JPS63179019A - 低降伏比高張力厚鋼板の製造法 - Google Patents
低降伏比高張力厚鋼板の製造法Info
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- JPS63179019A JPS63179019A JP954987A JP954987A JPS63179019A JP S63179019 A JPS63179019 A JP S63179019A JP 954987 A JP954987 A JP 954987A JP 954987 A JP954987 A JP 954987A JP S63179019 A JPS63179019 A JP S63179019A
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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、低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼板の製造
法、特に、ラインパイプ、圧力容器あるいは一般構造用
鋼として使用される高強度、高靭性の低降伏比高張力厚
鋼板の製造法に関するものである。
法、特に、ラインパイプ、圧力容器あるいは一般構造用
鋼として使用される高強度、高靭性の低降伏比高張力厚
鋼板の製造法に関するものである。
(発明の技術的背景)
ラインパイプ用鋼板をはじめとする厚鋼板では高張力化
が著しく、それに伴い、降伏応力の増加によって、UO
ブレス等曲げ加工が難しくなってきており、さらにスプ
リングバンク、座屈等の問題から降伏比の高い高張力鋼
では製管時の精度を確保するのが困難になってきている
。さらに近年、海底バイブラインの施設が増加している
が、降伏比の高いパイプでは施設時に生ずる応力によっ
て座屈する可能性が生じている。このような動向から、
低降伏比を存する厚鋼板の開発が望まれてい(従来の技
術と問題点) 従来より低降伏比鋼の製造法に関しては種々検討がなさ
れており、例えば特開昭59−211533号では熱間
圧延もしくは冷間圧延後、(α+γ)二相共存域に加熱
し、次いで冷却してフェライトとマルテンサイトの複合
組織にすることによって低降伏比鋼を得る方法が示され
ている。また、特公昭59−52207号では低温T域
(5950℃)で大圧下(累積圧下率にて30〜90%
)を含む熱間圧延によって鋼板を成形した後、まずオー
ステナイト相域に加熱してから焼入れし、さらに(α+
γ)二相域に加熱後空冷することによってマルテンサイ
トとフェライトの微細な混合組織を得て低降伏比化する
方法が示されている。
が著しく、それに伴い、降伏応力の増加によって、UO
ブレス等曲げ加工が難しくなってきており、さらにスプ
リングバンク、座屈等の問題から降伏比の高い高張力鋼
では製管時の精度を確保するのが困難になってきている
。さらに近年、海底バイブラインの施設が増加している
が、降伏比の高いパイプでは施設時に生ずる応力によっ
て座屈する可能性が生じている。このような動向から、
低降伏比を存する厚鋼板の開発が望まれてい(従来の技
術と問題点) 従来より低降伏比鋼の製造法に関しては種々検討がなさ
れており、例えば特開昭59−211533号では熱間
圧延もしくは冷間圧延後、(α+γ)二相共存域に加熱
し、次いで冷却してフェライトとマルテンサイトの複合
組織にすることによって低降伏比鋼を得る方法が示され
ている。また、特公昭59−52207号では低温T域
(5950℃)で大圧下(累積圧下率にて30〜90%
)を含む熱間圧延によって鋼板を成形した後、まずオー
ステナイト相域に加熱してから焼入れし、さらに(α+
γ)二相域に加熱後空冷することによってマルテンサイ
トとフェライトの微細な混合組織を得て低降伏比化する
方法が示されている。
しかし、前者の如く、単に熱延材を(α+γ)二相域に
加熱する方法ではフェライト、マルテンサイト両相とも
粗大化は避けられず、低降伏比鋼は得られるものの、寒
冷地での使用に耐え得るだけの低温靭性を付与させるこ
とは不可能である。
加熱する方法ではフェライト、マルテンサイト両相とも
粗大化は避けられず、低降伏比鋼は得られるものの、寒
