JPH0499817A - 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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- JPH0499817A JPH0499817A JP21578490A JP21578490A JPH0499817A JP H0499817 A JPH0499817 A JP H0499817A JP 21578490 A JP21578490 A JP 21578490A JP 21578490 A JP21578490 A JP 21578490A JP H0499817 A JPH0499817 A JP H0499817A
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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〉
本発明は建築、橋梁、タンクなどの鉄鋼構造物に利用さ
れる降伏比が80%以下で引張強さが70kgf/−以
上の低降伏比高張力鋼の製造方法に関するものである。
れる降伏比が80%以下で引張強さが70kgf/−以
上の低降伏比高張力鋼の製造方法に関するものである。
〈従来の技術〉
建築、橋梁、タンクなどの鉄鋼構造物の大型化にともな
い使用される鋼材には高強度化が求められている一方で
構造物の安全性、即ち脆性破壊防止の観点からは降伏比
の低いことが求められている。しかしながら、降伏比は
高強度化とともに上昇する傾向にあり、引張強さが70
kgf/−以上の高張力鋼では80%以下の低降伏比を
得ることは容易ではない。
い使用される鋼材には高強度化が求められている一方で
構造物の安全性、即ち脆性破壊防止の観点からは降伏比
の低いことが求められている。しかしながら、降伏比は
高強度化とともに上昇する傾向にあり、引張強さが70
kgf/−以上の高張力鋼では80%以下の低降伏比を
得ることは容易ではない。
従来の低降伏比高張力鋼の製造方法としては、例えば特
開昭55−97425号公報に開示された方法がある。
開昭55−97425号公報に開示された方法がある。
これは単にフェライトとオーステナイトの2相域温度に
再加熱してから焼入れるものである。
再加熱してから焼入れるものである。
この方法は厚物(板厚30mm以上)の60キロ鋼の低
降伏比化には有効であるが、焼入性の良好な薄物材(板
厚25mm以下)あるいは、合金元素含有量の多い70
〜80キロ鋼の低降伏比化に対しては有効でない。例え
ば鉄鋼協会講演大会CAMP−I S IJ Vol、
1 (1988) −813(540)で示される
ように、HT−80鋼では83%の降伏比(YR)L、
か得られていない。このように従来法では引張強さが7
0kgf/−以上の高張力鋼で80%以下の低降伏比が
得られなかった。
降伏比化には有効であるが、焼入性の良好な薄物材(板
厚25mm以下)あるいは、合金元素含有量の多い70
〜80キロ鋼の低降伏比化に対しては有効でない。例え
ば鉄鋼協会講演大会CAMP−I S IJ Vol、
1 (1988) −813(540)で示される
ように、HT−80鋼では83%の降伏比(YR)L、
か得られていない。このように従来法では引張強さが7
0kgf/−以上の高張力鋼で80%以下の低降伏比が
得られなかった。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明はこのような現状に鑑みてなされたもので、その
目的とするところは引張強さが70kgf/m11以上
でかつ80%以下の低降伏比を有する高張力鋼の製造方
法を擢案することである。
目的とするところは引張強さが70kgf/m11以上
でかつ80%以下の低降伏比を有する高張力鋼の製造方
法を擢案することである。
〈課題を解決するための手段〉
本発明者らは、高張力鋼でかつ低降伏比の得られる成分
系および熱処理法について研究を重ねた結果、不純物と
して存在するTiおよびNb含有量ならびにα+γの2
相域温度までの加熱速度が、降伏比に大きく影響するこ
とを見出し、本発明を構成するに至った。
系および熱処理法について研究を重ねた結果、不純物と
して存在するTiおよびNb含有量ならびにα+γの2
相域温度までの加熱速度が、降伏比に大きく影響するこ
とを見出し、本発明を構成するに至った。
すなわち本発明は、重量比にて、C: o、os〜0.
