JP3369435B2 - 低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法 - Google Patents
低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、建築構造物、海
洋構造物、ラインパイプ、船舶、貯槽、土木建設機械等
の用途に好適な非調質高張力鋼材の製造方法に関する。
なお、この発明の非調質高張力鋼材には、厚鋼板、鋼
帯、形鋼あるいは棒鋼が含まれる。
洋構造物、ラインパイプ、船舶、貯槽、土木建設機械等
の用途に好適な非調質高張力鋼材の製造方法に関する。
なお、この発明の非調質高張力鋼材には、厚鋼板、鋼
帯、形鋼あるいは棒鋼が含まれる。
【０００２】
【従来の技術】鋼材の強度、靱性をバランス良く確保す
る方法として、ＴＭＣＰ（ThermoMechanical Control P
rocess）による鋼材の製造方法が知られている。例え
ば、特開平3-223419号公報には、Nbを含有する鋼素材を
（Ａr3＋150 ℃)以上の再結晶温度域で30％以上の圧下
を施したのち、（Ａr3＋150 ℃) 〜Ａr3の温度域で50％
以上の圧下を加える厚鋼板の製造方法が提案されてい
る。この方法では、未再結晶域での強圧下により変形帯
を導入し組織の微細化を図っている。
る方法として、ＴＭＣＰ（ThermoMechanical Control P
rocess）による鋼材の製造方法が知られている。例え
ば、特開平3-223419号公報には、Nbを含有する鋼素材を
（Ａr3＋150 ℃)以上の再結晶温度域で30％以上の圧下
を施したのち、（Ａr3＋150 ℃) 〜Ａr3の温度域で50％
以上の圧下を加える厚鋼板の製造方法が提案されてい
る。この方法では、未再結晶域での強圧下により変形帯
を導入し組織の微細化を図っている。
【０００３】また、特公平2-25968 号公報には、Ca、Ti
とNbまたはＶを含有する鋼片を900〜1100℃に加熱し、9
00 ℃以下の圧下量が30％以上で、かつ圧延仕上温度が6
80〜860 ℃の熱間圧延を施したのち、３〜10℃/secの冷
却速度で500 ℃以下まで冷却する厚肉高張力高の製造方
法が提案されている。しかしながら、上記したような未
再結晶温度域での圧延の効果を十分発揮させる。また、
圧延機に多大な負荷が掛かるため、多大のエネルギーを
消費するうえ、厚肉材の場合には十分な圧下率が確保で
きず、また温度調節の待ち時間が増大して圧延能率が低
下するなどの問題が残されていた。また、極厚鋼板のよ
うに低温での高圧下が確保できない場合には、変形帯の
導入が不十分となりフェライト核が減少し組織の微細化
が達成できない。一方、薄肉鋼板の場合には、集合組織
の形成による音響異方性や、500 ℃以下といった低温ま
で冷却されるため残留応力・残留歪が大きいなどの問題
があった。
とNbまたはＶを含有する鋼片を900〜1100℃に加熱し、9
00 ℃以下の圧下量が30％以上で、かつ圧延仕上温度が6
80〜860 ℃の熱間圧延を施したのち、３〜10℃/secの冷
却速度で500 ℃以下まで冷却する厚肉高張力高の製造方
法が提案されている。しかしながら、上記したような未
再結晶温度域での圧延の効果を十分発揮させる。また、
圧延機に多大な負荷が掛かるため、多大のエネルギーを
消費するうえ、厚肉材の場合には十分な圧下率が確保で
きず、また温度調節の待ち時間が増大して圧延能率が低
下するなどの問題が残されていた。また、極厚鋼板のよ
うに低温での高圧下が確保できない場合には、変形帯の
導入が不十分となりフェライト核が減少し組織の微細化
が達成できない。一方、薄肉鋼板の場合には、集合組織
の形成による音響異方性や、500 ℃以下といった低温ま
で冷却されるため残留応力・残留歪が大きいなどの問題
があった。
【０００４】一方、上記した方法とは異なり、VNを利用
して、組織を微細化して圧延のままの強度・靱性を向上
させた高強度鋼が、従来から知られている（例えば、鉄
と鋼、vol.77(1991)No.1、p171参照）。また、特開平5-
186848号公報には、Ｖ、ＮおよびTiを添加し、TiN-MnS-
VNの複合析出物を分散させ、フェライト生成核を有効に
作用させ溶接熱影響部（HAZ ）靱性を向上させる技術が
示されている。しかし、これらの技術では、必ずしもVN
の作用が効率良く発揮されておらず、圧延のままの母材
特性は不十分であるという問題を残していた。
して、組織を微細化して圧延のままの強度・靱性を向上
させた高強度鋼が、従来から知られている（例えば、鉄
と鋼、vol.77(1991)No.1、p171参照）。また、特開平5-
186848号公報には、Ｖ、ＮおよびTiを添加し、TiN-MnS-
VNの複合析出物を分散させ、フェライト生成核を有効に
作用させ溶接熱影響部（HAZ ）靱性を向上させる技術が
示されている。しかし、これらの技術では、必ずしもVN
の作用が効率良く発揮されておらず、圧延のままの母材
