JPH08225831A - 靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法 - Google Patents
靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法Info
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- JPH08225831A JPH08225831A JP3480395A JP3480395A JPH08225831A JP H08225831 A JPH08225831 A JP H08225831A JP 3480395 A JP3480395 A JP 3480395A JP 3480395 A JP3480395 A JP 3480395A JP H08225831 A JPH08225831 A JP H08225831A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は構造物等に用いられる靭性が良く高
強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法を提供する。 【構成】 Ｓｉを０．６％以上含む所定の成分を有する
鋼をＡｃ3 点以上の温度域に加熱後、１℃／ｓ以上４０
℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下まで冷却した後
に、Ａｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで
０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度
で昇温することにより靭性が良く高強度高一様伸びを有
する厚鋼板を製造する。また、冷却前に圧延を施す場合
もある。
強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法を提供する。 【構成】 Ｓｉを０．６％以上含む所定の成分を有する
鋼をＡｃ3 点以上の温度域に加熱後、１℃／ｓ以上４０
℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下まで冷却した後
に、Ａｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで
０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度
で昇温することにより靭性が良く高強度高一様伸びを有
する厚鋼板を製造する。また、冷却前に圧延を施す場合
もある。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は靭性が良く高強度高一様
伸びを有する厚鋼板の製造法に関するものである。
伸びを有する厚鋼板の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】鋼は強度が高いわりに加工性に優れる金
属であるため、幅広い用途で用いられ、加工性をより向
上させるための試みも多々なされてきた。特に、Ｓｉ添
加により残留オーステナイトを多く含む鋼は良好な加工
性を有することが知られている。しかし、これらの技術
の多くは、例えば特開昭６３−４０１７号公報、特開昭
６０−１７０１３号公報に示されるような薄鋼板を対象
としたものである。前者は、熱間圧延後の４０℃／ｓ以
上の高い冷却速度による冷却で始めて可能となる製造法
を開示したものであり、後者は鋼材を１０００℃／分以
上の高い昇温速度での加熱により始めて可能となる製造
法を開示したものである。
属であるため、幅広い用途で用いられ、加工性をより向
上させるための試みも多々なされてきた。特に、Ｓｉ添
加により残留オーステナイトを多く含む鋼は良好な加工
性を有することが知られている。しかし、これらの技術
の多くは、例えば特開昭６３−４０１７号公報、特開昭
６０−１７０１３号公報に示されるような薄鋼板を対象
としたものである。前者は、熱間圧延後の４０℃／ｓ以
上の高い冷却速度による冷却で始めて可能となる製造法
を開示したものであり、後者は鋼材を１０００℃／分以
上の高い昇温速度での加熱により始めて可能となる製造
法を開示したものである。
【０００３】一方、本発明が対象としているような厚鋼
板では、このような高い冷却速度による冷却や高い昇温
速度による加熱は不可能であるため、別の製造法を用い
る必要がある。薄鋼板以外の鋼材を対象とした技術に
は、特開昭５８−１０７４１３号公報がある。これは、
マルテンサイト、ベイナイト主体の組織に残留オーステ
ナイトの複合組織を得ることにより１００kgf/mm2 以上
の高強度を有しながら比較的高い延性を有する鋼の製造
法を開示したものであるが、棒鋼、ばね鋼等の鋼材を対
象としており、含有するＣ量が高く、本発明が対象とす
る厚鋼板のように溶接される事を前提とする鋼材には適
用できない。
板では、このような高い冷却速度による冷却や高い昇温
速度による加熱は不可能であるため、別の製造法を用い
る必要がある。薄鋼板以外の鋼材を対象とした技術に
は、特開昭５８−１０７４１３号公報がある。これは、
マルテンサイト、ベイナイト主体の組織に残留オーステ
ナイトの複合組織を得ることにより１００kgf/mm2 以上
の高強度を有しながら比較的高い延性を有する鋼の製造
法を開示したものであるが、棒鋼、ばね鋼等の鋼材を対
象としており、含有するＣ量が高く、本発明が対象とす
る厚鋼板のように溶接される事を前提とする鋼材には適
用できない。
【０００４】このため、強靭で且つ高い一様伸びを有す
る厚鋼板の製造法が強く求められてきた。強靭な厚鋼板
の製造方法としては、制御圧延法、加速冷却法さらには
熱処理による方法など多くの方法が開示されており、こ
のような技術としては例えば特公昭４９−７２９１号公
報、特公昭５７−２１００７号公報、特公昭５９−１４
５３５号公報等がある。しかし、このような技術では、
強靭化に加えて高い一様伸びを得ることはできない。
る厚鋼板の製造法が強く求められてきた。強靭な厚鋼板
の製造方法としては、制御圧延法、加速冷却法さらには
熱処理による方法など多くの方法が開示されており、こ
のような技術としては例えば特公昭４９−７２９１号公
報、特公昭５７−２１００７号公報、特公昭５９−１４
５３５号公報等がある。しかし、このような技術では、
強靭化に加えて高い一様伸びを得ることはできない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の従来
