JPH10306316A - 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 - Google Patents
低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法Info
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- JPH10306316A JPH10306316A JP11152997A JP11152997A JPH10306316A JP H10306316 A JPH10306316 A JP H10306316A JP 11152997 A JP11152997 A JP 11152997A JP 11152997 A JP11152997 A JP 11152997A JP H10306316 A JPH10306316 A JP H10306316A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は高価な合金元素の添加や生産性の劣
る複雑な熱処理工程を必要としない低温靭性に優れた低
降伏比高張力の製造方法を提供する。 【解決手段】 所定の成分範囲に限定した鋼片に対し
て、粗圧延の後、仕上げ圧延の前にγ相を過冷せしめる
ための加速冷却を該冷却速度におけるＡｒ3 変態点＋５
０℃〜Ａｒ3 変態点−５０℃まで行うことによりαの微
細化を図り、低温靱性と低降伏比とを両立させる。
る複雑な熱処理工程を必要としない低温靭性に優れた低
降伏比高張力の製造方法を提供する。 【解決手段】 所定の成分範囲に限定した鋼片に対し
て、粗圧延の後、仕上げ圧延の前にγ相を過冷せしめる
ための加速冷却を該冷却速度におけるＡｒ3 変態点＋５
０℃〜Ａｒ3 変態点−５０℃まで行うことによりαの微
細化を図り、低温靱性と低降伏比とを両立させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接構造用鋼として
の十分な性能を有し、降伏比が低く塑性変形能に優れる
とともに、低温靱性にも優れた低降伏比高張力鋼材の製
造方法に関するものである。例えば、この方法で製造し
た鋼材は海洋構造物、圧力容器、造船、橋梁、建築物、
ラインパイプなどの溶接鋼構造物一般に用いることがで
きるが、低降伏比鋼であることから、特に耐震性を必要
とする建築、橋梁等の構造物用鋼材として有用である。
また、鋼材の形態としては特に問わないが、構造部材と
して用いられ、低温靭性が要求される鋼板、特に厚板、
鋼管素材、あるいは形鋼で特に有用である。
の十分な性能を有し、降伏比が低く塑性変形能に優れる
とともに、低温靱性にも優れた低降伏比高張力鋼材の製
造方法に関するものである。例えば、この方法で製造し
た鋼材は海洋構造物、圧力容器、造船、橋梁、建築物、
ラインパイプなどの溶接鋼構造物一般に用いることがで
きるが、低降伏比鋼であることから、特に耐震性を必要
とする建築、橋梁等の構造物用鋼材として有用である。
また、鋼材の形態としては特に問わないが、構造部材と
して用いられ、低温靭性が要求される鋼板、特に厚板、
鋼管素材、あるいは形鋼で特に有用である。
【０００２】
【従来の技術】従来の低降伏比鋼の製造方法は、焼入れ
と焼戻し熱処理の間にフェライト（α）＋オーステナイ
ト（γ）二相域に加熱する中間熱処理を施す方法（以
下、ＱＬＴ処理という）に代表されるように、基本的に
は軟質相としてのαと硬質相としてのベイナイトあるい
はマルテンサイトを混在させることを目的としている。
そして、全体の強度レベル及び降伏比はこれらの相の混
在比率を変えることによって制御されてきた。この軟質
相と硬質相の混合組織を得るための製造方法は従来から
種々提案されており、例えば、特開昭５３−２３８１７
号公報には鋼板を再加熱焼入れした後、Ａｃ1 変態点と
Ａｃ3 変態点の間に再加熱してγとαの二相としてから
空冷する方法が示されており、また、特開平４−３１４
８２４号公報には同様に二相域に再加熱した後、焼入れ
る方法が開示されている。また、再加熱処理を施さずに
オンラインで製造する方法としては、例えば、特開昭６
３−２８６５１７号公報にはγ域から二相域にかけて熱
間圧延を施した後、Ａｒ3 変態点より２０〜１００℃低
い温度まで空冷してα相を生成させ、その後、急冷する
方法が開示されている。
と焼戻し熱処理の間にフェライト（α）＋オーステナイ
ト（γ）二相域に加熱する中間熱処理を施す方法（以
下、ＱＬＴ処理という）に代表されるように、基本的に
は軟質相としてのαと硬質相としてのベイナイトあるい
はマルテンサイトを混在させることを目的としている。
そして、全体の強度レベル及び降伏比はこれらの相の混
在比率を変えることによって制御されてきた。この軟質
相と硬質相の混合組織を得るための製造方法は従来から
種々提案されており、例えば、特開昭５３−２３８１７
号公報には鋼板を再加熱焼入れした後、Ａｃ1 変態点と
Ａｃ3 変態点の間に再加熱してγとαの二相としてから
空冷する方法が示されており、また、特開平４−３１４
８２４号公報には同様に二相域に再加熱した後、焼入れ
る方法が開示されている。また、再加熱処理を施さずに
オンラインで製造する方法としては、例えば、特開昭６
３−２８６５１７号公報にはγ域から二相域にかけて熱
間圧延を施した後、Ａｒ3 変態点より２０〜１００℃低
い温度まで空冷してα相を生成させ、その後、急冷する
方法が開示されている。
【０００３】再加熱焼入れした後、さらにＡｃ1 変態点
とＡｃ3 変態点の間に再加熱してγとαの二相としてか
ら空冷または水冷する、ＱＬＴ処理は組織制御が比較的
容易であるが、工程が複雑であるため、生産性の低下が
大きいという問題を解決できない。
とＡｃ3 変態点の間に再加熱してγとαの二相としてか
ら空冷または水冷する、ＱＬＴ処理は組織制御が比較的
容易であるが、工程が複雑であるため、生産性の低下が
大きいという問題を解決できない。
【０００４】一方、生産性の向上を図った、特開昭６３
−２８６５１７号公報に示されているような、γ域から
二相域にかけて熱間圧延を施した後、Ａｒ3 変態点より
２０〜１００℃低い温度まで空冷してα相を生成させ、
その後、急冷する、いわゆるＤＬＴ処理の場合は、ＱＬ
Ｔ処理で必須の中間熱処理は省略できるため、生産性は
改善されるが、圧延から焼入れまでの待ち時間が長くな
るため、通常の熱間圧延や加工熱処理（ＴＭＣＰ）プロ