冷地での使用に耐え得るだけの低温靭性を付与させるこ
とは不可能である。
また後者の方法においても、組織の微細化によって比較
的良好な低温靭性が得られるものの、マルテンサイト相
が(α+γ)域加熱時にほとんど完全に焼きもどされて
しまうことなどから十分に低降伏比化することが難しく
、降伏比70%以下を達成することはできない。また1
回以上のクロス圧延を行う必要があるなどプロセスの複
雑化による製造コストの上昇と圧延能力の低下は避けら
れないものである。
的良好な低温靭性が得られるものの、マルテンサイト相
が(α+γ)域加熱時にほとんど完全に焼きもどされて
しまうことなどから十分に低降伏比化することが難しく
、降伏比70%以下を達成することはできない。また1
回以上のクロス圧延を行う必要があるなどプロセスの複
雑化による製造コストの上昇と圧延能力の低下は避けら
れないものである。
(発明の目的)
本発明の目的は、こうした問題点を排除しつつ、より製
造効率の高い低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板の
製造法を提供せんとするものである。
造効率の高い低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板の
製造法を提供せんとするものである。
本発明の別の目的は、微細な複合組織化によって良好な
低温靭性を確保しつつ、かつ70%以下の低降伏比を有
する高張力厚鋼板の製造法を提供することである。
低温靭性を確保しつつ、かつ70%以下の低降伏比を有
する高張力厚鋼板の製造法を提供することである。
(問題点を解決するための手段)
本発明者らは、加工熱処理プロセスを用いて、低降伏比
鋼を製造する方法を種々検討した結果、次のような知見
を得た。
鋼を製造する方法を種々検討した結果、次のような知見
を得た。
すなわち、鋼組成にNb、 VおよびTiの1種または
2種以上を含有させることによりこれらの元素の炭窒化
物を析出させ、組織の微細化をはかるとともに、それに
続く熱処理期間中も析出物の凝集粗大化が起こらないよ
うに制御する一方で、更に500℃以上の温度域で5〜
30%の圧下を施すことにより低温靭性の確保がはから
れ、そしてこれらの総合的効果として降伏比70%以下
が実現されることを知り、本発明を完成した。
2種以上を含有させることによりこれらの元素の炭窒化
物を析出させ、組織の微細化をはかるとともに、それに
続く熱処理期間中も析出物の凝集粗大化が起こらないよ
うに制御する一方で、更に500℃以上の温度域で5〜
30%の圧下を施すことにより低温靭性の確保がはから
れ、そしてこれらの総合的効果として降伏比70%以下
が実現されることを知り、本発明を完成した。
ここに、本発明の要旨とするところは、重量%にて、
C:0.02〜0.20%、 Si:1.0%以下、
Mn:0.5〜2.0%、 sol.Al:0.01〜
0.1%さらに Nb:0.01〜0.15%、Ti :0.01〜0.
15%およびV:0.01〜0.15%のうち1種また
は2種以上、ならびに所望により、 Cr:0.05〜1.0%、Mo:0.05〜1.0%
、Cu:0.1〜1.0%、Ni :O,L〜3.0%
、およびB:O,0O05〜0、002%のうち1種ま
たは2種以上、および/または CaおよびREMそれぞれ0.01%以下のうち1種ま
たは2種以上含有し、 残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも950℃以下の累積圧下率が4
0%以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延終了後、室温ま
たはAr1変態点−50℃以下の任意の温度から3℃/
S以上の加熱速度にて^c、変態点〜Ac、変態点の温
度域に加熱後直ぐまたは5分以下の時間保持してから冷
却を行うに際し、保持中または冷却中に500℃以上の
温度域にて圧下率5〜30%のの熱間圧延を行うことを
特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板の製
造法である。
Mn:0.5〜2.0%、 sol.Al:0.01〜
0.1%さらに Nb:0.01〜0.15%、Ti :0.01〜0.