技術の問題点を解決するためになされたもので、構造物
用の鋼材として最適な靭性が良く高強度高一様伸びを有
する厚鋼板の製造法を提供することを目的とする。
技術の問題点を解決するためになされたもので、構造物
用の鋼材として最適な靭性が良く高強度高一様伸びを有
する厚鋼板の製造法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は上記のような従
来法の欠点を有利に排除しうる、所定の条件で圧延した
後直接焼き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。
来法の欠点を有利に排除しうる、所定の条件で圧延した
後直接焼き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。
【０００７】（１）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１
５％、Ｓｉ：０．６０〜２．７％、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、Ａｃ3 点以上の温
度域に加熱後、１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度
で４５０℃以下まで冷却した後に、Ａｃ1 点以上かつＡ
ｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ１
５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温することを特徴と
する靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造
法。
５％、Ｓｉ：０．６０〜２．７％、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、Ａｃ3 点以上の温
度域に加熱後、１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度
で４５０℃以下まで冷却した後に、Ａｃ1 点以上かつＡ
ｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ１
５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温することを特徴と
する靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造
法。
【０００８】（２）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１
５％、Ｓｉ：０．６０〜２．７％、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Ａｒ3 点以
下の温度まで冷却することなくそのままあるいはＡｃ3
点以上の温度域に加熱後圧延した後に引き続き、１℃／
ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下まで冷
却した後、Ａｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度
域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇
温速度で昇温することを特徴とする靭性が良く高強度高
一様伸びを有する厚鋼板の製造法。
５％、Ｓｉ：０．６０〜２．７％、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Ａｒ3 点以
下の温度まで冷却することなくそのままあるいはＡｃ3
点以上の温度域に加熱後圧延した後に引き続き、１℃／
ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下まで冷
却した後、Ａｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度
域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇
温速度で昇温することを特徴とする靭性が良く高強度高
一様伸びを有する厚鋼板の製造法。
【０００９】（３）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１
５％、Ｓｉ：０．６０〜２．７％、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Ａｒ3 点以
下の温度まで冷却することなくそのままあるいはＡｃ3
点以上の温度域に加熱後圧延する際に、累積圧下率で少
なくとも３０％以上をオーステナイトの未再結晶温度域
で圧延し、引き続き１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却
速度で４５０℃以下まで冷却した後、Ａｃ1 点以上かつ
Ａｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ
１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温することを特徴
とする靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製
造法。
５％、Ｓｉ：０．６０〜２．７％、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Ａｒ3 点以
下の温度まで冷却することなくそのままあるいはＡｃ3
点以上の温度域に加熱後圧延する際に、累積圧下率で少
なくとも３０％以上をオーステナイトの未再結晶温度域
で圧延し、引き続き１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却
速度で４５０℃以下まで冷却した後、Ａｃ1 点以上かつ
Ａｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ
１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温することを特徴
とする靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製
造法。
【００１０】（４）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１
