JPH0790371A - 材質異方性のない強靭鋼の製造法 - Google Patents
材質異方性のない強靭鋼の製造法Info
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- JPH0790371A JPH0790371A JP24091493A JP24091493A JPH0790371A JP H0790371 A JPH0790371 A JP H0790371A JP 24091493 A JP24091493 A JP 24091493A JP 24091493 A JP24091493 A JP 24091493A JP H0790371 A JPH0790371 A JP H0790371A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は材質異方性がなく強靭な厚鋼板の製
造法を提供するものである。 【構成】 所定の成分を含有する鋼を圧延し、圧延再結
晶により６０μ以下の粒径のオーステナイトを得、それ
を直接焼入れした後に昇温速度０．５℃/s以上でＡｃ1
点以下まで焼戻すことにより材質異方性のない強靭な厚
鋼板を製造する。
造法を提供するものである。 【構成】 所定の成分を含有する鋼を圧延し、圧延再結
晶により６０μ以下の粒径のオーステナイトを得、それ
を直接焼入れした後に昇温速度０．５℃/s以上でＡｃ1
点以下まで焼戻すことにより材質異方性のない強靭な厚
鋼板を製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は強靭な厚鋼板の製造法に
関するものである。
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】鋼構造物の大型化に伴い、より強靭な鋼
の開発が求められている。通常引張り強度６０kgf/mm2
以上の鋼は焼入れによりマルテンサイトまたは下部ベイ
ナイト変態を生じせしめその後の焼戻し処理により過飽
和固溶炭素を炭化物として析出せしめる方法で製造され
ている。このような製造法は製造に要する時間も長くか
つ製造費用も多大である。近年、このような通常の焼入
れ焼戻しの処理の欠点を補うべく圧延後そのまま焼入れ
を行なう直接焼入れ技術が開発された。この方法は製造
費用の低減と鋼の強靭化の面である程度の効果を生んで
いる。このような製造法としては例えば特公昭５３−６
６１６号公報、特公昭５５−４９１３１号公報、特公昭
５８−３０１１号公報等がある。
の開発が求められている。通常引張り強度６０kgf/mm2
以上の鋼は焼入れによりマルテンサイトまたは下部ベイ
ナイト変態を生じせしめその後の焼戻し処理により過飽
和固溶炭素を炭化物として析出せしめる方法で製造され
ている。このような製造法は製造に要する時間も長くか
つ製造費用も多大である。近年、このような通常の焼入
れ焼戻しの処理の欠点を補うべく圧延後そのまま焼入れ
を行なう直接焼入れ技術が開発された。この方法は製造
費用の低減と鋼の強靭化の面である程度の効果を生んで
いる。このような製造法としては例えば特公昭５３−６
６１６号公報、特公昭５５−４９１３１号公報、特公昭
５８−３０１１号公報等がある。
【０００３】しかしこのような技術では、焼戻し工程が
従来のままであるためにその低生産性に起因して基本的
には製造コストが高い。また冶金面から見て最適な金属
組織の状態を得られているとは言いがたい。さらに近年
焼戻し時の昇温速度を大きくすることにより、従来以上
の強靭化を図る技術として、特開平２−０１５７５３号
公報が報告されている。しかしこの方法では圧延未再結
晶温度域から直接焼入れるため、材質異方性が大きくな
ることは避け得ず、さらに加工歪みが残った状態からの
直接焼入れに伴う低成分系鋼の材質劣化も避け得ない。
このため、材質異方性がなくさらに強靭な鋼の製造方法
が強く求められてきた。
従来のままであるためにその低生産性に起因して基本的
には製造コストが高い。また冶金面から見て最適な金属
組織の状態を得られているとは言いがたい。さらに近年
焼戻し時の昇温速度を大きくすることにより、従来以上
の強靭化を図る技術として、特開平２−０１５７５３号
公報が報告されている。しかしこの方法では圧延未再結
晶温度域から直接焼入れるため、材質異方性が大きくな
ることは避け得ず、さらに加工歪みが残った状態からの
直接焼入れに伴う低成分系鋼の材質劣化も避け得ない。
このため、材質異方性がなくさらに強靭な鋼の製造方法