15%およびV:0.01〜0.15%のうち1種また
は2種以上、ならびに所望により、 Cr:0.05〜1.0%、Mo:0.05〜1.0%
、Cu:0.1〜1.0%、Ni :O,L〜3.0%
、およびB:O,0O05〜0、002%のうち1種ま
たは2種以上、および/または CaおよびREMそれぞれ0.01%以下のうち1種ま
たは2種以上含有し、 残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも950℃以下の累積圧下率が4
0%以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延終了後、室温ま
たはAr1変態点−50℃以下の任意の温度から3℃/
S以上の加熱速度にて^c、変態点〜Ac、変態点の温
度域に加熱後直ぐまたは5分以下の時間保持してから冷
却を行うに際し、保持中または冷却中に500℃以上の
温度域にて圧下率5〜30%のの熱間圧延を行うことを
特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板の製
造法である。
(作用)
次に、添付図面を参照して、本発明をさらに詳述する。
添付図面は、本発明の方法を図解して示す線図である。
すなわち、本発明によれば、Nb、 VおよびTiを1
種以上含有する鋼に対して、950℃以下の低温T域に
て累積圧下率40%以上の熱間圧延を行うことによって
、まず微細な炭窒化物を均一分散した微細なフェライト
組織を得る。ここで、950℃以下の温度域で行う大圧
下は微粒組織を得ると同時に鋼中に微細な歪誘起析出物
を分散させる上で極めて重要な工程である。こうした微
細析出物は後の熱処理におけるオーステナイトの核生成
サイトとなり、微細γ粒を生成させるだけでなく、オー
ステナイト、フェライト両相の加熱中の粒成長を著しく
抑制する効果がある。また、熱間圧延後の冷却速度は特
に限定しないが、&l織の微細化(細粒フェライト→微
細ベイナイト−マルテンサイト)という点で冷却速度は
大きい程望ましい。つまり、熱間圧延終了後は、そのま
\室温にまで冷却してもよい、しかし、その熱延材はA
c1変態点〜Ac1変態点の温度域にまで再加熱される
ため、室温にまで冷却しなくとも、Ar、変態点−50
℃以下にまで冷却すれば、その温度から再加熱してもよ
い。
種以上含有する鋼に対して、950℃以下の低温T域に
て累積圧下率40%以上の熱間圧延を行うことによって
、まず微細な炭窒化物を均一分散した微細なフェライト
組織を得る。ここで、950℃以下の温度域で行う大圧
下は微粒組織を得ると同時に鋼中に微細な歪誘起析出物
を分散させる上で極めて重要な工程である。こうした微
細析出物は後の熱処理におけるオーステナイトの核生成
サイトとなり、微細γ粒を生成させるだけでなく、オー
ステナイト、フェライト両相の加熱中の粒成長を著しく
抑制する効果がある。また、熱間圧延後の冷却速度は特
に限定しないが、&l織の微細化(細粒フェライト→微
細ベイナイト−マルテンサイト)という点で冷却速度は
大きい程望ましい。つまり、熱間圧延終了後は、そのま
\室温にまで冷却してもよい、しかし、その熱延材はA
c1変態点〜Ac1変態点の温度域にまで再加熱される
ため、室温にまで冷却しなくとも、Ar、変態点−50
℃以下にまで冷却すれば、その温度から再加熱してもよ
い。
このように、引き続き組織の複合化のためにオーステナ
イト+フエライトニ相共存温度域に加熱を行うが、この
際、最終製品の低温靭性を確保する上で特に重要なのが
加熱速度を3℃/S以上、好ましくは10℃/S以上に
することと、昇温後のAc1変態点〜Ac3変態点の温
度域における保持時間を5分以下に制限することである
。これらの熱処理条件の制約は、α−T変態時の駆動力
を大にし、微細なオーステナイトを析出させると同時に
加熱中の微細析出物の凝集粗大化を防いでオーステナイ
ト−フェライト複合m織の粗大化を抑制し、さらに析出
強化能の減少による強度低下を防止する。
イト+フエライトニ相共存温度域に加熱を行うが、この
際、最終製品の低温靭性を確保する上で特に重要なのが
加熱速度を3℃/S以上、好ましくは10℃/S以上に
することと、昇温後のAc1変態点〜Ac3変態点の温
度域における保持時間を5分以下に制限することである
。これらの熱処理条件の制約は、α−T変態時の駆動力
を大にし、微細なオーステナイトを析出させると同時に
