JP2000178645A - 強度と靱性に優れた鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】変態前の旧γ粒が粗大であっても引張強さ（Ｔ
Ｓ）が４５０ＭＰａ以上で良好な靱性を有し、しかも強
度のバラツキの小さい鋼材を直接焼入れ法により製造す
る方法を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％未
満、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００４％未満、sol.Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎ：
０．００９％以下を含む鋼を、１１００℃以上の温度に
加熱し、熱間加工した後、９００〜１１００℃の温度域
に１〜３０分間保持した後、５５０℃以下まで３℃／ｓ
ｅｃ以上の冷却速度で冷却し、必要に応じてAc1点以下
の温度で焼き戻し、金属組織がマルテンサイトおよびベ
イナイトの一方または双方を含む組織、またはこれらの
焼き戻し組織であ鋼材を製造する方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、強度が４５０Ｍｐ
ａ以上で靱性に優れ、特に強度が均一な鋼材を効率よく
生産する方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】鋼材、特に構造用鋼材に対しては、強度
と靱性の両立が求められる場合が多い。Ｎｉ等の高価な
元素を添加することなく前記要求を満たすために、これ
までに調質処理や制御圧延等により組織を細粒化する方
法が、種々提案され採用されてきた。

【０００３】例えば、特公昭５５−３００５０号公報に
は、強靭鋼の製造方法が開示されている。この方法は、
化学組成、スラブの鋳造条件および熱間圧延時のスラブ
加熱条件を規定することにより、ＡｌＮを鋼中に微細に
分散させ、このＡｌＮでオーステナイト粒（以下、γ粒
と記す）の成長を抑制して、細粒組織にする方法であ
る。

【０００４】この方法によれば、確かに細粒組織を得る
ことが可能であるが、ＡｌＮは、連続鋳造の際にスラブ
の横ひび割れの原因となる析出物であり、連続鋳造とい
う効率の高い生産方法の適用が、著しく困難になる。

【０００５】特開昭５７−１３１３２０号公報には、低
温靱性に優れた高張力鋼板の製造方法が開示されてい
る。この製造方法は、圧延終了温度とその後の冷却速度
を規定した方法である。しかし、この方法はオーステナ
イト未再結晶域から２相域に至るまでの温度で圧延する
必要があるため、圧延効率が著しく低下する。また、破
面遷移温度は改善されるものの、セパレーションが発生
しやすくなるため、吸収エネルギーは小さくなる傾向が
強い。そのため、シャルピー衝撃値で一定値以上の吸収
エネルギーが要求されるような場合には、有効な方法と
はいえない。

【０００６】このように、一般に組織を細粒化のための
処理は鋼材の製造工程を複雑にし、生産性を低下させ
る。近年、鋼材の低価格化の要求が強まっており、価格
の上昇に繋がる製造工程はできるだけ省略しなければな
らない。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、旧γ
粒が粗大であっても引張強さ（ＴＳ）が４５０ＭＰａ以
上で良好な靱性を有し、しかも強度のバラツキの小さい
鋼材を直接焼入れ法により製造する方法を提供すること
にある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下の通
りである。

【０００９】（１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５
％未満、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００４％未満、sol.Ａ
ｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０２％以下、
Ｎ：０．００９％以下を含む鋼を、１１００℃以上の温
度に加熱し、熱間加工した後、９００〜１１００℃の温
度域で１〜３０分間保持した後、５５０℃以下まで３℃
／ｓｅｃ以上の冷却速度で冷却し、必要に応じてAc1点
以下の温度で焼き戻し、金属組織がマルテンサイトおよ
びベイナイトの一方または双方を含む組織、またはこれ
らの焼き戻し組織であり、旧オーステナイト粒のアスペ
クト比の平均値が１．５以下、旧オーステナイト粒の短
径の平均値が６０〜７００μｍで、かつＴｉ、Ｎ、Ｓの
含有量および旧オーステナイト粒の平均短径ｄγが下記
式（１）または（２）を満足する鋼材を製造する方法。

【００１０】

【数１】

【００１１】

【数２】

【００１２】（２）上記鋼が、さらに下記式（３）を満
足している上記（１）記載の鋼材の製造法。

【００１３】N-Ti/3.4≦0.00４5 ・・・・ （３） ここで、元素記号は各元素の含有量を表し、その単位は
重量％。

【００１４】上記、旧オーステナイト粒とは、熱間加工
後冷却して得られた鋼材の金属組織におけるオーステナ
イト粒のことを言う。旧γ粒界は、マルテンサイト、ベ
イナイトを含む鋼ではエッチングによって容易に現出さ
せることができ、光学顕微鏡で識別可能で粒径も測定で
きる。また、鋼材はその形状はどのようなものでもよ
く、代表的なものとしては鋼板、鋼管や形鋼等がある。