が強く求められてきた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は強靭でかつ材
質異方性のない鋼材の製造方法を提供することを目的と
する。
質異方性のない鋼材の製造方法を提供することを目的と
する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は所定の条件で圧
延した後直接焼入れする段階とその後の急速昇温速度で
の熱処理を組み合わせた強靭鋼の製造法であり、その要
旨とするところは次の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０２％〜０．２５％、Ｓｉ：
０．０３％〜２．０％、Ｍｎ：０．３０％〜３．５％、
Ａｌ：０．００２％〜０．１０％、残部がＦｅおよび不
可避的不純物からなる鋼を鋳造後そのままあるいはＡｃ
3 点以上の温度域に加熱後圧延し再結晶温度域で圧延を
終了し、圧延終了後のオーステナイト粒径を再結晶によ
り６０μ以下の大きさとした後に冷却を開始し、２℃/s
以上６０℃/s以下の冷却速度で５００℃以下まで冷却し
た後、３５０℃以上Ａｃ1 点以下の温度域まで０．５℃
/s以上の昇温速度で焼戻すことを特徴とする材質異方性
のない強靭鋼の製造法。
延した後直接焼入れする段階とその後の急速昇温速度で
の熱処理を組み合わせた強靭鋼の製造法であり、その要
旨とするところは次の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０２％〜０．２５％、Ｓｉ：
０．０３％〜２．０％、Ｍｎ：０．３０％〜３．５％、
Ａｌ：０．００２％〜０．１０％、残部がＦｅおよび不
可避的不純物からなる鋼を鋳造後そのままあるいはＡｃ
3 点以上の温度域に加熱後圧延し再結晶温度域で圧延を
終了し、圧延終了後のオーステナイト粒径を再結晶によ
り６０μ以下の大きさとした後に冷却を開始し、２℃/s
以上６０℃/s以下の冷却速度で５００℃以下まで冷却し
た後、３５０℃以上Ａｃ1 点以下の温度域まで０．５℃
/s以上の昇温速度で焼戻すことを特徴とする材質異方性
のない強靭鋼の製造法。
【０００６】（２）重量％で、Ｎｂ：０．００２％〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００２％〜０．１０％の１種ま
たは２種を含有することを特徴とする前記（１）記載の
材質異方性のない強靭鋼の製造法。 （３）重量％で、Ｃｕ：０．０５％〜３．０％、Ｎｉ：
０．０５％〜１０．０％、Ｃｒ：０．０５％〜１０．０
％、Ｍｏ：０．０５％〜３．５％、Ｃｏ：０．０５％〜
１０．０％、Ｗ：０．０５％〜２．０％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）のいずれか１つに記載の材質異方性のない強靭鋼
の製造法。 （４）重量％で、Ｖ：０．００２％〜０．１０％を含有
することを特徴とする前記（１）乃至（３）のいずれか
１つに記載の材質異方性のない強靭鋼の製造法。 （５）重量％で、Ｂ：０．０００２％〜０．００２５％
を含有することを特徴とする前記（１）乃至（４）のい
ずれか１つに記載の材質異方性のない強靭鋼の製造法。 （６）重量％で、Ｒｅｍ：０．００２％〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００３％〜０．００３０％の１種または２
種を含有することを特徴とする前記（１）乃至（５）の
いずれか１つに記載の材質異方性のない強靭鋼の製造
法。
０．１０％、Ｔｉ：０．００２％〜０．１０％の１種ま
たは２種を含有することを特徴とする前記（１）記載の
材質異方性のない強靭鋼の製造法。 （３）重量％で、Ｃｕ：０．０５％〜３．０％、Ｎｉ：
０．０５％〜１０．０％、Ｃｒ：０．０５％〜１０．０
％、Ｍｏ：０．０５％〜３．５％、Ｃｏ：０．０５％〜
１０．０％、Ｗ：０．０５％〜２．０％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）のいずれか１つに記載の材質異方性のない強靭鋼
の製造法。 （４）重量％で、Ｖ：０．００２％〜０．１０％を含有
することを特徴とする前記（１）乃至（３）のいずれか
１つに記載の材質異方性のない強靭鋼の製造法。 （５）重量％で、Ｂ：０．０００２％〜０．００２５％
を含有することを特徴とする前記（１）乃至（４）のい
ずれか１つに記載の材質異方性のない強靭鋼の製造法。 （６）重量％で、Ｒｅｍ：０．００２％〜０．１０％、