加熱中の微細析出物の凝集粗大化を防いでオーステナイ
ト−フェライト複合m織の粗大化を抑制し、さらに析出
強化能の減少による強度低下を防止する。
つまり、本発明にあっては、複合組織の微細化による低
温靭性の確保と析出強化の促進を図るべく、加熱速度と
保持時間を上述の如く制限するものである。ここで加熱
速度を3℃/S以上にする手段としてはガス炎による加
熱、赤外線加熱および誘導加熱等が考えられるが、温度
制御の正確さや経済性から判断して、W−鋼板に対して
はKa加熱方式%式% さらに急速、短時間二相域別熱によって得られた微細な
フェライト−オーステナイト混合組織はその後の冷却に
よってマルテンサイトを含む微細複合組織となるが、こ
こでも、Nb、 VおよびTiの添加は鋼の焼入性を高
め、マルテンサイト化を促進する上で重要な役割を持つ
、また、冷却前のオーステナイト率は冷却中のマルテン
サイト変態を容易にする上で体積率5〜50%にコント
ロールすることが望ましい。
温靭性の確保と析出強化の促進を図るべく、加熱速度と
保持時間を上述の如く制限するものである。ここで加熱
速度を3℃/S以上にする手段としてはガス炎による加
熱、赤外線加熱および誘導加熱等が考えられるが、温度
制御の正確さや経済性から判断して、W−鋼板に対して
はKa加熱方式%式% さらに急速、短時間二相域別熱によって得られた微細な
フェライト−オーステナイト混合組織はその後の冷却に
よってマルテンサイトを含む微細複合組織となるが、こ
こでも、Nb、 VおよびTiの添加は鋼の焼入性を高
め、マルテンサイト化を促進する上で重要な役割を持つ
、また、冷却前のオーステナイト率は冷却中のマルテン
サイト変態を容易にする上で体積率5〜50%にコント
ロールすることが望ましい。
本発明では、低温靭性の向上および複合組織化の促進の
ために、(γ+α)二相温度域での保持中、または保持
後の冷却中に500℃以上の温度域で圧下率5〜30%
の熱間圧延を施す。これはこの温度域の圧延が強度上昇
に有効なだけではなく、m¥8の微細化および衝撃試験
時の割れ破面セバレーシッン発生を促進し低温靭性を向
上させる効果を有するためである。さらに、二相域の加
工は未変態オーステナイトへの炭素等の合金元素の分配
に促進し、複合組織化を促進するため、著しい加工硬化
を起こさない範囲であれば低降伏比化も促進する。
ために、(γ+α)二相温度域での保持中、または保持
後の冷却中に500℃以上の温度域で圧下率5〜30%
の熱間圧延を施す。これはこの温度域の圧延が強度上昇
に有効なだけではなく、m¥8の微細化および衝撃試験
時の割れ破面セバレーシッン発生を促進し低温靭性を向
上させる効果を有するためである。さらに、二相域の加
工は未変態オーステナイトへの炭素等の合金元素の分配
に促進し、複合組織化を促進するため、著しい加工硬化
を起こさない範囲であれば低降伏比化も促進する。
ここで、本発明においてam成を前述の如く限定した理
由について詳述する。
由について詳述する。
C:Cは強度確保のため0.02%以上必要とし、一方
0.20%を越えて含有させると、母材および溶接部の
靭性劣化を招くようになることからその含を量を0.0
2〜0.20%と定めた。
0.20%を越えて含有させると、母材および溶接部の
靭性劣化を招くようになることからその含を量を0.0
2〜0.20%と定めた。
Si: Siは鋼の脱酸剤として有効であり、また固溶
強化を通じて強度上昇に有効であるが、1.0%を越え
ると靭性および溶接性に悪影響を及ぼすことから上限を
1.0%とした。
強化を通じて強度上昇に有効であるが、1.0%を越え
ると靭性および溶接性に悪影響を及ぼすことから上限を
1.0%とした。
!ln: Mnは鋼の強度並びに靭性を向上させ、また
焼入性を向上させることから低降伏比化に有効な元素で
あるが、0.5%未満ではこうした効果が期待できず、
また2、0%を超えると溶接性を劣化させるため、その
含有量を0.5〜2゜0%と定めた。
焼入性を向上させることから低降伏比化に有効な元素で
あるが、0.5%未満ではこうした効果が期待できず、
また2、0%を超えると溶接性を劣化させるため、その
含有量を0.5〜2゜0%と定めた。
sol.Al: A(1,は綱の脱酸および結晶粒の微
細化のために添加されるが、sol、AQ量にて0.0
1%未満ではその効果が望めず、一方、sol、A(i
Mtを011%を超えて含有させると、非金属介在物の