５％、Ｓｉ：０．６０〜２．７％、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、マルテンサイト、
ベイナイトあるいはそれらの混合組織とした後に、Ａｃ
1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃
／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温す
ることを特徴とする靭性が良く高強度高一様伸びを有す
る厚鋼板の製造法。
５％、Ｓｉ：０．６０〜２．７％、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、マルテンサイト、
ベイナイトあるいはそれらの混合組織とした後に、Ａｃ
1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃
／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温す
ることを特徴とする靭性が良く高強度高一様伸びを有す
る厚鋼板の製造法。
【００１１】（５）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１
５％、Ｓｉ：０．６０〜２．７％、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、変態前のオーステ
ナイト粒が延伸した状態から変態したマルテンサイト、
ベイナイトあるいはそれらの混合組織とした後に、Ａｃ
1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃
／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温す
ることを特徴とする靭性が良く高強度高一様伸びを有す
る厚鋼板の製造法。
５％、Ｓｉ：０．６０〜２．７％、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、変態前のオーステ
ナイト粒が延伸した状態から変態したマルテンサイト、
ベイナイトあるいはそれらの混合組織とした後に、Ａｃ
1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃
／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温す
ることを特徴とする靭性が良く高強度高一様伸びを有す
る厚鋼板の製造法。
【００１２】（６）重量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．
１０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１０％の１種または２
種以上を含有することを特徴とする（１）〜（５）のい
ずれか１つに記載の靭性が良く高強度高一様伸びを有す
る厚鋼板の製造法。
１０％、Ｔｉ：０．００２〜０．１０％の１種または２
種以上を含有することを特徴とする（１）〜（５）のい
ずれか１つに記載の靭性が良く高強度高一様伸びを有す
る厚鋼板の製造法。
【００１３】（７）重量％で、Ｃｕ：０．０５〜３．０
％、 Ｎｉ：０．０５〜１０．０％、Ｃｒ：０．０５〜
１０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．５％、Ｃｏ：０．０
５〜１０．０％、Ｗ ：０．０５〜２．０％、のいずれ
か１種または２種以上を含有することを特徴とする
（１）〜（６）のいずれか１つに記載の靭性が良く高強
度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法。
％、 Ｎｉ：０．０５〜１０．０％、Ｃｒ：０．０５〜
１０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．５％、Ｃｏ：０．０
５〜１０．０％、Ｗ ：０．０５〜２．０％、のいずれ
か１種または２種以上を含有することを特徴とする
（１）〜（６）のいずれか１つに記載の靭性が良く高強
度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法。
【００１４】（８）重量％で、Ｖ：０．００２〜０．１
０％を含有することを特徴とする（１）〜（７）のいず
れか１つに記載の靭性が良く高強度高一様伸びを有する
厚鋼板の製造法。
０％を含有することを特徴とする（１）〜（７）のいず
れか１つに記載の靭性が良く高強度高一様伸びを有する
厚鋼板の製造法。
【００１５】（９）重量％で、Ｂ：０．０００２〜０．
００２５％を含有することを特徴とする（１）〜（８）
のいずれか１つに記載の靭性が良く高強度高一様伸びを
有する厚鋼板の製造法。
００２５％を含有することを特徴とする（１）〜（８）
のいずれか１つに記載の靭性が良く高強度高一様伸びを
有する厚鋼板の製造法。
【００１６】（１０）重量％で、ＲＥＭ：０．００２〜
０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％を含
有することを特徴とする（１）〜（９）のいずれか１つ
に記載の靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の
製造法。
０．１０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００３０％を含
有することを特徴とする（１）〜（９）のいずれか１つ
に記載の靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の
製造法。
【００１７】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６０ kg/mm2 以上の鋼は焼入れ焼き戻しまたは圧延
後の直接焼入れと焼き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。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をおよび
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
れるため脆性破壊を起こしにくくする効果をもたらすた
め、再加熱オーステナイトや圧延再結晶したオーステナ
イトを焼き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、このような