【００１５】本発明者らは、生産能率を高めることを目
的とし、圧延能率を低下させる制御圧延に頼った細粒化
法や、圧延後に再加熱処理工程が必要になる、再加熱焼
き入れによる細粒化法は利用しないことを前提とし、引
張強さが４５０ＭＰａ以上で、かつ優れた靭性を有する
鋼材の製造方法を開発するため種々実験、検討した結果
次ぎのような知見を得た。

【００１６】（ａ）旧γ粒が粗粒になった鋼材は、靱性
は劣化するが、粗粒の状態でＳを低減しＭｎＳの析出を
抑制すると、遷移温度及び吸収エネルギーが著しく改善
される。しかし、γ粒が細粒の場合は、この効果はあま
り期待できない。

【００１７】（ｂ）鋼中のＴｉＮにも同様の靱性への悪
影響が認められる。ＮまたはＴｉを低減して、ＴｉＮの
析出量を減らすことにより、遷移温度が改善される。し
かし、γ粒が細粒の場合は改善されない。

【００１８】（ｃ）上記（ａ）、（ｂ）によるＭｎＳ、
ＴｉＮ析出量の削減による清浄化に伴う靱性改善効果
は、鋼材の金属組織が、ベイナイトやマルテンサイト及
びこれらの焼き戻しされた組織を含む場合に大きい。

【００１９】（ｄ）ＭｎＳ、ＴｉＮ析出量に制限を課し
た条件では、γ粒を粗粒にすることにより焼入性が増し
て強度を上げることができるため、γ粒はむしろ６０μ
ｍ以上とした方が、低製造コストで高強度の鋼を得るこ
とができる。また、制御圧延の必要がなくなるので、γ
粒が完全に再結晶した状態から変態させ組織を均一にす
ることができるので、よい製品を安定して製造すること
ができる。再結晶状態の目安としては、γ粒の平均アス
ペクト比が適当で、この値が１．５以下であるように製
造すればよい。

【００２０】（ｅ）γ粒を粗大にする場合、γ粒の短径
ｄγに応じてＭｎＳ、ＴｉＮを適切な量に減らす必要が
あり、前記（１）式または（２）式で規制でき、γ粒径
の広い範囲において高い靱性を確保することができる。
しかし、γ粒径が７００μｍを超えると粗大化に伴う靱
性への悪影響が無視できなくなる。

【００２１】（ｆ）γ粒が粗大な鋼材を直接焼入れ法で
製造した場合は、制御圧延等によりγ粒を細粒化して製
造した場合に比べて、熱間加工チャンスの異なる鋼材間
の強度の差および熱間加工チャンスを異にしない一鋼材
の位置による強度の差（以下強度のバラツキと記す）が
大きくなる。

【００２２】（ｇ）旧γ粒が粗大な鋼材の場合、Ｓ、Ｎ
含有量を低減することにより靱性が改善されるが、強度
のバラツキの原因となる。Ｓ、Ｎ含有量を高めることに
より、熱間加工チャンスの異なる鋼材間での強度のバラ
ツキは小さくすることができるが、製造した一鋼材内で
の位置による強度の不均一は防止できない。

【００２３】（ｈ）熱間加工後の鋼材を直接焼入れする
に先立って、鋼材を９００〜１０００℃の温度域に加熱
して、粒界偏析性の元素を偏析させ、またγ粒で再結晶
や粒成長の不十分な部分を十分に反応をさせて安定状態
にしてから焼入れすると（ｆ）で記載した両方の強度の
バラツキを小さくすることができる。

【００２４】（ｉ）旧γ粒が粗大な鋼材では、介在物形
成元素であるＴｉは少ないほど破面遷移温度は改善され
るが、高延性破面率を得るには、ある程度含有させる必
要があり、最適範囲がある。

【００２５】（ｊ）そのＴｉ含有量の最適条件はＮ−
（Ｔｉ／３．４）がゼロになるときで、これはＴｉＮと
して固定されないＮが存在せず、かつ、過剰なＴｉが存
在しない状態である。

【００２６】（ｋ）Ｎ−Ｔｉ／３．４の値で、破面遷移
温度＋４０℃における延性破面率を整理した場合、この
値を０．００４5以下にコントロールすることで、延性
破面率は大きく改善される。