量が急激に増加して鋼の靭性が劣化するようになること
からその含有量を0.01〜0.1%と定めた。
細化のために添加されるが、sol、AQ量にて0.0
1%未満ではその効果が望めず、一方、sol、A(i
Mtを011%を超えて含有させると、非金属介在物の
量が急激に増加して鋼の靭性が劣化するようになること
からその含有量を0.01〜0.1%と定めた。
Nb、 VおよびTi: これらの元素は本発明におい
て特に重要な役割を持つ元素である。オーステナイト中
あるいはフェライト中に炭窒化物として析出し、鋼の強
度を向上させると同時に、所定の熱履歴によって生ずる
複合組織を微細化し、鋼の靭性を向上させる作用がある
が、各々0.01%未満ではその効果が望めず、一方、
0.15%を超えて含有すると、溶接部の靭性が劣化し
、母材の低降伏比化が得られなくなるので、その含有量
をそれぞれ0.01〜0.15%と定めた0本発明にあ
ってはそのうちの1種または2種以上が含有される。
て特に重要な役割を持つ元素である。オーステナイト中
あるいはフェライト中に炭窒化物として析出し、鋼の強
度を向上させると同時に、所定の熱履歴によって生ずる
複合組織を微細化し、鋼の靭性を向上させる作用がある
が、各々0.01%未満ではその効果が望めず、一方、
0.15%を超えて含有すると、溶接部の靭性が劣化し
、母材の低降伏比化が得られなくなるので、その含有量
をそれぞれ0.01〜0.15%と定めた0本発明にあ
ってはそのうちの1種または2種以上が含有される。
Cr、 Mo、 Cus NiおよびB:これらの元素
は所望添加元素で、強度、耐食性および焼入性をさらに
改善する必要があるときに所望により1種または2種以
上添加してもよい。これらの各元素の添加量は以下の理
由により限定される。
は所望添加元素で、強度、耐食性および焼入性をさらに
改善する必要があるときに所望により1種または2種以
上添加してもよい。これらの各元素の添加量は以下の理
由により限定される。
C「、門O:
これらの成分には鋼の強度および焼入性を向上させる作
用があるが、それぞれ0.05%未満ではその効果が期
待できず、一方、それぞれ1.0%を超えると母材およ
び溶接部の靭性を劣化するようになることがらCrおよ
びMoいずれも0.05〜1.0%に限定した。
用があるが、それぞれ0.05%未満ではその効果が期
待できず、一方、それぞれ1.0%を超えると母材およ
び溶接部の靭性を劣化するようになることがらCrおよ
びMoいずれも0.05〜1.0%に限定した。
Cu:
Cuには鋼の強度および焼入性、ならびに耐食性を向上
させる効果があるが、0.1%未満では効果が望めず、
また1、0%を超えて含有させるとスラブに熱間割れが
発生しやすくなることから、その含有量を0.1〜1゜
0%と定めた。
させる効果があるが、0.1%未満では効果が望めず、
また1、0%を超えて含有させるとスラブに熱間割れが
発生しやすくなることから、その含有量を0.1〜1゜
0%と定めた。
Ni:
Ntには潟の強度、靭性、焼入性ならびに耐食性を向上
させる効果があるが、0.1%未満では効果が望めず、
また3%を超えると母材および溶接部の靭性を劣化させ
るようになることから、その含有量を0.1〜3.0%
と定めた。
させる効果があるが、0.1%未満では効果が望めず、
また3%を超えると母材および溶接部の靭性を劣化させ
るようになることから、その含有量を0.1〜3.0%
と定めた。
B:
Bは強度増加に有効な元素であるが、その添加量がo、
ooos%未満では効果が望めず、0.002%を岨
えると母材および溶接部の靭性を劣化させるようになる
ことから、下限を0.0005%、上限を0.002%
と定めた。
ooos%未満では効果が望めず、0.002%を岨
えると母材および溶接部の靭性を劣化させるようになる
ことから、下限を0.0005%、上限を0.002%
と定めた。
Ca、REM:
これらの元素も所望添加元素であり、それらは介在物の
形態制御により、靭性および延性改善に効果があるが、
0.01%を超えて含まれると逆に靭性を害するため上
限を0゜01%とした。
形態制御により、靭性および延性改善に効果があるが、
0.01%を超えて含まれると逆に靭性を害するため上
限を0゜01%とした。
なお、本発明にみられる冶金学的機構についてはすでに
添付図面に関連させて説明したところであるが、その数
値限定の理由についてまとめると次の通りである。
添付図面に関連させて説明したところであるが、その数