セスに比べれば、未だ生産性は低い。また、α相生成の
ための待ち時間が長いため板内の温度不均一が生じやす
く、そのため、材質の板内変動が大きくなりがちであ
る。さらに、このようなプロセスで生じるαや硬質第二
相は粗大になりやすく、靭性の確保が困難である。
−２８６５１７号公報に示されているような、γ域から
二相域にかけて熱間圧延を施した後、Ａｒ3 変態点より
２０〜１００℃低い温度まで空冷してα相を生成させ、
その後、急冷する、いわゆるＤＬＴ処理の場合は、ＱＬ
Ｔ処理で必須の中間熱処理は省略できるため、生産性は
改善されるが、圧延から焼入れまでの待ち時間が長くな
るため、通常の熱間圧延や加工熱処理（ＴＭＣＰ）プロ
セスに比べれば、未だ生産性は低い。また、α相生成の
ための待ち時間が長いため板内の温度不均一が生じやす
く、そのため、材質の板内変動が大きくなりがちであ
る。さらに、このようなプロセスで生じるαや硬質第二
相は粗大になりやすく、靭性の確保が困難である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、現状の低降
伏比鋼の有している問題点に鑑み、ＱＬＴ処理における
低生産性の問題と、ＤＬＴ処理における靱性確保の問題
とを同時に解決する方法を提案するものであり、具体的
には、二相域への再加熱処理を施さない、熱間圧延工程
で製造する方法において、従来熱間圧延後の冷却工程で
軟質相であるαを十分生成させるための緩冷却工程のた
めに、αや硬質相のサイズが粗大化し、生産性が低下す
るという問題を解決することを課題とする。
伏比鋼の有している問題点に鑑み、ＱＬＴ処理における
低生産性の問題と、ＤＬＴ処理における靱性確保の問題
とを同時に解決する方法を提案するものであり、具体的
には、二相域への再加熱処理を施さない、熱間圧延工程
で製造する方法において、従来熱間圧延後の冷却工程で
軟質相であるαを十分生成させるための緩冷却工程のた
めに、αや硬質相のサイズが粗大化し、生産性が低下す
るという問題を解決することを課題とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】熱間圧延後の冷却工程で
軟質相であるαを十分生成させるためには、従来の方法
では熱間圧延後、放冷程度の遅い冷却速度で二相域温度
まで冷却し、塊状のαを一定量生成させた後、硬質相で
あるマルテンサイトあるいはベイナイトを生成させるた
めに加速冷却する。このαを生成させるための緩冷却工
程のために、αや硬質相のサイズが粗大化し、生産性が
低下するという問題があった。
軟質相であるαを十分生成させるためには、従来の方法
では熱間圧延後、放冷程度の遅い冷却速度で二相域温度
まで冷却し、塊状のαを一定量生成させた後、硬質相で
あるマルテンサイトあるいはベイナイトを生成させるた
めに加速冷却する。このαを生成させるための緩冷却工
程のために、αや硬質相のサイズが粗大化し、生産性が
低下するという問題があった。
【０００７】本発明者らは、熱間圧延後に生成させるα
の微細化を図るための方法を縷々検討し、αの微細化と
生産性の向上とを同時に満足できる全く新しい手段を見
いだした。即ち、γ域〜変態温度域にかけて適正な冷却
速度で加速冷却することによりγ相を過冷した上で、過
冷されたγに適正な熱間圧延を加えることにより過冷さ
れたγから微細なαが生成して、低降伏比と低温靱性と
を両立できる組織が形成される。加えてこの方法によれ
ば、通常徐冷される温度域を加速冷却するため、生産性
の向上も同時に達成される。
の微細化を図るための方法を縷々検討し、αの微細化と
生産性の向上とを同時に満足できる全く新しい手段を見
いだした。即ち、γ域〜変態温度域にかけて適正な冷却
速度で加速冷却することによりγ相を過冷した上で、過
冷されたγに適正な熱間圧延を加えることにより過冷さ
れたγから微細なαが生成して、低降伏比と低温靱性と
を両立できる組織が形成される。加えてこの方法によれ
ば、通常徐冷される温度域を加速冷却するため、生産性
の向上も同時に達成される。
【０００８】本発明は上記の新しい組織制御方法に基づ
いてなされたものであり、その要旨とするところは以下
の通りである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％ Ａｌ：０．００１〜０．１％ Ｎ ：０．００１〜０．０１０％を含有し、 不純物としてのＰ、Ｓの含有量が Ｐ ：０．０２５％以下 Ｓ ：０．０１５％以下で、 残部鉄及び不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3 変態点以
上、１２５０℃以下の温度に加熱し、加熱温度〜９００
℃の範囲で累積圧下率が１０〜８０％の粗圧延を行った
後、冷却速度が２〜４０℃／ｓの加速冷却を該冷却速度
におけるＡｒ3 変態点＋５０℃〜Ａｒ3 変態点−５０℃
まで行ってγ相を過冷せしめ、加速冷却後、累積圧下率
３０〜９０％の仕上げ圧延を６５０℃以上で終了し、さ
らに仕上げ圧延終了後、５〜４０℃／ｓの冷却速度で２
０℃〜４５０℃まで再び加速冷却することを特徴とする
低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法。 （２）圧延後に、４５０℃以上、Ａｃ1 変態点以下で焼
戻しを行うことを特徴とする前記（１）に記載の低温靭
性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法。 （３）重量％で、 Ｃｒ：０．０１〜１．０％ Ｎｉ：０．０１〜３．０％ Ｍｏ：０．０１〜１．０％ Ｃｕ：０．０１〜１．５％ Ｔｉ：０．００３〜０．１０％ Ｖ ：０．００５〜０．５０％ Ｎｂ：０．００３〜０．１０％ Ｚｒ：０．００３〜０．１０％ Ｔａ：０．００５〜０．２０％ Ｗ ：０．０１〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）または（２）に記載の低温靭性に優れた低降伏比
高張力鋼材の製造方法。 （４）重量％で、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％ Ｃａ：０．０００５〜０．０１％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１０％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
前記（１）〜（３）のいずれかに記載の低温靭性に優れ