Ｃａ：０．０００３％〜０．００３０％の１種または２
種を含有することを特徴とする前記（１）乃至（５）の
いずれか１つに記載の材質異方性のない強靭鋼の製造
法。
【０００７】以下本発明について詳細に説明する。本発
明の根幹をなす技術思想は以下のとおりである。引張り
強度６０kg／mm2 以上の鋼は焼入れ焼戻しまたは圧延後
の直接焼入れと焼戻しにより製造される場合が多い。そ
の強度・靭性のバランスは金属組織がマルテンサイトと
下部ベイナイトの混合組織となる場合に最良となること
が知られている。さらに焼入れ前のオーステナイトを加
工された状態（加工歪みを残存させた状態）におくこと
により、良好な強度・靭性のバランスを得られることが
知られている。
明の根幹をなす技術思想は以下のとおりである。引張り
強度６０kg／mm2 以上の鋼は焼入れ焼戻しまたは圧延後
の直接焼入れと焼戻しにより製造される場合が多い。そ
の強度・靭性のバランスは金属組織がマルテンサイトと
下部ベイナイトの混合組織となる場合に最良となること
が知られている。さらに焼入れ前のオーステナイトを加
工された状態（加工歪みを残存させた状態）におくこと
により、良好な強度・靭性のバランスを得られることが
知られている。
【０００８】このようなオーステナイト中に残存する加
工歪みは、マルテンサイト変態のような剪断型変態時の
ラスの大きさを微細化するという効果、および加工オー
ステナイト中の転位が変態後の組織中に引継がれるため
延性が増すという効果をもたらすため、再加熱オーステ
ナイトや圧延再結晶したオーステナイトを焼入れた場合
のように、加工歪みが残存しない場合に比して鋼をより
強靭化させる。しかしこのように歪みを加えてオーステ
ナイト粒を延伸させたまま焼入れると、圧延方向の材質
と圧延方向と直角方向の材質が大きく異なるといういわ
ゆる材質異方性が大きくなるため、実用上は大きな問題
が生ずる。
工歪みは、マルテンサイト変態のような剪断型変態時の
ラスの大きさを微細化するという効果、および加工オー
ステナイト中の転位が変態後の組織中に引継がれるため
延性が増すという効果をもたらすため、再加熱オーステ
ナイトや圧延再結晶したオーステナイトを焼入れた場合
のように、加工歪みが残存しない場合に比して鋼をより
強靭化させる。しかしこのように歪みを加えてオーステ
ナイト粒を延伸させたまま焼入れると、圧延方向の材質
と圧延方向と直角方向の材質が大きく異なるといういわ
ゆる材質異方性が大きくなるため、実用上は大きな問題
が生ずる。
【０００９】しかるに本発明者らは、圧延条件を適当に
設定して圧延終了後のオーステナイト粒径を、再結晶に
より所定の大きさ以下に微細化した場合に限り、再結晶
完了後でも微細なオーステナイト粒内に比較的高い転位
密度が残存することを見出した。オーステナイトの再結
晶粒径が粗大な場合は、従来から言われているように粒
内の転位密度は極めて低い。上記のような、圧延再結晶
粒径が微細で粒内の高い転位密度が残存しているオース
テナイトから焼入れた金属組織の破面単位は、比較的粗
大な未再結晶オーステナイト粒（加工歪みが残存）を焼
入れた場合よりも微細となり、鋼がより強靭化すること
がわかった。
設定して圧延終了後のオーステナイト粒径を、再結晶に
より所定の大きさ以下に微細化した場合に限り、再結晶
完了後でも微細なオーステナイト粒内に比較的高い転位
密度が残存することを見出した。オーステナイトの再結
晶粒径が粗大な場合は、従来から言われているように粒
内の転位密度は極めて低い。上記のような、圧延再結晶
粒径が微細で粒内の高い転位密度が残存しているオース
テナイトから焼入れた金属組織の破面単位は、比較的粗
大な未再結晶オーステナイト粒（加工歪みが残存）を焼
入れた場合よりも微細となり、鋼がより強靭化すること
がわかった。
【００１０】しかもこのような方法で製造した厚鋼板は
材質異方性がないことも明らかとなった。さらに、変態
後の組織中に引継がれた転位は焼入れ後の通常の焼戻し
条件では消失してしまうが、焼戻し温度にいたるまでの
昇温速度を速くすることにより、転位を多量に残存させ
ながら固溶炭素を炭化物として析出せしめることがわか
った。すなわち微細な圧延再結晶粒を直接焼入れること
と、焼戻し時の昇温速度を増加させることを組合わせる
ことにより、従来得ることができなかったような良好な
強度・靭性バランスを有する高張力鋼を製造することが
可能となった。
材質異方性がないことも明らかとなった。さらに、変態
後の組織中に引継がれた転位は焼入れ後の通常の焼戻し
