JP2001342520A - 材質変動の少ない靱性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ＤＬＴ処理で材質変動が小さく、低降伏比特
性と靭性とを両立した鋼板を製造する。 【解決手段】 特定成分の鋼片をＡｃ3 変態点〜１３０
０℃に加熱後、開始温度が９５０℃以下、終了温度が８
００℃以上で、累積圧下率が３０〜９０％の熱間圧延と
開始温度が７５０℃以下、終了温度が６５０℃以上で、
累積圧下率が１０〜５０％の熱間圧延とを含む熱間圧延
を行った後、引き続き、冷却速度が１〜１００℃/sの加
速冷却を７００℃以下から開始し、５００℃以下で停止
して材質変動の少ない靱性に優れた低降伏比高張力鋼を
製造方法する。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、引張強度が４９０
〜７８０ＭＰａ級で、靭性保証温度が０〜−４０℃以下
の優れた低温靭性が要求され、さらに耐震特性等の観点
から低降伏比が同時に要求される構造物全般に供される
構造物用鋼の製造方法に関するもので、特に材質変動が
小さく、均質で、より安全性に優れた構造用鋼を製造す
るために有用な方法を提供するものである。

【０００２】

【従来の技術】最近、高層建築物を中心に安全性重視の
観点から、地震時を想定した変形に対しても建築物の崩
壊を招かないような設計がなされるようになってきてお
り、そのため鋼材に必要な特性として、低降伏比（降伏
比＝降伏強度／引張り強度）が求められるようになって
いる。低降伏比化することによって、大変形時に鋼材の
エネルギー吸収を大きくすることが可能となる。

【０００３】低降伏比化は、一般的には焼入れと焼戻し
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（以降、ＱＬＴ
処理と言う）に代表されるように、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
在させることにより達成される。このような二相組織鋼
を得るためのＱＬＴ処理は一般的に複雑であり、生産性
の低下を生じやすい。即ち、上記のＱＬＴ処理では工程
が増加するため、製造コストの増加及び生産性の低下を
招く。

【０００４】一方、低降伏比鋼のもう一つの代表的な製
造方法として、熱間圧延後、直接焼入れする、いわゆる
ＤＱ工程において、圧延後直ちに焼入れせずに、αが一
定量生成するまで放冷した後、直接焼入れを施して二相
組織とする方法（以降ＤＬＴ処理という）が挙げられ
る。しかし、この方法ではＱＬＴ処理に比べて中間熱処
理を省略できるため、工程としては単純になり、全体的
な生産性、製造コストは改善されるものの、圧延から直
接焼入れまでの待ち時間が長くなることによる生産性の
低下は避けられない。

【０００５】また、変態途中で水冷を開始するため、通
過型の水冷設備で焼入れを行う場合には、鋼材の長手方
向の組織変動及びその結果としての材質変動が大きくな
ることが避けられず、鋼材の全長にわたって均質な材質
を得ることが困難となる。また、板厚方向の材質変動も
生じ易くなる。すなわちＤＬＴ処理は、工程の単純さで
は有利ではあるものの、安定的な材質確保、均質な鋼材
製造という点ではＱＬＴ処理よりも不利であり、従って
両製造方法は各々一長一短を有する。

【０００６】なお、材質確保、特に靭性確保の観点から
は、ＱＬＴ処理よりもＤＬＴ処理の方が一般的に不利で
ある。すなわち、ＱＬＴ処理では二相域熱処理前の焼入
れ処理での組織微細化が比較的容易であるが、ＤＬＴ処
理の場合は、γ域で圧延を行った後の冷却過程でαを十
分生成させるために、一般的に放冷程度の冷却速度の遅
い冷却が必須となるため、α粒径が粗大となることが避
けられず、そのため靭性の確保が困難となる。従って、
ＤＬＴ処理においては靭性確保も大きな課題の一つとな
っている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、全体的
な生産性・製造コストの点から、ＤＬＴ処理の方が好ま
しい製造方法であるとの判断の下に、ＤＬＴ処理を基本
とした新たな低降伏比鋼の製造方法を鋭意研究し、ＤＬ
Ｔ処理の欠点を克服して、材質変動が小さく、低降伏比
特性と靭性とを両立できる新しい手段を見出し、本発明
に至った。

【０００８】

【課題を解決するための手段】ＤＬＴ処理を基本とした
製造方法、すなわちγ単相域から冷却過程で軟質相とな
るαを生成させることを基本とする製造方法によって製
造される低降伏比鋼において、問題は大別して以下の２
点にある。

