JPH11264017A - 材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法 - Google Patents
材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法Info
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- JPH11264017A JPH11264017A JP6530198A JP6530198A JPH11264017A JP H11264017 A JPH11264017 A JP H11264017A JP 6530198 A JP6530198 A JP 6530198A JP 6530198 A JP6530198 A JP 6530198A JP H11264017 A JPH11264017 A JP H11264017A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 非調質高張力鋼について、材質にばらつきが
生じることなしに、高い強度と靱性、さらには優れた溶
接性を得る。 【解決手段】 極低Ｃおよび高Mnの下に、Cu，Nbおよび
Ｂを適量含有させるように成分調整された鋼片を、1000
〜1350℃の温度に加熱後、 950〜1100℃の温度域におけ
る累積圧下率が50％以上で、かつ圧延終了温度が 800℃
以上の条件下で熱間圧延を施し、圧延終了後直ちに、ま
たはＡr3点より高い温度から１℃/s以上、30℃/s以下の
冷却速度で加速冷却を開始し、（Ａr3−20) ℃以下、 5
50℃以上の範囲の所定温度で加速冷却を停止する。
生じることなしに、高い強度と靱性、さらには優れた溶
接性を得る。 【解決手段】 極低Ｃおよび高Mnの下に、Cu，Nbおよび
Ｂを適量含有させるように成分調整された鋼片を、1000
〜1350℃の温度に加熱後、 950〜1100℃の温度域におけ
る累積圧下率が50％以上で、かつ圧延終了温度が 800℃
以上の条件下で熱間圧延を施し、圧延終了後直ちに、ま
たはＡr3点より高い温度から１℃/s以上、30℃/s以下の
冷却速度で加速冷却を開始し、（Ａr3−20) ℃以下、 5
50℃以上の範囲の所定温度で加速冷却を停止する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、材質ばらつきが
小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法に関
し、特に建築、土木、海洋構造物、造船、パイプ、貯槽
および建設機械等の分野で使用される、厚鋼板、鋼帯、
形鋼または棒鋼等の鋼材、それも引張強度が700 MPa 以
上でしかも優れた靱性を持つ非調質高張力鋼材につい
て、その材質のばらつきを低減すると共に、溶接性の有
利な向上を図ろうとするものである。
小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法に関
し、特に建築、土木、海洋構造物、造船、パイプ、貯槽
および建設機械等の分野で使用される、厚鋼板、鋼帯、
形鋼または棒鋼等の鋼材、それも引張強度が700 MPa 以
上でしかも優れた靱性を持つ非調質高張力鋼材につい
て、その材質のばらつきを低減すると共に、溶接性の有
利な向上を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】圧延ままで高い強度と靱性および優れた
溶接性を兼ね備えた鋼材を製造するための方法として、
制御圧延−制御冷却法いわゆるＴＭＣＰ法が知られてい
る。しかしながら、このＴＭＣＰ法によって鋼材を製造
すると、圧延後の冷却処理における冷却速度が鋼材の位
置、表面からの深さまたは各鋼材間で異なることに起因
して鋼組織が変化するため、鋼材の位置あるいは各鋼材
間で材質のばらつきが発生し易い。また、一般に高強度
化に伴って溶接性および靱性は低下する傾向にあり、引
張強度が 600 MPa以上の非調質高張力鋼では良好な溶接
性と靱性を兼備させることは容易ではない。
溶接性を兼ね備えた鋼材を製造するための方法として、
制御圧延−制御冷却法いわゆるＴＭＣＰ法が知られてい
る。しかしながら、このＴＭＣＰ法によって鋼材を製造
すると、圧延後の冷却処理における冷却速度が鋼材の位
置、表面からの深さまたは各鋼材間で異なることに起因
して鋼組織が変化するため、鋼材の位置あるいは各鋼材
間で材質のばらつきが発生し易い。また、一般に高強度
化に伴って溶接性および靱性は低下する傾向にあり、引
張強度が 600 MPa以上の非調質高張力鋼では良好な溶接
性と靱性を兼備させることは容易ではない。
【０００３】例えば、特開平６−240406号公報には、圧
延後の冷却中に生じるCuの析出強化によって強度を確保
する高強度高靱性鋼板が提案されている。しかしなが
ら、この技術は、アシキュラーフェライトあるいはポリ
ゴナルフェライトといったフェライトを主体とする組織
を利用しており、冷却速度によってこれらの組織の分率
が変化するため、上記したような様々な形での材質のば
らつきを抑えることはできない。
延後の冷却中に生じるCuの析出強化によって強度を確保
する高強度高靱性鋼板が提案されている。しかしなが
ら、この技術は、アシキュラーフェライトあるいはポリ
ゴナルフェライトといったフェライトを主体とする組織
を利用しており、冷却速度によってこれらの組織の分率
が変化するため、上記したような様々な形での材質のば
らつきを抑えることはできない。
【０００４】また、特開平６-93332号公報には、未再結
晶オーステナイト域で50％以上の累積圧下を加えた後に
ベイナイト変態させ、等温保持または冷却速度の調整に
よってベイナイト中の炭化物の形態を制御して、高強度
・高靱性の鋼板を製造する方法が提案されている。しか
しながら、この方法においても、炭化物の形態が冷却速
度に依存することから、板厚方向に均一な組織が得られ
なかったり、鋼板の冷却にむらが生じた場合には強度が
ばらつくことが懸念される。また、未再結晶域での強圧
下と加速冷却が不可欠であるため、低温での圧延による
圧延能率の低下だけでなく、特に薄肉鋼板において圧延
