JP2001115210A - Ｔｉ含有高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
Ｔｉ含有高張力鋼板の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 590N/mm２以上の降伏強さと690N/mm２以上の
引張強さを有する高張力鋼板を安定して、経済的に製造
する。 【解決手段】 Ｃ：0.04〜0.15wt％、Si：0.1 〜1.0 wt
％、Mn：1.4 〜2.0 wt％、Nb：0.02〜0.08wt％、Ti：0.
04〜0.20wt％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
からなる組成の鋼を1100〜1300℃に加熱し、Ａr３変態
点以上の温度で圧延を終了し、引き続き10℃/sec以上の
速度で、650 〜350 ℃の温度まで冷却し、冷却後再加熱
し、 400〜700 ℃に60秒以上保持して焼もどすことによ
り、微細なベイナイト組織にTiＣを析出させる。
引張強さを有する高張力鋼板を安定して、経済的に製造
する。 【解決手段】 Ｃ：0.04〜0.15wt％、Si：0.1 〜1.0 wt
％、Mn：1.4 〜2.0 wt％、Nb：0.02〜0.08wt％、Ti：0.
04〜0.20wt％を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
からなる組成の鋼を1100〜1300℃に加熱し、Ａr３変態
点以上の温度で圧延を終了し、引き続き10℃/sec以上の
速度で、650 〜350 ℃の温度まで冷却し、冷却後再加熱
し、 400〜700 ℃に60秒以上保持して焼もどすことによ
り、微細なベイナイト組織にTiＣを析出させる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Tiを含有する高張
力鋼板の製造方法に係り、特に、圧延後の焼入れ焼もど
しの熱処理（調質処理）を施すことなく、降伏強さ590N
/mm２以上、引張強さ690N/mm２以上の材質特性を達成す
るための溶接構造用高張力鋼板の製造方法に関する。
力鋼板の製造方法に係り、特に、圧延後の焼入れ焼もど
しの熱処理（調質処理）を施すことなく、降伏強さ590N
/mm２以上、引張強さ690N/mm２以上の材質特性を達成す
るための溶接構造用高張力鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】引張強さ690N/mm２以上を超えるような
高張力鋼を製造する一般的な方法として、熱間圧延後に
再加熱して焼入れ焼もどしの熱処理（調質処理）を施す
調質型が知られている。また、熱間圧延ままの非調質型
の製造方法として、例えば特公昭62-1457 号公報には、
２相域で熱間制御圧延して 600〜700 ℃の低温で熱間圧
延を終了する方法が、また、特開平6-93332 号公報に
は、圧延後の加速冷却によりベイナイト組織にする方法
が知られている。
高張力鋼を製造する一般的な方法として、熱間圧延後に
再加熱して焼入れ焼もどしの熱処理（調質処理）を施す
調質型が知られている。また、熱間圧延ままの非調質型
の製造方法として、例えば特公昭62-1457 号公報には、
２相域で熱間制御圧延して 600〜700 ℃の低温で熱間圧
延を終了する方法が、また、特開平6-93332 号公報に
は、圧延後の加速冷却によりベイナイト組織にする方法
が知られている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記開
示技術のうち、調質型の鋼板は、非調質型に比して、製
造コストが高いうえ、製造のリードタイムが長く、経済
的に不利である。一方、非調質型の場合には、特公昭62
-1457 号公報のように、熱間圧延終了温度が600 ℃〜70
0 ℃と低いと、鋼板の良好な平坦度形状を確保すること
が難しくなるという製造上の問題があった。また、特開
平6-93332 号公報の方法では、冷却中に等温保持もしく
は、冷却速度を遅くする必要があるため、工業的に実施
することが難しかった。このように、従来の非調質型高
張力鋼板の製造方法では、経済的で安定した機械特性を
得ることができず、いずれの方法とも工業的に採用する
には適していない。
示技術のうち、調質型の鋼板は、非調質型に比して、製
造コストが高いうえ、製造のリードタイムが長く、経済
的に不利である。一方、非調質型の場合には、特公昭62
-1457 号公報のように、熱間圧延終了温度が600 ℃〜70
0 ℃と低いと、鋼板の良好な平坦度形状を確保すること
が難しくなるという製造上の問題があった。また、特開
平6-93332 号公報の方法では、冷却中に等温保持もしく
は、冷却速度を遅くする必要があるため、工業的に実施
