JPH083636A - 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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- JPH083636A JPH083636A JP13596594A JP13596594A JPH083636A JP H083636 A JPH083636 A JP H083636A JP 13596594 A JP13596594 A JP 13596594A JP 13596594 A JP13596594 A JP 13596594A JP H083636 A JPH083636 A JP H083636A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】降伏比:80%以下、シャルピー衝撃試験の遷移
温度:−100 ℃以下であって、引張強度:490 N/mm2 以
上の低降伏比高靱性鋼の製造法を提供する。 【構成】重量%で、C:0.03〜0.10%、Si:0.50%以
下、Mn:0.6 〜2.0 %、Nb:0.005 〜0.05%、Ni:0.2
〜3.0 %、sol.Al:0.10%以下、Ti:0.005 〜0.050
%、N:0.0010〜0.0100%、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、加熱温度: 850 〜1000
℃、圧延条件: 少なくとも未再結晶γ域で累積圧下率:
30%以上、圧延終了温度:680〜800 ℃で圧延を行い、圧
延終了後、板厚中心部の冷却速度:2℃/sec以上にて40
0 ℃以下の温度域まで冷却する。
温度:−100 ℃以下であって、引張強度:490 N/mm2 以
上の低降伏比高靱性鋼の製造法を提供する。 【構成】重量%で、C:0.03〜0.10%、Si:0.50%以
下、Mn:0.6 〜2.0 %、Nb:0.005 〜0.05%、Ni:0.2
〜3.0 %、sol.Al:0.10%以下、Ti:0.005 〜0.050
%、N:0.0010〜0.0100%、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、加熱温度: 850 〜1000
℃、圧延条件: 少なくとも未再結晶γ域で累積圧下率:
30%以上、圧延終了温度:680〜800 ℃で圧延を行い、圧
延終了後、板厚中心部の冷却速度:2℃/sec以上にて40
0 ℃以下の温度域まで冷却する。
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。
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。
【0003】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。
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。
【0004】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
に対してはそのような方法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
に対してはそのような方法は適用が困難であった。
【0005】特開昭63−293110号公報では、B添加鋼を
Ac3 〜1200℃に加熱後、 Ar3+100〜Ar3 −20の温度域
にて30〜99%圧下を加え、 Ar3−30〜 Ar3−60℃から40
0 ℃以下まで加速冷却する方法が、特開昭63−219523号
では、900 〜1200℃に加熱して900 ℃〜Ar3 までは30%
未満の圧下を加えAr3 −20〜Ar3 −80℃から350 〜600
℃まで水冷する方法が、特開昭63−286517号では、900
〜1200℃に加熱した後、Ar3 +80〜Ar3 −20にて仕上圧
延を行った後、Ar3 −20〜Ar3 −100 ℃から300 ℃以下
まで水冷する方法が、特開昭63−145717号では、Nb、Mo
添加鋼を900 〜1000℃に加熱し、Ar3 ±40℃にて仕上圧
延を終了した後、400 〜550 ℃まで制御冷却する方法が
それぞれ開示されている。
Ac3 〜1200℃に加熱後、 Ar3+100〜Ar3 −20の温度域
にて30〜99%圧下を加え、 Ar3−30〜 Ar3−60℃から40
0 ℃以下まで加速冷却する方法が、特開昭63−219523号
では、900 〜1200℃に加熱して900 ℃〜Ar3 までは30%
未満の圧下を加えAr3 −20〜Ar3 −80℃から350 〜600
℃まで水冷する方法が、特開昭63−286517号では、900
〜1200℃に加熱した後、Ar3 +80〜Ar3 −20にて仕上圧
延を行った後、Ar3 −20〜Ar3 −100 ℃から300 ℃以下
まで水冷する方法が、特開昭63−145717号では、Nb、Mo
添加鋼を900 〜1000℃に加熱し、Ar3 ±40℃にて仕上圧
延を終了した後、400 〜550 ℃まで制御冷却する方法が
それぞれ開示されている。
【0006】これらは、いずれもAr3 点の比較的近傍の