および冷却時の歪により鋼板の形状不良が発生し易いな
ど、工程生産上の面でも問題があった。
晶オーステナイト域で50％以上の累積圧下を加えた後に
ベイナイト変態させ、等温保持または冷却速度の調整に
よってベイナイト中の炭化物の形態を制御して、高強度
・高靱性の鋼板を製造する方法が提案されている。しか
しながら、この方法においても、炭化物の形態が冷却速
度に依存することから、板厚方向に均一な組織が得られ
なかったり、鋼板の冷却にむらが生じた場合には強度が
ばらつくことが懸念される。また、未再結晶域での強圧
下と加速冷却が不可欠であるため、低温での圧延による
圧延能率の低下だけでなく、特に薄肉鋼板において圧延
および冷却時の歪により鋼板の形状不良が発生し易いな
ど、工程生産上の面でも問題があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記の問
題を有利に解消したもので、圧延後の冷却速度について
の制約が少なく、従って鋼材内での位置または各鋼材間
における材質のばらつきが小さく、また溶接性に優れ、
さらには引張強度が 700 MPa以上の高強度と優れた靱性
を併せ持つ非調質高張力鋼を、工業的に安定して製造し
得る方法について提案することを目的とする。
題を有利に解消したもので、圧延後の冷却速度について
の制約が少なく、従って鋼材内での位置または各鋼材間
における材質のばらつきが小さく、また溶接性に優れ、
さらには引張強度が 700 MPa以上の高強度と優れた靱性
を併せ持つ非調質高張力鋼を、工業的に安定して製造し
得る方法について提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】冷却速度の変化に起因し
た材質のばらつきを回避するためには、広い冷却速度範
囲で均質の組織を得ることが肝要である。そこで、発明
者らは、上記の目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結
果、適正な成分設計と特定条件下での製造工程とを組み
合わせることにより、材質ばらつきの少ない鋼材を工程
生産上何らの問題なしに安定して製造できることの知見
を得た。
た材質のばらつきを回避するためには、広い冷却速度範
囲で均質の組織を得ることが肝要である。そこで、発明
者らは、上記の目的を達成すべく鋭意検討を重ねた結
果、適正な成分設計と特定条件下での製造工程とを組み
合わせることにより、材質ばらつきの少ない鋼材を工程
生産上何らの問題なしに安定して製造できることの知見
を得た。
【０００７】すなわち、(1) 極低炭素および高Mnの下
に、Cu，NbおよびＢを適量添加することによって、鋼組
織を広い冷却速度範囲にわたってベイナイト単相とする
ことができ、(2) Ｃ量を極端に少なくしたために、良好
な溶接性が得られ、(3) 必要な強度は圧延後の冷却中に
Cu析出によって確保することができ、(4) さらに、成分
組成を工夫することによって、従来のような未再結晶域
での高圧下を必要とせずに優れた靱性を持つベイナイト
組織が得られることの知見を得た。この発明は、上記の
知見に立脚するものである。
に、Cu，NbおよびＢを適量添加することによって、鋼組
織を広い冷却速度範囲にわたってベイナイト単相とする
ことができ、(2) Ｃ量を極端に少なくしたために、良好
な溶接性が得られ、(3) 必要な強度は圧延後の冷却中に
Cu析出によって確保することができ、(4) さらに、成分
組成を工夫することによって、従来のような未再結晶域
での高圧下を必要とせずに優れた靱性を持つベイナイト
組織が得られることの知見を得た。この発明は、上記の
知見に立脚するものである。
【０００８】すなわち、この発明は、 Ｃ：0.010 〜0.025 wt％、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：1.0 〜3.0 wt％、 Al：0.10wt％以下、 Cu：1.0 〜2.0 wt％、 Ti：0.005 〜0.05wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％、 Ｐ：0.025 wt％以下、 Ｓ：0.015 wt％以下 を含み、かつ Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ni：2.0 wt％以下、 Cr：1.0 wt％以下、 Mo：0.8 wt％以下、 Ｖ：0.2 wt％以下、 Ｗ：0.5 wt％以下 のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、1000〜13
50℃の温度に加熱後、 950〜1100℃の温度域における累
積圧下率が50％以上で、かつ圧延終了温度が 800℃以上
の条件下で熱間圧延を施し、圧延終了後直ちに、または
Ａr3点より高い温度から１℃/s以上、30℃/s以下の冷却
速度で加速冷却を開始し、（Ａr3−20) ℃以下、 550℃
以上の範囲の所定温度で加速冷却を停止することを特徴
とする材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張
力鋼の製造方法である。
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、1000〜13
50℃の温度に加熱後、 950〜1100℃の温度域における累
積圧下率が50％以上で、かつ圧延終了温度が 800℃以上
の条件下で熱間圧延を施し、圧延終了後直ちに、または
Ａr3点より高い温度から１℃/s以上、30℃/s以下の冷却
速度で加速冷却を開始し、（Ａr3−20) ℃以下、 550℃
以上の範囲の所定温度で加速冷却を停止することを特徴
とする材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張
力鋼の製造方法である。