25%、Si : 0.05〜1.00%、Mn :
0.50〜1.80%、P ; 0.040%以下、S
F 0.020%以下、N : 0.0060%以下
、/V : 0.020−0.080%、B : 0
.0003〜0.0030%を含み、さらにNi :
1.50%以下、cr:0.80%以下、Mo : 0
.20〜0.80%およびCu : 0.50%以下の
うち1種以上を含み、かつ不純物としてのTi及びNb
をそれぞれ0.005%以下に制限し、残部実質的にF
eからなる鋼を圧延終了後冷却したのち、Acs点以上
の温度に加熱後、空冷以上の冷却速度で冷却したのち、
再度(Ac+点+40℃)〜(Ac8点−30℃)の(
α+γ)2相域温度まで、少なくとも700℃以上は1
0℃/win以下の昇温速度で加熱した後、空冷以上の
冷却速度で冷却し、その後Ac1点以下の温度で焼もど
しを行うことを特徴とする低降伏比高張力鋼の製造方法
である。
25%、Si : 0.05〜1.00%、Mn :
0.50〜1.80%、P ; 0.040%以下、S
F 0.020%以下、N : 0.0060%以下
、/V : 0.020−0.080%、B : 0
.0003〜0.0030%を含み、さらにNi :
1.50%以下、cr:0.80%以下、Mo : 0
.20〜0.80%およびCu : 0.50%以下の
うち1種以上を含み、かつ不純物としてのTi及びNb
をそれぞれ0.005%以下に制限し、残部実質的にF
eからなる鋼を圧延終了後冷却したのち、Acs点以上
の温度に加熱後、空冷以上の冷却速度で冷却したのち、
再度(Ac+点+40℃)〜(Ac8点−30℃)の(
α+γ)2相域温度まで、少なくとも700℃以上は1
0℃/win以下の昇温速度で加熱した後、空冷以上の
冷却速度で冷却し、その後Ac1点以下の温度で焼もど
しを行うことを特徴とする低降伏比高張力鋼の製造方法
である。
〈作 用〉
まず本発明の組成構成について説明する。
C: 0.05〜0.25%
Cは高強度を得るために0.05%以上は必要であるが
、0.25%を超えると溶接性、靭性を劣化させる。
、0.25%を超えると溶接性、靭性を劣化させる。
Si : 0.05〜1.00%
Siは脱酸剤として0.05%以上必要であるが、1.
00%超では延靭性、溶接性を低下させる。
00%超では延靭性、溶接性を低下させる。
Mn : 0.50〜1.80%
Mnは焼入性確保および強度確保のために0.50%以
上必要であるが、1.80%超の過剰添加は溶接性を低
下させる。
上必要であるが、1.80%超の過剰添加は溶接性を低
下させる。
P : 0.040%以下、S : 0.020以
下P、Sは共に延靭性を低下させるので、それぞれ0.
040%以下、0.020%以下に限定する。
下P、Sは共に延靭性を低下させるので、それぞれ0.
040%以下、0.020%以下に限定する。
N : 0.0060%以下
NはBと窒化物を形成し、焼入性に有効な固溶Bを減少
させるため、上限を0.0060%とする。
させるため、上限を0.0060%とする。
B : 0.0003〜0.0030%焼入性向上のた
めに0.0003%以上添加するが、0、0030%を
超えるとその効果は飽和し、かつ靭性を低下させるので
、上限を0.0030%とする。
めに0.0003%以上添加するが、0、0030%を
超えるとその効果は飽和し、かつ靭性を低下させるので
、上限を0.0030%とする。
A10.020〜0.080%
Nを固定し焼入性に有効な固溶B確保のため、Mは0.
020%以上必要であるが、過剰の添加は靭性を劣化さ
せるので上限を0.080%とする。
020%以上必要であるが、過剰の添加は靭性を劣化さ
せるので上限を0.080%とする。
以上の成分に加えて、目的の強度に応じて下記のNi、
Mo、 CrおよびCuの1種以上を添加する。
Mo、 CrおよびCuの1種以上を添加する。
[: 1.50%以下
焼入性向上、靭性向上に有効な元素であるが、経済性の
点から上限を1.50%とする。
点から上限を1.50%とする。
Mo : 0.20〜0.80%
Moは焼入性を高めるとともに、焼もどし軟化抵抗を高
め、強度上昇に有効である。高強度確保のために0.2
0%以上必要であるが、過剰添加は炭化物の析出強化に
より降伏比の上昇を来すと共に溶接性、靭性を低下させ
るので、上限を0.80%とする。
め、強度上昇に有効である。高強度確保のために0.2
0%以上必要であるが、過剰添加は炭化物の析出強化に
より降伏比の上昇を来すと共に溶接性、靭性を低下させ
るので、上限を0.80%とする。
Cr : 0.80%以下、Cu : 0.50%以下
いずれも強度上昇に有効な元素であるが、過剰な添加は
溶接性を低下させるので、それぞれの上限を0.80%
、0450%とする。
いずれも強度上昇に有効な元素であるが、過剰な添加は
溶接性を低下させるので、それぞれの上限を0.80%
、0450%とする。
Ti: o、oo5%以下、Nb: 0.005%
以下いずれも安定な炭化物を形成し、2相域温度への加
熱時にオーステナイトの析出サイトとなり、結果的にオ
ーステナイI・がフェライト地に微細に析出し、2相域