することが難しかった。このように、従来の非調質型高
張力鋼板の製造方法では、経済的で安定した機械特性を
得ることができず、いずれの方法とも工業的に採用する
には適していない。
【０００４】そこで、本発明の目的は、590N/mm２以上
の降伏強さと690N/mm２以上の引張強さを有する高張力
鋼板を安定して、経済的に製造するための技術を提供す
ることにある。また、本発明の目的は、かかる高張力鋼
板を溶接性を損なわない成分系（例えば Pcm ≦0.24)
で製造することにある。
の降伏強さと690N/mm２以上の引張強さを有する高張力
鋼板を安定して、経済的に製造するための技術を提供す
ることにある。また、本発明の目的は、かかる高張力鋼
板を溶接性を損なわない成分系（例えば Pcm ≦0.24)
で製造することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】発明者らは、上記課題解
決に向けて鋭意研究した結果、Ａr３変態点以上の温度
で熱間圧延を終了し、加速冷却により微細なベイナイト
組織としたうえ、冷却後の再加熱によりTiの炭化物等の
析出強化作用を利用することにより、引張強さ、降伏強
さとも目標値を満たし、鋼板の平坦度も良好になること
を知見し、本発明を完成するに至った。
決に向けて鋭意研究した結果、Ａr３変態点以上の温度
で熱間圧延を終了し、加速冷却により微細なベイナイト
組織としたうえ、冷却後の再加熱によりTiの炭化物等の
析出強化作用を利用することにより、引張強さ、降伏強
さとも目標値を満たし、鋼板の平坦度も良好になること
を知見し、本発明を完成するに至った。
【０００６】すなわち、本発明は、 Ｃ：0.04〜0.15％、 Si：0.1 〜1.0 ％、 Mn：1.4 〜2.0 ％、 Nb：0.02〜0.08％、 Ti：0.04〜0.20％ を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成
の鋼を1100〜1300℃に加熱し、Ａr３変態点以上の温度
で圧延を終了し、引き続き10℃/sec以上の速度で、650
〜350 ℃の温度まで冷却し、冷却後再加熱し、 400〜70
0 ℃に60秒以上保持して焼もどすことにより、微細なベ
イナイト組織にTiＣを析出させて、降伏強さ590N/mm２
以上、引張強さ690N/mm２以上の特性を得る高張力鋼板
の製造方法である。
の鋼を1100〜1300℃に加熱し、Ａr３変態点以上の温度
で圧延を終了し、引き続き10℃/sec以上の速度で、650
〜350 ℃の温度まで冷却し、冷却後再加熱し、 400〜70
0 ℃に60秒以上保持して焼もどすことにより、微細なベ
イナイト組織にTiＣを析出させて、降伏強さ590N/mm２
以上、引張強さ690N/mm２以上の特性を得る高張力鋼板
の製造方法である。
【０００７】また、上記発明において、鋼組成がさら
に、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以
下、Ｖ：0.10％以下、Ｂ：0.01％以下から選ばれるいず
れか１種または２種以上を含有する組成とすることが好
ましい。さらに、上記各発明において、鋼組成がさら
に、Ca：0.01％以下、 REM：0.10％以下から選ばれるい
ずれか１種または２種を含有する組成とすることが好ま
しい。
に、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以
下、Ｖ：0.10％以下、Ｂ：0.01％以下から選ばれるいず
れか１種または２種以上を含有する組成とすることが好
ましい。さらに、上記各発明において、鋼組成がさら
に、Ca：0.01％以下、 REM：0.10％以下から選ばれるい
ずれか１種または２種を含有する組成とすることが好ま
しい。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明において、成分組成
および製造条件を上記範囲に限定した理由について説明
する。 Ｃ：0.04〜0.15％ Ｃは、強度上昇に有用な元素であり、目標とする強度を
得るためには少なくとも0.04％は必要であるが、0.15％
を超えると溶接性を損なう。よって、Ｃ量は0.04〜0.15
％の範囲とする。
および製造条件を上記範囲に限定した理由について説明
する。 Ｃ：0.04〜0.15％ Ｃは、強度上昇に有用な元素であり、目標とする強度を
得るためには少なくとも0.04％は必要であるが、0.15％
を超えると溶接性を損なう。よって、Ｃ量は0.04〜0.15
％の範囲とする。
【０００９】Si：0.1 〜1.0 ％ Siは、鋼の脱酸に必要であるほか、強度の上昇に有効な
元素である。これらの効果を発揮させるためには、0.1
％以上添加する必要があるが、過度に添加すると、溶接
熱影響部の靱性を損ない溶接性にも有害となるので、0.