特性は不十分であるという問題を残していた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記した
問題を有利に解決し、高価な元素を多量に添加すること
なく、引張強さ（ＴＳ）490MPa以上の強度を有しかつ低
温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法を提供する
ことを目的とする。
問題を有利に解決し、高価な元素を多量に添加すること
なく、引張強さ（ＴＳ）490MPa以上の強度を有しかつ低
温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法を提供する
ことを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を達成するために、鋭意検討した結果、つぎのような知
見を得た。Ｖ、Ｎ量を制御して、VNをオーステナイト
中に析出分散させることにより、これら析出物がフェラ
イトの析出核として作用し、微細なフェライト＋パーラ
イト組織が形成される。また、フェライトの析出核とし
て作用するのは0.02〜0.20μm の大きさのVN粒子であ
る。
を達成するために、鋭意検討した結果、つぎのような知
見を得た。Ｖ、Ｎ量を制御して、VNをオーステナイト
中に析出分散させることにより、これら析出物がフェラ
イトの析出核として作用し、微細なフェライト＋パーラ
イト組織が形成される。また、フェライトの析出核とし
て作用するのは0.02〜0.20μm の大きさのVN粒子であ
る。
【０００７】VNの析出量、粒子の大きさは、Ｖ、Ｎ量
に関係する特定温度範囲での加工と冷却速度の調整、等
温保持による特定温度範囲の滞留時間の調整により制御
でき、フェライトの析出核として有効に作用するVNが増
加する温度範囲がある。 VNは、フェライト変態後、フェライト中にも多量に微
細析出するため、強度増加に大きく寄与する。また、VN
は比較的緩冷却でも多量に微細析出するため、鋼板断面
内の強度・靱性のばらつきや、残留応力・残留歪の発生
を抑制できる。
に関係する特定温度範囲での加工と冷却速度の調整、等
温保持による特定温度範囲の滞留時間の調整により制御
でき、フェライトの析出核として有効に作用するVNが増
加する温度範囲がある。 VNは、フェライト変態後、フェライト中にも多量に微
細析出するため、強度増加に大きく寄与する。また、VN
は比較的緩冷却でも多量に微細析出するため、鋼板断面
内の強度・靱性のばらつきや、残留応力・残留歪の発生
を抑制できる。
【０００８】粒界フェライトが生成する温度域を加速
冷却すれば、微細粒内フェライトの生成が促進され組織
が一層微細化される。この発明は、上記した知見をもと
に完成させたものである。すなわち、この発明は、重量
％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.80
〜1.80％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：
0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.0050〜0.
0150％を含み、かつＶ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、残部
Feおよび不可避的不純物からなる組成の素材を、1050〜
1250℃に加熱し、1050℃以下 950℃以上の温度範囲で累
積圧下率30％以上の熱間加工を施しほぼ所定の形状とし
たのち、次（１）式 Ｔps≧Ｔ≧Ｔps−100 ……（１） （ここに、Ｔ：温度（℃）、Ｔps（℃）＝｛Ｖ（Ｎ−0.
292 Ti）×105 ＋425 ｝／0.480 、Ｖ、Ｎ、Ti：含有量
（wt％））を満足する温度Ｔ（℃）まで空冷して、該温
度Ｔ（℃）で圧下率：５％以下の熱間加工を施し、つい
で該温度Ｔ（℃）以下Ａr3点以上の温度範囲で160sec以
上3000sec 以下保持または滞留させ、オーステナイト中
に粒子径0.02〜0.20μm のＶ窒化物を105 〜1010個／mm
3 の密度で分散させたのち、室温まで空冷することを特
徴とする低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法
である。
冷却すれば、微細粒内フェライトの生成が促進され組織
が一層微細化される。この発明は、上記した知見をもと
に完成させたものである。すなわち、この発明は、重量
％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.80
〜1.80％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：
0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.0050〜0.