【００２７】直接焼入れ法により製造した旧γ粒が粗大
な鋼材の強度が不均一になる理由は下記のように考えら
れる。

【００２８】すなわち、実際の直接焼入れ法による鋼材
の製造プロセスにおいては、熱間加工終了から水冷まで
の時間は必ずしも一定ではなく、熱間加工チャンス毎に
バラツキがある上に、鋼材の位置により加工温度や加工
度に違いがあるため、不純物元素の粒界偏析による粒界
安定化の仕方がまちまちで、γ粒界の安定化度は一定に
なりにくく、続いておこなわれる焼入れの冷却時の変態
挙動も異なるためと考えられる。

【００２９】

【発明の実施の形態】本発明の製造方法に適用する鋼の
化学組成を限定した理由は以下の通りである。なお、化
学成分の含有量の％表示は重量％である。

【００３０】Ｃ Ｃは、強度を確保するするために必要で、０．０２％未
満では必要とする強度を確保することができない。一
方、０．１５％を超えると、溶接した場合に溶接熱影響
部、母材共に靱性が劣化する。したがって、Ｃの含有は
０．０２〜０．１５％とした。

【００３１】Ｓｉ Ｓｉは、脱酸作用があり、鋼板の強度上昇にも寄与す
る。しかし、１％を超えて含有させた場合、靭性の低下
をもたらすため、１％を上限とする。また、Ａｌによる
脱酸が十分である場合は、Ｓｉを含有させなくともよ
い。

【００３２】Ｍｎ Ｍｎは、焼入性を高める効果があり、強度確保に有効な
成分である。含有量が０．３％未満では、焼入性の不足
によって強度、靱性が得られない。一方、２．５％を超
えて含有させる場合は、偏析が増すと共に、焼入性が高
まり過ぎて、溶接時に溶接熱影響部、母材共に靱性が低
下する。したがって、Ｍｎの含有量は０．３〜２．５％
とした。

【００３３】Ｐ Ｐは不純物として鋼中に不可避的に存在する。０．０５
％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下するのみなら
ず、溶接時に高温割れを招くため、０．０５％以下とす
る必要がある。加えて、Ｐは、延性破面率を悪化させ、
特にＸ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の
低下をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る
場合には、０．０２％以下にすることが望ましい。

【００３４】Ｓ Ｓは、ＣａやＲＥＭおよびＯ（酸素）と結合してオキシ
サルファイドを、またＭｎと結合して硫化物を形成し、
介在物として鋼中に存在する。鋼の強度が低い場合、ま
たは組織が十分に細粒の場合には、これら介在物は靱性
に大きな悪影響は及ぼさないが、ある程度粗大な組織で
ある場合は、Ｓ含有量を後述の式（１）または式（２）
を満足するように制限して介在物量を少なくしなければ
ならない。しかし、これらの式を満足しても、０．００
４％以上含有する場合には、靱性への悪影響は避けられ
ないので０．００４％未満とする。より望ましくは、
０．００３％未満である。

【００３５】Ｎ Ｎは、高温延性低下の原因となる不純物であり、通常
は、Ｔｉを添加してＴｉＮの形で固定することで悪影響
を回避している。しかし、本発明においては、ＴｉＮそ
のものが靱性悪化原因となるため、ＴｉＮ形成は抑制し
なければならない。そのためには、Ｎそのものを低減す
るか、あるいは、Ｔｉ添加量を減らす必要がある。

【００３６】優れた靱性を得るためのＮ含有量は、後述
する式（１）または（２）を満足させることが必要であ
るが、式（１）、（２）を満足しても、Ｎが０．００９
％を超えると、ＴｉＮによる靱性低下、あるいは、十分
に固定されずに固溶するＮによる靱性への悪影響が無視
できなくなる。

【００３７】本発明の粗大γ粒を前提とした組織の鋼で
は、ＮはＴｉＮのような析出物の形で固定されなかった
場合、衝撃試験における延性破面率の低下をもたらす。
式（１）とＮ≦０．００９％を満足する限り、シャルピ
ー衝撃試験における破面遷移温度を大きく悪化させるわ
けではないが、一定以上の延性破面率を要求する用途に
対しては、さらに、後述する式（３）を満足するように
Ｎ量を制限する必要がある。