焼入れ後でも微細なフェライトと硬化相の混合組織とな
り降伏比を高めるため、不純物としての存在をそれぞれ
0.005%以下に制限する。
以下いずれも安定な炭化物を形成し、2相域温度への加
熱時にオーステナイトの析出サイトとなり、結果的にオ
ーステナイI・がフェライト地に微細に析出し、2相域
焼入れ後でも微細なフェライトと硬化相の混合組織とな
り降伏比を高めるため、不純物としての存在をそれぞれ
0.005%以下に制限する。
以上の成分系からなる鋼を通常の造塊または連鋳法によ
り造塊した後、熱間圧延により所定の板厚まで圧延し冷
却する。圧延後の冷却は急冷でも徐冷でも良い。
り造塊した後、熱間圧延により所定の板厚まで圧延し冷
却する。圧延後の冷却は急冷でも徐冷でも良い。
本発明の熱処理は、まずAc3点以上の温度に加熱保持
後、空冷以上の冷却速度で冷却する。この熱処理は圧延
歪および組織不均一を除き、前組織を調整することによ
って最終的に得られる機械的性質のバラツキを小さくす
るために必要である。
後、空冷以上の冷却速度で冷却する。この熱処理は圧延
歪および組織不均一を除き、前組織を調整することによ
って最終的に得られる機械的性質のバラツキを小さくす
るために必要である。
次に(へ01点+40℃)〜(八C330℃)の2相域
温度まで加熱するが、その際少なくとも700℃から2
相域温度までの加熱速度を10°c/11T1以下の昇
温速度で加熱し、前記2相域温度で保持した後冷却し、
焼もどしをすることにより低降伏比と高強度を得ようと
するものである。特に700℃以上の温度域での加熱速
度をIO℃/細以下に制御することが低降伏比を得るた
めに重要である。
温度まで加熱するが、その際少なくとも700℃から2
相域温度までの加熱速度を10°c/11T1以下の昇
温速度で加熱し、前記2相域温度で保持した後冷却し、
焼もどしをすることにより低降伏比と高強度を得ようと
するものである。特に700℃以上の温度域での加熱速
度をIO℃/細以下に制御することが低降伏比を得るた
めに重要である。
まず(Ac+点−ト40℃) 〜(Aci 30℃)
の2相域温度に保持する理由について述べる。この温度
が高いほどオーステナイト(硬化相)の割合が増加し、
フェライトの割合が減少すると共に、オーステナイト中
のC濃度が低下する。降伏比および強度はフェライトと
硬化相の割合、各相の特性、分布に依存し、低降伏比か
つ高強度を得るには(へc、点+40℃) 〜(Acs
30℃)の2相域温度で保持する必要がある。
の2相域温度に保持する理由について述べる。この温度
が高いほどオーステナイト(硬化相)の割合が増加し、
フェライトの割合が減少すると共に、オーステナイト中
のC濃度が低下する。降伏比および強度はフェライトと
硬化相の割合、各相の特性、分布に依存し、低降伏比か
つ高強度を得るには(へc、点+40℃) 〜(Acs
30℃)の2相域温度で保持する必要がある。
次に少なくとも700℃から2相域温度までの昇温速度
を10℃/癲以下で加熱する理由について述べる。前述
のように降伏比および強度はフェライトと硬化相の各相
の割合、特性、分布に依存するが、各相の割合、特性は
主として2相域加熱温度に決定づけられる。これに対し
、各相の分布状況は700℃から2相域加熱温度までの
昇温速度に影響され、この温度範囲の昇温速度を遅くす
るほどフェライト地に析出するオーステナイト(硬化相
ンが粗くなり、2相域温度から焼入れだ後の(フェライ
ト+硬化相)混合組織も粗くなり、その結果低降伏比が
得られる。
を10℃/癲以下で加熱する理由について述べる。前述
のように降伏比および強度はフェライトと硬化相の各相
の割合、特性、分布に依存するが、各相の割合、特性は
主として2相域加熱温度に決定づけられる。これに対し
、各相の分布状況は700℃から2相域加熱温度までの
昇温速度に影響され、この温度範囲の昇温速度を遅くす
るほどフェライト地に析出するオーステナイト(硬化相
ンが粗くなり、2相域温度から焼入れだ後の(フェライ
ト+硬化相)混合組織も粗くなり、その結果低降伏比が
得られる。
さらに、組織の粗さはTiおよびNb含有量にも影響さ
れ、0.005%を超えてTi、 Nbが不純物として
存在すると組織が細かくなる。そのためそれぞれ0.0
05%以下に制限した。
れ、0.005%を超えてTi、 Nbが不純物として
存在すると組織が細かくなる。そのためそれぞれ0.0
05%以下に制限した。
2相域温度からの冷却速度は、空冷以上の冷却であれば
引張強さ70 kg f / ij以上の高強度が得ら
れるので、空冷以上の冷却速度とする。
引張強さ70 kg f / ij以上の高強度が得ら
れるので、空冷以上の冷却速度とする。
2相域温度からの冷却で得られた脆い第2相はAc1点
以下の焼もどし処理によって延靭性を向上できる。
以下の焼もどし処理によって延靭性を向上できる。
次に実施例に基づいて本発明を説明する。
〈実施例〉
第1表に供試材の化学成分を示す。
供試材A−G鋼は本発明の成分範囲内からなる鋼で、H
,I鋼は比較鋼である。
,I鋼は比較鋼である。
これらの鋼を熔製し圧延スラブとした後、熱間圧延およ
び冷却し、−次加熱処理、再加熱処理および焼もどし処