条件では消失してしまうが、焼戻し温度にいたるまでの
昇温速度を速くすることにより、転位を多量に残存させ
ながら固溶炭素を炭化物として析出せしめることがわか
った。すなわち微細な圧延再結晶粒を直接焼入れること
と、焼戻し時の昇温速度を増加させることを組合わせる
ことにより、従来得ることができなかったような良好な
強度・靭性バランスを有する高張力鋼を製造することが
可能となった。
【００１１】このような新しい発見に基づき、鋼の化学
成分、鋼の製造条件を詳細に調査した結果、本発明者ら
は本発明範囲に示したような強靭鋼の製造法を導いた。
以下に製造方法の限定理由を詳細に説明する。まず本発
明における出発材の成分の限定理由について述べる。Ｃ
は、鋼を強化するのに有効な元素であり、０．０２％未
満では十分な強度が得られない。一方、その含有量が
０．２５％を超えると、溶接性を劣化させる。Ｓｉは脱
酸元素として、また鋼の強化元素として有効であるが、
０．０３％未満の含有量ではその効果はない。一方、
２．０％を超えると、鋼の表面性状を損なう。Ｍｎは鋼
の強化に有効な元素であり、０．３０％未満では十分な
効果が得られない。一方、その含有量が３．５％を超え
ると鋼の加工性を劣化させる。
成分、鋼の製造条件を詳細に調査した結果、本発明者ら
は本発明範囲に示したような強靭鋼の製造法を導いた。
以下に製造方法の限定理由を詳細に説明する。まず本発
明における出発材の成分の限定理由について述べる。Ｃ
は、鋼を強化するのに有効な元素であり、０．０２％未
満では十分な強度が得られない。一方、その含有量が
０．２５％を超えると、溶接性を劣化させる。Ｓｉは脱
酸元素として、また鋼の強化元素として有効であるが、
０．０３％未満の含有量ではその効果はない。一方、
２．０％を超えると、鋼の表面性状を損なう。Ｍｎは鋼
の強化に有効な元素であり、０．３０％未満では十分な
効果が得られない。一方、その含有量が３．５％を超え
ると鋼の加工性を劣化させる。
【００１２】Ａｌは脱酸元素として添加される。０．０
０２％未満の含有量ではその効果がなく、０．１％を超
えると、鋼の表面性状を損なう。ＴｉおよびＮｂはいず
れも微量の添加で結晶粒の微細化と析出硬化の面で有効
に機能するから溶接部の靭性を劣化させない範囲で添加
しても良い。この観点からＮｂ，Ｔｉともその添加量の
上限を０．１０％とする。両者とも添加量が少なすぎる
と効果がないため添加量の下限を０．００２％とする。
０２％未満の含有量ではその効果がなく、０．１％を超
えると、鋼の表面性状を損なう。ＴｉおよびＮｂはいず
れも微量の添加で結晶粒の微細化と析出硬化の面で有効
に機能するから溶接部の靭性を劣化させない範囲で添加
しても良い。この観点からＮｂ，Ｔｉともその添加量の
上限を０．１０％とする。両者とも添加量が少なすぎる
と効果がないため添加量の下限を０．００２％とする。
【００１３】Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｏ，Ｗはいず
れも鋼の焼入れ性を向上させる元素である。本発明にお
ける場合、その添加により鋼の強度を高めることができ
るが、過度の量の添加は鋼の溶接性を損なうため、Ｃｕ
≦３．０％、Ｎｉ≦１０．０％、Ｃｒ≦１０．０％、Ｍ
ｏ≦３．５％、Ｃｏ≦１０．０％、Ｗ≦２．０％に限定
する。また添加量が少なすぎると効果がないため添加量
の下限をいずれの元素とも０．０５％とする。Ｖは、析
出硬化により鋼の強度を高めるのに有効であるが、過度
の添加は鋼の靭性を損なうため、その上限を０．１０％
とする。また添加量が少なすぎると効果がないため添加
量の下限を０．００２％とする。
れも鋼の焼入れ性を向上させる元素である。本発明にお
ける場合、その添加により鋼の強度を高めることができ
るが、過度の量の添加は鋼の溶接性を損なうため、Ｃｕ
≦３．０％、Ｎｉ≦１０．０％、Ｃｒ≦１０．０％、Ｍ
ｏ≦３．５％、Ｃｏ≦１０．０％、Ｗ≦２．０％に限定
する。また添加量が少なすぎると効果がないため添加量
の下限をいずれの元素とも０．０５％とする。Ｖは、析
出硬化により鋼の強度を高めるのに有効であるが、過度
の添加は鋼の靭性を損なうため、その上限を０．１０％
とする。また添加量が少なすぎると効果がないため添加
量の下限を０．００２％とする。
【００１４】Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素であ
る。本発明における場合、その添加により鋼の強度を高
