JPH01176030A - 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法 - Google Patents
加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法Info
- Publication number
- JPH01176030A JPH01176030A JP33649187A JP33649187A JPH01176030A JP H01176030 A JPH01176030 A JP H01176030A JP 33649187 A JP33649187 A JP 33649187A JP 33649187 A JP33649187 A JP 33649187A JP H01176030 A JPH01176030 A JP H01176030A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- yield ratio
- cooling
- steel
- low yield
- accelerated cooling
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 238000001816 cooling Methods 0.000 title claims abstract description 47
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 43
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 43
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 20
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 14
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 9
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 17
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 abstract description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 abstract 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 22
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 7
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 7
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 3
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 2
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
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】
［産業上の利用分野コ
本発明は加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法
に関し、さらに詳しくは、降伏比６５〜７５％で７０
Ｋｇｒ／ｍｅ”以上の引張り強さを有する厚鋼板を加速
冷却法により製造する方法に関する。
に関し、さらに詳しくは、降伏比６５〜７５％で７０
Ｋｇｒ／ｍｅ”以上の引張り強さを有する厚鋼板を加速
冷却法により製造する方法に関する。
［従来技術］
従来ｃ７） ７０ Ｋｇｆ／ ｍｍ”ｆｆｌ、８０ Ｋ
ｇｆ／ｍｍ”級橋梁用厚鋼板は強制冷却することなく室
温まで冷却した後、焼入れ、焼戻し処理によって製造さ
れており、降伏比は９５％ａ度であった。
ｇｆ／ｍｍ”級橋梁用厚鋼板は強制冷却することなく室
温まで冷却した後、焼入れ、焼戻し処理によって製造さ
れており、降伏比は９５％ａ度であった。
近年、８５％まで降伏比を下げた鋼板を制御圧延、加速
冷却、焼入れ、焼戻し法により製造する方法が提案され
ており、（溶接学会論文集、Ｖｏｌ。
冷却、焼入れ、焼戻し法により製造する方法が提案され
ており、（溶接学会論文集、Ｖｏｌ。
３．１９８５．Ｎｏ、３．Ｐ２Ｓ５）、また、６０ｋｇ
ｆ／ｍｒａ”板鋼では、圧延仕上後Ａｒ３点以下まで空
冷し、所定量の初析フェライトを析出させた後、加速冷
却して、降伏比７０％未満の低降伏比鋼を得る方法が提
案されている（特開昭５９−２１１５２８号公報）。