【０００９】 二相域から加速冷却してγ相を硬質の
マルテンサイトやベイナイト相に変態させる場合、鋼材
の全体においてαとγの割合が均一な状態から同時に加
速冷却することが困難なため、軟質相と硬質相の割合
や、硬質相の形態が大きく変動することが避けられな
い。例えば、鋼板を通過型の加速冷却設備で冷却する場
合には、鋼板の先端の加速冷却開始から鋼板の尾端の加
速冷却開始までに時間がかかるため、加速冷却開始時に
おいては、先端に比べて尾端の方が変態が進行して、α
分率が高くなることが避けられない。その結果、先端と
尾端の材質、特に引張強度、降伏比の変動が大きくな
る。

【００１０】 γ単相域から冷却過程で軟質相となる
転位密度の比較的低い等軸のαを生成させるために、変
態温度域を比較的小さい冷却速度で通過させる必要があ
るが、その場合、生成するαを微細化することが容易で
ないため、靭性確保が容易でない。

【００１１】上記，の問題を解決すれば、材質変動
の少ない靱性に優れた低降伏比高張力鋼を、二相域熱処
理が必須のＱＬＴ処理に比べて工程が単純で、生産性の
高いＤＬＴ処理を基本とした方法で製造できるものと考
え、本発明者らは、上記，の問題解決のための方法
を検討した結果、本発明をなすに至った。

【００１２】すなわちについては、化学組成およびγ
への加工の適正化と、α変態中にαへ加工を加えてα変
態を加速促進することによって、残部のγの準安定化が
図られ、加速冷却開始温度の変動に対するα／γ比率の
変化を抑制できるとの新しい知見により解決できること
を見出した。

【００１３】については、化学組成、加熱・圧延条件
の適正化によるγの微細化、γへの加工転位の導入に基
づく変態αの微細化が基本的な対策となるが、さらに上
記の問題解決のための要件であるαへの加工も実質的
な組織微細化に寄与することを見出した。

【００１４】本発明は、以上の新しい知見に基づくもの
であり、その要旨とするところは以下のとおりである。 （１） 質量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２５％、 Ｓｉ：０．０１〜１％、 Ｍｎ：０．１〜３％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼片をＡ
ｃ3 変態点〜１３００℃に加熱後、開始温度が９５０℃
以下、終了温度が８００℃以上で、累積圧下率が３０〜
９０％の熱間圧延と、開始温度が７５０℃以下、終了温
度が６５０℃以上で、累積圧下率が１０〜５０％の熱間
圧延とを含む熱間圧延を行った後、引き続き、冷却速度
が１〜１００℃／ｓの加速冷却を７００℃以下から開始
し、５００℃以下で停止することを特徴とする、材質変
動の少ない靱性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。

【００１５】 （２） 鋼片が、更に質量％で、 Ｎｉ：０．１〜６％、 Ｃｕ：０．０５〜１．５％、 Ｃｒ：０．０５〜２％、 Ｍｏ：０．１〜２％、 Ｗ ：０．２〜４％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、 Ｔｉ：０．００３〜０．１％、 Ｎｂ：０．００３〜０．５％、 Ｔａ：０．０１〜０．５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．１％、 Ｂ ：０．０００２〜０．００５％ 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）に記載の材質変動の少ない靱性に優れた低降伏比
高張力鋼の製造方法。

【００１６】 （３） 鋼片が、更に重量％で、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．１％ 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）または（２）に記載の材質変動の少ない靱性
に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。

【００１７】（４） ４００℃以上、Ａｃ1 変態点未満
で焼戻しを行うことを特徴とする前記（１）乃至（３）
のいずれか１項に記載の材質変動の少ない靱性に優れた
低降伏比高張力鋼の製造方法。

【００１８】

【発明の実施の形態】以下に本発明の実施の形態につい
て詳細に述べる。本発明は、製造方法の限定と同時に化
学組成の適正化も必須である。そこで、先ず化学組成の
限定理由とその作用を述べ、次いで製造方法の限定理由
を述べる。

【００１９】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分とし
て含有するもので、０．０１％未満では構造用鋼に必要
な強度の確保が困難であるが、０．２５％を超える過剰
の含有は母材及び溶接部の靭性や耐溶接割れ性を低下さ
せるため、０．０１〜０．２５％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が、０．０１％未満の含有
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％を超える過剰の含有は粗大な酸化物を形成して
延性や靭性の劣化を招くので、Ｓｉの範囲は０．０１〜
１％とした。