めることができるが、過度の添加はＢの析出物を増加さ
せて鋼の靭性を損なうためその含有量の上限を０．００
２５％とする。また添加量が少なすぎると効果がないた
め添加量の下限を０．０００２％とする。ＲｅｍとＣａ
はＳの無害化に有効であるが、添加量が少ないとＳが有
害のまま残り過度の添加は靭性を損なうため、Ｒｅｍ：
０．００２％〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３％〜
０．００３０％の範囲で添加する。次に本発明における
製造条件について述べる。本発明はいかなる鋳造条件で
鋳造された鋳片についても有効であるので、特に鋳造条
件を制限する必要はない。また鋳片を冷やすことなくそ
のまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をＡｃ
3 点以上の温度に再加熱した後に圧延を開始しても良
い。本発明においては材質異方性を防止するために変態
前のオーステナイト粒を等軸粒に保ち、しかも強靭化す
るために比較的高い転位密度を残存させておく必要があ
るため、オーステナイトを微細粒に再結晶させる必要が
ある。オーステナイト粒を等軸粒に保つためには、圧延
を再結晶温度域で行なわなければならない。また、オー
ステナイト粒径が６０μ超では転位密度が低くなってし
まうため、焼入れ前のオーステナイト結晶粒の上限を６
０μとする。本発明のような焼入れ組織の場合は、旧オ
ーステナイト粒界が保存されるようなマルテンサイトま
たはベイナイト変態が起こり、ピクリン酸等のエッチン
グにより、旧オーステナイト粒界を現出させ粒径を測定
することが可能である。
る。本発明における場合、その添加により鋼の強度を高
めることができるが、過度の添加はＢの析出物を増加さ
せて鋼の靭性を損なうためその含有量の上限を０．００
２５％とする。また添加量が少なすぎると効果がないた
め添加量の下限を０．０００２％とする。ＲｅｍとＣａ
はＳの無害化に有効であるが、添加量が少ないとＳが有
害のまま残り過度の添加は靭性を損なうため、Ｒｅｍ：
０．００２％〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３％〜
０．００３０％の範囲で添加する。次に本発明における
製造条件について述べる。本発明はいかなる鋳造条件で
鋳造された鋳片についても有効であるので、特に鋳造条
件を制限する必要はない。また鋳片を冷やすことなくそ
のまま熱間圧延を開始しても、一度冷却した鋳片をＡｃ
3 点以上の温度に再加熱した後に圧延を開始しても良
い。本発明においては材質異方性を防止するために変態
前のオーステナイト粒を等軸粒に保ち、しかも強靭化す
るために比較的高い転位密度を残存させておく必要があ
るため、オーステナイトを微細粒に再結晶させる必要が
ある。オーステナイト粒を等軸粒に保つためには、圧延
を再結晶温度域で行なわなければならない。また、オー
ステナイト粒径が６０μ超では転位密度が低くなってし
まうため、焼入れ前のオーステナイト結晶粒の上限を６
０μとする。本発明のような焼入れ組織の場合は、旧オ
ーステナイト粒界が保存されるようなマルテンサイトま
たはベイナイト変態が起こり、ピクリン酸等のエッチン
グにより、旧オーステナイト粒界を現出させ粒径を測定
することが可能である。
【００１５】また比較的焼入れ性の低い成分系の鋼の場
合は、旧オーステナイト粒界に少量の初析フェライトが
優先的に生成することもあるが、このような初析フェラ
イトをたどることにより旧オーステナイト粒界を予想し
粒径を推定することも可能である。本発明ではオーステ
ナイトが再結晶により６０μ以下になれば良く、それを
達成するための圧延条件を特に規定する必要はない。
合は、旧オーステナイト粒界に少量の初析フェライトが
優先的に生成することもあるが、このような初析フェラ
イトをたどることにより旧オーステナイト粒界を予想し
粒径を推定することも可能である。本発明ではオーステ
ナイトが再結晶により６０μ以下になれば良く、それを
達成するための圧延条件を特に規定する必要はない。
【００１６】再結晶粒径を６０μ以下とする方法は例え
ば、圧延前の加熱温度を１２００℃以下に規定してオー
ステナイト粒径の過度の成長を抑制し、さらに圧延再結
晶温度域（通常Ｎｂ添加鋼では９００℃以上、Ｓｉ−Ｍ
ｎ鋼では８００℃以上）において、１パスあたりの圧下
率が２０％以上の圧下を２パス以上、あるいは１パスあ
たりの圧下率が１５％以上の圧下を３パス以上あるいは