1 〜1.0 ％の範囲で添加する。
元素である。これらの効果を発揮させるためには、0.1
％以上添加する必要があるが、過度に添加すると、溶接
熱影響部の靱性を損ない溶接性にも有害となるので、0.
1 〜1.0 ％の範囲で添加する。
【００１０】Mn：1.4 〜2.0 ％ Mnは、強度上昇に有用な元素であり、1.4 ％以上の添加
が必要であるが、過度に添加すると、溶接熱影響部の靱
性を損なう。よって、2.0 ％を上限として添加する。
が必要であるが、過度に添加すると、溶接熱影響部の靱
性を損なう。よって、2.0 ％を上限として添加する。
【００１１】Nb：0.02〜0.08％ Nbは、結晶粒を細粒化し、強度上昇に寄与する元素であ
る。これらの効果を発揮させるためには、0.02％以上の
添加が必要であるが、Nb量が0.08％を超えると、靱性が
劣化するので、0.02〜0.08％の範囲で添加する。
る。これらの効果を発揮させるためには、0.02％以上の
添加が必要であるが、Nb量が0.08％を超えると、靱性が
劣化するので、0.02〜0.08％の範囲で添加する。
【００１２】Ti：0.04〜0.20％ Tiは、本発明において特に重要な役割をもつ元素であ
り、0.04％未満では必要量のTiＣが形成されず、十分な
降伏強さが得られない。Tiを0.20％を超えて添加して
も、飽和してさらなる効果が得られず経済的に不利にな
るので、0.04〜0.20％の範囲で添加する。
り、0.04％未満では必要量のTiＣが形成されず、十分な
降伏強さが得られない。Tiを0.20％を超えて添加して
も、飽和してさらなる効果が得られず経済的に不利にな
るので、0.04〜0.20％の範囲で添加する。
【００１３】以上述べた基本成分に加えて、さらなる特
性向上のために、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、M
o：1.0 ％以下、Ｖ：0.10％以下、Ｂ：0.01％以下の
群、Ca：0.01％以下、REM ：0.10％以下の群のいずれか
少なくとも１群から選ばれる１種以上の元素を添加する
ことができる。 Cu：1.0 ％以下 Cuは、強度上昇に有効な元素であるが、過量の添加は、
熱間脆性を生じさせ、鋼板の表面性状を劣化させるた
め、上限を1.0 ％とする。
性向上のために、Cu：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、M
o：1.0 ％以下、Ｖ：0.10％以下、Ｂ：0.01％以下の
群、Ca：0.01％以下、REM ：0.10％以下の群のいずれか
少なくとも１群から選ばれる１種以上の元素を添加する
ことができる。 Cu：1.0 ％以下 Cuは、強度上昇に有効な元素であるが、過量の添加は、
熱間脆性を生じさせ、鋼板の表面性状を劣化させるた
め、上限を1.0 ％とする。
【００１４】Ni：1.0 ％以下 Niは、強度上昇に有効な元素であるが、高価であり、経
済性の観点から上限を1.0 ％とする。
済性の観点から上限を1.0 ％とする。
【００１５】Mo：1.0 ％以下 Moは、強度上昇に有効な元素であるが、高価であり、経
済性の観点から上限を1.0 ％とする。
済性の観点から上限を1.0 ％とする。
【００１６】Ｖ：0.10％以下 Ｖは、強度上昇に有効な元素であるが、過量の添加は、
母材と溶接熱影響部の靱性を劣化させるので、上限を0.