【００３８】なお、Ｎを０．００１％以下とすると、Ｓ
低減でＭｎＳも殆ど存在していない条件下では、γ粒の
粒成長が非常に容易になる。この場合、サブマージドア
ーク溶接法などにより、100kJ/cm前後の大入熱にて溶接
を行う場合、溶接熱影響部において局部的にγ粒が粗大
化する事がある。溶接熱影響部において、局部的に極端
な粗大組織が形成されることに伴う性能不均一を避ける
ためには、Ｎを０．００１％以上含有させ、併せて、若
干のＴｉも含有させることが望ましい。

【００３９】Ｔｉ 通常Ｔｉは、鋼中のＮを固定して高温延性を改善させる
ために含有させる。しかし、ＴｉＮは靱性低下原因とな
るため、出来るだけＴｉは添加しないことが望ましく、
靱性面から許容される範囲は、前記式（１）または式
（２）で限定される。しかし、これらの式を満足して
も、０．０２％を超えて含有されれば、靱性劣化は避け
がたい。

【００４０】Ｔｉによって固定されなかったＮは、上述
した通り、延性破面率を低下させる傾向があるため、延
性破面率を要求される用途に対しては、式（１）または
式（２）に加えて、式（３）も満足するように、Ｔｉを
含有させる必要がある。

【００４１】sol.Ａｌ Ａｌは、脱酸のために必須の元素であり、sol.Ａｌで
０．００１％以上含有させる。それ未満の場合は脱酸不
足によって鋼質の劣化を招く。しかし、０．１％を超え
て含有させると、母材靭性の劣化や、溶接部靱性の低下
を招くため好ましくない。したがって、０．１％を上限
とする。

【００４２】Ｃｒ Ｃｒは焼入性を高めるのに有用な元素である。前記した
必須元素のみで最低限必要な焼入性は確保されるが、鋼
材が厚肉の鋼管等の場合には、さらに焼入性を向上させ
るために必要に応じて含有させる。Ｃｒ含有量を０．０
２％以上にすると、焼入性のほかに焼戻し軟化抵抗を高
める効果も得られるので０．０２％以上とするのが望ま
しい。しかし、１．５％を超えると溶接部の靭性劣化が
避けられないので１．５％以下とする。

【００４３】Ｍｏ 鋼材が厚肉の鋼管等の場合には、さらに焼入性および焼
戻し軟化抵抗を高めるためにＭｏを含有させるのが好ま
しい。含有量が０．０２％未満では、これらの効果が得
られないので、０．０２％以上とするのが望ましい。し
かし、１％を超えると溶接部の靭性劣化が著しくなるの
で、上限は１％とするのがよい。

【００４４】Ｃｕ Ｃｕは強度上昇および耐食性向上に有効なので、より一
層の高降伏強さおよび高耐食性が必要な場合に含有させ
るのがよい。含有量を０．０５％以上とすると、直接焼
入れにおける焼入性も高めるので０．０５％以上とする
のが望ましい。しかし、１．５％を超えて添加しても、
コスト上昇に見合った性能の改善が見られないため、上
限は１．５％とするのがよい。

【００４５】Ｎｉ Ｎｉは、固溶状態において鋼のマトリックス（基地）の
靭性を高める効果があるので、より優れた靭性を安定し
て得る必要がある場合に含有させるのがよい。含有量を
０．０５％以上にすると焼入性向上効果も得られるの
で、０．０５％以上とすることが望ましい。しかし、４
％を超えるとＮｉ添加によるコストの上昇に見合った靭
性の向上が得られないので、上限は４％とするのがよ
い。

【００４６】Ｎｂ Ｎｂは、いわゆる制御圧延によって製造される鋼材にお
いては必須の添加元素であるが、本発明においては、制
御圧延を基本的に利用しないため、必須元素ではない。
しかし、強度をさらに高めるのに有効であり、その必要
性がある場合添加する。ただし、多量に含有させると１
０００℃以上の高温で圧延を終了した場合には、析出強
化を通して靱性を著しく損なう。そのため、含有量は
０．０１５％以下とするのがよい。より好ましくは０．
０１％以下である。

【００４７】Ｖ Ｖは析出強化によって強度を高める効果があり、比較的
靱性への悪影響が小さく、強度アップのためには有効で
ある。含有量を０．０１％以上とすると、焼戻し軟化抵
抗のほかに焼入性を向上させる効果も得られるので、
０．０１％以上とするのが望ましい。しかし、０．１５
％を超えると靭性が大きく劣化するので、上限は０．１
５％以下とするのがよい。