ｆ／ｍｒａ”板鋼では、圧延仕上後Ａｒ３点以下まで空
冷し、所定量の初析フェライトを析出させた後、加速冷
却して、降伏比７０％未満の低降伏比鋼を得る方法が提
案されている（特開昭５９−２１１５２８号公報）。
しかし、降伏比７０％前後の極めて低い７０ｋｇｆ／ｍ
ｍ”級以上の低降伏比高張力鋼板の製造法は提案されて
いない。
ｍ”級以上の低降伏比高張力鋼板の製造法は提案されて
いない。
近年、溶接構造用高張力鋼板の進歩は著しく、引張強さ
ｌ ＯＯＫｇｆ／ｍｍ”級まで実用化されつつあるが、
橋梁関係では従来の７０ Ｋｇ４／ｍｍ”、８０Ｋｇｆ
／ａ＋ｒ級鋼は降伏比が高く、降伏後破壊に至るまでの
耐負荷が小さいため、隠れた安全性という観点では不安
材料があり、これまで８０Ｋｇｆ／ａ＋ｍ”扱高張力鋼
のこの分野での使用は極端に制限されていた。そして、
この分野においても軽量化の要求が大きく、隠れた安全
性を有する低降伏比の７０ Ｋｇｒ／ａｍ”級以上の高
張力鋼板の出現が望まれていた。
ｌ ＯＯＫｇｆ／ｍｍ”級まで実用化されつつあるが、
橋梁関係では従来の７０ Ｋｇ４／ｍｍ”、８０Ｋｇｆ
／ａ＋ｒ級鋼は降伏比が高く、降伏後破壊に至るまでの
耐負荷が小さいため、隠れた安全性という観点では不安
材料があり、これまで８０Ｋｇｆ／ａ＋ｍ”扱高張力鋼
のこの分野での使用は極端に制限されていた。そして、
この分野においても軽量化の要求が大きく、隠れた安全
性を有する低降伏比の７０ Ｋｇｒ／ａｍ”級以上の高
張力鋼板の出現が望まれていた。
［発明が解決しようとする問題点］
本発明は上記に説明した従来における低降伏比の高張力
鋼板の製造法の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行
った結果、例えば、橋梁等の溶接構造物の隠れた安全性
を高め、かつ、構造物の軽量化を実現させるための加速
冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法を開発され、
冷間圧延鋼板、熱間圧延鋼板の分野においては鋼の降伏
比を下げる方法は開発、実用化されているが、これらの
鋼板はフェライトと５〜３０％のマルテンサイトおよび
状況によってはベイナイトや残留オーステナイトを含む
組織構成を有しており、このマルテンサイトの存在が降
伏比を下げる上で有効とされているが、この方法や上記
特開昭５９−２１１５２８号公報を７０ ｋｇｒ／ＩＩ
Ｉｍ”級以上の厚鋼板に適用しても、低降伏比は得られ
るが橋梁材として具備しなければならない低い遷移温度
、高いアッパーシェルフエネルギー、溶接部の硬度分布
、靭性等において致命的な欠点のあることがわかり、特
に、靭性値劣化の原因が軟質のフェライトと硬質のマル
テンサイトが粗く分散することを見出だし、さらに、Ｎ
ｂ含有と適切な加速冷却速度を採用することにより、フ
ェライトを加速冷却中に極めて微細に析出させ、かつ、
残部も微細なベイナイト＋マルテンサイト組織とするこ
とにより、所望の低降伏比、高強度、高靭性が得られる
加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法を開発し
たのである。
鋼板の製造法の問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行
った結果、例えば、橋梁等の溶接構造物の隠れた安全性
を高め、かつ、構造物の軽量化を実現させるための加速
冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法を開発され、
冷間圧延鋼板、熱間圧延鋼板の分野においては鋼の降伏
比を下げる方法は開発、実用化されているが、これらの
鋼板はフェライトと５〜３０％のマルテンサイトおよび
状況によってはベイナイトや残留オーステナイトを含む
組織構成を有しており、このマルテンサイトの存在が降
伏比を下げる上で有効とされているが、この方法や上記
特開昭５９−２１１５２８号公報を７０ ｋｇｒ／ＩＩ
Ｉｍ”級以上の厚鋼板に適用しても、低降伏比は得られ
るが橋梁材として具備しなければならない低い遷移温度
、高いアッパーシェルフエネルギー、溶接部の硬度分布
、靭性等において致命的な欠点のあることがわかり、特
に、靭性値劣化の原因が軟質のフェライトと硬質のマル
テンサイトが粗く分散することを見出だし、さらに、Ｎ
ｂ含有と適切な加速冷却速度を採用することにより、フ
ェライトを加速冷却中に極めて微細に析出させ、かつ、
残部も微細なベイナイト＋マルテンサイト組織とするこ
とにより、所望の低降伏比、高強度、高靭性が得られる
加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法を開発し
たのである。
［問題点を解決するための手段］
本発明に係る加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の本