理を施し、機械的性質を調べた。
び冷却し、−次加熱処理、再加熱処理および焼もどし処
理を施し、機械的性質を調べた。
その結果を第2表に示す。従来法では降伏比が80%以
上(AI、A5、A6、H,I綱)が、降伏比が80%
以下でも衝撃吸収エネルギーvlEoが低い(A2鋼)
か、引張強さが70kgF/−以下(A6鋼)である。
上(AI、A5、A6、H,I綱)が、降伏比が80%
以下でも衝撃吸収エネルギーvlEoが低い(A2鋼)
か、引張強さが70kgF/−以下(A6鋼)である。
本発明法では引張強さが70kgf/mjで、80%以
下の低降伏比が得られ、衝撃靭性も高い(A3、A4、
B1、B2、C,D、E、F、、G鋼)。
下の低降伏比が得られ、衝撃靭性も高い(A3、A4、
B1、B2、C,D、E、F、、G鋼)。
〈発明の効果〉
本発明により、従来の単純な2相域焼入れ一焼もどし処
理法では低降伏比化が困難であった引張強さ70kgf
/−以上の高張力鋼においても確実に80%以下の低降
伏比化を達成することができるようになった。
理法では低降伏比化が困難であった引張強さ70kgf
/−以上の高張力鋼においても確実に80%以下の低降
伏比化を達成することができるようになった。
Claims (1)
- 重量比にて、C:0.05〜0.25%、Si:0.0
5〜1.00%、Mn:0.50〜1.80%、P:0
.040%以下、S:0.020%以下、N:0.00
60%以下、Al:0.020〜0.080%、B:0
.0003〜0.0030%を含み、さらにNi:1.
50%以下、Cr:0.80%以下、Mo:0.20〜
0.80%およびCu:0.50%以下のうち1種以上
を含み、かつ不純物としてのTi及びNbをそれぞれ0
.005%以下に制限し、残部実質的にFeからなる鋼
を圧延終了後冷却したのち、Ac_3点以上の温度に加
熱後、空冷以上の冷却速度で冷却したのち、再度(Ac
_1点+40℃)〜(Ac_3点−30℃)の(α+γ
)2相域温度まで、少なくとも700℃以上は10℃/
mm以下の昇温速度で加熱した後、空冷以上の冷却速度
で冷却し、その後Ac_1点以下の温度で焼もどしを行
うことを特徴とする低降伏比高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21578490A JPH0499817A (ja) | 1990-08-17 | 1990-08-17 | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP21578490A JPH0499817A (ja) | 1990-08-17 | 1990-08-17 | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0499817A true JPH0499817A (ja) | 1992-03-31 |
Family
ID=16678176
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP21578490A Pending JPH0499817A (ja) | 1990-08-17 | 1990-08-17 | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0499817A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04272129A (ja) * | 1991-02-27 | 1992-09-28 | Nkk Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
US6537391B2 (en) * | 2001-06-12 | 2003-03-25 | Ishikawajima-Harima Jukogyo Kabushiki Kaisha | Steel with improved impact penetration resistance and method for producing the same |
-
1990
- 1990-08-17 JP JP21578490A patent/JPH0499817A/ja active Pending
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04272129A (ja) * | 1991-02-27 | 1992-09-28 | Nkk Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
US6537391B2 (en) * | 2001-06-12 | 2003-03-25 | Ishikawajima-Harima Jukogyo Kabushiki Kaisha | Steel with improved impact penetration resistance and method for producing the same |
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