た低降伏比高張力鋼材の製造方法。
いてなされたものであり、その要旨とするところは以下
の通りである。 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％ Ａｌ：０．００１〜０．１％ Ｎ ：０．００１〜０．０１０％を含有し、 不純物としてのＰ、Ｓの含有量が Ｐ ：０．０２５％以下 Ｓ ：０．０１５％以下で、 残部鉄及び不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3 変態点以
上、１２５０℃以下の温度に加熱し、加熱温度〜９００
℃の範囲で累積圧下率が１０〜８０％の粗圧延を行った
後、冷却速度が２〜４０℃／ｓの加速冷却を該冷却速度
におけるＡｒ3 変態点＋５０℃〜Ａｒ3 変態点−５０℃
まで行ってγ相を過冷せしめ、加速冷却後、累積圧下率
３０〜９０％の仕上げ圧延を６５０℃以上で終了し、さ
らに仕上げ圧延終了後、５〜４０℃／ｓの冷却速度で２
０℃〜４５０℃まで再び加速冷却することを特徴とする
低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法。 （２）圧延後に、４５０℃以上、Ａｃ1 変態点以下で焼
戻しを行うことを特徴とする前記（１）に記載の低温靭
性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法。 （３）重量％で、 Ｃｒ：０．０１〜１．０％ Ｎｉ：０．０１〜３．０％ Ｍｏ：０．０１〜１．０％ Ｃｕ：０．０１〜１．５％ Ｔｉ：０．００３〜０．１０％ Ｖ ：０．００５〜０．５０％ Ｎｂ：０．００３〜０．１０％ Ｚｒ：０．００３〜０．１０％ Ｔａ：０．００５〜０．２０％ Ｗ ：０．０１〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）または（２）に記載の低温靭性に優れた低降伏比
高張力鋼材の製造方法。 （４）重量％で、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％ Ｃａ：０．０００５〜０．０１％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１０％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
前記（１）〜（３）のいずれかに記載の低温靭性に優れ
た低降伏比高張力鋼材の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】本発明の最も重要な要件は、γ域
〜変態温度域にかけて適正な冷却速度で加速冷却するこ
とによりγ相を過冷した上で、過冷されたγに適正な熱
間圧延を加えることにより過冷されたγから微細なαを
生成させることにある。所望の特性を満足するためには
化学組成と製造方法の両方を適正化する必要があるが、
靱性と降伏比とを両立させるために最も重要なαの微細
化には製造方法の適正化が最も重要である。そこで、そ
のための製造条件の限定理由を先ず述べる。
〜変態温度域にかけて適正な冷却速度で加速冷却するこ
とによりγ相を過冷した上で、過冷されたγに適正な熱
間圧延を加えることにより過冷されたγから微細なαを
生成させることにある。所望の特性を満足するためには
化学組成と製造方法の両方を適正化する必要があるが、
靱性と降伏比とを両立させるために最も重要なαの微細
化には製造方法の適正化が最も重要である。そこで、そ
のための製造条件の限定理由を先ず述べる。
【００１０】本発明の製造方法に関する第１の要件は、
粗圧延の後に加速冷却を行ってγを過冷した上で、αの
変態を促進するための仕上げ圧延を行い、さらに仕上げ
圧延後に加速冷却を行うことで軟質相であるαの微細化
と軟質相と硬質相の比率を適切に制御して靱性と低降伏
比化とを両立させることにある。
粗圧延の後に加速冷却を行ってγを過冷した上で、αの
変態を促進するための仕上げ圧延を行い、さらに仕上げ
圧延後に加速冷却を行うことで軟質相であるαの微細化
と軟質相と硬質相の比率を適切に制御して靱性と低降伏
比化とを両立させることにある。
【００１１】粗圧延後の加速冷却条件としては、２〜４
０℃／ｓの冷却速度で該冷却速度におけるＡｒ3 変態点
＋５０℃〜Ａｒ3 変態点−５０℃まで行うが、これはγ
を過冷して後の仕上げ圧延で所望の割合でかつ微細なα
を生成させるために必要であり、冷却速度が２℃／ｓ未
満では過冷が十分でなく、４０℃／ｓ超では鋼材の表面
と内部の温度差が過大となり組織の不均一が生じる上
に、α生成量の制御が困難となるため、加速冷却速度は
２〜４０℃／ｓに限定する。
０℃／ｓの冷却速度で該冷却速度におけるＡｒ3 変態点
＋５０℃〜Ａｒ3 変態点−５０℃まで行うが、これはγ
を過冷して後の仕上げ圧延で所望の割合でかつ微細なα
を生成させるために必要であり、冷却速度が２℃／ｓ未
満では過冷が十分でなく、４０℃／ｓ超では鋼材の表面
と内部の温度差が過大となり組織の不均一が生じる上
に、α生成量の制御が困難となるため、加速冷却速度は
２〜４０℃／ｓに限定する。
【００１２】該冷却速度範囲でγを過冷却するが、後の
仕上げ圧延により所望の割合でかつ微細なαを生成させ
るためには、該粗圧延後の加速冷却は該冷却速度におけ
る変態開始温度をＡｒ3 変態点として、Ａｒ3 変態点＋
５０℃〜Ａｒ3 変態点−５０℃まで行う必要がある。こ
れは、加速冷却をＡｒ3 変態点＋５０℃より高い温度で
終了すると加速冷却によるγ過冷却が十分でなく、Ａｒ
3 変態点−５０℃未満の低温まで加速冷却を行うと、該
加速冷却の後の仕上げ圧延を開始する前に変態の大半が
終了してしまい、αの微細化やαと硬質相との硬度差が
小さくなって靱性、低降伏比化がともに達成できなくな
るためである。
仕上げ圧延により所望の割合でかつ微細なαを生成させ
るためには、該粗圧延後の加速冷却は該冷却速度におけ
る変態開始温度をＡｒ3 変態点として、Ａｒ3 変態点＋
５０℃〜Ａｒ3 変態点−５０℃まで行う必要がある。こ
れは、加速冷却をＡｒ3 変態点＋５０℃より高い温度で
終了すると加速冷却によるγ過冷却が十分でなく、Ａｒ
3 変態点−５０℃未満の低温まで加速冷却を行うと、該
加速冷却の後の仕上げ圧延を開始する前に変態の大半が
終了してしまい、αの微細化やαと硬質相との硬度差が
小さくなって靱性、低降伏比化がともに達成できなくな
るためである。
【００１３】該粗圧延・加速冷却後仕上げ圧延を行い、