製造法は、 （１） Ｃ０．０３〜０．２ｗｔ％、Ｓ ｉ ０．０
３〜０．５ｗｔ％、Ｍｎ ０．４〜２．３ｗｔ％、Ａｌ
０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｍｏ ０．１〜０．５ｗｔ
％、Ｎｂ ０．０１〜０．０５ｗｔ％、Ｎｉ ０．３
〜１．５ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる綱を、
未再結晶オーステナイト域での圧下率が３０％以上で、
かつ、仕上圧延終了温度がＡｒ８以上となるように熱間
圧延した後、直ちに、Ａｒ３以上の温度から２〜ｂ 冷却し、３００〜７００℃の間の温度で冷却停止を行う
ことを特徴とする加速冷却法による低降伏比高張力鋼板
の製造法を第１の発明とし、（２） Ｃ０．０３〜０
，２ｗｔ％、５ｉＯ１０３〜０．５ｗｔ％、Ｍｎ ０．
４〜２．３ｗｔ％、Ａｌ ０．０１〜０．ｉｗｔ％、Ｍ
ｏ ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｎｂ ０．０１〜０．０５
ｗｔ％、Ｎｉ ０．３〜１．５ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｏｒ、０．３〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ ０．２〜１．３ｗ
ｔ％、Ｂ ０．０００３〜０．００３ｗｔ％、Ｔ ｉ
０．００５〜０．０３ｗｔ％ の１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる綱を、
未再結晶オーステナイト域での圧下率か３０％以上で、
かつ、仕上圧延終了温度がＡｒ、以上となるように熱間
圧延した後、直ちに、Ａｒｓ以上の温度から２〜ｂ 冷却し、３００〜７００℃の間の温度で冷却停止を行う
ことを特徴とする加速冷却法による低降伏比高張力鋼板
の製造法を第２の発明とする２つの発明からなるもので
ある。
製造法は、 （１） Ｃ０．０３〜０．２ｗｔ％、Ｓ ｉ ０．０
３〜０．５ｗｔ％、Ｍｎ ０．４〜２．３ｗｔ％、Ａｌ
０．０１〜０．１ｗｔ％、Ｍｏ ０．１〜０．５ｗｔ
％、Ｎｂ ０．０１〜０．０５ｗｔ％、Ｎｉ ０．３
〜１．５ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる綱を、
未再結晶オーステナイト域での圧下率が３０％以上で、
かつ、仕上圧延終了温度がＡｒ８以上となるように熱間
圧延した後、直ちに、Ａｒ３以上の温度から２〜ｂ 冷却し、３００〜７００℃の間の温度で冷却停止を行う
ことを特徴とする加速冷却法による低降伏比高張力鋼板
の製造法を第１の発明とし、（２） Ｃ０．０３〜０
，２ｗｔ％、５ｉＯ１０３〜０．５ｗｔ％、Ｍｎ ０．
４〜２．３ｗｔ％、Ａｌ ０．０１〜０．ｉｗｔ％、Ｍ
ｏ ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｎｂ ０．０１〜０．０５
ｗｔ％、Ｎｉ ０．３〜１．５ｗｔ％ を含有し、さらに、 Ｏｒ、０．３〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ ０．２〜１．３ｗ
ｔ％、Ｂ ０．０００３〜０．００３ｗｔ％、Ｔ ｉ
０．００５〜０．０３ｗｔ％ の１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる綱を、
未再結晶オーステナイト域での圧下率か３０％以上で、
かつ、仕上圧延終了温度がＡｒ、以上となるように熱間
圧延した後、直ちに、Ａｒｓ以上の温度から２〜ｂ 冷却し、３００〜７００℃の間の温度で冷却停止を行う
ことを特徴とする加速冷却法による低降伏比高張力鋼板
の製造法を第２の発明とする２つの発明からなるもので
ある。
本発明に係る加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製
造法について以下詳細に説明する。
造法について以下詳細に説明する。
先ず、本発明に係る加速冷却法による低降伏比高張力鋼
板の製造法（以下単に本発明製造法ということがある。
板の製造法（以下単に本発明製造法ということがある。
）において使用する鋼の含有成分および含有割合につい
て説明する。
て説明する。
Ｃは強度上昇に有効な元素であり、含有量が０．０３ｗ
ｔ％未満では強度上界効果は少なく、また、０．２ｗｔ
％を越えて含有されると溶接性を劣化する。
ｔ％未満では強度上界効果は少なく、また、０．２ｗｔ
％を越えて含有されると溶接性を劣化する。
よって、Ｃ含有量は０．０３〜０．２ｗｔ％とする。
Ｓｔは組織制御に有効な元素であり、含有量が０．０３
ｗｔ％未満では組織制御効果が発揮できず、また、０．
５ｗｔ％を越えて含有されると靭性の劣化を招来する。
ｗｔ％未満では組織制御効果が発揮できず、また、０．