【０００９】また、この発明は、 Ｃ：0.010 〜0.025 wt％、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：1.0 〜3.0 wt％、 Al：0.10wt％以下、 Cu：1.0 〜2.0 wt％、 Ti：0.005 〜0.05wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％、 Ｐ：0.025 wt％以下、 Ｓ：0.015 wt％以下 を含み、かつ Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ni：2.0 wt％以下、 Cr：1.0 wt％以下、 Mo：0.8 wt％以下、 Ｖ：0.2 wt％以下、 Ｗ：0.5 wt％以下 のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、1000〜13
50℃の温度に加熱後、 950〜1100℃の温度域における累
積圧下率が30％以上、 950℃未満での累積圧下率が30％
以上で、かつ圧延終了温度が 800℃以上の条件下で熱間
圧延を終了し、圧延終了後直ちに、またはＡr3点より高
い温度から１℃/s以上、30℃/s以下の冷却速度で加速冷
却を開始し、（Ａr3−20) ℃以下、 550℃以上の範囲の
所定温度で加速冷却を停止することを特徴とする材質ば
らつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方
法である。
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、1000〜13
50℃の温度に加熱後、 950〜1100℃の温度域における累
積圧下率が30％以上、 950℃未満での累積圧下率が30％
以上で、かつ圧延終了温度が 800℃以上の条件下で熱間
圧延を終了し、圧延終了後直ちに、またはＡr3点より高
い温度から１℃/s以上、30℃/s以下の冷却速度で加速冷
却を開始し、（Ａr3−20) ℃以下、 550℃以上の範囲の
所定温度で加速冷却を停止することを特徴とする材質ば
らつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方
法である。
【００１０】上記した各発明においては、鋼片中に、さ
らに REM：0.0010〜0.0200wt％、 Ca：0.0010〜0.0100wt％、 Zr：0.01〜0.10wt％ のうちから選んだ少なくとも１種を含有させることがで
きる。なお、この発明において、素材や鋼板について規
定している温度は板厚中心部における値である。
らに REM：0.0010〜0.0200wt％、 Ca：0.0010〜0.0100wt％、 Zr：0.01〜0.10wt％ のうちから選んだ少なくとも１種を含有させることがで
きる。なお、この発明において、素材や鋼板について規
定している温度は板厚中心部における値である。
【００１１】
【発明の実施の形態】まず、この発明において素材の成
分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.010 〜0.025 wt％ Ｃは、冷却速度に依存せずにベイナイト単相組織とする
ため、および後述するNbの効果を発現させるために添加
する。しかしながら、含有量が 0.010wt％に満たないと
その添加効果に乏しく、一方0.025 wt％を超えると組織
にセメンタイトを含むパーライトが出現するため、冷却
速度依存性が大きくなり、材質の均質性が損なわれ易く
なる。また、Ｃの増大は溶接性および靱性の劣化を招
く。従って、Ｃ量は 0.010〜0.025 wt％の範囲に限定し
た。実用的には 0.014〜0.020 wt％とすることが好まし
い。
分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.010 〜0.025 wt％ Ｃは、冷却速度に依存せずにベイナイト単相組織とする
ため、および後述するNbの効果を発現させるために添加
する。しかしながら、含有量が 0.010wt％に満たないと
その添加効果に乏しく、一方0.025 wt％を超えると組織
にセメンタイトを含むパーライトが出現するため、冷却
速度依存性が大きくなり、材質の均質性が損なわれ易く
なる。また、Ｃの増大は溶接性および靱性の劣化を招
く。従って、Ｃ量は 0.010〜0.025 wt％の範囲に限定し
た。実用的には 0.014〜0.020 wt％とすることが好まし
い。
【００１２】Si：1.0 wt％以下 Siは、強度向上に有効に寄与するが、1.0 wt％を超える
とＨＡＺ靱性が著しく劣化するので、1.0 wt％以下に限
定した。
とＨＡＺ靱性が著しく劣化するので、1.0 wt％以下に限
定した。
【００１３】Mn：1.0 〜3.0 wt％ Mnは、焼入性を高め、この発明の特徴であるベイナイト
単相組織を得るために不可欠な元素である。しかしなが
ら、含有量が 1.0wt％に満たないとその添加効果に乏し
く、一方 3.0wt％を超えるとマトリックスが硬化して靱
性が劣化するので、 1.0〜3.0 wt％の範囲とした。とく
に、強度と靱性のバランスの観点からは1.5 〜2.0 wt％
とするのが好ましい。
単相組織を得るために不可欠な元素である。しかしなが
ら、含有量が 1.0wt％に満たないとその添加効果に乏し
く、一方 3.0wt％を超えるとマトリックスが硬化して靱
性が劣化するので、 1.0〜3.0 wt％の範囲とした。とく
に、強度と靱性のバランスの観点からは1.5 〜2.0 wt％
とするのが好ましい。
【００１４】Al：0.10wt％以下 Alは、脱酸のために必要なだけでなく、AlＮの形成によ
る細粒化にも有用な元素であるが、0.10wt％を超えて添
加してもその効果は飽和に達し、むしろ介在物の生成に
起因した靱性の劣化が懸念されるので、Al量は0.10wt％
以下に限定した。
る細粒化にも有用な元素であるが、0.10wt％を超えて添
加してもその効果は飽和に達し、むしろ介在物の生成に
起因した靱性の劣化が懸念されるので、Al量は0.10wt％
以下に限定した。
【００１５】Cu：1.0 〜2.0 wt％ Cuは、析出強化および固溶強化によって強度の向上を図
る上で、またベイナイト変態温度を低下させて靱性の優
れたベイナイトを得る上で、極めて有用な元素である。
しかしながら、含有量が 1.0wt％に満たないと圧延後の
冷却中における析出量が十分とはいえず、一方 2.0wt％
を超えると靱性が急激に劣化するので、Cu量は 1.0〜2.