高温で圧延を終了させること、加熱温度が比較的高温ま
で許容されており、加熱温度の限定理由が明確でない。
このため低温靱性、特にアレスト特性の向上には限界が
あった。あるいはMoを含有するため高価にもかかわらず
むしろ継手部靱性がやや劣化するなどの問題があった。
高温で圧延を終了させること、加熱温度が比較的高温ま
で許容されており、加熱温度の限定理由が明確でない。
このため低温靱性、特にアレスト特性の向上には限界が
あった。あるいはMoを含有するため高価にもかかわらず
むしろ継手部靱性がやや劣化するなどの問題があった。
【0007】また、特開昭60−181229号では850 〜1200
℃に加熱したP(%) ≧0.10 (ここでP=Si/30+Mn/20
+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+W/10+5B) の
組成を有する鋼を制御圧延後空冷する方法が開示されて
いるが、この方法では板厚が厚くなった場合、成分(P)
を高くせざるを得ず、溶接性に支障をきたす恐れがあ
る。
℃に加熱したP(%) ≧0.10 (ここでP=Si/30+Mn/20
+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+W/10+5B) の
組成を有する鋼を制御圧延後空冷する方法が開示されて
いるが、この方法では板厚が厚くなった場合、成分(P)
を高くせざるを得ず、溶接性に支障をきたす恐れがあ
る。
【0008】そこで本発明者は、特開平4−130925号に
てMo添加鋼によって低温靱性および溶接性に優れた低降
伏比鋼の製造方法を開示するに至った。しかしながら、
上記方法はMoを含有するため前述の通り、高価な割りに
は継手靱性にはやや難があった。
てMo添加鋼によって低温靱性および溶接性に優れた低降
伏比鋼の製造方法を開示するに至った。しかしながら、
上記方法はMoを含有するため前述の通り、高価な割りに
は継手靱性にはやや難があった。
【0009】ここに、本発明の目的は、溶接性および継
手靱性を損なわずに、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:−100 ℃以下、引張強度:490 N/mm2 以上の低
降伏比高靱性鋼を製造する方法を提供することにある。
手靱性を損なわずに、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:−100 ℃以下、引張強度:490 N/mm2 以上の低
降伏比高靱性鋼を製造する方法を提供することにある。
【0010】
【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、上述の特開平4−130925
号公報に開示されているように、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
する方法に基づいて、Mo添加の場合の継手靱性の低下を
防止する手段について検討を重ね、Ni添加を必須とする
ことで焼入れ性の確保を図るとともに、Ti、Nbを同時添
加し、さらにN:0.0010〜0.0100%を添加することによ
り、溶接継手靱性を劣化させるMoを添加することなく、
極低温加熱による初期オーステナイト粒の微細化とそれ
にひき続く微細フェライト析出および低温での水冷停止
による残留オーステナイトの低温変態組織化によって組
織を微細な二相混合組織化させることで、vTr −100 ℃
以下を安定して実現できることを知り、本発明を完成し
た。なお、その他の機械的特性は上記のMo入りのそれと
遜色ないものであった。
解決するため種々検討を重ね、上述の特開平4−130925
号公報に開示されているように、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
する方法に基づいて、Mo添加の場合の継手靱性の低下を
防止する手段について検討を重ね、Ni添加を必須とする
ことで焼入れ性の確保を図るとともに、Ti、Nbを同時添
加し、さらにN:0.0010〜0.0100%を添加することによ
り、溶接継手靱性を劣化させるMoを添加することなく、
極低温加熱による初期オーステナイト粒の微細化とそれ
にひき続く微細フェライト析出および低温での水冷停止
による残留オーステナイトの低温変態組織化によって組
織を微細な二相混合組織化させることで、vTr −100 ℃
以下を安定して実現できることを知り、本発明を完成し
た。なお、その他の機械的特性は上記のMo入りのそれと
遜色ないものであった。
【0011】ここに本発明の要旨とするところは、重量
%で、C:0.03〜0.10%、Si:0.50%以下、Mn:0.6 〜
2.0 %、Nb:0.005 〜0.050 %、Ni:0.2 〜3.0 %、so
l.Al:0.10%以下、Ti:0.005 〜0.050 %、N:0.0010
〜0.0100%、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、 850〜1000℃、好ましくは900 〜950
℃の温度域に加熱してから少なくとも未再結晶γ域で累
積圧下率:30%以上の圧下を行った後に、680 〜800
℃、好ましくは700 〜750 ℃の温度域にて圧延を終了し