５ｗｔ％を越えて含有されると靭性の劣化を招来する。
よって、Ｓｔ含有量は０．０３〜０．５ｗｔ％とする。
ＭｎはＳｌと同じく組織制御に有効な元素であり、含有
量が０．４ｖｔ％未満では組織制御の効果は少なく、ま
た、２．３ｗＬ％を越えて含有されるとバンド状組織を
生成し、Ｃ方向、Ｚ方向の靭性の劣化を招来する。よっ
て、Ｍｎ含有量は０．４〜２，３ｗｔ％とする。
量が０．４ｖｔ％未満では組織制御の効果は少なく、ま
た、２．３ｗＬ％を越えて含有されるとバンド状組織を
生成し、Ｃ方向、Ｚ方向の靭性の劣化を招来する。よっ
て、Ｍｎ含有量は０．４〜２，３ｗｔ％とする。
Ａｌは脱酸剤として必要な元素であり、含有量が０．０
１ｗｔ％未満では脱酸剤としての効果はなく、また、０
．１ｗｔ％を越えて含有されるとこの効果は飽和する。
１ｗｔ％未満では脱酸剤としての効果はなく、また、０
．１ｗｔ％を越えて含有されるとこの効果は飽和する。
上って、Ａｌ含有量はＱ、ＱＬ〜０．１ｗｔ％とする。
Ｍｏはベイナイト組織の生成に有効で、かつ、靭性値向
上に有効な元素であり、含有量が０．１ｖｔ％未満では
これらの効果は少なく、また、０．５ｗｊ％を越えて含
有されるとこれらの効果は飽和してしまう。よって、Ｍ
ＯＣ含有量０，１〜０．５ｗｔ％とすＮｂはγ粒径を微
細化し、未再結晶圧延領域の拡大が図れ、かつ、ベイナ
イト組織の微細化および強度上昇に寄与する元素であり
、含有ｍが０．０１ｗｔ％未満ではこれらの効果を発揮
することはできず、また、０．０５ｗｔ％を越えて含有
されると効果は飽和してしまう。よって、Ｎｂ含有量は
０．０１−０゜０５ｗｔ％とする。
上に有効な元素であり、含有量が０．１ｖｔ％未満では
これらの効果は少なく、また、０．５ｗｊ％を越えて含
有されるとこれらの効果は飽和してしまう。よって、Ｍ
ＯＣ含有量０，１〜０．５ｗｔ％とすＮｂはγ粒径を微
細化し、未再結晶圧延領域の拡大が図れ、かつ、ベイナ
イト組織の微細化および強度上昇に寄与する元素であり
、含有ｍが０．０１ｗｔ％未満ではこれらの効果を発揮
することはできず、また、０．０５ｗｔ％を越えて含有
されると効果は飽和してしまう。よって、Ｎｂ含有量は
０．０１−０゜０５ｗｔ％とする。
Ｎｉは溶接性と靭性の向上に有効な元素であり、含有量
が０．３ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、ｌ
、 ５ｗｔ％を越えて含有されると効果は飽和する。よ
って、Ｎｉ含有量は０．３〜１．５ｗｔ％とする。
が０．３ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、ｌ
、 ５ｗｔ％を越えて含有されると効果は飽和する。よ
って、Ｎｉ含有量は０．３〜１．５ｗｔ％とする。
Ｃｒは組織制御に有効で、かつ、強度上昇に寄与する元
素であり、含有量が ０．３ｗｔ％未満ではこのような
効果は少なく、また、１ 、５ｗｔ％を越えて含有され
ると効果のそれ以上の上昇は望めない。
素であり、含有量が ０．３ｗｔ％未満ではこのような
効果は少なく、また、１ 、５ｗｔ％を越えて含有され
ると効果のそれ以上の上昇は望めない。
よって、Ｃｒ含有量は０．３〜１．５ｗｔ％とする。
Ｃｕは溶接性および靭性の向上に有効な元素であり、含
有量が０．２ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
１．３ｗｔ％を越えると効果は飽和する。
有量が０．２ｗｔ％未満ではこの効果は少なく、また、
１．３ｗｔ％を越えると効果は飽和する。
よって、Ｃｕ含有ｒＩｔは０．２〜１．３賓ｔ％とする
。
。
Ｂは組織制御に有効で、かつ、強度上昇に寄与する元素
であり、含有量が０．０００３ｗｔ％未満ではこの効果
は少なく、また、０．００３ｗｔ％を越えると効果は飽
和する。よって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００３
ｗｊ％とする。
であり、含有量が０．０００３ｗｔ％未満ではこの効果
は少なく、また、０．００３ｗｔ％を越えると効果は飽
和する。よって、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００３
ｗｊ％とする。
ＴｉはＮを固定し、かつ、Ｂの効果を有効に活用させる
のに寄与する元素であり、含有量が（１，００５ｗｔ５
未満ではこのような効果は少なく、また、０．０３ｗｔ
％を越えて含有されるとこの効果は飽和してしまう。よ
って、Ｔｉ含有量はｏ、ｏｏｓ〜０．０３ｗｔ％とする
。
のに寄与する元素であり、含有量が（１，００５ｗｔ５
未満ではこのような効果は少なく、また、０．０３ｗｔ
％を越えて含有されるとこの効果は飽和してしまう。よ
って、Ｔｉ含有量はｏ、ｏｏｓ〜０．０３ｗｔ％とする
。
次に、本発明製造法における製法について説明する。
上記に説明した含有成分および含有割合の綱の加熱温度