微細なαを生成させるが、そのためには、加速冷却後、
累積圧下率３０〜９０％の仕上げ圧延を６５０℃以上で
終了する必要がある。累積圧下率が３０％未満である
と、αの微細化が十分でなく、９０％超ではαの微細化
程度が飽和する一方で、圧延中の温度低下のために仕上
げ圧延後の加速冷却前に変態が生じ、硬質相の硬さ、割
合が不十分となり低降伏比化が不十分となる。同様の理
由により仕上げ圧延は６５０℃以上で終了する必要があ
る。即ち、仕上げ圧延の終了が６５０℃未満では硬質相
となるべき未変態γが仕上げ圧延後の加速冷却前に変態
を生じ、硬さが低く、靱性の劣る粗大なベイナイト相と
なる可能性が大となる。また、変態終了後の圧延による
靱性劣化も生じる。
微細なαを生成させるが、そのためには、加速冷却後、
累積圧下率３０〜９０％の仕上げ圧延を６５０℃以上で
終了する必要がある。累積圧下率が３０％未満である
と、αの微細化が十分でなく、９０％超ではαの微細化
程度が飽和する一方で、圧延中の温度低下のために仕上
げ圧延後の加速冷却前に変態が生じ、硬質相の硬さ、割
合が不十分となり低降伏比化が不十分となる。同様の理
由により仕上げ圧延は６５０℃以上で終了する必要があ
る。即ち、仕上げ圧延の終了が６５０℃未満では硬質相
となるべき未変態γが仕上げ圧延後の加速冷却前に変態
を生じ、硬さが低く、靱性の劣る粗大なベイナイト相と
なる可能性が大となる。また、変態終了後の圧延による
靱性劣化も生じる。
【００１４】仕上げ圧延の後に加速冷却を行いγをマル
テンサイト主体の硬質相に変態させる。その際、５〜４
０℃／ｓの冷却速度で２０℃〜４５０℃まで加速冷却す
る。冷却速度が５℃／ｓ未満では硬質相の硬さ、靱性が
十分でない。冷却速度は高いほど硬質相の硬さは高くな
るが、全面マルテンサイト相になればそれ以上冷却速度
を高めても硬さは増加せず、むしろ残留応力等の問題を
生じやすいため、低降伏比化に必要な硬質相を得るに十
分な冷却速度として４０℃／ｓを上限とする。該加速冷
却は２０℃〜４５０℃まで行う。即ち、２０℃未満まで
加速冷却しても組織の変化は起こらず、工業的にも２０
℃未満まで冷却することは困難であるためであり、上限
を４５０℃としたのは４５０℃超で加速冷却を停止する
と、硬さや靱性が十分でない粗大なベイナイト相が生成
するためである。なお、加速冷却は仕上げ圧延後なるべ
く速やかに開始すべきであるが、過冷却γからαが生成
した後の未変態γにはＣが濃縮して比較的安定している
ため、仕上げ圧延と加速冷却との間隔は６０ｓ〜１５０
ｓ程度が上限となる。より確実に加速冷却前の変態を抑
制するためには仕上げ圧延と加速冷却との間隔は６０ｓ
以下とすることが好ましい。
テンサイト主体の硬質相に変態させる。その際、５〜４
０℃／ｓの冷却速度で２０℃〜４５０℃まで加速冷却す
る。冷却速度が５℃／ｓ未満では硬質相の硬さ、靱性が
十分でない。冷却速度は高いほど硬質相の硬さは高くな
るが、全面マルテンサイト相になればそれ以上冷却速度
を高めても硬さは増加せず、むしろ残留応力等の問題を
生じやすいため、低降伏比化に必要な硬質相を得るに十
分な冷却速度として４０℃／ｓを上限とする。該加速冷
却は２０℃〜４５０℃まで行う。即ち、２０℃未満まで
加速冷却しても組織の変化は起こらず、工業的にも２０
℃未満まで冷却することは困難であるためであり、上限
を４５０℃としたのは４５０℃超で加速冷却を停止する
と、硬さや靱性が十分でない粗大なベイナイト相が生成
するためである。なお、加速冷却は仕上げ圧延後なるべ
く速やかに開始すべきであるが、過冷却γからαが生成
した後の未変態γにはＣが濃縮して比較的安定している
ため、仕上げ圧延と加速冷却との間隔は６０ｓ〜１５０
ｓ程度が上限となる。より確実に加速冷却前の変態を抑
制するためには仕上げ圧延と加速冷却との間隔は６０ｓ
以下とすることが好ましい。
【００１５】以上が本発明における製造方法に関する主
要な要件の限定理由であるが、その他の製造条件の限定
理由を以下に述べる。先ず、圧延に先立つ鋼片の加熱温
度はＡｃ3 変態点以上、１２５０℃以下とする。加熱温
度がＡｃ3 変態点未満では溶体化が不十分で、粗大な組
織が圧延後も残存するため、下限をＡｃ3 変態点とす
る。また、加熱温度が１２５０℃超の場合、加熱γ粒径
が過剰に粗大となるため、その後の圧延によっても組織
の微細化が不十分となる可能性があるため、加熱温度の
上限は１２５０℃とする。
要な要件の限定理由であるが、その他の製造条件の限定
理由を以下に述べる。先ず、圧延に先立つ鋼片の加熱温
度はＡｃ3 変態点以上、１２５０℃以下とする。加熱温
度がＡｃ3 変態点未満では溶体化が不十分で、粗大な組
織が圧延後も残存するため、下限をＡｃ3 変態点とす
る。また、加熱温度が１２５０℃超の場合、加熱γ粒径
が過剰に粗大となるため、その後の圧延によっても組織
の微細化が不十分となる可能性があるため、加熱温度の
上限は１２５０℃とする。
【００１６】γ相を過冷せしめるための加速冷却の前に
粗圧延を行う。粗圧延の主目的は加速冷却、仕上げ圧延
前の板厚を調整して、板厚中心まで所望の冷却速度で冷
却できるようにするためであり、補助的にはγの細粒化
を行って最終組織をより微細にするためである。粗圧延
の温度範囲は加熱温度〜９００℃とするが、これは粗圧
延の終了が９００℃未満になると、後の加速冷却、仕上
げ圧延までの温度確保が難しくなる懸念があるためであ
る。圧下率は鋼片厚みと仕上げ圧下率、仕上げ板厚から
定まるものであるが、板厚中心部まで加速冷却の効果を
発揮せしめるためには累積圧下率として１０％以上必要
である。また、粗圧延での累積圧下率は大きいほど、板
厚中心まで加速冷却の効果をゆきわたらせられる点、組
織が微細化できる点で好ましいが、仕上げ圧延の累積圧
下率が確保できない点で不利であり、仕上げ圧延の累積
圧下率が確保できる範囲として上限を８０％とする。
粗圧延を行う。粗圧延の主目的は加速冷却、仕上げ圧延
前の板厚を調整して、板厚中心まで所望の冷却速度で冷
却できるようにするためであり、補助的にはγの細粒化
を行って最終組織をより微細にするためである。粗圧延
の温度範囲は加熱温度〜９００℃とするが、これは粗圧
延の終了が９００℃未満になると、後の加速冷却、仕上
げ圧延までの温度確保が難しくなる懸念があるためであ
る。圧下率は鋼片厚みと仕上げ圧下率、仕上げ板厚から
定まるものであるが、板厚中心部まで加速冷却の効果を
発揮せしめるためには累積圧下率として１０％以上必要