【００４８】Ｃａ Ｃａは、鋼中のＳおよびＯ（酸素）と反応して溶鋼中で
オキシサルファイドを生成する。この硫酸化物は、Ｍｎ
Ｓなどと異なり、圧延加工によって圧延方向に伸びるこ
とがなく、圧延後も球状である。そのため、延伸した介
在物の先端等を割れの起点とする溶接割れまたは水素誘
起割れ（ＨＩＣ：Hydrogen Induced Cracking） を抑制
するので、溶接割れまたはＨＩＣを抑制する場合に含有
させるのがよい。含有量を０．０００２％以上とすると
溶接部の靭性向上にも効果があるので０．０００２％以
上とするのが望ましい。しかし、０．００４％を超える
と、清浄度の低下によって母材靭性が低下する。また、
０．００４％を超えると延性破面率を低下させることが
ある。

【００４９】ＲＥＭ ＲＥＭは、溶接熱影響部の組織の微細化や、Ｓの固定に
寄与するが、介在物となって清浄度を低下させる。しか
し、ＲＥＭの添加によって形成される介在物は、比較的
靱性劣化への影響が小さいため、０．００４％以下であ
れば含有させてもよい。

【００５０】Ｂ Ｂは、焼入性を高めて強度上昇に寄与するので必要に応
じて添加する。含有量は０．００３％以下とするのがよ
い。

【００５１】次に、金属組織について説明する。

【００５２】１）金属組織 鋼材の金属組織は、引張強度を４５０ＭＰａ以上にする
ために、ベイナイトおよび低温での変態で生成するマル
テンサイトの一方または双方を含んだ組織、またはこれ
らの焼き戻し組織とする必要がある。その他にフェライ
ト、パーライトを含む。

【００５３】このような組織は、熱間圧延後、γ域から
の焼入れを行い、必要に応じて焼戻しをおこなうことに
より得られる。

【００５４】２）旧γ粒のアスペクト比 旧γ粒のアスペクト比の平均値を１．５以下にするの
は、異方性の低減と強度が低下するのを防止するためで
ある。加工を受けて転位を内部に含んだγ粒は、粒内の
転位からもα相が核生成するため、焼入性が低下して強
度が低下する。これを防止するために、γ粒を十分再結
晶させて（再結晶が進んだγ粒は、アスペクト比が１に
近づく）から変態させる必要がある。旧γ粒のアスペク
ト比の平均値が１．５以下であれば強度低下を防止する
ことができる。

【００５５】旧γ粒のアスペクト比の平均値を１．５以
下にするには、熱間圧延時の仕上げ温度を９００℃以上
とすることが有効である。また、熱間圧延後に鋼材を数
分間９００〜１０００℃の温度域に保つことでγ粒を十
分再結晶させることができる。

【００５６】また、アスペクト比の平均値は、γ粒が最
も伸長された面を観察することができる方位を選んで光
学顕微鏡用の試料を切り出し、ミクロ組織を現出させ、
画像処理によって旧γ粒を計測し、各γ粒を楕円形にて
近似した場合の長径と短径の比を平均した値とする。ま
た、下記する旧γ粒の平均短径もこの方法で求めた短径
を平均した値である。

【００５７】３）旧γ粒の平均短径 本発明においては、生産効率を上げるため、組織の細粒
化のための低温加工をおこなわないため旧γ粒は比較的
粗粒となる。また、粗粒にすることによりＴｉ、Ｎおよ
びＳの低減の靭性および強度に及ぼす効果が顕著にな
る。旧γ粒の平均短径が、６０μｍ未満では焼入性が低
下して目的とする強度が得られず、また靭性も低下す
る。一方、平均短径が７００μｍを超えると粗粒になり
過ぎ靭性が劣化する。このγ粒の粒径は、化学成分、加
工温度および加工度を調整することにより制御すること
ができる。

【００５８】４）Ｔｉ、Ｎ、Ｓ含有量と旧γ粒の短径の
平均値との関係式（１）、（２） ＴｉとＮの含有比Ｔｉ／Ｎが３．４未満である場合は、
下記式（１）を満足していなければＴｉおよびＳ含有量
が多くなり過ぎ、ＴｉＮおよびＭｎＳが多量となり靭性
が劣化する。この式は多くの実験によりもとめた式で、
旧γ粒の短径の平均値に応じて適したＴｉ、Ｓ量を規定
するものである。

【００５９】

【数１】

【００６０】また、ＴｉとＮの含有比Ｔｉ／Ｎが３．４
以上である場合には、下記式（２）を満足しなければ、
ＮおよびＳ含有が多くなり過ぎＴｉＮおよびＭｎＳが多
量となり靭性が劣化する。