た後に、板厚中心部の冷却速度:2℃/sec以上、好まし
くは5〜30℃/secにて400 ℃以下、好ましくは300 ℃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
靱性鋼の製造方法である。
%で、C:0.03〜0.10%、Si:0.50%以下、Mn:0.6 〜
2.0 %、Nb:0.005 〜0.050 %、Ni:0.2 〜3.0 %、so
l.Al:0.10%以下、Ti:0.005 〜0.050 %、N:0.0010
〜0.0100%、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、 850〜1000℃、好ましくは900 〜950
℃の温度域に加熱してから少なくとも未再結晶γ域で累
積圧下率:30%以上の圧下を行った後に、680 〜800
℃、好ましくは700 〜750 ℃の温度域にて圧延を終了し
た後に、板厚中心部の冷却速度:2℃/sec以上、好まし
くは5〜30℃/secにて400 ℃以下、好ましくは300 ℃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
靱性鋼の製造方法である。
【0012】本発明の別の態様によれば、上述の850 〜
1000℃の温度への加熱に先立って、上記組成を有する鋼
を1000〜1250℃の温度域に加熱してから圧下を行い、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てもよい。
1000℃の温度への加熱に先立って、上記組成を有する鋼
を1000〜1250℃の温度域に加熱してから圧下を行い、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てもよい。
【0013】本発明のさらに別の態様によれば、上述の
方法により400 ℃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行ってもよい。
なお、前記鋼組成は、さらに必要により、重量%で、
V:0.1%以下、Cu:1%以下、Cr:1.0 %以下、B:0.
0050%以下、REM またはCa:0.0050%以下からなる群か
ら選ばれた1種以上を含有していてもよい。
方法により400 ℃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行ってもよい。
なお、前記鋼組成は、さらに必要により、重量%で、
V:0.1%以下、Cu:1%以下、Cr:1.0 %以下、B:0.
0050%以下、REM またはCa:0.0050%以下からなる群か
ら選ばれた1種以上を含有していてもよい。
【0014】
【作用】次に、本発明の作用効果をさらに具体的に詳述
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。
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。
【0015】C:0.03〜0.10% Cは、鋼を強化するため0.03%以上添加する。しかし、
C含有量が0.10%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0.03%以上0.10%以
下、好ましくは0.08%以下と限定する。
C含有量が0.10%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0.03%以上0.10%以
下、好ましくは0.08%以下と限定する。
【0016】Si:0.50%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0.50%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0.50%以下と限定
する。特に継手の靱性向上の観点からは島状マルテンサ
イトの析出を抑制するため0.25%以下が好ましい。
し、Si含有量が0.50%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0.50%以下と限定
する。特に継手の靱性向上の観点からは島状マルテンサ
イトの析出を抑制するため0.25%以下が好ましい。
【0017】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。できれば、Mnは中心
偏析を助長する元素であるため1.5 %以下が望ましい。
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。できれば、Mnは中心
偏析を助長する元素であるため1.5 %以下が望ましい。
【0018】Nb:0.005 〜0.050 % 制御圧延による細粒化効果を促進する元素として重要で
あり、0.005 %以上添加する必要があるが、多量添加時
に継手靱性を劣化させるので0.050 %、好ましくは0.02
5 %以下に押さえる。
あり、0.005 %以上添加する必要があるが、多量添加時
に継手靱性を劣化させるので0.050 %、好ましくは0.02
5 %以下に押さえる。
【0019】Ni:0.2 〜3.0 % 母材および継手の靱性向上に0.2 %以上、好ましくは0.