【００２１】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％以上含有する必要があるが、
過剰に含有すると、硬質相の生成や粒界脆化等により母
材靱性や溶接部の靭性、さらに溶接割れ性など劣化させ
るため、材質上許容できる範囲で上限を３％とした。

【００２２】Ｐは不純物元素であり、鋼の特性に対して
有害であるため、極力低減する方が好ましいが、本発明
においては実用上悪影響が許容できる量として、上限を
０．０２％とする。

【００２３】Ｓも基本的には不純物元素であり、特に鋼
の延性、靭性に悪影響が大きいため低減が好ましい。実
用上、悪影響が許容できる量として、上限を０．０１％
に限定する。ただし、Ｓは微量範囲では微細硫化物を形
成して溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性向上に寄与するた
め、ＨＡＺ靭性を考慮する場合は、０．０００５〜０．
００５％の範囲で添加することは好ましい。

【００２４】Ａｌは脱酸、加熱γ粒径の細粒化等に有効
な元素であるが、効果を発揮するためには０．００１％
以上含有する必要がある。一方、０．１％を超えて過剰
に含有すると、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。

【００２５】ＮはＡｌやＴｉと結びついてγ粒微細化に
有効に働くため、微量であれば機械的特性向上に有効で
ある。また、工業的に鋼中のＮを完全に除去することは
不可能であり、必要以上に低減することは製造工程に過
大な負荷をかけるため好ましくない。そのため、工業的
に制御が可能で、製造工程への負荷が許容できる範囲と
して下限を０．００１％とする。一方過剰に含有すると
固溶Ｎが増加し、延性や靭性に悪影響を及ぼす可能性が
あるため、許容できる範囲として上限を０．１％とす
る。

【００２６】以上が本発明の鋼材の基本成分の限定理由
であるが、本発明においては、強度・靭性の調整のため
に、必要に応じてＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｚｒ，Ｂの１種または２種以上を含有
することができる。

【００２７】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、効果を発揮するために
は０．１％以上の添加が必要である。Ｎｉ量は増加する
ほど母材の強度・ 靭性を向上させるが、６％を超えるよ
うな過剰な添加では、効果が飽和する一方でＨＡＺ靭性
や溶接性の劣化を生じる懸念があり、また高価な元素で
あるため経済性も考慮して、本発明においてはＮｉの上
限を６％とする。

【００２８】ＣｕもＮｉとほぼ同様の効果を有する元素
であるが、効果を発揮するるためには０．０５％以上の
添加が必要であり、１．５％超の添加では熱間加工性や
ＨＡＺ靭性に問題を生じるため、本発明においては、
０．０５〜１．５％の範囲に限定する。

【００２９】Ｃｒは固溶強化、析出強化により強度向上
に有効な元素であり、効果を生じるためには０．０５％
以上必要であるが、過剰に添加すると焼入れ硬さの増
加、粗大析出物の形成等を通して、母材やＨＡＺの靭性
に悪影響を及ぼすため、許容できる範囲として上限を２
％に限定する。

【００３０】Ｍｏ，ＷもＣｒと同様に、固溶強化、析出
強化によって強度を高めるに有効な元素であるが、各々
効果を発揮でき、他特性に悪影響を及ぼさない範囲とし
て、Ｍｏは０．１〜２％、Ｗは０．２〜４％に限定す
る。

【００３１】Ｖは析出強化により母材の強度向上に有効
な元素であるが、効果を発揮するためには０．０１％以
上必要である。添加量が多くなるほど強化量も増加する
が、それに伴って母材靭性、ＨＡＺ靭性が劣化し、かつ
析出物が粗大化して強化の効果も飽和する傾向となるた
め、強化量に対して靭性劣化が小さい範囲として、上限
を０．５％とする。

【００３２】Ｔｉはγ中に安定なＴｉＮを形成して母材
だけでなくＨＡＺの加熱γ粒径微細化に寄与するため、
強度向上に加えて靭性向上にも有効な元素である。ただ
し、その効果を発揮するためには０．００３％以上含有
させる必要がある一方、０．１％を超えて過剰に含有さ
せると、粗大なＴｉＮを形成して靭性を逆に劣化させる
ため、本発明においては０．００３〜０．１％の範囲に
限定する。