【００６１】

【数２】

【００６２】５）ＮとＴｉ含有量を規制する式（３） 粗大γ粒の鋼材では、ＴｉＮが靱性を劣化させるので、
Ｔｉ含有量を適量にする必要がある。また遊離Ｎは延性
破面率を低下させるので少なければ少ないほど好まし
い。Ｎ−（Ｔｉ／３．４）がゼロになる場合が遊離Ｎが
存在せず、かつ余分なＴｉが存在しない状態であるが、
この値を０．００４５以下とすることにより、破面遷移
温度＋４０℃における延性破面率を８５％以上にするこ
とができる。したがって、高延性破面率の鋼材にする場
合には、ＮおよびＴｉ含有量は、Ｎ−（Ｔｉ／３．４）
≦０．００４５を満足する量とした。好ましくは、０．
００２５以下である。

【００６３】以下、製造条件について限定した理由を説
明する。 （１）鋼の加熱温度：１１００℃以上 この加熱温度は、直接焼入れする前の工程の熱間加工す
るために鋼を加熱する温度であり、例えばインゴットか
ら加工する場合は、分塊圧延した後のスラブの加熱温度
であり、また連続鋳造の場合は鋳造したスラブの加熱温
度である。また、連続鋳造の場合は、鋳造したスラブ加
熱温度であり、ビレットから継目無鋼管を製造する場合
は、ビレットの加熱温度である。加熱温度が１１００℃
未満では加工温度が低温になり過ぎて、組織が細粒にな
ると共に、生産効率が低下するため、加熱温度は１１０
０℃以上とする。上限は特に限定しないが、あまり高温
にするとスケールロスが増えて経済的でなく、また継目
無鋼管の製造の場合、穿孔時に工具との接触面が溶融し
易くなるため１３００℃程度以下とするのが好ましい。
本発明では、靱性を確保するために低温で熱間圧延する
必要はなく、９００℃以下の温度域で３０％以上の圧下
をおこなうと、むしろγ粒の細粒化や制御圧延効果が現
れ、強度が大きく低下する場合がある。鋼材を量産する
場合、品質のバラツキの原因となるので好ましくない。

【００６４】この悪影響を回避するためには、平均γ粒
径が６０μｍを下回らないように、また、γ粒が加工硬
化していない状態から冷却されるように、熱間圧延終了
温度をコントロールするのがよい。この温度は、成分や
圧下率によって異なるので規定しないが、およそ、９５
０℃以上にすることが目安となる。なお、平均γ粒径が
７００μｍを超えない限り、加工仕上げ温度は幾ら高く
ても良好な性能が得られるが、１１５０℃を超える圧延
仕上げ温度を確保することは、実際の製造ラインでは難
しい。また、このような高温では、スケールの発生によ
る鋼材のロスが増える。このような観点から、圧延仕上
げ温度は、１１５０℃前後が実質的な上限となる。

【００６５】（２）熱間加工 熱間加工は、焼入れ前に製品形状に加工するための熱間
加工を示す。熱間加工方法は限定するものでないが、例
えば鋼材が鋼板の場合は熱間圧延であり、鋼材が継目無
鋼管の場合は穿孔圧延後の延伸圧延等ある。

【００６６】（３）熱間加工後の熱処理：９００〜１１
００℃で１〜３０分保持 この熱処理は、本発明において重要な処理であり、熱間
加工終了後の鋼材を焼入れのための冷却を開始する前
に、９００〜１１００℃の温度域に１〜３０分間保持す
ることにより、焼入れ後の強度のバラツキが抑制でき
る。

【００６７】一般に微量元素のγ粒界への偏析によっ
て、鋼材の焼入れ性は大きく影響を受けるが、粗大γ粒
の場合は特に影響を受けやすくなり、鋼材内部での元素
分布の微妙なムラが、強度のバラツキに直結する。そこ
で、熱間加工終了後、γ域で保持すると、偏析性元素は
十分に拡散して、比較的均一にγ粒界に偏析し、強度ム
ラの発生を抑制することができる。また、熱間圧延終了
時に加工状態にあるγ粒が部分的に存在する可能性があ
るが、この保持中に回復、再結晶するため、焼入れ時に
は鋼材全体が、γ粒内にほとんど転移を含まない、無加
工状態から冷却して変態させることができ、これも強度
の均一化に寄与する。