0150％を含み、かつＶ／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、残部
Feおよび不可避的不純物からなる組成の素材を、1050〜
1250℃に加熱し、1050℃以下 950℃以上の温度範囲で累
積圧下率30％以上の熱間加工を施しほぼ所定の形状とし
たのち、次（１）式 Ｔps≧Ｔ≧Ｔps−100 ……（１） （ここに、Ｔ：温度（℃）、Ｔps（℃）＝｛Ｖ（Ｎ−0.
292 Ti）×105 ＋425 ｝／0.480 、Ｖ、Ｎ、Ti：含有量
（wt％））を満足する温度Ｔ（℃）まで空冷して、該温
度Ｔ（℃）で圧下率：５％以下の熱間加工を施し、つい
で該温度Ｔ（℃）以下Ａr3点以上の温度範囲で160sec以
上3000sec 以下保持または滞留させ、オーステナイト中
に粒子径0.02〜0.20μm のＶ窒化物を105 〜1010個／mm
3 の密度で分散させたのち、室温まで空冷することを特
徴とする低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法
である。
【０００９】また、この発明では、前記温度Ｔ（℃）ま
での空冷に代えて、空冷超の冷却速度で加速冷却を施し
てもよい。また、本発明では、前記室温までの空冷に代
えて、空冷超30℃／ｓ以下の冷却速度で（Ａr3−60）℃
以下600 ℃以上の温度まで冷却するのが好ましい。ま
た、本発明では、前記素材は、重量％で、Ｃ：0.05〜0.
18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.80〜1.80％、Ｐ：0.03
0 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.050 ％、
Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、さら
にNb：0.003〜0.030 ％、Ti：0.005 〜0.030 ％のうち
から選ばれた１種または２種を含有し、かつ（Ｖ＋Ti）
／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、残部Feおよび不可避的不純
物からなる組成の素材とするのが好適であり、また、さ
らにCu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜
0.50％、Mo：0.02〜0.20％のうちから選ばれた１種また
は２種以上、および／またはＢ：0.0003〜0.0020％、RE
M ：0.0010〜0.010 ％、Ca：0.0010〜0.010 ％のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
での空冷に代えて、空冷超の冷却速度で加速冷却を施し
てもよい。また、本発明では、前記室温までの空冷に代
えて、空冷超30℃／ｓ以下の冷却速度で（Ａr3−60）℃
以下600 ℃以上の温度まで冷却するのが好ましい。ま
た、本発明では、前記素材は、重量％で、Ｃ：0.05〜0.
18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.80〜1.80％、Ｐ：0.03
0 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.050 ％、
Ｖ：0.04〜0.15％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、さら
にNb：0.003〜0.030 ％、Ti：0.005 〜0.030 ％のうち
から選ばれた１種または２種を含有し、かつ（Ｖ＋Ti）
／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、残部Feおよび不可避的不純
物からなる組成の素材とするのが好適であり、また、さ
らにCu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜
0.50％、Mo：0.02〜0.20％のうちから選ばれた１種また
は２種以上、および／またはＢ：0.0003〜0.0020％、RE
M ：0.0010〜0.010 ％、Ca：0.0010〜0.010 ％のうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明において好適な素材の化学
組成について説明する。 Ｃ：0.05〜0.18％ Ｃは鋼の高度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.05％以上の添加が必要である。しかし、0.18％を超
えて添加すると、母材靱性およびHAZ 部靱性が低下する