方法で製造した厚鋼板の一様伸びは一般に強度の上昇に
従い低下する傾向にある。しかるに本発明者らは、直接
焼入れした、所定量のＳｉを含有する厚鋼板を所定の昇
温速度で所定の温度域まで焼き戻すことにより、高強度
を保ったまま一様伸びが大幅に向上することを見出だし
た。
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６０ kg/mm2 以上の鋼は焼入れ焼き戻しまたは圧延
後の直接焼入れと焼き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。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をおよび
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
れるため脆性破壊を起こしにくくする効果をもたらすた
め、再加熱オーステナイトや圧延再結晶したオーステナ
イトを焼き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、このような
方法で製造した厚鋼板の一様伸びは一般に強度の上昇に
従い低下する傾向にある。しかるに本発明者らは、直接
焼入れした、所定量のＳｉを含有する厚鋼板を所定の昇
温速度で所定の温度域まで焼き戻すことにより、高強度
を保ったまま一様伸びが大幅に向上することを見出だし
た。
【００１８】Ｓｉはフェライト中の固溶Ｃ量を低減させ
ることは良く知られている。Ａｃ1点以上へ加熱した場
合に変態したオーステナイト中にＣが濃縮し、再度室温
まで冷却した場合は残留オーステナイトの分率が増加す
る。この残留γが変形を受けるとマルテンサイトに変態
し、局部的な変形が抑制されることにより一様伸びが向
上すると言われている。しかるに、このマルテンサイト
は一般に靭性を劣化させる。しかるに、マルテンサイト
が極めて微細に分散していれば靭性は劣化することはな
い。そのためには、マルテンサイトに変態する前の残留
オーステナイトを極めて微細に分散させる必要がある。
このオーステナイトはまずＣ濃度の高い炭化物から優先
的に変態する。そのため、鋼中に焼戻し過程で極めて微
細に炭化物を分散させておく必要がある。
ることは良く知られている。Ａｃ1点以上へ加熱した場
合に変態したオーステナイト中にＣが濃縮し、再度室温
まで冷却した場合は残留オーステナイトの分率が増加す
る。この残留γが変形を受けるとマルテンサイトに変態
し、局部的な変形が抑制されることにより一様伸びが向
上すると言われている。しかるに、このマルテンサイト
は一般に靭性を劣化させる。しかるに、マルテンサイト
が極めて微細に分散していれば靭性は劣化することはな
い。そのためには、マルテンサイトに変態する前の残留
オーステナイトを極めて微細に分散させる必要がある。
このオーステナイトはまずＣ濃度の高い炭化物から優先
的に変態する。そのため、鋼中に焼戻し過程で極めて微
細に炭化物を分散させておく必要がある。
【００１９】いわゆる剪断型の変態生成物であるマルテ
ンサイト及びベイナイトの金属組織中のフェライト・ラ
ス中には高い転位密度の転位が残存している。このため
焼戻し過程において、オーステナイト粒界のみならず粒
内の転位上に炭化物が微細に分散する。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き戻し
条件である程度消失してしまうが、焼き戻し温度にいた
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、そ
の炭化物のサイズは極めて微細となる。
ンサイト及びベイナイトの金属組織中のフェライト・ラ
ス中には高い転位密度の転位が残存している。このため
焼戻し過程において、オーステナイト粒界のみならず粒
内の転位上に炭化物が微細に分散する。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き戻し
条件である程度消失してしまうが、焼き戻し温度にいた
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、そ
の炭化物のサイズは極めて微細となる。
【００２０】さらに、オーステナイトの未再結晶温度域
で圧延後直接焼入れることによって得られるマルテンサ
イトまたはベイナイト中には圧延でオーステナイト中に
導入された転位が引継がれて存在し、結果として高転位
密度であるため、上記の効果はより顕著である。
で圧延後直接焼入れることによって得られるマルテンサ
イトまたはベイナイト中には圧延でオーステナイト中に
導入された転位が引継がれて存在し、結果として高転位
密度であるため、上記の効果はより顕著である。
【００２１】このような新しい知見に基づき、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
は請求項第１項から第１０項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。
成分、鋼の製造条件を詳細に調査した結果、本発明者ら
は請求項第１項から第１０項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。
【００２２】Ｃは、鋼を強化するのに有効な元素であ
り、０．０１％未満では十分な強度が得られない。一
方、その含有量が０．１５％を超えると、溶接性を劣化
させるので、０．０１％〜０．１５％の範囲とした。
り、０．０１％未満では十分な強度が得られない。一
方、その含有量が０．１５％を超えると、溶接性を劣化
させるので、０．０１％〜０．１５％の範囲とした。
【００２３】Ｓｉは本発明に必須の役割を果たす元素で
ある。Ｓｉ添加によりフェライト中のＣが排出され、Ａ
ｃ1 点以上の温度域への加熱で変態したオーステナイト
中のＣが濃化する。このため、加熱後室温に冷却された
金属組織中の残留オーステナイトの量が増加し、一様伸
びが向上する。０．６０％未満の含有量ではその効果は
ない。一方、２．７％を超えると、鋼の表面性状を損な
うのみならず、過度の固溶効果により靭性を損なう。
ある。Ｓｉ添加によりフェライト中のＣが排出され、Ａ
ｃ1 点以上の温度域への加熱で変態したオーステナイト
中のＣが濃化する。このため、加熱後室温に冷却された
金属組織中の残留オーステナイトの量が増加し、一様伸
びが向上する。０．６０％未満の含有量ではその効果は
ない。一方、２．７％を超えると、鋼の表面性状を損な
うのみならず、過度の固溶効果により靭性を損なう。