【００６８】鋼材の加熱温度が、９００℃を下回ると、
加熱の効果を十分に得ることができないため、下限を９
００℃とした。また、１１００℃を超える温度に上げて
も、強度均一化の効果は飽和し、むしろスケールロスが
増えるなどの悪影響が目立つため、この１１００℃を上
限とする。

【００６９】保持時間は、最低１分とするのがよく、よ
り望ましくは３分以上である。しかし、３０分を超えて
も強度の均一性はそれ以上改善されず、むしろ酸化スケ
ールが生成して、冷却に不均一をもたらすため、かえっ
て好ましくない結果が得られる。このため、保持時間
は、３０分を上限とするのがよい。

【００７０】熱間加工後の鋼材は、Ar3点を下回ること
なく補熱炉に挿入して加熱するのが望ましい。Ar3を下
回って、一旦二相域に入っても、補熱炉で再びγ相一相
に戻すことは可能で、組織的にも殆ど差のない製品を得
ることは可能である。しかし、そのような場合は、保持
温度は９５０℃以上とし、保持時間も５分以上を確保す
ることが望ましい。

【００７１】補熱炉の温度は、熱間加工材の補熱炉への
挿入直前の温度に近づけると、鋼材はより均一な温度に
保持されるので好ましい。

【００７２】なお、旧γ粒界以外に核生成サイトとなる
粒子を鋼中に分散させておき、γ粒界からの核生成のム
ラの影響を弱めることにより強度のバラツキを抑制する
方法も考えられた。すなわち、ＭｎＳやＴｉＮは、粒内
核生成サイトとして有効であると考えられ、こういった
粒子をあらかじめ鋼中に形成させておけば、γ−α変態
挙動は比較的安定したものになると考えられた。しか
し、本発明においては、前記（１）式を満足させなけれ
ば靱性が確保できないため、この方法は採用することは
できなかった。

【００７３】（４）冷却速度：５５０℃以下まで３℃／
ｓｅｃ以上 本発明の鋼材の金属組織は、強度を確保するために、ベ
イナイト及び低温での変態で生成するマルテンサイトの
一方または双方を含んだ組織、またはこれらの焼き戻し
組織とする必要があり、そのほかにフェライト、パーラ
イトを含む組織である。熱間加工後の補熱炉での均熱の
後の冷却は、このような組織を得ることができる条件で
なければならない。そのような冷却速度は、３℃/sec以
上、望ましくは５℃/sec以上である。冷却速度が３℃/s
ec未満では、より高温でフェライトが多く析出してしま
う。

【００７４】冷却は室温まで続けるか、あるいはより高
い温度で停止してもよい。本発明においては、製品のミ
クロ組織として、上部ベイナイトあるいはマルテンサイ
ト組織としているため、冷却を途中で停止する場合で
も、少なくとも上部ベイナイトが生成する温度までは冷
却しなければならない。上部ベイナイトは６００℃でも
生成するが、実製造におけるバラツキを考慮すれば、確
実にベイナイトを生成させるには、５５０℃以下にまで
冷却しなければならない。 （５）必要に応じての焼き戻し：Ac1点以下の温度 焼入れ後の鋼材は、強度や靱性の調整が必要な場合は、
Ac1点以下の温度で焼き戻しする。ただし、焼き戻し温
度がAc1点を超えて２相域になる場合、靱性の劣化と強
度の低下だけでなく、強度の不均一も著しくなるため、
この温度を超えてはならない。

【００７５】

【実施例】表１に示す化学組成の１２種の鋼を真空溶解
炉で溶製し、１５０ｋｇ丸形インゴットとした。記号Ａ
Ａ〜ＨＨの化学組成の鋼は、式（３）である、Ｎ−（Ｔ
ｉ／３．４）≦０．００４５を満足していないものであ
り、Ｔｉ、Ｎ含有量を除く化学組成はそれぞれ記号Ａ、
Ｂ、ＤおよびＨと類似している。

【００７６】

【表１】

【００７７】インゴットは、鍛造により厚さ１２０〜１
７０ｍｍの厚板にし、１１８０〜１２７０℃に加熱後、
表２に示す条件で熱間圧延し、厚さ２５〜５０ｍｍの熱
延鋼板とした。

【００７８】熱処理した各熱延鋼板からは、ＪＩＳ Ｚ
２２０２ Ｖノッチ試験片、ＪＩＳ Ｚ２２０１ ４
号丸棒引張試験片を圧延方向に対して直角の方向で採取
して、それぞれ、シャルピー衝撃試験、引張試験に供し
た。