【００３３】Ｎｂは析出強化および変態強化により微量
で高強度化に有効な元素であり、また、γの加工・再結
晶挙動に大きな影響を及ぼすため、母材靭性向上にも有
効である。この様な効果を発揮するためには０．００３
％以上は必要である。ただし、０．５％を超えて過剰に
添加すると靭性を極端に劣化させるため、本発明におい
ては０．００３〜０．５％の範囲に限定する。

【００３４】ＴａもＮｂと同様の効果を有し、適正量の
添加により強度、靭性の向上に寄与するが、０．０１％
未満では効果が明瞭には生ぜず、０．５％を超える過剰
な添加では粗大な析出物に起因した靭性劣化が顕著とな
るため、範囲を０．０１〜０．５％とする。

【００３５】Ｚｒも主として析出強化により強度向上に
有効な元素であるが、効果を発揮するためには０．００
５％以上必要である。一方、０．１％を超えて過剰に添
加すると粗大な析出物を形成して靭性に悪影響を及ぼす
ため、上限を０．１％とする。

【００３６】Ｂは極微量で焼入性を高める元素であり、
高強度化に有効な元素である。Ｂは固溶状態でγ粒界に
偏析することによって焼入性を高めるため、極微量でも
有効であるが、０．０００２％未満では粒界への偏析量
を十分に確保できないため、焼入性向上効果が不十分と
なったり、効果にばらつきが生じたりし易くなるため好
ましくない。一方、０．００５％を超えて添加すると、
鋼片製造時や再加熱段階で粗大な析出物を形成する場合
が多いため、焼入性向上効果が不十分となったり、鋼片
の割れや析出物に起因した靭性劣化を生じる危険性も増
加する。そのため本発明においては、Ｂの範囲を０．０
００２〜０．００５％とする。

【００３７】さらに、本発明においては、延性の向上、
継手靭性の向上のために、必要に応じてＭｇ，Ｃａ，Ｒ
ＥＭの１種または２種以上を含有することができる。Ｍ
ｇ，Ｃａ，ＲＥＭはいずれも硫化物の熱間圧延中の展伸
を抑制して延性特性向上に有効である。これらの元素
は、酸化物を微細化させて継手靭性の向上にも有効に働
く。その効果を発揮するための下限の含有量は、Ｍｇは
０．０００１％、Ｃａは０．０００５％、ＲＥＭは０．
００５％である。一方過剰に含有すると、硫化物や酸化
物の粗大化を生じ、延性、靭性の劣化を招くため、上限
をＭｇ，Ｃａは各々０．０１％、ＲＥＭは０．１％とす
る。

【００３８】以上が、本発明における化学組成の限定理
由である。次に、製造方法に関する要件について説明す
る。本発明の目的とするところの、材質変動の少ない靱
性に優れた低降伏比高張力鋼を達成するための方法は、
本発明の化学組成範囲を満足する鋼片を、Ａｃ3 変態点
〜１３００℃に加熱後、開始温度が９５０℃以下、終了
温度が８００℃以上で、累積圧下率が３０〜９０％の熱
間圧延と開始温度が７５０℃以下、終了温度が６５０℃
以上で、累積圧下率が１０〜５０％の熱間圧延を含む熱
間圧延を行った後、引き続き、冷却速度が１〜１００℃
／ｓの加速冷却を７００℃以下から開始し、５００℃以
下で停止し、必要に応じて、４５０℃以上、Ａｃ1 変態
点未満で焼戻しを行うことを要件とする。

【００３９】先ず、熱間圧延に先立って鋼片をＡｃ3 変
態点〜１３００℃に加熱する。これは、加熱温度がＡｃ
3 変態点未満ではαとγとの混合組織となって、粗大な
αが残存して強度低下、靭性劣化を生じる可能性があっ
て好ましくなく、１３００℃超では加熱γ粒径が極端に
粗大化するために、後の圧延を施した後もγ粒径の微細
化が十分でなく、靭性が劣化するためである。