ため、Ｃは0.05〜0.18％の範囲に制限した。なお、好ま
しくは0.08〜0.16％である。
組成について説明する。 Ｃ：0.05〜0.18％ Ｃは鋼の高度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.05％以上の添加が必要である。しかし、0.18％を超
えて添加すると、母材靱性およびHAZ 部靱性が低下する
ため、Ｃは0.05〜0.18％の範囲に制限した。なお、好ま
しくは0.08〜0.16％である。
【００１１】Si：0.10〜0.60％
Siは脱酸材として作用し、さらに固溶強化により鋼の強
度を増加させる元素である。この効果を得るためには、
0.10％以上の添加を必要とするが、0.60％を超えると、
HAZ 部靱性を著しく劣化させる。このため、Siは0.10〜
0.60％の範囲とした。なお、好ましくは、0.20〜0.45％
である。
度を増加させる元素である。この効果を得るためには、
0.10％以上の添加を必要とするが、0.60％を超えると、
HAZ 部靱性を著しく劣化させる。このため、Siは0.10〜
0.60％の範囲とした。なお、好ましくは、0.20〜0.45％
である。
【００１２】Mn：0.80〜1.80％
Mnは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
0.80％以上の添加が必要である。しかし、1.80％を超え
ると、組織がフェライト＋パーライトからベイナイトな
どの低温生成物を主体とする組織になり、母材靱性が低
下する。このため、Mnは0.80〜1.80％に限定した。な
お、好ましくは1.00〜1.70％である。
0.80％以上の添加が必要である。しかし、1.80％を超え
ると、組織がフェライト＋パーライトからベイナイトな
どの低温生成物を主体とする組織になり、母材靱性が低
下する。このため、Mnは0.80〜1.80％に限定した。な
お、好ましくは1.00〜1.70％である。
【００１３】Ｐ：0.030 ％以下
Ｐは粒界に偏析し、靱性を低下させる。このため、でき
るだけ低減するのが望ましいが、0.030 ％までは許容で
きる。なお、好ましくは0.020 ％以下である。 Ｓ：0.015 ％以下 Ｓは非金属介在物を形成し、延性・靱性を劣化させるた
め、0.015 ％以下に制限した。なお、好ましくは0.010
％以下である。
るだけ低減するのが望ましいが、0.030 ％までは許容で
きる。なお、好ましくは0.020 ％以下である。 Ｓ：0.015 ％以下 Ｓは非金属介在物を形成し、延性・靱性を劣化させるた
め、0.015 ％以下に制限した。なお、好ましくは0.010
％以下である。
【００１４】Al：0.005 〜0.050 ％
Alは脱酸材として作用するが、多量に添加すると非金属
介在物が多くなり、清浄度が低下し靱性が劣化する。ま
た、AlはＮと結合しAlN を形成しやすく、VNの安定析出
を阻害する。このため、Alは0.005 〜0.050 ％の範囲と
した。 Ｖ：0.04〜0.15％ Ｖは、本発明では重要な元素であり、Ｎと結合しＶ窒化
物（VN）を形成し、熱間加工中あるいはその後の冷却中
にオーステナイト中に析出する。このＶ窒化物（VN）は
フェライト析出核として作用し、フェライト結晶粒を微
細化し靱性を向上させる。また、Ｖ窒化物（VN）は、フ
ェライト変態後フェライト中にも微細析出し、冷却時、
強冷を行うことなく母材強度を高めることができ、鋼板
板厚内の特性の均一性、残留応力・残留歪を軽減でき
る。これらの効果を得るためには、0.04％以上の添加を
必要とするが、0.15％を超えて添加すると、母材靱性、
溶接性が劣化する。このため、Ｖは0.04〜0.15％の範囲
に限定した。なお、好ましくは0.04〜0.12％である。
介在物が多くなり、清浄度が低下し靱性が劣化する。ま
た、AlはＮと結合しAlN を形成しやすく、VNの安定析出
を阻害する。このため、Alは0.005 〜0.050 ％の範囲と
した。 Ｖ：0.04〜0.15％ Ｖは、本発明では重要な元素であり、Ｎと結合しＶ窒化
物（VN）を形成し、熱間加工中あるいはその後の冷却中
にオーステナイト中に析出する。このＶ窒化物（VN）は
フェライト析出核として作用し、フェライト結晶粒を微
細化し靱性を向上させる。また、Ｖ窒化物（VN）は、フ
ェライト変態後フェライト中にも微細析出し、冷却時、
強冷を行うことなく母材強度を高めることができ、鋼板
板厚内の特性の均一性、残留応力・残留歪を軽減でき
る。これらの効果を得るためには、0.04％以上の添加を
必要とするが、0.15％を超えて添加すると、母材靱性、
溶接性が劣化する。このため、Ｖは0.04〜0.15％の範囲
に限定した。なお、好ましくは0.04〜0.12％である。
【００１５】Ｎ：0.0050〜0.0150％