10％とする。
母材と溶接熱影響部の靱性を劣化させるので、上限を0.
10％とする。
【００１７】Ｂ：0.01％以下 Ｂは、焼入れ性の向上によりベイナイトを生成させるの
に有利な元素であるが、過量の添加は、靱性を劣化させ
るので、上限を0.01％とする。
に有利な元素であるが、過量の添加は、靱性を劣化させ
るので、上限を0.01％とする。
【００１８】Ca：0.01％以下 Caは、MnＳの形態制御を行い、靱性の向上に寄与する
が、過量の添加は鋼の清浄度を悪くし、内部欠陥の原因
となるので、上限を0.01％とする。
が、過量の添加は鋼の清浄度を悪くし、内部欠陥の原因
となるので、上限を0.01％とする。
【００１９】REM ：0.10％以下 REM （希土類元素）は、Caと同様に、MnＳの形態制御を
行い、靱性の向上に寄与するが、過量の添加は、鋼の清
浄度を悪くし、内部欠陥の原因となるので、上限を0.10
％とする。
行い、靱性の向上に寄与するが、過量の添加は、鋼の清
浄度を悪くし、内部欠陥の原因となるので、上限を0.10
％とする。
【００２０】次に本発明における、製造条件について述
べる。鋼片の加熱温度は、高強度を得るために、添加Ti
が加熱中に十分に固溶する必要があるので、1100℃以上
の温度が必要である。しかし、1300℃を超えて加熱する
と、オーステナイト粒径が粗大化し、強度、靱性ともに
劣化するので、加熱温度は1100〜1300℃の範囲に限定す
る。熱間圧延は、オーステナイト域で圧延を終了し、そ
の後の加速冷却により、ベイナイト組織とし、高強度を
得るために、Ａr３変態点以上で圧延を終了させること
が必要である。このときに、鋼板は良好な平坦度形状と
なる。熱間圧延後、10℃/sec以上の速度で、650 〜350
℃の温度まで冷却する。ベイナイト組織を得るために
は、650 ℃以下の温度まで10℃／sec 以上の速度で冷却
する必要があるが、この速度での冷却の停止温度が350
℃以下になると、歪みが大きくなり鋼板の平坦度が低下
する。
べる。鋼片の加熱温度は、高強度を得るために、添加Ti
が加熱中に十分に固溶する必要があるので、1100℃以上
の温度が必要である。しかし、1300℃を超えて加熱する
と、オーステナイト粒径が粗大化し、強度、靱性ともに
劣化するので、加熱温度は1100〜1300℃の範囲に限定す
る。熱間圧延は、オーステナイト域で圧延を終了し、そ
の後の加速冷却により、ベイナイト組織とし、高強度を
得るために、Ａr３変態点以上で圧延を終了させること
が必要である。このときに、鋼板は良好な平坦度形状と
なる。熱間圧延後、10℃/sec以上の速度で、650 〜350
℃の温度まで冷却する。ベイナイト組織を得るために
は、650 ℃以下の温度まで10℃／sec 以上の速度で冷却
する必要があるが、この速度での冷却の停止温度が350
℃以下になると、歪みが大きくなり鋼板の平坦度が低下
する。
【００２１】焼戻しは、TiＣ等の析出強化による、降伏
強さの上昇のために必須の熱処理工程であるが、温度が
400 ℃未満では、析出量が少なく、十分な強度上昇効果
が得られない。また、温度が700 ℃を超えると、ベイナ
イト組織が軟化し、所定の引張強さが得られなくなる。
また、その保持時間が60秒に満たないと析出量が不十分
となる。よって、析出強化を目的とする焼戻しの条件は
400 〜700 ℃の温度に60秒以上保持するものとする。
強さの上昇のために必須の熱処理工程であるが、温度が
400 ℃未満では、析出量が少なく、十分な強度上昇効果
が得られない。また、温度が700 ℃を超えると、ベイナ
イト組織が軟化し、所定の引張強さが得られなくなる。
また、その保持時間が60秒に満たないと析出量が不十分
となる。よって、析出強化を目的とする焼戻しの条件は
400 〜700 ℃の温度に60秒以上保持するものとする。
【００２２】
【実施例】表１に示す成分組成の鋼スラブを、表２に示
す条件で熱間圧延および焼もどし処理して、板厚１４ｍ
ｍの鋼板とし、引張特性を調べた。ここで、引張試験片
は圧延直角方向に採取した。また、荷重−歪み曲線で降