【００４０】鋼片をＡｃ変態点〜１３００℃に加熱後、
変態後の組織を微細化するために、γ域で、開始温度が
９５０℃以下、終了温度が８００℃以上で、累積圧下率
が３０〜９０％の圧延を含んだ熱間圧延を施す必要があ
る。該γ域の圧延はγ粒径の微細化と、未再結晶域圧延
による加工歪の導入によって変態組織、特に初析αを微
細化することを目的としている。圧延の開始温度が９５
０℃超ではγ粒径の微細化とγへの加工歪の導入が累積
圧下率によらず十分でなく、終了温度が８００℃未満で
は圧延中にαが一部生成して、条件によっては該αが粗
大化する可能性があるため、該γ域での圧延の温度は開
始温度９５０℃以下、終了温度８００℃以上とする。

【００４１】また、該温度条件において、γの微細化と
加工歪の導入による組織微細化を確実にするためには累
積圧下率を一定以上確保することも重要で、本発明では
実験結果に基づき、下限の累積圧下率を３０％に限定す
る。累積圧下率が３０％未満ではγの細粒化、γへの加
工歪の導入が十分でない。一方、累積圧下率は大きけれ
ば大きいほど強度・靭性は向上する傾向にあるが、その
程度は９０％超では飽和傾向がある。また、９０％を超
える圧延は圧延機への負荷が過大となったり、圧延時間
が長くなって、圧延終了温度を確保できない等の問題も
生じる可能性があるため、本発明では、γの微細化とγ
への加工歪の導入を目的とした開始温度９５０℃以下、
終了温度８００℃以上の熱間圧延の累積圧下率の上限は
９０％とする。

【００４２】なお、上記の開始温度９５０℃以下、終了
温度８００℃以上の熱間圧延に先だって板厚調整等を目
的として、９５０℃超で終了する熱間圧延を施すこと
は、材質への悪影響はないため何ら問題はない。

【００４３】上記の、γの微細化とγへの加工歪の導入
を目的とした、開始温度９５０℃以下、終了温度８００
℃以上で、累積圧下率が３０〜９０％の熱間圧延を施し
た後、引き続き、開始温度が７５０℃以下、終了温度が
６５０℃以上で、累積圧下率が１０〜５０％の熱間圧延
を施す。該熱間圧延は、αの生成促進、ならびにαが一
部生成した後にさらにα変態を促進して残りのγの安定
性を高めるために必須の工程である。

【００４４】圧延開始前ないし圧延中にαを十分生成す
るために、圧延開始温度は７５０℃以下とする必要があ
る一方、残りのγの安定性を確保するためには圧延終了
温度は６５０℃以上とする必要がある。圧延開始温度が
７５０℃超であると、α変態の促進が十分でなくなり、
圧延終了温度が６５０℃未満であると、残りのγが不安
定となり、硬質相の割合にばらつきが生じ易くなって好
ましくない。

【００４５】圧延開始温度が７５０℃以上、６５０℃以
下の圧延はα変態の促進と、αへの加工による亜粒界の
形成による細粒化が目的であるため、累積圧下率を適正
範囲に制限する必要がある。詳細な実験の結果、累積圧
下率が１０％未満では変態促進効果が不十分であり、５
０％超ではαへの加工歪の導入が過大となって、集合組
織の発達のために材質の異方性が増大し、降伏応力が上
昇して低降伏比化が困難となるため、本発明では累積圧
下率を１０〜５０％に限定する。なお、低降伏比化を重
視する場合は、該圧延の累積圧下率を１０〜３０％に限
定することがさらに好ましく、靭性向上を重視する場合
は、累積圧下率を３０〜５０％に限定することがさらに
好ましい。

【００４６】γの微細化、γへの加工歪導入を目的とし
た、開始温度が９５０℃以下、終了温度が８００℃以上
で、累積圧下率が３０〜９０％の熱間圧延と、αの変態
促進、γの安定化、αの加工を目的とした、開始温度が
７５０℃以下、終了温度が６５０℃以上で、累積圧下率
が１０〜５０％の熱間圧延との間の冷却は、γからの塊
状αの十分な生成と残りのγの安定化のために放冷程度
の冷却速度が好ましいが、平均冷却速度が３℃／ｓ以下
であれば、生産性向上のために加速冷却を行っても構わ
ない。

【００４７】熱間圧延後は加速冷却を行って、γをマル
テンサイトあるいはベイナイトあるいは両相の混合組織
からなる硬質相に変態させる必要があり、そのためには
冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を７００℃以下
から開始し、５００℃以下で停止する必要がある。冷却
速度が１℃／ｓ未満ではγから確実に硬質相が形成され
ず、γからパーライトあるいはαとパーライトの混合相
に変態することが避けられず、これらの相が生じた場合
は引張強度が十分高くならず、従って十分な低降伏比が
望めない。加速冷却の冷却速度は大きいほど硬質相の形
成が確実となり好ましいが、１００℃／ｓを超えて大き
くしても効果が飽和するため、本発明では圧延後の加速
冷却の冷却速度の範囲を１〜１００℃／ｓに限定する。