である。また、粗圧延での累積圧下率は大きいほど、板
厚中心まで加速冷却の効果をゆきわたらせられる点、組
織が微細化できる点で好ましいが、仕上げ圧延の累積圧
下率が確保できない点で不利であり、仕上げ圧延の累積
圧下率が確保できる範囲として上限を８０％とする。
【００１７】本発明においては、強度・靱性、降伏比の
調整のために、必要に応じて熱間圧延後に焼戻し処理を
行うことができる。その場合、焼戻し温度が４５０℃未
満であると、焼戻しの効果が明確でなく，Ａｃ1 変態点
超ではαが粗大となり強度・靱性が劣化するため、焼戻
し温度は４５０℃〜Ａｃ1 変態点の範囲に限定する。
調整のために、必要に応じて熱間圧延後に焼戻し処理を
行うことができる。その場合、焼戻し温度が４５０℃未
満であると、焼戻しの効果が明確でなく，Ａｃ1 変態点
超ではαが粗大となり強度・靱性が劣化するため、焼戻
し温度は４５０℃〜Ａｃ1 変態点の範囲に限定する。
【００１８】以上が製造方法に関わる本発明の限定理由
であるが、溶接構造用鋼として十分な製造を発揮し、低
降伏比が低く塑性変形能に優れた低降伏比高張力鋼板を
製造するためには、化学成分も併せて規定する必要があ
る。以下に、それぞれの化学成分の限定理由を述べる。
であるが、溶接構造用鋼として十分な製造を発揮し、低
降伏比が低く塑性変形能に優れた低降伏比高張力鋼板を
製造するためには、化学成分も併せて規定する必要があ
る。以下に、それぞれの化学成分の限定理由を述べる。
【００１９】先ず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成
分として添加するもので、０．０１％未満では構造用鋼
に必要な強度の確保が困難であり、また、０．２０％を
超える過剰の添加は靭性や耐溶接割れ性などを著しく低
下させるので、０．０１〜０．２０％の範囲とした。
分として添加するもので、０．０１％未満では構造用鋼
に必要な強度の確保が困難であり、また、０．２０％を
超える過剰の添加は靭性や耐溶接割れ性などを著しく低
下させるので、０．０１〜０．２０％の範囲とした。
【００２０】次に、Ｓｉは脱酸元素として、また、母材
の強度確保に有効な元素である。０．０１％未満の添加
では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。
逆に１．０％を超える過剰の添加は粗大な酸化物を形成
して延性や靭性劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．
０１〜１．０％とした。
の強度確保に有効な元素である。０．０１％未満の添加
では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。
逆に１．０％を超える過剰の添加は粗大な酸化物を形成
して延性や靭性劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．
０１〜１．０％とした。
【００２１】また、Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に必
要な元素であり、最低限０．１％以上添加する必要があ
るが、溶接部の靭性、割れ性など材質上許容できる範囲
で上限を２．０％とした。
要な元素であり、最低限０．１％以上添加する必要があ
るが、溶接部の靭性、割れ性など材質上許容できる範囲
で上限を２．０％とした。
【００２２】Ａｌは脱酸、γ粒径の細粒化等に有効な元
素であり、効果を発揮するためには０．００１％以上含
有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に添加する
と、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるた
め、０．００１％〜０．１％の範囲に限定する必要があ
る。
素であり、効果を発揮するためには０．００１％以上含
有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に添加する
と、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるた
め、０．００１％〜０．１％の範囲に限定する必要があ
る。
【００２３】ＮはＡｌやＴｉと結びついてγ粒微細化に
有効に働くが、その効果が明確になるためには０．００
１％以上含有させる必要がある一方、過剰に添加すると
固溶Ｎが増加して降伏比の増加や靭性の劣化につなが
る。溶接熱影響部の靭性確保の観点から許容できる範囲
として上限を０．０１％とする。
有効に働くが、その効果が明確になるためには０．００
１％以上含有させる必要がある一方、過剰に添加すると
固溶Ｎが増加して降伏比の増加や靭性の劣化につなが
る。溶接熱影響部の靭性確保の観点から許容できる範囲
として上限を０．０１％とする。
【００２４】Ｐは不純物元素であり、極力低減すること
が好ましいが、溶接熱影響部の靭性確保の点から許容で
きる量として上限を０．０２５％とした。
が好ましいが、溶接熱影響部の靭性確保の点から許容で
きる量として上限を０．０２５％とした。
【００２５】ＳはＭｎＳを形成して延性値を劣化せるた
め、本発明が対象としているような、塑性変形能を確保
する必要のある鋼板では特に低減が必要な元素である。
ただし、延性の劣化が大きくなく、実用的に許容できる
上限として、その含有量を０．０１５％以下とする。
め、本発明が対象としているような、塑性変形能を確保
する必要のある鋼板では特に低減が必要な元素である。
ただし、延性の劣化が大きくなく、実用的に許容できる
上限として、その含有量を０．０１５％以下とする。
【００２６】以上が本発明鋼の基本成分であるが、所望
の強度レベルに応じて母材強度の上昇の目的で、必要に
応じてＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚ
ｒ，Ｔａ，Ｗ，Ｂの１種または２種以上を含有すること
ができる。
の強度レベルに応じて母材強度の上昇の目的で、必要に
応じてＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚ
ｒ，Ｔａ，Ｗ，Ｂの１種または２種以上を含有すること
ができる。
【００２７】先ず、Ｃｒ及びＭｏはいずれも母材の強度
向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるために
は０．１％以上必要であり、一方、１．０％を超えて添
加すると、靭性が劣化する傾向を有するため、０．０１
〜１．０％の範囲とする。
向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるために
は０．１％以上必要であり、一方、１．０％を超えて添
加すると、靭性が劣化する傾向を有するため、０．０１
〜１．０％の範囲とする。
【００２８】また、Ｎｉは母材の強度と靭性を同時に向
上でき、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させる
ためには０．０１％以上含有させる必要がある。含有量
が多くなると強度、靭性は向上するが３．０％を超えて
添加しても効果が飽和するため、経済性も考慮して、上
限を３．０％とする。
上でき、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させる
ためには０．０１％以上含有させる必要がある。含有量
が多くなると強度、靭性は向上するが３．０％を超えて
添加しても効果が飽和するため、経済性も考慮して、上
限を３．０％とする。
【００２９】次に、ＣｕもほぼＮｉと同様の効果を有す
るが、１．５％超の添加では熱間加工性に問題を生じる
ため、０．０１〜１．５％の範囲に限定する。
るが、１．５％超の添加では熱間加工性に問題を生じる
ため、０．０１〜１．５％の範囲に限定する。
【００３０】ＴｉはＴｉＮの形成によりγ粒を微細化し
て靭性向上に有効な元素であるが、効果を発揮できるた
めには０．００３％以上の添加が必要である。一方、
０．１０％を超えると、Ａｌと同様、粗大な酸化物を形
成して靭性や延性を劣化させるため、上限を０．１０％
とする。
て靭性向上に有効な元素であるが、効果を発揮できるた
めには０．００３％以上の添加が必要である。一方、
０．１０％を超えると、Ａｌと同様、粗大な酸化物を形
成して靭性や延性を劣化させるため、上限を０．１０％
とする。
【００３１】Ｖ及びＮｂはいずれも主として析出強化に
より母材の強度向上に寄与するが、過剰の添加で靭性が
劣化する。従って、靭性の劣化を招かずに、効果を発揮
できる範囲として、Ｖは０．００５〜０．５０％、Ｎｂ
は０．００３〜０．１０％とする。
より母材の強度向上に寄与するが、過剰の添加で靭性が
劣化する。従って、靭性の劣化を招かずに、効果を発揮
できる範囲として、Ｖは０．００５〜０．５０％、Ｎｂ
は０．００３〜０．１０％とする。
【００３２】Ｚｒは析出強化や細粒化に効果を発揮する
元素であるが、効果を発揮するためには０．００３％以
上の添加が必要である。一方，０．１０％超の過剰の添
加で析出物の粗大化による靱性の劣化を生じるため，
０．００３％〜０．１０％の範囲に限定する。
元素であるが、効果を発揮するためには０．００３％以
上の添加が必要である。一方，０．１０％超の過剰の添
加で析出物の粗大化による靱性の劣化を生じるため，
０．００３％〜０．１０％の範囲に限定する。
【００３３】Ｔａも同様に析出強化や細粒化に有効であ
るが、効果を発揮するためには０．００５％以上必要で
あり，０．２０％超では逆に靱性劣化を生じるため、そ
の範囲を０．００５％〜０．２０％とする。
るが、効果を発揮するためには０．００５％以上必要で
あり，０．２０％超では逆に靱性劣化を生じるため、そ
の範囲を０．００５％〜０．２０％とする。
【００３４】Ｗは固溶強化、析出強化により母材の強度
向上に有効な元素である。その効果は０．０１％以上の
添加で発揮され，２．０％超の添加では析出脆化や溶接
性の悪化を招くため，０．０１％〜２．０％の範囲に限
定する。
向上に有効な元素である。その効果は０．０１％以上の
添加で発揮され，２．０％超の添加では析出脆化や溶接
性の悪化を招くため，０．０１％〜２．０％の範囲に限
定する。
【００３５】Ｂは０．０００３％以上のごく微量添加で
鋼材の焼入性を高めて強度上昇に非常に有効であるが、
過剰に添加するとＢＮを形成して、逆に焼入性を落とし
たり、靭性を大きく劣化させるため、上限を０．００２
０％とする。
鋼材の焼入性を高めて強度上昇に非常に有効であるが、
過剰に添加するとＢＮを形成して、逆に焼入性を落とし
たり、靭性を大きく劣化させるため、上限を０．００２
０％とする。
【００３６】さらに、本発明においては、溶接部の靱性
（ＨＡＺ靱性）を向上させることを目的として、Ｍｇ、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有することがで
きる。いずれも酸化物、硫化物の微細分散により溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の組織を微細化してＨＡＺ靱性を向上
せしめるが、その効果を発揮するためには、Ｍｇ、Ｃａ
は０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００５％以上含有
させる必要がある。一方、過剰に添加すると、酸化物、
硫化物が粗大化して、それ自身が脆性破壊の起点となっ
てＨＡＺ靱性を逆に劣化させるため、上限をＭｇ、Ｃａ
は０．０１％、ＲＥＭは０．１０％に限定する。
（ＨＡＺ靱性）を向上させることを目的として、Ｍｇ、
Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有することがで
きる。いずれも酸化物、硫化物の微細分散により溶接熱
影響部（ＨＡＺ）の組織を微細化してＨＡＺ靱性を向上
せしめるが、その効果を発揮するためには、Ｍｇ、Ｃａ
は０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００５％以上含有
させる必要がある。一方、過剰に添加すると、酸化物、
硫化物が粗大化して、それ自身が脆性破壊の起点となっ
てＨＡＺ靱性を逆に劣化させるため、上限をＭｇ、Ｃａ
は０．０１％、ＲＥＭは０．１０％に限定する。
【００３７】
【実施例】次に、本発明の効果を実施例によってさらに
具体的に述べる。実施例に用いた供試鋼の化学成分を表
１に示す。各供試鋼は造塊後、分塊圧延によってか、あ
るいは連続鋳造によりスラブとなした。表１の内、鋼番
１〜１５は本発明が限定する化学組成を満足しているも
のであり、鋼番１６〜２１は本発明の化学成分範囲を満
足していないものである。
具体的に述べる。実施例に用いた供試鋼の化学成分を表
１に示す。各供試鋼は造塊後、分塊圧延によってか、あ