は９００〜１１５０℃とするのが良く、特に、低温域で
加熱した方がγ粒が微細となり、変態後に得られる組織
が微細となり、靭性向上に有効であり、従って、圧延機
の能力、仕上温度の確保の許容される範囲で低温に加熱
することが望ましい。
は９００〜１１５０℃とするのが良く、特に、低温域で
加熱した方がγ粒が微細となり、変態後に得られる組織
が微細となり、靭性向上に有効であり、従って、圧延機
の能力、仕上温度の確保の許容される範囲で低温に加熱
することが望ましい。
熱間加工条件は、γ粒の微細化、γ粒内への変形帯の導
入は、変態後の組織を微細化し、靭性向上に有効である
ことから、オーステナイトの未再結晶域で３０％以上の
加工が必要で、例えば、熱間圧延を行う。
入は、変態後の組織を微細化し、靭性向上に有効である
ことから、オーステナイトの未再結晶域で３０％以上の
加工が必要で、例えば、熱間圧延を行う。
冷却条件は、加速冷却開始温度がＡｒｓ未満では空冷中
に粗大な初析フェライトが析出し、靭性が劣化しく第１
図）、従って、加速冷却の開始も、熱間圧延後直ちに行
なわれることが重要である。
に粗大な初析フェライトが析出し、靭性が劣化しく第１
図）、従って、加速冷却の開始も、熱間圧延後直ちに行
なわれることが重要である。
また、冷却速度が２℃／ｓｅｅ未満では初析フェライト
が多量に、かつ、粗大に析出するため、強度、靭性とも
に低くなり、また、４０℃／ｓｅｃを越えると１００％
ベイナイト＋マルテンサイト組織となって、降伏比が高
くなり過ぎる。
が多量に、かつ、粗大に析出するため、強度、靭性とも
に低くなり、また、４０℃／ｓｅｃを越えると１００％
ベイナイト＋マルテンサイト組織となって、降伏比が高
くなり過ぎる。
そして、組織中に適量の初析フェライトを析出させるた
めの、適正冷却速度は、綱の含有成分および含有割合に
依存する。この適正冷却速度の範囲は、次式を用いて求
めることができる。
めの、適正冷却速度は、綱の含有成分および含有割合に
依存する。この適正冷却速度の範囲は、次式を用いて求
めることができる。
・ボロン無含有鋼
−１７，５−Ｃｅｑ＋１０．２＜１ｎＲ（”Ｃ／ｓ）＜
−１７，５Ｃｅｑ＋ １２．６ ・ボロン含有鋼 −１７，５・Ｃｅｑ＋９．５＜１ｎＲ（”Ｃ／ｓ）＜−
１７，５Ｃｅｑ＋１１．９ ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｔ／４０＋Ｃｒ
１５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ しかして、冷却停止温度が３００℃未満では温度制御が
困難になるばかりでなく、レベラー工程における圧延圧
力が多大となり好ましくなく、停止温度が低いとＤｕａ
ｌ Ｐｈａｓｅｗ４に近い組織となり、降伏比は約６０
％と求める範囲より低く、３００℃を越える停止温度で
は８０ Ｋｇｒ／ｍＱ＋”扱銅の強度が得られ、降伏比
も求める値の７０％前後の値であり、また、停止温度が
７００℃を越える高い温度になると、フェライト−パー
ライト組織となり、引張強さが７０ Ｋｇｆ／ａｕｓ’
を下回るようになる。このことは、第１表の鋼」を一つ
の例として採用して冷却停止温度とＴＳ、ＹＲの関係に
ついて調査し、その結果を第２図に示しである。この第
２図から本発明製造法のように冷却停止温度を３００〜
７００℃の範囲とすることが好適であることがわかる。
−１７，５Ｃｅｑ＋ １２．６ ・ボロン含有鋼 −１７，５・Ｃｅｑ＋９．５＜１ｎＲ（”Ｃ／ｓ）＜−
１７，５Ｃｅｑ＋１１．９ ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｔ／４０＋Ｃｒ
１５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ しかして、冷却停止温度が３００℃未満では温度制御が
困難になるばかりでなく、レベラー工程における圧延圧
力が多大となり好ましくなく、停止温度が低いとＤｕａ
ｌ Ｐｈａｓｅｗ４に近い組織となり、降伏比は約６０
％と求める範囲より低く、３００℃を越える停止温度で
は８０ Ｋｇｒ／ｍＱ＋”扱銅の強度が得られ、降伏比
も求める値の７０％前後の値であり、また、停止温度が
７００℃を越える高い温度になると、フェライト−パー
ライト組織となり、引張強さが７０ Ｋｇｆ／ａｕｓ’
を下回るようになる。このことは、第１表の鋼」を一つ
の例として採用して冷却停止温度とＴＳ、ＹＲの関係に
ついて調査し、その結果を第２図に示しである。この第
２図から本発明製造法のように冷却停止温度を３００〜
７００℃の範囲とすることが好適であることがわかる。
また、加速冷却のままの状態では、即ち、熱間圧延−冷
却のままでは、殆どの場合降伏点伸びは零で、いずれも
連続降伏現象であり、特に、橋梁等の設計を行う際に、
降伏点伸びを付与したい場合は、１００〜３００℃の温
度の焼戻し処理を行う必要があるが、第３図に示すよう