値限定の理由についてまとめると次の通りである。
(熱間圧延)
・950℃以下の累積圧下率:
950℃以下の温度域における圧下は■熱処理前の組織
の微細化および■歪誘起析出物の分散化によって、その
後の熱処理によって得られる複合m織を微細化し、靭性
を向上させる効果がある。これらの効果は累積圧下率(
板厚減少率)にて40%以上で有効である。好ましくは
累積圧下率は50%以上である。
の微細化および■歪誘起析出物の分散化によって、その
後の熱処理によって得られる複合m織を微細化し、靭性
を向上させる効果がある。これらの効果は累積圧下率(
板厚減少率)にて40%以上で有効である。好ましくは
累積圧下率は50%以上である。
(熱処理)
・圧延後の加熱開始温度:
圧延後、再び加熱を行うにあたり、その開始温度がAr
2変態点−50℃超では複合組織が得られず、低降伏比
化しないため、圧延後の加熱開始温度をAr=変態点−
50℃以下と定めた。
2変態点−50℃超では複合組織が得られず、低降伏比
化しないため、圧延後の加熱開始温度をAr=変態点−
50℃以下と定めた。
・加熱速度:
熱処理時の加熱温度が3℃/S未満だと、加熱中にフェ
ライト粒が成長したり、逆変態によって生ずるオーステ
ナイト粒が粗大化し、本発明が目的とする微細な複合組
織が得られず、靭性が劣化するため加熱速度を3℃/S
以上と定めた。好ましくは10℃/S以上である。
ライト粒が成長したり、逆変態によって生ずるオーステ
ナイト粒が粗大化し、本発明が目的とする微細な複合組
織が得られず、靭性が劣化するため加熱速度を3℃/S
以上と定めた。好ましくは10℃/S以上である。
・加熱温度:
加熱温度がAc3変態点を超えたり、AC1変態点未満
の場合、複合組織化せず低降伏比鋼が得られないため、
加熱温度をAc1変態点以上、AC3変態点以下と定め
た。材質を安定化させる上ではAc++20℃〜AC3
50℃の温度域の加熱が望ましい。
の場合、複合組織化せず低降伏比鋼が得られないため、
加熱温度をAc1変態点以上、AC3変態点以下と定め
た。材質を安定化させる上ではAc++20℃〜AC3
50℃の温度域の加熱が望ましい。
・保持時間:
AC1変態点からAc3変態点間の温度域における保持
時間は5分を超えると鋼中の微細析出物が凝縮、粗大化
し、鋼板の強度が低下するばかりでなく、フェライト、
オーステナイト両相の粗大化を招き、靭性が劣化するた
め、5分以下と定めた。
時間は5分を超えると鋼中の微細析出物が凝縮、粗大化
し、鋼板の強度が低下するばかりでなく、フェライト、
オーステナイト両相の粗大化を招き、靭性が劣化するた
め、5分以下と定めた。
(熱処理後の圧延)
・圧下率および圧下温度:
二相域加熱時の保持や、または保持後、冷冷却中に熱間
圧延を行うに際し、その圧下率が5%未満では、高強度
、高靭化および複合組織化が促進されず、また、その圧
下温度が500℃を下回る場合や30%を超える圧下率
の場合には、著しい加工硬化により、低降伏比化、高靭
化に悪影響を及ぼすため、圧下率を5〜30%、圧下温
度を500℃以上と定めた。
圧延を行うに際し、その圧下率が5%未満では、高強度
、高靭化および複合組織化が促進されず、また、その圧
下温度が500℃を下回る場合や30%を超える圧下率
の場合には、著しい加工硬化により、低降伏比化、高靭
化に悪影響を及ぼすため、圧下率を5〜30%、圧下温
度を500℃以上と定めた。
次に、本発明をその実施例によってさらに具体的に説明
する。
する。
(実施例)
第1表に示す化学成分組成の鋼片を第2表に示す熱間圧
延、熱処理、さらに再度の熱間圧延にて板厚20+m−
の鋼板を製造した。熱処理は誘導加熱装置を用い、比較
例として電気炉加熱も行った。
延、熱処理、さらに再度の熱間圧延にて板厚20+m−
の鋼板を製造した。熱処理は誘導加熱装置を用い、比較
例として電気炉加熱も行った。
熱処理後の冷却条件としては、■加熱温度より放冷(第
2表中「放冷」と表示)、■加熱温度より500℃まで
10℃/Sで加速冷却後、放冷(第2表中「加速冷却」
)および■加熱温度より水焼入れ(第2表中「OQ」と
表示)の3種を行った。
2表中「放冷」と表示)、■加熱温度より500℃まで
10℃/Sで加速冷却後、放冷(第2表中「加速冷却」
)および■加熱温度より水焼入れ(第2表中「OQ」と
表示)の3種を行った。
本発明にしたがって製造された鋼は低温靭性に優れ、し