るいは連続鋳造によりスラブとなした。表１の内、鋼番
１〜１５は本発明が限定する化学組成を満足しているも
のであり、鋼番１６〜２１は本発明の化学成分範囲を満
足していないものである。
【００３８】表１のスラブを表２に示す条件により鋼板
に製造し、引張特性、シャルピー衝撃特性を調査した。
試験片は全て板厚中心部から圧延方向に採取した。引張
試験は平行部径１４mm、平行部長さ６０mmの丸棒引張試
験片により行い、降伏応力（ＹＰ）、引張強度（Ｔ
Ｓ）、降伏比、全伸びを調査した。シャルピー衝撃試験
はＪＩＳ４号標準試験片により行い、特性は５０％破面
遷移温度（ｖＴｒｓ）で評価した。強度、靭性の試験結
果も表２に示す。
に製造し、引張特性、シャルピー衝撃特性を調査した。
試験片は全て板厚中心部から圧延方向に採取した。引張
試験は平行部径１４mm、平行部長さ６０mmの丸棒引張試
験片により行い、降伏応力（ＹＰ）、引張強度（Ｔ
Ｓ）、降伏比、全伸びを調査した。シャルピー衝撃試験
はＪＩＳ４号標準試験片により行い、特性は５０％破面
遷移温度（ｖＴｒｓ）で評価した。強度、靭性の試験結
果も表２に示す。
【００３９】表２において、試験Ｎｏ．Ａ１〜Ａ２０は
いずれも本発明に従って製造した鋼板であり、全て良好
な伸びや靭性を備えた上で、比較例の同様の製造条件、
引張強度レベルのものに比べて降伏比の低減が図られて
いる。一方、試験Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１２は比較例であり、
いずれかの条件が本発明の限定範囲をはずれているた
め、同じ引張強度レベルで比較した場合、降伏比が高か
ったり、延性や靭性が溶接構造用鋼として必ずしも十分
でない。
いずれも本発明に従って製造した鋼板であり、全て良好
な伸びや靭性を備えた上で、比較例の同様の製造条件、
引張強度レベルのものに比べて降伏比の低減が図られて
いる。一方、試験Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１２は比較例であり、
いずれかの条件が本発明の限定範囲をはずれているた
め、同じ引張強度レベルで比較した場合、降伏比が高か
ったり、延性や靭性が溶接構造用鋼として必ずしも十分
でない。
【００４０】先ず、試験Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ６は化学組成が
本発明を満足していないために十分な特性が得られない
例である。即ち、試験Ｎｏ．Ｂ１はＣ量が本発明の範囲
をはずれて過剰に添加されているため、延性や靭性が劣
る。Ｎｏ．Ｂ２はＭｎが過剰なため、靱性が十分でな
い。Ｎｏ．Ｂ３はＮが過剰なため、靱性が劣るととも
に、合金元素量が高いために変態開始温度が低く、本発
明の要点である過冷却後の加工を行おうとすると圧延仕
上げ温度の確保が困難となり，Ｎｏ．Ｂ３の例では仕上
げ温度を６５０℃以上としたために、仕上げ圧延前の加
速冷却条件が本発明の条件を満足できず低降伏比化も達
成できない。Ｎｏ．Ｂ４はＰ量が過剰なため、靱性、延
性が劣る。Ｎｏ．Ｂ５はＳ量が過剰なため、延性が劣
る。Ｎｏ．Ｂ６はＣｒ及びＮｉ量が過剰なため、靱性が
劣ると同時にＮｏ．Ｂ３と同様、変態開始温度が低すぎ
るため、仕上げ圧延前の加速冷却条件が本発明の条件を
満足できず降伏比が高い。
本発明を満足していないために十分な特性が得られない
例である。即ち、試験Ｎｏ．Ｂ１はＣ量が本発明の範囲
をはずれて過剰に添加されているため、延性や靭性が劣
る。Ｎｏ．Ｂ２はＭｎが過剰なため、靱性が十分でな
い。Ｎｏ．Ｂ３はＮが過剰なため、靱性が劣るととも
に、合金元素量が高いために変態開始温度が低く、本発
明の要点である過冷却後の加工を行おうとすると圧延仕
上げ温度の確保が困難となり，Ｎｏ．Ｂ３の例では仕上
げ温度を６５０℃以上としたために、仕上げ圧延前の加
速冷却条件が本発明の条件を満足できず低降伏比化も達
成できない。Ｎｏ．Ｂ４はＰ量が過剰なため、靱性、延
性が劣る。Ｎｏ．Ｂ５はＳ量が過剰なため、延性が劣
る。Ｎｏ．Ｂ６はＣｒ及びＮｉ量が過剰なため、靱性が
劣ると同時にＮｏ．Ｂ３と同様、変態開始温度が低すぎ
るため、仕上げ圧延前の加速冷却条件が本発明の条件を
満足できず降伏比が高い。
【００４１】Ｎｏ．Ｂ７〜Ｂ１３は、化学組成は本発明
を満足しているが、製造方法に関する要件を満足してい
ないために同じ引張強度レベルで比較した場合、降伏比
が高かったり、延性や靭性が劣る例である。即ち、試験
Ｎｏ．Ｂ７は粗圧延と仕上げ圧延の間の加速冷却がな
く、一般のＤＬＴ処理に近い製造方法によるものであ
り、本発明と異なり、靱性が顕著に劣化している。Ｎ
ｏ．Ｂ８は途中の加速冷却もなく、αの生成工程もない
条件で、通常のＤＱＴ処理に相当する製造方法によるも
のであり、低降伏比が達成できない。Ｎｏ．Ｂ９は鋼片
の加熱温度が高すぎるため、その後の製造条件が本発明
の方法によっているものの、結晶粒の微細化が達成され
ず、十分な靱性が確保できない。Ｎｏ．Ｂ１０は仕上げ
圧延の累積圧下率が過小であるためにα粒径の微細化が
十分でなく、靱性が劣る。Ｎｏ．Ｂ１１は粗圧延と仕上
げ圧延の間の加速冷却の停止温度が高すぎるため、仕上
げ圧延前の過冷却が不十分で、そのため、α粒径の微細
化が十分でなく、靱性が劣る。Ｎｏ．Ｂ１２は仕上げ温
度が低すぎるため、硬質相の硬さが十分でないため、全
体の強度レベルが他の製造方法に比べて低く、低降伏比
化も十分でない。また、加工組織の発達が顕著で靱性も
劣る。Ｎｏ．Ｂ１３は粗圧延と仕上げ圧延の間の加速冷
却は実施されているが、その冷却速度が小さく、過冷却
が十分でない。従って、靱性向上が十分に図られていな
い。
を満足しているが、製造方法に関する要件を満足してい
ないために同じ引張強度レベルで比較した場合、降伏比
が高かったり、延性や靭性が劣る例である。即ち、試験
Ｎｏ．Ｂ７は粗圧延と仕上げ圧延の間の加速冷却がな
く、一般のＤＬＴ処理に近い製造方法によるものであ
り、本発明と異なり、靱性が顕著に劣化している。Ｎ
ｏ．Ｂ８は途中の加速冷却もなく、αの生成工程もない
条件で、通常のＤＱＴ処理に相当する製造方法によるも
のであり、低降伏比が達成できない。Ｎｏ．Ｂ９は鋼片
の加熱温度が高すぎるため、その後の製造条件が本発明
の方法によっているものの、結晶粒の微細化が達成され
ず、十分な靱性が確保できない。Ｎｏ．Ｂ１０は仕上げ
圧延の累積圧下率が過小であるためにα粒径の微細化が
十分でなく、靱性が劣る。Ｎｏ．Ｂ１１は粗圧延と仕上