に焼戻し温度が３００℃を越えるとＹＲが上限の７５％
以上となって、求める低降伏比が得られなくなり、また
、焼戻し温度が１００℃未満では実質的効果は得られな
くなる。
却のままでは、殆どの場合降伏点伸びは零で、いずれも
連続降伏現象であり、特に、橋梁等の設計を行う際に、
降伏点伸びを付与したい場合は、１００〜３００℃の温
度の焼戻し処理を行う必要があるが、第３図に示すよう
に焼戻し温度が３００℃を越えるとＹＲが上限の７５％
以上となって、求める低降伏比が得られなくなり、また
、焼戻し温度が１００℃未満では実質的効果は得られな
くなる。
［実 施 例］
本発明に係る加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製
造法の実施例を説明する。
造法の実施例を説明する。
実施例
第１表に示す含有成分および含有割合の鋼を通常の製法
により溶解、鋳造した鋼を９００℃から１１００℃の間
の各種の加熱温度において１００ｓ＋ｍｔの鋼（スラブ
）を加熱し、２０韻を厚の鋼板に圧延し、９００℃以下
の圧下率を５０％とした。熱間圧延終了後各種の冷却速
度で冷却した。必要に応じて焼戻し処理を行ったが、所
定の温度に１時間保持後空冷した。
により溶解、鋳造した鋼を９００℃から１１００℃の間
の各種の加熱温度において１００ｓ＋ｍｔの鋼（スラブ
）を加熱し、２０韻を厚の鋼板に圧延し、９００℃以下
の圧下率を５０％とした。熱間圧延終了後各種の冷却速
度で冷却した。必要に応じて焼戻し処理を行ったが、所
定の温度に１時間保持後空冷した。
第２表に各鋼種の機械的性質を示す。
この第２表より本発明製造法により製造された鋼は、比
較例に比して、６５〜７５％の低い降伏比、かつ、高靭
性であり、その他の機械的性質は比較例と同等かそれ以
上であり、優れていることがわかる。
較例に比して、６５〜７５％の低い降伏比、かつ、高靭
性であり、その他の機械的性質は比較例と同等かそれ以
上であり、優れていることがわかる。
［Ｒ明の効果コ
以上説明したように、本発明に係る加速冷却法による低
降伏比高張力鋼板の製造法は上記の構成であるから、溶
接溝造物の安全性が高い、７０Ｋｇｆ／ｍｍ”以上であ
り、かつ、降伏比が６５〜７５％と低い高張力調板を効
果的に製造することができる優れた製造法である。
降伏比高張力鋼板の製造法は上記の構成であるから、溶
接溝造物の安全性が高い、７０Ｋｇｆ／ｍｍ”以上であ
り、かつ、降伏比が６５〜７５％と低い高張力調板を効
果的に製造することができる優れた製造法である。
第１図は加速冷却開始温度とＴ、Ｓ、、ｖＴｒｓの関係
を示す図、第２図は冷却停止温度とＴＳＳＹＲの関係を
示す図、第３図は焼戻し温度とＴＳ。 Ｙｒｔ、ＹＰＥＩの関係を示す図である。 才３図
を示す図、第２図は冷却停止温度とＴＳＳＹＲの関係を
示す図、第３図は焼戻し温度とＴＳ。 Ｙｒｔ、ＹＰＥＩの関係を示す図である。 才３図
Claims (2)
- （１）Ｃ０．０３〜０．２ｗｔ％、Ｓｉ０．０３〜０．
５ｗｔ％、Ｍｎ０．４〜２．３ｗｔ％、Ａｌ０．０１〜
０．１ｗｔ％、Ｍｏ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｎｂ０．０
１〜０．０５ｗｔ％、Ｎｉ０．３〜１．５ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を、
未再結晶オーステナイト域での圧下率が３０％以上で、
かつ、仕上圧延終了温度がＡｒ＿３以上となるように熱
間圧延した後、直ちに、Ａｒ＿３以上の温度から２〜４
０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却し、３００〜７００
℃の間の温度で冷却停止を行うことを特徴とする加速冷
却法による低降伏比高張力鋼板の製造法。 - （２）Ｃ０．０３〜０．２ｗｔ％、Ｓｉ０．０３〜０．
５ｗｔ％、Ｍｎ０．４〜２．３ｗｔ％、Ａｌ０．０１〜
０．１ｗｔ％、Ｍｏ０．１〜０．５ｗｔ％、Ｎｂ０．０
１〜１．５ｗｔ％、Ｎｉ０．３〜１．５ｗｔ％、 を含有し、さらに、 Ｃｒ０．３〜１．５ｗｔ％、Ｃｕ０．２〜１．３ｗｔ％
、Ｂ０．０００３〜０．００３ｗｔ％、 Ｔｉ０．００５〜０．０３ｗｔ％ の１種または２種以上 を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を、
未再結晶オーステナイト域での圧下率が３０％以上で、
かつ、仕上圧延終了温度がＡｒ＿３以上となるように熱
間圧延した後、直ちに、Ａｒ＿３以上の温度から２〜４
０℃／ｓｅｃの冷却速度で加速冷却し、３００〜７００
℃の間の温度で冷却停止を行うことを特徴とする加速冷