ＮはＶおよび／またはTiと結合し窒化物を形成し、加熱
時のオーステナイト粒の成長を抑制するとともに、フェ
ライト析出核として作用しフェライト結晶粒を微細化し
靱性を向上させる。これらの効果を得るためには0.0050
％以上の含有を必要とするが、0.0150％を超えると固溶
Ｎ量が増加し、母材靱性、HAZ 部靱性を劣化させる。こ
のため、Ｎは0.0050〜0.0150％の範囲に限定した。な
お、好ましくは0.0060〜0.0120％である。
時のオーステナイト粒の成長を抑制するとともに、フェ
ライト析出核として作用しフェライト結晶粒を微細化し
靱性を向上させる。これらの効果を得るためには0.0050
％以上の含有を必要とするが、0.0150％を超えると固溶
Ｎ量が増加し、母材靱性、HAZ 部靱性を劣化させる。こ
のため、Ｎは0.0050〜0.0150％の範囲に限定した。な
お、好ましくは0.0060〜0.0120％である。
【００１６】Ｖ／Ｎ、（Ｖ＋Ti）／Ｎ：4.0 〜12.0
この発明では、Tiを添加しない場合にはＶ／Ｎで、Tiを
添加する場合には（Ｖ＋Ti）／Ｎで計算する。Tiを添加
しない場合にはＶ、Ｎ量を上記した範囲内とし、さらに
Ｖ／Ｎを4.0 〜12.0の範囲に調整する。Tiを添加する場
合にはＶ、Ti、Ｎ量を上記した範囲内とし、さらに（Ｖ
＋Ti）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲に調整する。Ｖ／Ｎある
いは（Ｖ＋Ti）／Ｎが4.0 未満では、固溶Ｎ量が増加し
歪時効を生じさせ、さらにHAZ 部靱性を劣化させる。ま
た、Ｖ／Ｎあるいは（Ｖ＋Ti）／Ｎが12.0を超えると、
ＶあるいはＶとTiが、Ｃと結合し過剰に炭化物を生成し
母材を低下させる。このため、Ｖ／Ｎあるいは（Ｖ＋T
i）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲とした。なお、好ましくは
5.0 〜10.0である。
添加する場合には（Ｖ＋Ti）／Ｎで計算する。Tiを添加
しない場合にはＶ、Ｎ量を上記した範囲内とし、さらに
Ｖ／Ｎを4.0 〜12.0の範囲に調整する。Tiを添加する場
合にはＶ、Ti、Ｎ量を上記した範囲内とし、さらに（Ｖ
＋Ti）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲に調整する。Ｖ／Ｎある
いは（Ｖ＋Ti）／Ｎが4.0 未満では、固溶Ｎ量が増加し
歪時効を生じさせ、さらにHAZ 部靱性を劣化させる。ま
た、Ｖ／Ｎあるいは（Ｖ＋Ti）／Ｎが12.0を超えると、
ＶあるいはＶとTiが、Ｃと結合し過剰に炭化物を生成し
母材を低下させる。このため、Ｖ／Ｎあるいは（Ｖ＋T
i）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲とした。なお、好ましくは
5.0 〜10.0である。
【００１７】Nb：0.003 〜0.030 ％、Ti：0.005 〜0.03
0 ％のうちから選ばれた１種または２種 Ti、NbはともにＶ窒化物の析出を促進する作用を有して
いる。Tiは、Ｎと結合しTiN を形成し、加熱時のオース
テナイト粒の成長を抑制するとともに、さらにオーステ
ナイト中に残留あるいは析出し、VNのオーステナイト中
への析出を促進させる作用を有する。この効果を得るた
めには、0.005 ％以上の添加が必要であるが、0.030 ％
を超えると、鋼の清浄度を低下させるとともに、Ｖ窒化
物の析出を抑制し、母材の靱性を劣化させる。このた
め、Tiは0.005 〜0.030 ％の範囲とした。好ましくは、
0.010 〜0.025 ％である。
0 ％のうちから選ばれた１種または２種 Ti、NbはともにＶ窒化物の析出を促進する作用を有して
いる。Tiは、Ｎと結合しTiN を形成し、加熱時のオース
テナイト粒の成長を抑制するとともに、さらにオーステ
ナイト中に残留あるいは析出し、VNのオーステナイト中
への析出を促進させる作用を有する。この効果を得るた
めには、0.005 ％以上の添加が必要であるが、0.030 ％
を超えると、鋼の清浄度を低下させるとともに、Ｖ窒化
物の析出を抑制し、母材の靱性を劣化させる。このた
め、Tiは0.005 〜0.030 ％の範囲とした。好ましくは、
0.010 〜0.025 ％である。
【００１８】Nbは、細粒化と析出硬化により強度および
靱性を向上させ、Tiと同様Ｖ窒化物の析出を促進させ
る。これら効果を得るためには0.003 ％以上の添加が必
要であるが、0.030 ％を超えると溶接性およびHAZ 部靱
性を劣化させる。このため、Nbは0.003 〜0.030 ％の範
囲に限定する。 Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.20％のうちから選ばれた１種または２