【００４８】硬質相の形成を確実にするためには加速冷
却の温度範囲も限定する必要がある。すなわち、加速冷
却の開始温度は、圧延終了後、γ内へのＣの拡散、及び
α／γ界面へのＣの偏析を確実にしてγの安定性を高め
るために、７００℃以下とする必要がある。一方、加速
冷却の終了温度は５００℃以下とするが、これは硬さの
高いマルテンサイトあるいはベイナイトあるいは両相の
混合組織を確実に生成させるために必要な要件であり、
停止温度が５００℃超であると、硬さが低く靭性の劣る
粗大な上部ベイナイトが生成する可能性が高まるため、
好ましくない。

【００４９】以上が本発明の製造方法に関する基本要件
であるが、本発明においては、鋼板の残留応力の除去、
強度調整等の目的で加速冷却後に焼戻しを施すことが可
能である。焼戻しを施す場合は、焼戻し温度は４００℃
以上、Ａｃ1 変態点未満に限定する。これは、焼戻し温
度が４００℃未満であると焼戻しの効果が十分でなく、
一方Ａｃ1 変態点以上では、加熱時に逆変態オーステナ
イトが生成し、該オーステナイトが焼戻しの冷却段階で
焼入れままのマルテンサイトに変態して、靭性を大きく
劣化させるためである。

【００５０】なお、焼戻しの保持時間や冷却条件につい
ては、材質への影響は加熱温度に比べて非常に小さく、
現実的な条件範囲では特に規定する必要はないが、組織
の粗大化抑制のためには、保持時間は４８ｈ以下、冷却
条件としては放冷または放冷以上の冷却速度の冷却方法
がより好ましい。

【００５１】

【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組成を表
１に示す。本発明の化学組成を有する鋼片番号１〜１０
と、本発明の化学組成範囲を逸脱している鋼片番号１１
〜１５において、表２に示す製造条件により鋼板を製造
し、機械的性質を調査した。機械的性質としては、引張
特性及び２mmＶノッチシャルピー衝撃特性を調査した。

【００５２】板厚１５mmの鋼板については板厚中心部よ
り、それ以外の厚手鋼板については板厚の１／４の位置
より試験片を採取した。採取方向はいずれも熱間圧延方
向に平行な方向とした（Ｌ方向）。なお、試験片は鋼板
の長手方向の先端（フロント部）と尾端（テイル部）の
２カ所から採取し、板内の機械的性質のばらつきの程度
も調査した。機械試験結果は表３に示す。

【００５３】鋼材Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１４は本発明により製
造したものであり、鋼材Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ９は本発明のい
ずれかの要件を満足していないものである。表３の機械
的性質から明らかなように、本発明による鋼材Ｎｏ．Ａ
１〜Ａ１４は、強度レベルとして様々なものを含んでい
るが、全て降伏比は７５％以下、２mmＶノッチシャルピ
ー衝撃試験の破面遷移温度（ｖＴｒｓ）は−４０℃以下
と、優れた降伏比特性と靭性とが両立している。また、
合わせて一様伸び特性も同じ強度レベルで比較すれば、
通常の製造方法による鋼に比べて良好である。さらに、
鋼板のフロント部とテイル部との機械的性質の変動は非
常に小さいことも明確である。すなわち本発明によれ
ば、従来ＤＬＴ処理により製造した低降伏比鋼が有して
いた靭性確保、材質のばらつきの問題を解決できること
が明白である。

【００５４】一方、本発明の要件を満足していない鋼材
Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ９の鋼板は、本発明により製造された鋼
材番号Ａ１〜Ａ１４の鋼板に比べて、降伏比、靱性、あ
るいは材質の均質性のうちの１つ以上が劣っていること
が明らかである。鋼材番号Ｂ１〜Ｂ５は化学組成が本発
明を満足していないために、製造方法は本発明を満足し
ているものの、十分な特性を達成できなかった例であ
る。