伏点が現れないときには、0.2 ％耐力により降伏強さを
求めた。その結果を表２に併せて示す。No. １〜３およ
び６〜８は発明例であり、No. ４、５は比較例である。
目標とするTS≧690N/mm２については、No. １〜８の全
てで満足しているが、YS（又はYP）≧590N/mm２は、焼
もどし処理やTi添加量が条件を満たしていない比較例で
は達成されていない。
す条件で熱間圧延および焼もどし処理して、板厚１４ｍ
ｍの鋼板とし、引張特性を調べた。ここで、引張試験片
は圧延直角方向に採取した。また、荷重−歪み曲線で降
伏点が現れないときには、0.2 ％耐力により降伏強さを
求めた。その結果を表２に併せて示す。No. １〜３およ
び６〜８は発明例であり、No. ４、５は比較例である。
目標とするTS≧690N/mm２については、No. １〜８の全
てで満足しているが、YS（又はYP）≧590N/mm２は、焼
もどし処理やTi添加量が条件を満たしていない比較例で
は達成されていない。
【００２３】図１には、No. １と類似した成分系につい
て、焼戻し温度と焼もどしによる降伏強度（YS又はYP）
の増加量（＝焼もどし後のYS又はYP−焼もどし前のYS又
はYP）との関係を示したものである。これから、焼戻し
温度が400 ℃未満では、強度の上昇が十分に得られない
ことが分かる。同様に、No. １と類似した成分系につい
て、熱間圧延終了温度（仕上がり温度）と製造工程の過
程における強度との関係を調べ、図２および図３の結果
が得られた。図２は、熱間圧延−冷却ままの強度を示
し、図３は、熱間圧延−冷却に続き、焼もどしを行った
後の強度を示している。これらの図から、圧延−冷却し
たままではYS（又はYP）≧590N/mm２が安定して得られ
ていないが、冷却に次いで焼もどしを付加した工程によ
れば、TS≧690N/mm２かつYS（又はYP）≧590N/mm２とい
う目標特性を十分満足した高張力鋼板を安定して製造す
ることができることがわかる。発明例におけるこのよう
な安定した強度は、微細なベイナイト組織とTiＣの析出
との複合効果によるものであることを組織観察でも確認
できた。なお、これら発明法によって製造した鋼板は、
いずれも良好な平坦度を示した。
て、焼戻し温度と焼もどしによる降伏強度（YS又はYP）
の増加量（＝焼もどし後のYS又はYP−焼もどし前のYS又
はYP）との関係を示したものである。これから、焼戻し
温度が400 ℃未満では、強度の上昇が十分に得られない
ことが分かる。同様に、No. １と類似した成分系につい
て、熱間圧延終了温度（仕上がり温度）と製造工程の過
程における強度との関係を調べ、図２および図３の結果
が得られた。図２は、熱間圧延−冷却ままの強度を示
し、図３は、熱間圧延−冷却に続き、焼もどしを行った
後の強度を示している。これらの図から、圧延−冷却し
たままではYS（又はYP）≧590N/mm２が安定して得られ
ていないが、冷却に次いで焼もどしを付加した工程によ
れば、TS≧690N/mm２かつYS（又はYP）≧590N/mm２とい
う目標特性を十分満足した高張力鋼板を安定して製造す
ることができることがわかる。発明例におけるこのよう
な安定した強度は、微細なベイナイト組織とTiＣの析出
との複合効果によるものであることを組織観察でも確認
できた。なお、これら発明法によって製造した鋼板は、
いずれも良好な平坦度を示した。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
ベイナイト変態による組織強化とTiＣ等による析出強化
を併用して、高強度を得るようにしたので、良好な平坦
度形状とともに、590N/mm２以上の降伏強度と690N/mm２
以上の引張強さの両特性を安定して得ることが可能にな
る。したがって、本発明によれば、高品質な溶接構造用
高張力鋼板を、低コストで製造することが可能になる。
ベイナイト変態による組織強化とTiＣ等による析出強化
を併用して、高強度を得るようにしたので、良好な平坦
度形状とともに、590N/mm２以上の降伏強度と690N/mm２
以上の引張強さの両特性を安定して得ることが可能にな