【００２４】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。
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。
【００２５】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、０．１０％を超
えると、鋼の表面性状を損なう。
０２未満の含有量ではその効果がなく、０．１０％を超
えると、鋼の表面性状を損なう。
【００２６】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。
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。
【００２７】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。
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。
【００２８】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。
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。
【００２９】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。
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。
【００３０】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。
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。
【００３１】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Ａｃ3 点以上の温度に再加
熱した後に圧延を開始しても良い。さらに鋳片を再加熱
後圧延せずにそのまま焼き入れても良い。前述のように
圧延をオーステナイトの未再結晶温度域で３０％以上の
圧下率で圧延すると、圧延によりオーステナイトに導入
された転位がマルテンサイトまたはベイナイト中に引き
継がれ、より強靭でかつ一様伸びの高い厚鋼板を得るこ
とができる。その際の焼入れ前のオーステナイトの形状
は十分に延伸した状態が好ましい。
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Ａｃ3 点以上の温度に再加
熱した後に圧延を開始しても良い。さらに鋳片を再加熱
後圧延せずにそのまま焼き入れても良い。前述のように
圧延をオーステナイトの未再結晶温度域で３０％以上の
圧下率で圧延すると、圧延によりオーステナイトに導入
された転位がマルテンサイトまたはベイナイト中に引き
継がれ、より強靭でかつ一様伸びの高い厚鋼板を得るこ
とができる。その際の焼入れ前のオーステナイトの形状
は十分に延伸した状態が好ましい。
【００３２】圧延後は可及的速やかに１℃／ｓ以上４０
℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下まで冷却する。冷
却停止温度が４５０℃以上では、マルテンサイトまたは
ベイナイトが十分に生成せず、拡散変態型の組織が生成
するため、変態後に高い転位密度が得られない。また冷
却速度が１℃／ｓ以下では冷却停止温度が４５０℃以下
であっても拡散型変態が起こる。また４０℃／ｓ以上で
は硬度が高くなりすぎて割れが生じやすくなる。この条
件で焼入れた鋼をＡｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下
の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範
囲の昇温速度で昇温するが、焼戻し温度がＡｃ1 点以下
では逆変態によるオーステナイトの生成が起こらない。
また焼戻し温度がＡｃ1 ＋５０℃以上では焼き入れ組織
のフェライトラスが粗大化し靭性そのものを損なう。ま
た昇温温度が０．５℃／ｓ以下では昇温中にやはり焼き
入れ組織のフェライトラスが粗大化し、靭性が劣化す
る。また昇温速度が１５℃／ｓ以上では昇温中の炭化物
の析出が不十分で、Ａｃ1 点以上に加熱しても残留オー
ステナイトが十分生成しない。
℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下まで冷却する。冷
却停止温度が４５０℃以上では、マルテンサイトまたは
ベイナイトが十分に生成せず、拡散変態型の組織が生成
するため、変態後に高い転位密度が得られない。また冷
却速度が１℃／ｓ以下では冷却停止温度が４５０℃以下
であっても拡散型変態が起こる。また４０℃／ｓ以上で
は硬度が高くなりすぎて割れが生じやすくなる。この条
件で焼入れた鋼をＡｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下
の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範
囲の昇温速度で昇温するが、焼戻し温度がＡｃ1 点以下
では逆変態によるオーステナイトの生成が起こらない。
また焼戻し温度がＡｃ1 ＋５０℃以上では焼き入れ組織
のフェライトラスが粗大化し靭性そのものを損なう。ま
た昇温温度が０．５℃／ｓ以下では昇温中にやはり焼き
入れ組織のフェライトラスが粗大化し、靭性が劣化す
る。また昇温速度が１５℃／ｓ以上では昇温中の炭化物
の析出が不十分で、Ａｃ1 点以上に加熱しても残留オー
ステナイトが十分生成しない。
【００３３】
【実施例】次に、本発明を実施例にもとづいて詳細に説
明する。まず表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
ような金属組織の状態及び強度・靭性、一様伸びが得ら
れ、明らかに本発明により強度−靭性バランス及び靭性
−一様伸びバランスの向上がもたらされ、本発明は有効
である。
明する。まず表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
ような金属組織の状態及び強度・靭性、一様伸びが得ら
れ、明らかに本発明により強度−靭性バランス及び靭性
−一様伸びバランスの向上がもたらされ、本発明は有効
である。
【００３４】表２によると、マルテンサイトまたはベイ