却法による低降伏比高張力鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33649187A JPH01176030A (ja) | 1987-12-28 | 1987-12-28 | 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33649187A JPH01176030A (ja) | 1987-12-28 | 1987-12-28 | 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01176030A true JPH01176030A (ja) | 1989-07-12 |
Family
ID=18299680
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33649187A Pending JPH01176030A (ja) | 1987-12-28 | 1987-12-28 | 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01176030A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0452225A (ja) * | 1990-06-19 | 1992-02-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比高張力鋼板の製造法 |
| EP0786533A4 (ja) * | 1993-09-20 | 1997-07-30 | ||
| JP2006342421A (ja) * | 2005-05-13 | 2006-12-21 | Nippon Steel Corp | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 |
| EP1681363A4 (en) * | 2003-09-30 | 2009-11-25 | Nippon Steel Corp | STEEL WITH HIGH AND HIGH STRENGTH yield ratio AND HOT-DIP THIN STEEL PLATE WITH HIGH AND HIGH STRENGTH yield ratio WITH OUTSTANDING weldability and ductility as well as alloyed HOT-DIP THIN STEEL PLATE WITH HIGH AND HIGH STRENGTH yield ratio AND PROCESS FOR PRODUCING |
-
1987
- 1987-12-28 JP JP33649187A patent/JPH01176030A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0452225A (ja) * | 1990-06-19 | 1992-02-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比高張力鋼板の製造法 |
| EP0786533A4 (ja) * | 1993-09-20 | 1997-07-30 | ||
| US5718776A (en) * | 1993-09-20 | 1998-02-17 | Nippon Steel Corporation | Steel plate less susceptible to welding distortion and highly bendable by lineal heating, process for producing said steel plate, welding material, and welding method using said welding material |
| EP1681363A4 (en) * | 2003-09-30 | 2009-11-25 | Nippon Steel Corp | STEEL WITH HIGH AND HIGH STRENGTH yield ratio AND HOT-DIP THIN STEEL PLATE WITH HIGH AND HIGH STRENGTH yield ratio WITH OUTSTANDING weldability and ductility as well as alloyed HOT-DIP THIN STEEL PLATE WITH HIGH AND HIGH STRENGTH yield ratio AND PROCESS FOR PRODUCING |