0 wt％の範囲に限定した。
る上で、またベイナイト変態温度を低下させて靱性の優
れたベイナイトを得る上で、極めて有用な元素である。
しかしながら、含有量が 1.0wt％に満たないと圧延後の
冷却中における析出量が十分とはいえず、一方 2.0wt％
を超えると靱性が急激に劣化するので、Cu量は 1.0〜2.
0 wt％の範囲に限定した。
【００１６】Ti：0.005 〜0.050 wt％ Tiは、TiＮを生成して鋼中のＮを固定することによって
Ｂの効果を有効に発揮させる有用元素である。また、素
材加熱時ならびに溶接熱影響部でのオーステナイト粒成
長を抑制して組織を微細化する効果もある。これらの効
果を十分に発揮させるためには 0.005wt％以上の添加が
必要であるが、0.050 wt％を超えて添加すると鋼の清浄
性や靱性が低下するので、Ti量は 0.005〜0.030 wt％の
範囲に限定した。特に好ましい範囲は 0.010〜0.025 wt
％である。
Ｂの効果を有効に発揮させる有用元素である。また、素
材加熱時ならびに溶接熱影響部でのオーステナイト粒成
長を抑制して組織を微細化する効果もある。これらの効
果を十分に発揮させるためには 0.005wt％以上の添加が
必要であるが、0.050 wt％を超えて添加すると鋼の清浄
性や靱性が低下するので、Ti量は 0.005〜0.030 wt％の
範囲に限定した。特に好ましい範囲は 0.010〜0.025 wt
％である。
【００１７】Ｂ：0.0003〜0.0050wt％ Ｂは、微量の添加によって旧γ粒界エネルギーを減少さ
せてフェライトの核生成を抑制するのに有効に寄与す
る。この効果を発揮させて、鋼組織をベイナイト単相と
するためには0.0003wt％以上の添加が必要であるが、0.
0050wt％を超えるとＢＮなどの化合物を形成して靱性が
劣化するため、0.0003〜0.0050wt％の範囲に限定した。
せてフェライトの核生成を抑制するのに有効に寄与す
る。この効果を発揮させて、鋼組織をベイナイト単相と
するためには0.0003wt％以上の添加が必要であるが、0.