4 %以上の添加が必要であるが、経済性の観点から上限
を3.0 %、できれば1.5 %とする。
4 %以上の添加が必要であるが、経済性の観点から上限
を3.0 %、できれば1.5 %とする。
【0020】sol.Al:0.10%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0.10%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0.10%以下と限定する。また、Si同様継手靱
性向上の観点からは0.03%以下が好ましい。
図るために添加されるが、sol.Al含有量が0.10%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0.10%以下と限定する。また、Si同様継手靱
性向上の観点からは0.03%以下が好ましい。
【0021】Ti:0.005 〜0.050 % スラブ加熱時またはHAZ のγ粒粗大化防止のため0.005
%以上添加する。ただし、多量に添加するとTiCの析出
により靱性が劣化するため上限を0.050 %、好ましくは
0.020 %とする。
%以上添加する。ただし、多量に添加するとTiCの析出
により靱性が劣化するため上限を0.050 %、好ましくは
0.020 %とする。
【0022】N:0.0010〜0.0100% TiNあるいはBNによってHAZ 靱性向上を図るため10ppm
以上、好ましくは40ppm 以上必要であるが、多量に存在
する場合はフリーNによるHAZ 劣化あるいは溶金中に入
り込んで溶金劣化をもたらすため、上限を0.0100%、好
ましくは0.0080%とする。必要に応じて、靱性をさらに
改善するために、下記の通りV、Cu、Cr、B、REM 、Ca
を少なくとも1種添加してもよい。
以上、好ましくは40ppm 以上必要であるが、多量に存在
する場合はフリーNによるHAZ 劣化あるいは溶金中に入
り込んで溶金劣化をもたらすため、上限を0.0100%、好
ましくは0.0080%とする。必要に応じて、靱性をさらに
改善するために、下記の通りV、Cu、Cr、B、REM 、Ca
を少なくとも1種添加してもよい。
【0023】V:0.1 %以下 Nbと同様の働きをするが靱性劣化防止のため上限を0.1
%、好ましくは0.06%とする。
%、好ましくは0.06%とする。
【0024】Cu、Cr:1.0 %以下 強度上昇に有効であるが、溶接性の観点から上限を1.0
%、好ましくは0.5 %とする。
%、好ましくは0.5 %とする。
【0025】B:0.0050%以下 強度上昇あるいはBNとしてHAZ 靱性向上に有効である
が、溶接性を損なうので上限を0.0050%、好ましくは0.
0020%とする。
が、溶接性を損なうので上限を0.0050%、好ましくは0.
0020%とする。
【0026】REM 、Ca:0.0050%以下 HAZ 靱性向上に有効であるが、鋼の清浄性を損なうおそ
れがあるので、上限を0.0050%、好ましくは0.0020%と
する。
れがあるので、上限を0.0050%、好ましくは0.0020%と
する。
【0027】本発明において加熱、圧延条件を限定する
理由は次の通りである。本発明では、上述の鋼組成を有
する鋼を、850 〜1000℃の温度域に加熱する。鋼を 850
℃以上1000℃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1000℃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1000℃以下、好ましくは
900 〜950 ℃に限定する。
理由は次の通りである。本発明では、上述の鋼組成を有
する鋼を、850 〜1000℃の温度域に加熱する。鋼を 850
℃以上1000℃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1000℃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1000℃以下、好ましくは
900 〜950 ℃に限定する。
【0028】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。
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。
【0029】一般的には、圧下は 850〜900 ℃程度のと
きに開始し、 750〜800 ℃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。
きに開始し、 750〜800 ℃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。
【0030】圧延終了温度は、680 〜800 ℃、好ましく
は700 〜750 ℃である。かかる圧延終了温度は、上述の
圧延温度によって左右されるが、上述のように未再結晶
オーステナイト域および再結晶オーステナイト域におけ
る圧下率をそれぞれ確保できるように決めればよい。
は700 〜750 ℃である。かかる圧延終了温度は、上述の
圧延温度によって左右されるが、上述のように未再結晶
オーステナイト域および再結晶オーステナイト域におけ
る圧下率をそれぞれ確保できるように決めればよい。
【0031】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 400℃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。冷却速度の上限は、鋼の脆化防止の観点から50
℃/sec、好ましくは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。また、冷却
制御終了温度が400 ℃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。そのためには、200 ℃以下ま
で冷却する方が好ましい。
の中心部における冷却速度:2℃/sec以上で 400℃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。冷却速度の上限は、鋼の脆化防止の観点から50
℃/sec、好ましくは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。また、冷却
制御終了温度が400 ℃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。そのためには、200 ℃以下ま
で冷却する方が好ましい。
【0032】本発明の好適実施態様によれば、上記の85
0 〜1000℃への加熱を行う前に、必要に応じて、1250℃