【００５５】鋼材Ｎｏ．Ｂ１はＣ量が過剰なため、製造
方法は本発明を満足しているにもかかわらず、靭性が本
発明による鋼に比べて大幅に劣る。延性特性も低めとな
る。鋼材Ｎｏ．Ｂ２はＭｎ量が過剰なため、本発明によ
る鋼に比べて靭性が劣る。鋼材Ｎｏ．Ｂ３は、Ｐ量が過
剰なため、本発明による鋼に比べて顕著に靭性が劣る。
鋼材Ｎｏ．Ｂ４は、Ｓ量が過剰なため、本発明による鋼
に比べて靭性が劣ると同時に延性も低い。鋼材Ｎｏ．Ｂ
５は、Ｎ量が過剰なため、本発明による鋼に比べて靭性
と延性がともに劣る。

【００５６】一方、鋼材番号Ｂ６〜Ｂ９は、化学組成は
本発明を満足しているものの、製造方法が本発明の範囲
を逸脱しているために、本発明により製造したものに比
べて、特性が劣ったり、フロント部とテイル部とで材質
の差が大きくなっていることを示す例である。鋼材Ｎ
ｏ．Ｂ６，Ｂ７は、７５０℃以下の圧延を行っていない
ため、加速冷却前にα変態が促進されず、従来のＤＬＴ
処理と同様に材質変動が大きくなっている。また、同様
の強度レベルの本発明による鋼と比較した場合、低降伏
比化が若干不十分のように見受けられる。

【００５７】鋼材Ｎｏ．Ｂ８は、７５０℃以下の圧延を
行っていない上、加速冷却開始温度が本発明の範囲をは
ずれて高めとなっているため、αの生成が十分でなく、
降伏比が過大となっている。鋼材Ｎｏ．Ｂ９は、７５０
℃以下での圧延における累積圧下率が過大であるため、
αの微細化が過剰に進み、降伏比が過大となっており、
また、残ったγの安定性が損なわれたために、材質変動
が大きくなっている。また実施例では示していないが、
強度、靭性の異方性が過大となっている。

【００５８】以上の実施例からも、本発明によれば、低
降伏比と靱性とが共に良好で、かつ、これらの特性の変
動が極めて小さい均質な鋼の製造が可能であることが明
白である。

【００５９】

【表１】

【００６０】

【表２】

【００６１】

【表３】

【００６２】

【発明の効果】本発明により、引張強度が４９０〜７８
０ＭＰａ級で、靭性保証温度が０〜−４０℃以下の優れ
た低温靭性を有する低降伏比高張力鋼を材質変動少なく
製造することが可能となり、産業上の効果は極めて顕著
である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 白幡 浩幸 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA12 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA20 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA33 AA35 AA36 AA37 AA39 AA40 BA01 CA01 CA02 CA03 CB01 CB02 CC02 CC03 CC04 CD02 CD03 CF01 CF02

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２５％、 Ｓｉ：０．０１〜１％、 Ｍｎ：０．１〜３％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼片をＡ
   ｃ3 変態点〜１３００℃に加熱後、開始温度が９５０℃
   以下、終了温度が８００℃以上で、累積圧下率が３０〜
   ９０％の熱間圧延と、開始温度が７５０℃以下、終了温
   度が６５０℃以上で、累積圧下率が１０〜５０％の熱間
   圧延とを含む熱間圧延を行った後、引き続き、冷却速度
   が１〜１００℃／ｓの加速冷却を７００℃以下から開始
   し、５００℃以下で停止することを特徴とする、材質変
   動の少ない靱性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。
2. 【請求項２】 鋼片が、更に質量％で、 Ｎｉ：０．１〜６％、 Ｃｕ：０．０５〜１．５％、 Ｃｒ：０．０５〜２％、 Ｍｏ：０．１〜２％、 Ｗ ：０．２〜４％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、 Ｔｉ：０．００３〜０．１％、 Ｎｂ：０．００３〜０．５％、 Ｔａ：０．０１〜０．５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．１％、 Ｂ ：０．０００２〜０．００５％、 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に記載の材質変動の少ない靱性に優れた低降伏比高
   張力鋼の製造方法。
3. 【請求項３】 鋼片が、更に重量％で、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 ＲＥＭ：０．００５〜０．１％ 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または２に記載の材質変動の少ない靱性に優れ
   た低降伏比高張力鋼の製造方法。
4. 【請求項４】 ４００℃以上、Ａｃ1 変態点未満で焼戻
   しを行うことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１
   項に記載の材質変動の少ない靱性に優れた低降伏比高張
   力鋼の製造方法。