0050wt％を超えるとＢＮなどの化合物を形成して靱性が
劣化するため、0.0003〜0.0050wt％の範囲に限定した。
【００１８】Ｐ：0.025 wt％以下、Ｓ：0.015 wt％以下 Ｐ，Ｓはいずれも、靱性を劣化させる不純物元素である
ので、できるだけ低減することが望ましく、それぞれ
0.025wt％以下、 0.015wt％以下とする必要がある。
ので、できるだけ低減することが望ましく、それぞれ
0.025wt％以下、 0.015wt％以下とする必要がある。
【００１９】Nb：0.005 〜0.20wt％ Nbは、圧延時におけるオーステナイトの再結晶を抑制
し、微細な組織を得るのに有効に寄与する。また、ベイ
ナイト変態温度を低下することにより靱性の優れたベイ
ナイトを得る上でも有用な元素である。ここに、上記の
効果を得るためには 0.005wt％以上の添加が必要である
が、0.20wt％を超えるとその効果は飽和に達するので、
0.005〜0.20wt％の範囲に限定した。より好ましい範囲
は 0.020〜0.050 wt％である。
し、微細な組織を得るのに有効に寄与する。また、ベイ
ナイト変態温度を低下することにより靱性の優れたベイ
ナイトを得る上でも有用な元素である。ここに、上記の
効果を得るためには 0.005wt％以上の添加が必要である
が、0.20wt％を超えるとその効果は飽和に達するので、
0.005〜0.20wt％の範囲に限定した。より好ましい範囲
は 0.020〜0.050 wt％である。
【００２０】Ni：2.0 wt％以下Niは、比較的溶接性を害
することなく母材の強度と靱性を向上させる元素であ
り、またCuを含有する鋼の熱間圧延中におけるCu脆化割
れを防止する上でも有効な元素である。しかしながら、
含有量が 2.0wt％を超えると熱影響部の焼入性が高まり
硬化性が上昇するので、2.0 wt％以下の範囲とした。
することなく母材の強度と靱性を向上させる元素であ
り、またCuを含有する鋼の熱間圧延中におけるCu脆化割
れを防止する上でも有効な元素である。しかしながら、
含有量が 2.0wt％を超えると熱影響部の焼入性が高まり
硬化性が上昇するので、2.0 wt％以下の範囲とした。
【００２１】Cr：1.0 wt％以下、Mo：0.8 wt％以下 CrおよびMoはいずれも、焼入性を高め、ベイナイトの生
成を促進させて、強度および靱性の向上に有効に奇与す
る。しかしながら、Crが 1.0wt％、Moが 0.8wt％を超え
ると溶接部の硬化性を増大させ靱性および耐溶接割れ性
の低下を招くので、Crは 1.0wt％以下、Moは 0.8wt％以
下の範囲とした。
成を促進させて、強度および靱性の向上に有効に奇与す
る。しかしながら、Crが 1.0wt％、Moが 0.8wt％を超え
ると溶接部の硬化性を増大させ靱性および耐溶接割れ性
の低下を招くので、Crは 1.0wt％以下、Moは 0.8wt％以
下の範囲とした。
【００２２】Ｖ：0.2 wt％以下、Ｗ：0.5 wt％以下 ＶおよびＷはいずれも、フェライトあるいはベイナイト
への固溶によって鋼を強化する元素であるが、Ｖが 0.2
wt％、Ｗが 0.5wt％を超えると溶接部の脆化を招くた
め、それぞれ 0.2wt％以下、 0.5wt％以下とした。
への固溶によって鋼を強化する元素であるが、Ｖが 0.2
wt％、Ｗが 0.5wt％を超えると溶接部の脆化を招くた
め、それぞれ 0.2wt％以下、 0.5wt％以下とした。
【００２３】REM ：0.0010〜0.0200wt％、Ca：0.0010〜
0.0100wt％、Zr：0.01〜0.10wt％ REM, Ca およびZrはいずれも、硫化物系介在物の形態を
制御して母材および溶接部の靱性向上に寄与する。加え
て、 REMは高温においても安定な酸化物として微細分散
し、素材加熱時のγ粒の成長を抑制すると共に、圧延後
のフェライト粒径を細かくする効果がある。また、ＨＡ
Ｚ靱性の向上にも有効である。上記の効果を期待するに
は、 REMは0.0010wt％以上、Caは0.0010wt％以上、Zrは
0.01wt％以上がそれぞれ必要であるが、 REMは0.0200wt
％、Caは0.0100wt％、Zrは0.10wt％を超えて含有させて
もその効果は飽和に達するだけでなく、鋼の清浄度を損
ない、また靱性にも悪影響を及ぼすので、 REMは0.0010
〜0.0200wt％、Caは0.0010〜0.0100wt％、Zrは0.01〜0.
10wt％の範囲に限定した。
0.0100wt％、Zr：0.01〜0.10wt％ REM, Ca およびZrはいずれも、硫化物系介在物の形態を
制御して母材および溶接部の靱性向上に寄与する。加え
て、 REMは高温においても安定な酸化物として微細分散
し、素材加熱時のγ粒の成長を抑制すると共に、圧延後
のフェライト粒径を細かくする効果がある。また、ＨＡ
Ｚ靱性の向上にも有効である。上記の効果を期待するに
は、 REMは0.0010wt％以上、Caは0.0010wt％以上、Zrは
0.01wt％以上がそれぞれ必要であるが、 REMは0.0200wt
％、Caは0.0100wt％、Zrは0.10wt％を超えて含有させて
もその効果は飽和に達するだけでなく、鋼の清浄度を損
ない、また靱性にも悪影響を及ぼすので、 REMは0.0010
〜0.0200wt％、Caは0.0010〜0.0100wt％、Zrは0.01〜0.