以下、1000℃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 850〜1000℃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。
0 〜1000℃への加熱を行う前に、必要に応じて、1250℃
以下、1000℃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 850〜1000℃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。
【0033】このように本発明の好適実施態様におい
て、加熱−圧延を二回に分けて行うのは、Nb、V 、Ti等
の添加時の元素の固溶を充分に図るためである。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12
50℃以下と限定する。なお、1回目加熱温度が1000℃未
満になると2回加熱を行う意味がないため、下限は1000
℃とする。
て、加熱−圧延を二回に分けて行うのは、Nb、V 、Ti等
の添加時の元素の固溶を充分に図るためである。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12
50℃以下と限定する。なお、1回目加熱温度が1000℃未
満になると2回加熱を行う意味がないため、下限は1000
℃とする。
【0034】圧下の中断温度は、通常Ar3 〜850 ℃程度
である。また、400 ℃以下の温度域まで冷却した後、焼
戻しマルテンサイト形成による一層の鋼の靱性向上を図
るために必要に応じて、650 ℃以下の温度で焼戻すこと
ができる。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 450
℃と限定することが望ましい。
である。また、400 ℃以下の温度域まで冷却した後、焼
戻しマルテンサイト形成による一層の鋼の靱性向上を図
るために必要に応じて、650 ℃以下の温度で焼戻すこと
ができる。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 450
℃と限定することが望ましい。
【0035】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。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1000℃以下と低く設
定すること、または1000〜1250℃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1000℃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。
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。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1000℃以下と低く設
定すること、または1000〜1250℃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1000℃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。
【0036】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その後の加速冷却によ
っ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。
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その後の加速冷却によ
っ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。
【0037】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。
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。
【0038】特にスラブ加熱温度を950 ℃以下とし、冷
却速度を2℃/sec以上とすることによって、従来の製造
方法では達成できなかった著しい低YR化が達成できる
(図2参照) 。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。
却速度を2℃/sec以上とすることによって、従来の製造
方法では達成できなかった著しい低YR化が達成できる
(図2参照) 。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。
【0039】
【実施例】表1に示す鋼組成を有する供試鋼を表2に示
す条件下で圧延→冷却、そして場合により焼戻しを行っ
た。得られた各供試鋼材について機械的特性試験および
シャルピー衝撃試験を行った。結果を表3にまとめて示
す。
す条件下で圧延→冷却、そして場合により焼戻しを行っ
た。得られた各供試鋼材について機械的特性試験および
シャルピー衝撃試験を行った。結果を表3にまとめて示
す。
【0040】図2はNo.3の鋼種について、スラブ加熱温
度を変え、熱間圧延後の冷却速度をそれぞれ0.4 ℃/sec
と10℃/secとしたときのスラブ加熱温度とYRとの関係
を示すグラフである。なお、その他の条件は表2のそれ
に同じであった。
度を変え、熱間圧延後の冷却速度をそれぞれ0.4 ℃/sec
と10℃/secとしたときのスラブ加熱温度とYRとの関係
を示すグラフである。なお、その他の条件は表2のそれ
に同じであった。
【0041】
【表1】
【0042】
【表2】
【0043】
【表3】
【0044】表3に示す結果からも分かるように、本発
明によれば、いずれもvTr −100 ℃以下の優れた靱性を
安定して示す。また図2からは、本発明によればYR≦
80%が実現できることが分かる。
明によれば、いずれもvTr −100 ℃以下の優れた靱性を
安定して示す。また図2からは、本発明によればYR≦
80%が実現できることが分かる。
【0045】
【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。この
ため、本発明は、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。この
ため、本発明は、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。
【図2】本発明の実施例の結果を示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量%で、 C:0.03〜0.10%、Si:0.50%以下、Mn:0.6 〜2.0
%、 Nb:0.005 〜0.050 %、Ni:0.2 〜3.0 %、sol.Al:0.
