延において900℃〜Ar3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Ac1＋20℃〜Ac1＋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。 ４ 重量％にて、 Ｃ：0.30％以下、Si：0.05〜0.60％、 Mn：0.5〜2.5％、Al：0.01〜0.1％ を基本とし、更に Cu：2.0％以下、Ni：4.0％未満、 Cr：5.5％以下、Mo：2.0％以下、 Nb：0.15％以下、Ｖ：0.30％以下、 Ti：0.15％以下、Ｂ：0.0003〜0.0030％、 の強度改善元素群のうち少くとも１種と、介在物
形態制御作用のあるCa：0.006％以下を含有し、
残部Feおよび不可避不純物からなる低炭素低合
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900℃〜Ar3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Ac1＋20℃〜Ac1
＋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 |
| US07/282,043 US4938266A (en) | 1987-12-11 | 1988-12-09 | Method of producing steel having a low yield ratio |
Applications Claiming Priority (1)
| 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01156422A JPH01156422A (ja) | 1989-06-20 |
| JPH0581645B2 true JPH0581645B2 (ja) | 1993-11-15 |
Family
ID=18027652
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31230587A Granted JPH01156422A (ja) | 1987-12-11 | 1987-12-11 | 降伏比の低い鋼材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01156422A (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 JP31230587A patent/JPH01156422A/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 |
|---|---|
| JPH01156422A (ja) | 1989-06-20 |
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