【００７９】図１は、熱延鋼板から引張り試験片を採取
した位置を示す平面図である。一枚の熱延鋼板内の位置
による強度バラツキを調べるため、図１に示すように、
圧延長さ方向の３カ所各から、それぞれ、両端と中央部
の３カ所の、計９カ所から試験片を採取した。

【００８０】また、圧延チャンスの異なる鋼板間の強度
のバラツキを調べるために、各記号の熱延鋼板を同一製
造条件にて１０枚を製造し、各鋼板の中央部から引張試
験片を各２本採取して、引張強さの平均値を比較した。
これらの結果を表２に示す。

【００８１】

【表２】

【００８２】表２中、１枚の熱延鋼板の各位置による強
度のバラツキを、バラツキＡ欄に、また圧延チャンスの
異なる鋼板間の強度のバラツキをバラツキ欄Ｂに示し
た。バラツキ欄Ａでは、９カ所の降伏点強さの最高値と
最低値の差を示した。また、バラツキ欄Ｂでは、各記号
の同一条件で製造した１０枚の降伏点強さの最高値と最
低値の差を示した。

【００８３】シャルピー衝撃試験で求めた延性破面率
は、破面遷移温度の、およそ４０℃高温で試験を行い、
６本試験したうちの最低値を示す。なお、破面遷移温度
が−３０℃に達しなかった鋼については、延性破面率の
試験はおこなわなかった。

【００８４】靱性については、各製造条件で、１枚の鋼
板について調べた。ただし、延性破面率（SA）を調べる
ため、シャルピー衝撃試験片を１０本余分に採取し、破
面遷移温度（vTrs）が得られたのち、vTrs＋４０℃にて
１０本試験し、ＳＡの平均値を出した。

【００８５】圧延終了温度は、９９０℃〜１１００℃間
の高温とした。その結果としてγ粒は粗大になっている
にもかかわらず、本発明例、比較例共に、靱性は概して
良好であり、−５０℃以下で使用するのに必要十分な靱
性を示した。

【００８６】しかし、本発明例の鋼板が、バラツキＡ、
バラツキＢ共に比較的小さな範囲に収まっているのに対
して、比較例では、両方のバラツキ共に大きくなってい
る。このように、本発明の製造方法は、強度のバラツキ
の抑制に非常に有効であることがわかる。

【００８７】表２の記号ＡＡ〜ＨＨは、バラツキＡとバ
ラツキＢと共に比較的小さく、補熱炉を使用した効果が
得られているが、式（３）を満足しなかったために、vT
rsは比較的良好な値を示すものの、延性破面率（SA）
が、遷移温度よりも４０℃高い温度でも１００％に達し
ていないことがわかる。このことから、通常用途では式
（１）または式（２）を満足していれば式（３）を満足
していなくとも十分であるが、特に延性破面率を要求さ
れる用途においては、式（３）まで満足させる必要のあ
ることがわかる。

【００８８】

【発明の効果】本発明の製造方法によれば、高強度で靱
性に優れ、かつ強度のバラツキの小さい鋼材が得られ、
鋼構造物の安全性の改善に資するところが大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】熱延鋼板から引張り試験片を採取した位置を示
す平面図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％未
   満、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：
   ０．０５％以下、Ｓ：０．００４％未満、sol.Ａｌ：
   ０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０．０２％以下、Ｎ：
   ０．００９％以下を含む鋼を、１１００℃以上の温度に
   加熱し、熱間加工した後、９００〜１１００℃の温度域
   で１〜３０分間保持した後、５５０℃以下まで３℃／ｓ
   ｅｃ以上の冷却速度で冷却し、必要に応じてAc1点以下
   の温度で焼戻しすることによって、金属組織がマルテン
   サイトおよびベイナイトの一方または双方を含む組織、
   またはこれらの焼き戻し組織であり、旧オーステナイト
   粒のアスペクト比の平均値が１．５以下、旧オーステナ
   イト粒の短径の平均値が６０〜７００μｍで、かつＴ
   ｉ、Ｎ、Ｓの含有量および旧オーステナイト粒の平均短
   径ｄγが下記式（１）または（２）を満足する鋼材を製
   造することを特徴とする、強度と靱性に優れた鋼材の製
   造方法。 【数１】 【数２】
2. 【請求項２】鋼が、さらに下記式（３）を満足している
   ことを特徴とする請求項１記載の鋼材の製造法。 N-Ti/3.4≦0.00４5 ・・・・ （３） ここで、元素記号は各元素の含有量を表し、その単位は
   重量％。