かも70%以下の低降伏比高張力鋼となっている。かか
る低降伏比高張力鋼は従来得られることはなかった。
かも70%以下の低降伏比高張力鋼となっている。かか
る低降伏比高張力鋼は従来得られることはなかった。
添付図面は、本発明の方法を図解して示す線図である。
Claims (4)
- (1)重量%にて C:0.02〜0.20%、Si:1.0%以下、Mn
:0.5〜2.0%、sol.Al:0.01〜0.1
%を含有し、さらに Nb:0.01〜0.15%、Ti:0.01〜0.1
5%およびV:0.01〜0.15%のうち1種または
2種以上含有し、 残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも950℃以下の累積圧下率が4
0%以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延の終了後、室温
またはAr_3変態点−50℃以下の任意の温度から3
℃/S以上の加熱速度にてAc_1変態点〜Ac_3変
態点の温度域に加熱後直ぐまたは5分以下の時間保持し
てから冷却を行うに際し、保持中または冷却中に500
℃以上の温度域にて圧下率5〜30%の熱間圧延を行う
ことを特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼
板の製造法。 - (2)重量%にて、 C:0.02〜0.20%、Si:1.0%以下、Mn
:0.5〜2.0%、sol.Al:0.01〜0.1
%さらに Nb:0.01〜0.15%、Ti:0.01〜0.1
5%およびV:0.01〜0.15%のうち1種または
2種以上、ならびに Cr:0.05〜1.0%、Mo:0.05〜1.0%
、Cu:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜3.0%、
およびB:0.0005〜0.002%のうち1種また
は2種以上含有し、残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも950℃以下の累積圧下率が4
0%以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延の終了後、室温
またはAr_3変態点−50℃以下の任意の温度から3
℃/S以上の加熱速度にてAc_1変態点〜Ac_3変
態点の温度域に加熱後直ぐまたは5分以下の時間保持し
てから冷却を行うに際し、保持中または冷却中に500
℃以上の温度域にて圧下率5〜30%の熱間圧延を行う
ことを特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼
板の製造法。 - (3)重量%にて、 C:0.02〜0.20%、Si:1.0%以下、Mn
:0.5〜2.0%、sol.Al:0.01〜0.1
%さらに Nb:0.01〜0.15%、Ti:0.01〜0.1
5%およびV:0.01〜0.15%のうち1種または
2種以上、ならびに、 CaおよびREMそれぞれ0.01%以下のうち1種ま
たは2種以上含有し、 残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも950℃以下の累積圧下率が4
0%以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延終了後、室温ま
たはAr_3変態点−50℃以下の任意の温度から3℃
/S以上の加熱速度にてAc_1変態点〜Ac_3変態
点の温度域に加熱後直ぐまたは5分以下の時間保持して
から冷却を行うに際し、保持中または冷却中に500℃
以上の温度域にて圧下率5〜30%の熱間圧延を行うこ
とを特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板
の製造法。 - (4)重量%にて、 C:0.02〜0.20%、Si:1.0%以下、Mn
:0.5〜2.0%、sol.Al:0.01〜0.1
%さらに Nb:0.01〜0.15%、Ti:0.01〜0.1
5%およびV:0.01〜0.15%のうち1種または
2種以上、Cr:0.05〜1.0%、Mo:0.05
〜1.0%、Cu:0.1〜1.0%、Ni:0.1〜
3.0%、およびB:0.0005〜0.002%のう
ち1種または2種以上、 ならびに、 CaおよびREMそれぞれ0.01%以下のうち1種ま