ナイトからなる金属組織をＡｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５
０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ
以下の範囲の昇温速度で昇温した場合の強度−靭性バラ
ンス及び靭性−一様伸びバランスは、その他の条件で製
造した厚鋼板に比べて優れている。
ナイトからなる金属組織をＡｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５
０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ
以下の範囲の昇温速度で昇温した場合の強度−靭性バラ
ンス及び靭性−一様伸びバランスは、その他の条件で製
造した厚鋼板に比べて優れている。
【００３５】また、鋼を再加熱後圧延し、直接焼き入れ
たマルテンサイトまたはベイナイトからなる金属組織を
引き続き１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で４５
０℃以下まで冷却した厚鋼板を、Ａｃ1 点以上かつＡｃ
1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５
℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温した場合の強度−靭
性バランス及び靭性−一様伸びバランスは非常に良好で
ある。
たマルテンサイトまたはベイナイトからなる金属組織を
引き続き１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で４５
０℃以下まで冷却した厚鋼板を、Ａｃ1 点以上かつＡｃ
1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５
℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温した場合の強度−靭
性バランス及び靭性−一様伸びバランスは非常に良好で
ある。
【００３６】さらに、オーステナイトの未再結晶温度域
で３０％以上の圧下率で圧延し、オーステナイトを十分
に延伸させてから直接焼き入れたマルテンサイトまたは
ベイナイトからなる金属組織を引き続き１℃／ｓ以上４
０℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下まで冷却する場
合に金属組織が偏平な旧オーステナイト粒から焼き入れ
られたマルテンサイト、ベイナイト組織が得られ、その
金属組織をＡｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度
域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇
温速度で昇温した場合の強度−靭性バランス及び靭性−
一様伸びバランスは最も優れていることがわかる。
で３０％以上の圧下率で圧延し、オーステナイトを十分
に延伸させてから直接焼き入れたマルテンサイトまたは
ベイナイトからなる金属組織を引き続き１℃／ｓ以上４
０℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下まで冷却する場
合に金属組織が偏平な旧オーステナイト粒から焼き入れ
られたマルテンサイト、ベイナイト組織が得られ、その
金属組織をＡｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度
域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇
温速度で昇温した場合の強度−靭性バランス及び靭性−
一様伸びバランスは最も優れていることがわかる。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】
【００４１】
【発明の効果】以上、本発明法によれば上記の方法によ
り、構造物等に用いられる鋼板を、靭性がよく高強度で
高一様伸びを有する鋼板として提供できるようになっ
た。
り、構造物等に用いられる鋼板を、靭性がよく高強度で
高一様伸びを有する鋼板として提供できるようになっ
た。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２１Ｄ 9/00 9352−4Ｋ Ｃ２１Ｄ 9/00 Ｚ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ａ 38/06 38/06 38/52 38/52
Claims (10)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６０〜２．７％、 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、Ａｃ3 点以上の温度域に加熱
後、１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃
以下まで冷却した後に、Ａｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５０
℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以
下の範囲の昇温速度で昇温することを特徴とする靭性が
良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６０〜２．７％、 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Ａｒ3 点以下の温度ま
で冷却することなくそのままあるいはＡｃ3 点以上の温
度域に加熱後圧延した後に引き続き、１℃／ｓ以上４０
℃／ｓ以下の冷却速度で４５０℃以下まで冷却した後、
Ａｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．
５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇
温することを特徴とする靭性が良く高強度高一様伸びを
有する厚鋼板の製造法。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６０〜２．７％、 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Ａｒ3 点以下の温度ま
で冷却することなくそのままあるいはＡｃ3 点以上の温