10wt％の範囲に限定した。
【００２４】次に、この発明に従う製造工程について説
明する。素材の加熱温度は、圧延能力や加熱炉能力によ
って制約され、素材加熱温度が1000℃未満では強度の上
昇による変形能の低下を招くため、後述する所定の圧下
率／パスや累積圧下率の確保が困難となる。一方、1350
℃を超えての素材加熱はオーステナイト粒を粗大にして
靱性に悪影響を及ぼし、また加熱炉原単位を悪化させる
と共にスケールロスの増加や炉の改修頻度の増加を招
く。従って、素材加熱温度は1000〜1350℃の範囲に限定
した。
明する。素材の加熱温度は、圧延能力や加熱炉能力によ
って制約され、素材加熱温度が1000℃未満では強度の上
昇による変形能の低下を招くため、後述する所定の圧下
率／パスや累積圧下率の確保が困難となる。一方、1350
℃を超えての素材加熱はオーステナイト粒を粗大にして
靱性に悪影響を及ぼし、また加熱炉原単位を悪化させる
と共にスケールロスの増加や炉の改修頻度の増加を招
く。従って、素材加熱温度は1000〜1350℃の範囲に限定
した。
【００２５】この発明では、1000〜1350℃に加熱後、11
00〜950 ℃のオーステナイト再結晶温度域での圧延と 9
50℃以下のオーステナイト未再結晶温度域での圧延を有
効に利用して変態前のオーステナイト状態を制御するこ
とにより、強度および靱性とも優れた最適のベイナイト
組織を得る。極低炭素鋼のベイナイト組織は、詳細に観
察すると、ポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェラ
イト、アシキュラーフェライトといったフェライト組
織、比較的高温で生成する粗大なベイニティックフェラ
イト、より剪断的な変態によって生じたベイナイトおよ
びベイナイト内に取り残された炭素濃化部からなる島状
マルテンサイトなどからなる複合的な組織であり、これ
ら各種の組織の組み合わせ、割合によって強度、靱性は
変化する。
00〜950 ℃のオーステナイト再結晶温度域での圧延と 9
50℃以下のオーステナイト未再結晶温度域での圧延を有
効に利用して変態前のオーステナイト状態を制御するこ
とにより、強度および靱性とも優れた最適のベイナイト
組織を得る。極低炭素鋼のベイナイト組織は、詳細に観
察すると、ポリゴナルフェライト、擬ポリゴナルフェラ
イト、アシキュラーフェライトといったフェライト組
織、比較的高温で生成する粗大なベイニティックフェラ
イト、より剪断的な変態によって生じたベイナイトおよ
びベイナイト内に取り残された炭素濃化部からなる島状
マルテンサイトなどからなる複合的な組織であり、これ
ら各種の組織の組み合わせ、割合によって強度、靱性は
変化する。
【００２６】この発明の鋼は、上述した基本組成に成分
調整することによって、ほぼ均一な組織を広い冷却速度
範囲において得ることができるが、発明者らは、最も強
度、靱性に優れた組織を得るための製造条件について詳
細な検討を行った結果、1100〜950 ℃のオーステナイト
再結晶温度域である程度以上の累積圧下率を確保し、か
つ（Ａr3−20）℃以下、 550℃以上の温度域まで１℃/s
以上、30℃/sの冷却速度で加速冷却を行うことにより、
強度および靱性ともに優れたベイナイト組織が得られる
ことを知見するに至った。
調整することによって、ほぼ均一な組織を広い冷却速度
範囲において得ることができるが、発明者らは、最も強
度、靱性に優れた組織を得るための製造条件について詳
細な検討を行った結果、1100〜950 ℃のオーステナイト
再結晶温度域である程度以上の累積圧下率を確保し、か
つ（Ａr3−20）℃以下、 550℃以上の温度域まで１℃/s
以上、30℃/sの冷却速度で加速冷却を行うことにより、
強度および靱性ともに優れたベイナイト組織が得られる
ことを知見するに至った。
【００２７】以下、圧延条件について具体的に説明する
と、鋼素材を加熱後、1100〜950 ℃範囲で累積圧下率：
50％以上の熱問圧延を施し、オーステナイトを再結晶に
より十分に細粒化するか、あるいは1100〜950 ℃範囲で
累積圧下率：30％以上の圧延を施し、さらに引き続く 9
50℃未満の温度域で累積圧下率：30％以上となる熱問圧
延を施してオーステナイト結晶粒内に歪を導入すること
により、実質的にオーステナイト粒の細粒化を実現す
る。
と、鋼素材を加熱後、1100〜950 ℃範囲で累積圧下率：
50％以上の熱問圧延を施し、オーステナイトを再結晶に
より十分に細粒化するか、あるいは1100〜950 ℃範囲で
累積圧下率：30％以上の圧延を施し、さらに引き続く 9
50℃未満の温度域で累積圧下率：30％以上となる熱問圧
延を施してオーステナイト結晶粒内に歪を導入すること
により、実質的にオーステナイト粒の細粒化を実現す
る。
【００２８】上記の熱間圧延において、圧延終了温度が
800℃未満になると、圧延能率が低下するだけでなく、
機械的性質に異方性が生じ、さらにはフェライトの生成
が促進されて強度が低下するなどの不利が生じるため、
圧延終了温度は 800℃以上に限定した。
800℃未満になると、圧延能率が低下するだけでなく、
機械的性質に異方性が生じ、さらにはフェライトの生成
が促進されて強度が低下するなどの不利が生じるため、
圧延終了温度は 800℃以上に限定した。
【００２９】この発明は、上記の圧延条件と圧延後の加
速冷却を組み合わせるところに製造上のポイントがあ
る。すなわち、上記条件での圧延終了後直ちに、あるい
はＡr3点より高い温度から１℃/s以上、30℃/s以下の冷
却速度で加速冷却を開始し、（Ａr3−20）℃以下、550
℃以上の範囲の所定温度において加速冷却を停止するこ
とにより、強度を低下させるフェライトや靱性を低下さ
せる比較的高温で生成し易い粗大なベイニティックフェ
ライトの発生を抑制して、強度、靱性ともに優れた組織
を得ることができる。
速冷却を組み合わせるところに製造上のポイントがあ
る。すなわち、上記条件での圧延終了後直ちに、あるい
はＡr3点より高い温度から１℃/s以上、30℃/s以下の冷
却速度で加速冷却を開始し、（Ａr3−20）℃以下、550
℃以上の範囲の所定温度において加速冷却を停止するこ
とにより、強度を低下させるフェライトや靱性を低下さ
せる比較的高温で生成し易い粗大なベイニティックフェ