げ圧延の間の加速冷却の停止温度が高すぎるため、仕上
げ圧延前の過冷却が不十分で、そのため、α粒径の微細
化が十分でなく、靱性が劣る。Ｎｏ．Ｂ１２は仕上げ温
度が低すぎるため、硬質相の硬さが十分でないため、全
体の強度レベルが他の製造方法に比べて低く、低降伏比
化も十分でない。また、加工組織の発達が顕著で靱性も
劣る。Ｎｏ．Ｂ１３は粗圧延と仕上げ圧延の間の加速冷
却は実施されているが、その冷却速度が小さく、過冷却
が十分でない。従って、靱性向上が十分に図られていな
い。
【００４２】以上のことから、本発明によれば、同一引
張強度レベルで比較した場合、従来技術に比べて、延性
や生産性の低下を招くことなく、低降伏比化と靱性向上
とが同時に図られることが明白である。
張強度レベルで比較した場合、従来技術に比べて、延性
や生産性の低下を招くことなく、低降伏比化と靱性向上
とが同時に図られることが明白である。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】
【発明の効果】本発明は加工熱処理（ＴＭＣＰ）をベー
スとして、複雑な再加熱処理を施すことなく、溶接構造
用鋼としての十分な性能を有し、靱性と低降伏比の両特
性を同時に向上させることが可能な、画期的な低降伏比
高張力鋼板の製造方法であり、製造コストの低減、構造
物としての安全性の向上等、産業上の効果は極めて大き
い。
スとして、複雑な再加熱処理を施すことなく、溶接構造
用鋼としての十分な性能を有し、靱性と低降伏比の両特
性を同時に向上させることが可能な、画期的な低降伏比
高張力鋼板の製造方法であり、製造コストの低減、構造
物としての安全性の向上等、産業上の効果は極めて大き
い。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％ Ａｌ：０．００１〜０．１％ Ｎ ：０．００１〜０．０１０％を含有し、 不純物としてのＰ、Ｓの含有量が Ｐ ：０．０２５％以下 Ｓ ：０．０１５％以下で、 残部鉄及び不可避不純物からなる鋼片をＡｃ3 変態点以
上、１２５０℃以下の温度に加熱し、加熱温度〜９００
℃の範囲で累積圧下率が１０〜８０％の粗圧延を行った
後、冷却速度が２〜４０℃／ｓの加速冷却を該冷却速度
におけるＡｒ3 変態点＋５０℃〜Ａｒ3 変態点−５０℃
まで行ってγ相を過冷せしめ、加速冷却後、累積圧下率
３０〜９０％の仕上げ圧延を６５０℃以上で終了し、さ
らに仕上げ圧延終了後、５〜４０℃／ｓの冷却速度で２
０℃〜４５０℃まで再び加速冷却することを特徴とする
低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 圧延後に、４５０℃以上、Ａｃ1 変態点
以下で焼戻しを行うことを特徴とする請求項１に記載の
低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃｒ：０．０１〜１．０％ Ｎｉ：０．０１〜３．０％ Ｍｏ：０．０１〜１．０％ Ｃｕ：０．０１〜１．５％ Ｔｉ：０．００３〜０．１０％ Ｖ ：０．００５〜０．５０％ Ｎｂ：０．００３〜０．１０％ Ｚｒ：０．００３〜０．１０％ Ｔａ：０．００５〜０．２０％ Ｗ ：０．０１〜２．０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
項１または２に記載の低温靭性に優れた低降伏比高張力
鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％ Ｃａ：０．０００５〜０．０１％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１０％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
請求項１〜３のいずれか１項に記載の低温靭性に優れた
低降伏比高張力鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11152997A JPH10306316A (ja) | 1997-04-28 | 1997-04-28 | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11152997A JPH10306316A (ja) | 1997-04-28 | 1997-04-28 | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10306316A true JPH10306316A (ja) | 1998-11-17 |
Family
ID=14563658
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11152997A Withdrawn JPH10306316A (ja) | 1997-04-28 | 1997-04-28 | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH10306316A (ja) |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007092155A (ja) * | 2005-09-30 | 2007-04-12 | Jfe Steel Kk | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
| JP2008274323A (ja) * | 2007-04-26 | 2008-11-13 | Jfe Steel Kk | 表面品質および延性亀裂伝播特性に優れる熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2010168657A (ja) * | 2008-12-26 | 2010-08-05 | Jfe Steel Corp | 溶接熱影響部および母材部の耐延性き裂発生特性に優れた鋼材およびその製造方法。 |
| US7824725B2 (en) | 2007-03-30 | 2010-11-02 | The Coca-Cola Company | Methods for extending the shelf life of partially solidified flowable compositions |
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