１パスあたりの圧下率が１０％以上の圧下を４パス以上
含む圧延条件で圧延すること等が考えられる。
ば、圧延前の加熱温度を１２００℃以下に規定してオー
ステナイト粒径の過度の成長を抑制し、さらに圧延再結
晶温度域（通常Ｎｂ添加鋼では９００℃以上、Ｓｉ−Ｍ
ｎ鋼では８００℃以上）において、１パスあたりの圧下
率が２０％以上の圧下を２パス以上、あるいは１パスあ
たりの圧下率が１５％以上の圧下を３パス以上あるいは
１パスあたりの圧下率が１０％以上の圧下を４パス以上
含む圧延条件で圧延すること等が考えられる。
【００１７】オーステナイトの再結晶粒径は加熱温度、
圧下率、圧延温度等種々の要因で決まるため、６０μ以
下の再結晶粒径を得る圧延条件の組み合わせは多数あ
り、それらのいずれを採用しても良い。圧延終了後はオ
ーステナイトを十分マルテンサイトおよび下部ベイナイ
トに変態させるために２℃/s以上の冷却速度で冷却す
る。また６０℃/s超の冷却速度で冷却すると鋼が硬化し
すぎて靭性を損なう。
圧下率、圧延温度等種々の要因で決まるため、６０μ以
下の再結晶粒径を得る圧延条件の組み合わせは多数あ
り、それらのいずれを採用しても良い。圧延終了後はオ
ーステナイトを十分マルテンサイトおよび下部ベイナイ
トに変態させるために２℃/s以上の冷却速度で冷却す
る。また６０℃/s超の冷却速度で冷却すると鋼が硬化し
すぎて靭性を損なう。
【００１８】冷却終了温度を５００℃以下までと限定し
た理由は５００℃超の温度では十分にマルテンサイトお
よび下部ベイナイトに変態させることができないためで
ある。焼戻し温度は３５０℃未満では固溶炭素が十分に
析出せず、またＡｃ1 点超では変態が開始してしまい強
度が低下する。焼戻し中の昇温速度を０．５℃/s以上と
したのは、それ未満の昇温速度では固溶炭素の析出に先
立って転位が消失してしまい、靭性が劣化するためであ
る。
た理由は５００℃超の温度では十分にマルテンサイトお
よび下部ベイナイトに変態させることができないためで
ある。焼戻し温度は３５０℃未満では固溶炭素が十分に
析出せず、またＡｃ1 点超では変態が開始してしまい強
度が低下する。焼戻し中の昇温速度を０．５℃/s以上と
したのは、それ未満の昇温速度では固溶炭素の析出に先
立って転位が消失してしまい、靭性が劣化するためであ
る。
【００１９】
【実施例】表１に示す成分の鋼について、表２に示す本
発明方法および比較方法を適用した場合、表２に示した
ような強度・靭性が得られた。
発明方法および比較方法を適用した場合、表２に示した
ような強度・靭性が得られた。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】
【表５】
【００２５】表２によると、圧延終了後のオーステナイ
ト粒の形状が等軸である場合（ａ記号）は、圧延方向と
圧延直角方向の材質差が小さいが、延伸している場合
（ｂ記号）は材質差が大きい。また上記のオーステナイ
トが等軸である場合（ａ記号）に限り同一鋼種で比較す
ると、圧延終了後のオーステナイト粒径が６０μ以下で
本発明の範囲記載の冷却条件で冷却し、さらに０．５℃
/s超の昇温速度で３５０℃以上Ａｃ1 点以下まで焼戻し
た場合に、きわめて強靭化されている。
ト粒の形状が等軸である場合（ａ記号）は、圧延方向と
圧延直角方向の材質差が小さいが、延伸している場合
（ｂ記号）は材質差が大きい。また上記のオーステナイ
トが等軸である場合（ａ記号）に限り同一鋼種で比較す
ると、圧延終了後のオーステナイト粒径が６０μ以下で
本発明の範囲記載の冷却条件で冷却し、さらに０．５℃
/s超の昇温速度で３５０℃以上Ａｃ1 点以下まで焼戻し
た場合に、きわめて強靭化されている。
【００２６】
【発明の効果】本発明により強度・靭性バランスの向上
がもたらされ、さらに材質異方性も回避されており、本
発明は有効である。
がもたらされ、さらに材質異方性も回避されており、本
発明は有効である。
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２％〜０．２５％、 Ｓｉ：０．０３％〜２．０％、 Ｍｎ：０．３０％〜３．５％、 Ａｌ：０．００２％〜０．１０％ 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を鋳造後そ
のままあるいはＡｃ3点以上の温度域に加熱後圧延し再
結晶温度域で圧延を終了し、圧延終了後のオーステナイ
ト粒径を再結晶により６０μ以下の大きさとした後に冷
却を開始し、２℃/s以上６０℃/s以下の冷却速度で５０