ライトの発生を抑制して、強度、靱性ともに優れた組織
を得ることができる。
【００３０】上記の冷却処理において、加速冷却開始温
度がＡr3点以下となるとフェライトが生成するため、上
記加速冷却はＡr3点より高い温度から開始する必要があ
る。なお、圧延終了後直ちに加速冷却を開始するのであ
れば、この点は特に問題とはならない。また、（Ａr3−
20) ℃に達しないうちに加速冷却を停止すると上記のよ
うな加速冷却の効果は得られず、一方加速冷却停止温度
が 550℃未満になるとその後の空冷中に十分な量のCuが
析出せず、十分な強度が得られない。しかも、 550℃未
満の低温まで加速冷却を行うことは、鋼材表面からの深
さ方向の材質のばらつきや内部歪を生じる原因ともなる
ため好ましくない。
度がＡr3点以下となるとフェライトが生成するため、上
記加速冷却はＡr3点より高い温度から開始する必要があ
る。なお、圧延終了後直ちに加速冷却を開始するのであ
れば、この点は特に問題とはならない。また、（Ａr3−
20) ℃に達しないうちに加速冷却を停止すると上記のよ
うな加速冷却の効果は得られず、一方加速冷却停止温度
が 550℃未満になるとその後の空冷中に十分な量のCuが
析出せず、十分な強度が得られない。しかも、 550℃未
満の低温まで加速冷却を行うことは、鋼材表面からの深
さ方向の材質のばらつきや内部歪を生じる原因ともなる
ため好ましくない。
【００３１】さらに、冷却速度が１℃/s未満ではベイナ
イト中にフェライト相が生じ、一方30℃/sを超えるとベ
イナイト・ラス問隔が密になり強度が冷却速度に依存し
て上昇するようになると共に、材質ばらつきも生じ易く
なるので、冷却速度は１℃/s以上、30℃/s以下の範囲に
限定した。より好ましい範囲は、１℃/s以上、15℃/s以
下である。
イト中にフェライト相が生じ、一方30℃/sを超えるとベ
イナイト・ラス問隔が密になり強度が冷却速度に依存し
て上昇するようになると共に、材質ばらつきも生じ易く
なるので、冷却速度は１℃/s以上、30℃/s以下の範囲に
限定した。より好ましい範囲は、１℃/s以上、15℃/s以
下である。
【００３２】
【実施例】表１に示す種々の成分組成になる鋼を転炉で
溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついで、これらの
スラブを表２に示す加熱条件、熱間圧延条件および冷却
条件で処理し、厚み：15〜20mmの厚鋼板を得た。得られ
た各鋼板から引張試験片およびシャルピー衝撃試験片を
採取し、母材の特性を評価した。また、溶接性を評価す
るため、1400℃に加熱後、 800〜500 ℃を15ｓで冷却す
る熱サイクル（25mm厚鋼板を 20kJ/cmの入熱量で溶接し
たときのＨＡＺの熱履歴に相当）を施した鋼板（単熱サ
イクル試験用鋼板）およびその後さらに 700℃に再加熱
した鋼板（２重熱サイクル試験用鋼板）からシャルピー
試験片をそれぞれ採取し、０℃でのシャルピー吸収エネ
ルギーを測定した。得られた結果を表３に示す。
溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついで、これらの
スラブを表２に示す加熱条件、熱間圧延条件および冷却
条件で処理し、厚み：15〜20mmの厚鋼板を得た。得られ
た各鋼板から引張試験片およびシャルピー衝撃試験片を
採取し、母材の特性を評価した。また、溶接性を評価す
るため、1400℃に加熱後、 800〜500 ℃を15ｓで冷却す
る熱サイクル（25mm厚鋼板を 20kJ/cmの入熱量で溶接し
たときのＨＡＺの熱履歴に相当）を施した鋼板（単熱サ
イクル試験用鋼板）およびその後さらに 700℃に再加熱
した鋼板（２重熱サイクル試験用鋼板）からシャルピー
試験片をそれぞれ採取し、０℃でのシャルピー吸収エネ
ルギーを測定した。得られた結果を表３に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】表３から明らかなように、この発明に従い
得られた鋼板はいずれも、鋼材の位置によって材質がば
らつくことなく、引張強度が 700 MPa以上という高い強
度および VＴrsが約−50℃以下という優れた低温靱性だ
けでなく、単熱サイクルおよび２重熱サイクルとも極め
て良好な優れた溶接性が得られている。
得られた鋼板はいずれも、鋼材の位置によって材質がば
らつくことなく、引張強度が 700 MPa以上という高い強
度および VＴrsが約−50℃以下という優れた低温靱性だ
けでなく、単熱サイクルおよび２重熱サイクルとも極め
て良好な優れた溶接性が得られている。
【００３７】
【発明の効果】かくして、この発明によれば、高い強度
と靱性、さらには優れた溶接性を兼ね備えた非調質高張
力鋼を、材質にばらつきが生じることなしに安定して得
ることができる。
と靱性、さらには優れた溶接性を兼ね備えた非調質高張
力鋼を、材質にばらつきが生じることなしに安定して得
ることができる。
フロントページの続き (72)発明者 板倉 教次 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 川端 文丸 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：0.010 〜0.025 wt％、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：1.0 〜3.0 wt％、 Al：0.10wt％以下、 Cu：1.0 〜2.0 wt％、 Ti：0.005 〜0.05wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％、 Ｐ：0.025 wt％以下、 Ｓ：0.015 wt％以下 を含み、かつ Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ni：2.0 wt％以下、 Cr：1.0 wt％以下、 Mo：0.8 wt％以下、 Ｖ：0.2 wt％以下、 Ｗ：0.5 wt％以下 のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、1000〜13
50℃の温度に加熱後、 950〜1100℃の温度域における累