たは2種以上含有し、 残部鉄および不可避不純物 からなる鋼に少なくとも950℃以下の累積圧下率が4
0%以上の熱間圧延を行い、該熱間圧延終了後、室温ま
たはAr_3変態点−50℃以下の任意の温度から3℃
/S以上の加熱速度にてAc_1変態点〜Ac_3変態
点の温度域に加熱後直ぐまたは5分以下の時間保持して
から冷却を行うに際し、保持中または冷却中に500℃
以上の温度域にて圧下率5〜30%の熱間圧延を行うこ
とを特徴とする低温靭性の優れた低降伏比高張力厚鋼板
の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP954987A JPS63179019A (ja) | 1987-01-19 | 1987-01-19 | 低降伏比高張力厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP954987A JPS63179019A (ja) | 1987-01-19 | 1987-01-19 | 低降伏比高張力厚鋼板の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63179019A true JPS63179019A (ja) | 1988-07-23 |
Family
ID=11723356
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP954987A Pending JPS63179019A (ja) | 1987-01-19 | 1987-01-19 | 低降伏比高張力厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63179019A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0665676A (ja) * | 1992-08-21 | 1994-03-08 | Nippon Steel Corp | 耐火性の優れた建築用高張力鋼およびその製造方法 |
JPH0665675A (ja) * | 1992-08-21 | 1994-03-08 | Nippon Steel Corp | 耐火性の優れた建築用高張力鋼およびその製造方法 |
JP2005048289A (ja) * | 2003-07-16 | 2005-02-24 | Jfe Steel Kk | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 |
CN100406607C (zh) * | 2004-11-30 | 2008-07-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低屈服比易焊接结构钢厚板及其生产方法 |
-
1987
- 1987-01-19 JP JP954987A patent/JPS63179019A/ja active Pending
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0665676A (ja) * | 1992-08-21 | 1994-03-08 | Nippon Steel Corp | 耐火性の優れた建築用高張力鋼およびその製造方法 |
JPH0665675A (ja) * | 1992-08-21 | 1994-03-08 | Nippon Steel Corp | 耐火性の優れた建築用高張力鋼およびその製造方法 |
JP2005048289A (ja) * | 2003-07-16 | 2005-02-24 | Jfe Steel Kk | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 |
JP4507730B2 (ja) * | 2003-07-16 | 2010-07-21 | Jfeスチール株式会社 | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 |
CN100406607C (zh) * | 2004-11-30 | 2008-07-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低屈服比易焊接结构钢厚板及其生产方法 |
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