０℃以下まで冷却した後、３５０℃以上Ａｃ1 点以下の
温度域まで０．５℃/s以上の昇温速度で焼戻すことを特
徴とする材質異方性のない強靭鋼の製造法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｎｂ：０．００２％〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００２％〜０．１０％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
記載の材質異方性のない強靭鋼の製造法。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃｕ：０．０５％〜３．０％、 Ｎｉ：０．０５％〜１０．０％、 Ｃｒ：０．０５％〜１０．０％、 Ｍｏ：０．０５％〜３．５％、 Ｃｏ：０．０５％〜１０．０％、 Ｗ ：０．０５％〜２．０％ 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または請求項２に記載の材質異方性のない強靭鋼の
製造法。 - 【請求項４】 重量％で、Ｖ：０．００２％〜０．１０
％を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項３の
いずれか１つに記載の材質異方性のない強靭鋼の製造
法。 - 【請求項５】 重量％で、Ｂ：０．０００２％〜０．０
０２５％を含有することを特徴とする請求項１乃至請求
項４のいずれか１つに記載の材質異方性のない強靭鋼の
製造法。 - 【請求項６】 重量％で、 Ｒｅｍ：０．００２％〜０．１０％、 Ｃａ：０．０００３％〜０．００３０％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
乃至請求項５のいずれか１つに記載の材質異方性のない
強靭鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24091493A JPH0790371A (ja) | 1993-09-28 | 1993-09-28 | 材質異方性のない強靭鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24091493A JPH0790371A (ja) | 1993-09-28 | 1993-09-28 | 材質異方性のない強靭鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0790371A true JPH0790371A (ja) | 1995-04-04 |
Family
ID=17066546
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24091493A Pending JPH0790371A (ja) | 1993-09-28 | 1993-09-28 | 材質異方性のない強靭鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0790371A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012036501A (ja) * | 2010-07-16 | 2012-02-23 | Jfe Steel Corp | 曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN110157973A (zh) * | 2019-07-04 | 2019-08-23 | 广西大学 | 一种高强耐腐蚀汽车用不锈钢板及其制备方法 |
-
1993
- 1993-09-28 JP JP24091493A patent/JPH0790371A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012036501A (ja) * | 2010-07-16 | 2012-02-23 | Jfe Steel Corp | 曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN110157973A (zh) * | 2019-07-04 | 2019-08-23 | 广西大学 | 一种高强耐腐蚀汽车用不锈钢板及其制备方法 |
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