10%以下、 Ti:0.005 〜0.050 %、N:0.0010〜0.0100%、 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、 850〜1000℃の温度域に加熱してから少なくとも未
再結晶γ域で累積圧下率:30%以上の圧下を行った後
に、680 〜800 ℃の温度域にて圧延を終了した後に、板
厚中心部の冷却速度:2℃/sec以上にて400 ℃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】 前記の850 〜1000℃の温度域への加熱に
先立って、前記組成を有する鋼を1000〜1250℃の温度域
に加熱してから圧下を行い、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
温度域に冷却することを特徴とする請求項1記載の低降
伏比高靱性鋼の製造方法。 - 【請求項3】 400 ℃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、 V:0.1%以下、Cu:1.0 %以下、Cr:1.0 %以下、B:
0.0050%以下、 REM またはCa:0.0050%以下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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13596594A JPH083636A (ja) | 1994-06-17 | 1994-06-17 | 低降伏比高靱性鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13596594A JPH083636A (ja) | 1994-06-17 | 1994-06-17 | 低降伏比高靱性鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH083636A true JPH083636A (ja) | 1996-01-09 |
Family
ID=15163999
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13596594A Withdrawn JPH083636A (ja) | 1994-06-17 | 1994-06-17 | 低降伏比高靱性鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH083636A (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2001038219A1 (en) * | 1999-11-24 | 2001-05-31 | Tda Research, Inc. | Combustion synthesis of single walled nanotubes |
JP2009242826A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | 耐応力除去焼鈍特性と低温継手靭性に優れた高強度鋼板 |
JP2011106012A (ja) * | 2009-11-20 | 2011-06-02 | National Institute For Materials Science | 高強度鋼と高強度圧延鋼板 |
JP2018504520A (ja) * | 2014-12-24 | 2018-02-15 | ポスコPosco | 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
JP2018504523A (ja) * | 2014-12-24 | 2018-02-15 | ポスコPosco | 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
CN114134414A (zh) * | 2021-11-12 | 2022-03-04 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种低屈强比高韧性钢及其制备方法 |
-
1994
- 1994-06-17 JP JP13596594A patent/JPH083636A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2001038219A1 (en) * | 1999-11-24 | 2001-05-31 | Tda Research, Inc. | Combustion synthesis of single walled nanotubes |
JP2009242826A (ja) * | 2008-03-28 | 2009-10-22 | Kobe Steel Ltd | 耐応力除去焼鈍特性と低温継手靭性に優れた高強度鋼板 |
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JP2018504520A (ja) * | 2014-12-24 | 2018-02-15 | ポスコPosco | 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
JP2018504523A (ja) * | 2014-12-24 | 2018-02-15 | ポスコPosco | 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法 |
US10822671B2 (en) | 2014-12-24 | 2020-11-03 | Posco | High-strength steel having superior brittle crack arrestability, and production method therefor |
US10883159B2 (en) | 2014-12-24 | 2021-01-05 | Posco | High-strength steel having superior brittle crack arrestability, and production method therefor |
CN114134414A (zh) * | 2021-11-12 | 2022-03-04 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种低屈强比高韧性钢及其制备方法 |
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Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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