る。したがって、本発明によれば、高品質な溶接構造用
高張力鋼板を、低コストで製造することが可能になる。
【図１】焼もどしによる降伏強度の増加量と焼もどし温
度との関係を示すグラフである。
度との関係を示すグラフである。
【図２】圧延後冷却ままの機械特性と熱間圧延終了温度
との関係を示すグラフである。
との関係を示すグラフである。
【図３】焼もどし処理後の機械特性と熱間圧延終了温度
との関係を示すグラフである。
との関係を示すグラフである。
Claims (3)
- 【請求項１】Ｃ：0.04〜0.15％、 Si：0.1 〜1.0 ％、 Mn：1.4 〜2.0 ％、 Nb：0.02〜0.08％、 Ti：0.04〜0.20％ を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる組成
の鋼を1100〜1300℃に加熱し、Ａr３変態点以上の温度
で圧延を終了し、引き続き10℃/sec以上の速度で、650
〜350 ℃の温度まで冷却し、冷却後再加熱し、 400〜70
0 ℃に60秒以上保持して焼もどすことを特徴とする、降
伏強さ590N/mm２以上、引張強さ690N/mm２以上のTi含有
高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼組成がさらに、 Cu：1.0 ％以下、 Ni：1.0 ％以下、 Mo：1.0 ％以下、 Ｖ：0.10％以下、 Ｂ：0.01％以下 から選ばれるいずれか１種または２種以上を含有する組
成になることを特徴とする、降伏強さ590N/mm２以上、
引張強さ690N/mm２以上のTi含有高張力鋼板の製造方
法。 - 【請求項３】 請求項１または２において、鋼組成がさ
らに、 Ca：0.01％以下、 REM ：0.10％以下 から選ばれるいずれか１種または２種を含有する組成に
なることを特徴とする、降伏強さ590N/mm２以上、引張
強さ690N/mm２以上のTi含有高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29309299A JP3707317B2 (ja) | 1999-10-15 | 1999-10-15 | Ｔｉ含有溶接構造用高張力厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29309299A JP3707317B2 (ja) | 1999-10-15 | 1999-10-15 | Ｔｉ含有溶接構造用高張力厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001115210A true JP2001115210A (ja) | 2001-04-24 |
| JP3707317B2 JP3707317B2 (ja) | 2005-10-19 |
Family
ID=17790335
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29309299A Expired - Fee Related JP3707317B2 (ja) | 1999-10-15 | 1999-10-15 | Ｔｉ含有溶接構造用高張力厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3707317B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007009270A (ja) * | 2005-06-30 | 2007-01-18 | Jfe Steel Kk | 高張力鋼板の製造方法 |
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1999
- 1999-10-15 JP JP29309299A patent/JP3707317B2/ja not_active Expired - Fee Related
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