| EP2309012A1 (en) * | 2003-09-30 | 2011-04-13 | Nippon Steel Corporation | High yield ratio and high-strength cold rolled thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield ratio high-strength hot-dip galvanized cold rolled thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed cold rolled thin steel sheet, and methods of production of same |
| US8084143B2 (en) | 2003-09-30 | 2011-12-27 | Nippon Steel Corporation | High-yield-ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield-ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same |
| US8747577B2 (en) | 2003-09-30 | 2014-06-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High yield ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same |
| JP2006342421A (ja) * | 2005-05-13 | 2006-12-21 | Nippon Steel Corp | 耐溶接割れ性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100340507B1 (ko) | 구리를함유한고강도고연성열연변태유기소성강제조방법 | |
| JPH0127128B2 (ja) | ||
| JPS63286517A (ja) | 低降状比高張力鋼の製造方法 | |
| JP3422864B2 (ja) | 加工性の優れたステンレス鋼およびその製造方法 | |
| US20040040633A1 (en) | Method for the production of hot strip or sheet from a micro-alloyed steel | |
| JP3772686B2 (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JPH01176030A (ja) | 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法 | |
| JPH01176029A (ja) | 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法 | |
| JPH02149646A (ja) | 加工性、溶接性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
| JPS63277721A (ja) | 高強度高靭性レ−ルの製造方法 | |
| JPS63199821A (ja) | 加速冷却型高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS6119733A (ja) | 伸びフランジ性の優れた超７０キロ級高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH09111396A (ja) | 耐衝撃性に優れる自動車用の高張力熱延鋼板および高張力冷延鋼板ならびにそれらの製造方法 | |
| JPH0445227A (ja) | 低降伏比鋼材の製造法 | |
| JPS6367524B2 (ja) | ||
| JP3290019B2 (ja) | 疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JPS6318020A (ja) | 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法 | |
| JPH022929B2 (ja) | ||
| JPS6286122A (ja) | 高強度高溶接性構造用鋼の製造方法 | |
| JP2528395B2 (ja) | 電縫溶接管用超高強度冷延鋼板の製造法 | |
| KR950003547B1 (ko) | 기계적 성질이 우수한 저온용 니켈강의 제조방법 | |
| JPS6324013A (ja) | 直接焼入れ焼戻し法による低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0920921A (ja) | セパレーションを利用する高靱性鋼板の製造方法 | |
| JPH0215122A (ja) | 溶接性の優れた高強度高靭性厚肉鋼板の製造方法 | |
| KR20250085551A (ko) | 고강도 스테인리스강 및 그 제조방법 |