度域に加熱後圧延する際に、累積圧下率で少なくとも３
０％以上をオーステナイトの未再結晶温度域で圧延し、
引き続き１℃／ｓ以上４０℃／ｓ以下の冷却速度で４５
０℃以下まで冷却した後、Ａｃ1 点以上かつＡｃ1 ＋５
０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上かつ１５℃／ｓ
以下の範囲の昇温速度で昇温することを特徴とする靭性
が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６０〜２．７％、 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、マルテンサイト、ベイナイト
あるいはそれらの混合組織とした後に、Ａｃ1 点以上か
つＡｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上か
つ１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温することを特
徴とする靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の
製造法。 - 【請求項５】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６０〜２．７％、 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、変態前のオーステナイト粒が
延伸した状態から変態したマルテンサイト、ベイナイト
あるいはそれらの混合組織とした後に、Ａｃ1 点以上か
つＡｃ1 ＋５０℃以下の温度域まで０．５℃／ｓ以上か
つ１５℃／ｓ以下の範囲の昇温速度で昇温することを特
徴とする靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の
製造法。 - 【請求項６】 重量％で、 Ｎｂ：０．００２〜０．１０％、Ｔｉ：０．００２〜
０．１０％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１〜５のいずれか１項記載の靭性が良く高
強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法。 - 【請求項７】 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
％、のいずれか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１〜６のいずれか１項記載の靭性が良く
高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法。 - 【請求項８】 重量％で、Ｖ：０．００２〜０．１０％
を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１
項記載の靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の
製造法。 - 【請求項９】 重量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００
２５％を含有することを特徴とする請求項１〜８のいず
れか１項記載の靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚
鋼板の製造法。 - 【請求項１０】 重量％で、 ＲＥＭ：０．００２〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３
〜０．００３０％を含有することを特徴とする請求項１
〜９のいずれか１項記載の靭性が良く高強度高一様伸び
を有する厚鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3480395A JPH08225831A (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3480395A JPH08225831A (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08225831A true JPH08225831A (ja) | 1996-09-03 |
Family
ID=12424396
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3480395A Withdrawn JPH08225831A (ja) | 1995-02-23 | 1995-02-23 | 靭性が良く高強度高一様伸びを有する厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08225831A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008081776A (ja) * | 2006-09-27 | 2008-04-10 | Jfe Steel Kk | Ｎｉ含有鋼板の製造方法 |
| EP3235921A4 (en) * | 2014-12-19 | 2018-07-25 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
-
1995
- 1995-02-23 JP JP3480395A patent/JPH08225831A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008081776A (ja) * | 2006-09-27 | 2008-04-10 | Jfe Steel Kk | Ｎｉ含有鋼板の製造方法 |
| EP3235921A4 (en) * | 2014-12-19 | 2018-07-25 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
| US10920298B2 (en) | 2014-12-19 | 2021-02-16 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Good fatigue- and crack growth-resistant steel plate and manufacturing method therefor |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020507 |