積圧下率が50％以上で、かつ圧延終了温度が 800℃以上
の条件下で熱間圧延を施し、圧延終了後直ちに、または
Ａr3点より高い温度から１℃/s以上、30℃/s以下の冷却
速度で加速冷却を開始し、（Ａr3−20) ℃以下、 550℃
以上の範囲の所定温度で加速冷却を停止することを特徴
とする材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張
力鋼の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：0.010 〜0.025 wt％、 Si：1.0 wt％以下、 Mn：1.0 〜3.0 wt％、 Al：0.10wt％以下、 Cu：1.0 〜2.0 wt％、 Ti：0.005 〜0.05wt％、 Ｂ：0.0003〜0.0050wt％、 Ｐ：0.025 wt％以下、 Ｓ：0.015 wt％以下 を含み、かつ Nb：0.005 〜0.20wt％、 Ni：2.0 wt％以下、 Cr：1.0 wt％以下、 Mo：0.8 wt％以下、 Ｖ：0.2 wt％以下、 Ｗ：0.5 wt％以下 のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼片を、1000〜13
50℃の温度に加熱後、 950〜1100℃の温度域における累
積圧下率が30％以上、 950℃未満での累積圧下率が30％
以上で、かつ圧延終了温度が 800℃以上の条件下で熱間
圧延を終了し、圧延終了後直ちに、またはＡr3点より高
い温度から１℃/s以上、30℃/s以下の冷却速度で加速冷
却を開始し、（Ａr3−20) ℃以下、 550℃以上の範囲の
所定温度で加速冷却を停止することを特徴とする材質ば
らつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方
法。 - 【請求項３】 請求項１または２において、鋼片が、さ
らに REM：0.0010〜0.0200wt％、 Ca：0.0010〜0.0100wt％、 Zr：0.01〜0.10wt％ のうちから選んだ少なくとも１種を含有することを特徴
とする材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張
力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6530198A JPH11264017A (ja) | 1998-03-16 | 1998-03-16 | 材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6530198A JPH11264017A (ja) | 1998-03-16 | 1998-03-16 | 材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11264017A true JPH11264017A (ja) | 1999-09-28 |
Family
ID=13282964
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6530198A Pending JPH11264017A (ja) | 1998-03-16 | 1998-03-16 | 材質ばらつきが小さく溶接性に優れた非調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11264017A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002332538A (ja) * | 2001-05-14 | 2002-11-22 | Kawasaki Steel Corp | 防食性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP2003160833A (ja) * | 2001-11-22 | 2003-06-06 | Kobe Steel Ltd | 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2012153964A (ja) * | 2011-01-28 | 2012-08-16 | Jfe Steel Corp | 溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 |
-
1998
- 1998-03-16 JP JP6530198A patent/JPH11264017A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002332538A (ja) * | 2001-05-14 | 2002-11-22 | Kawasaki Steel Corp | 防食性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP4506029B2 (ja) * | 2001-05-14 | 2010-07-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 防食性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP2003160833A (ja) * | 2001-11-22 | 2003-06-06 | Kobe Steel Ltd | 高靭性高張力非調質厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2012153964A (ja) * | 2011-01-28 | 2012-08-16 | Jfe Steel Corp | 溶接性および母材靱性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Effective date: 20040728 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20040810 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20041207 |