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 |
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| 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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