種以上 Cu、Ni、Cr、Moはいずれも焼入れ性を向上させ、強度を
増加させるのに有効な元素であり、１種または２種以上
添加できる。このような効果を発揮させるためにはCu、
Ni、Crはそれぞれ0.05％以上、Moは0.02％以上の添加を
必要とする。しかし、Cu、Niは0.50％を超えて添加して
も効果が飽和し、経済的にも高価となる。このため、C
u、Niとも0.05〜0.50％に限定した。Cr、Moはそれぞれ
0.50％、0.20％を超えると溶接性、靱性が劣化する。こ
のため、Crは0.05〜0.50％、Moは0.02〜0.20％に限定し
た。
靱性を向上させ、Tiと同様Ｖ窒化物の析出を促進させ
る。これら効果を得るためには0.003 ％以上の添加が必
要であるが、0.030 ％を超えると溶接性およびHAZ 部靱
性を劣化させる。このため、Nbは0.003 〜0.030 ％の範
囲に限定する。 Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.20％のうちから選ばれた１種または２
種以上 Cu、Ni、Cr、Moはいずれも焼入れ性を向上させ、強度を
増加させるのに有効な元素であり、１種または２種以上
添加できる。このような効果を発揮させるためにはCu、
Ni、Crはそれぞれ0.05％以上、Moは0.02％以上の添加を
必要とする。しかし、Cu、Niは0.50％を超えて添加して
も効果が飽和し、経済的にも高価となる。このため、C
u、Niとも0.05〜0.50％に限定した。Cr、Moはそれぞれ
0.50％、0.20％を超えると溶接性、靱性が劣化する。こ
のため、Crは0.05〜0.50％、Moは0.02〜0.20％に限定し
た。
【００１９】Ｂ：0.0003〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.
010 ％、Ca：0.0010〜0.010 ％のうちから選ばれた１種
または２種以上 Ｂ、REM 、Caはいずれもフェライト粒の微細化に寄与す
る作用を有しており必要に応じ１種または２種以上添加
できる。Ｂは粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの析
出を抑制し、フェライト粒の微細化に寄与する。この効
果を得るためには、0.0003％以上の添加を必要とする
が、0.0020％を超えるて添加すると、靱性を低下させ
る。このため、Ｂは0.0003〜0.0020％に限定した。
010 ％、Ca：0.0010〜0.010 ％のうちから選ばれた１種
または２種以上 Ｂ、REM 、Caはいずれもフェライト粒の微細化に寄与す
る作用を有しており必要に応じ１種または２種以上添加
できる。Ｂは粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの析
出を抑制し、フェライト粒の微細化に寄与する。この効
果を得るためには、0.0003％以上の添加を必要とする
が、0.0020％を超えるて添加すると、靱性を低下させ
る。このため、Ｂは0.0003〜0.0020％に限定した。
【００２０】REM 、Caは高温においても安定な酸化物を
形成し微細に鋼中に分散し、オーステナイト粒の成長を
抑制し、圧延後のフェライト粒を微細化する。また、HA
Z 部の組織を微細化し、HAZ 部靱性を向上させる効果も
有している。0.0010％未満ではその効果が少なく、0.01
0 ％を超えて添加すると酸化物量が増加し、清浄度が低
下し靱性を害する。このため、REM Caともに、0.0010〜
0.010 ％に限定した。
形成し微細に鋼中に分散し、オーステナイト粒の成長を
抑制し、圧延後のフェライト粒を微細化する。また、HA
Z 部の組織を微細化し、HAZ 部靱性を向上させる効果も
有している。0.0010％未満ではその効果が少なく、0.01
0 ％を超えて添加すると酸化物量が増加し、清浄度が低
下し靱性を害する。このため、REM Caともに、0.0010〜
0.010 ％に限定した。
【００２１】その他、残部Feおよび不可避的不純物であ
る。上記に規定した元素以外の元素では、Ｏ：0.010 ％
以下、Zr：0.02％以下、Mg：0.02％以下の含有が許容さ
れる。つぎに、製造方法の限定理由について説明する。
上記した組成の鋼の溶製は、転炉、電気炉等通常公知の
溶製方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はな
い。溶製された溶鋼は、連続鋳造法あるいは造塊法によ
り凝固され加工用素材とされる。
る。上記に規定した元素以外の元素では、Ｏ：0.010 ％
以下、Zr：0.02％以下、Mg：0.02％以下の含有が許容さ
れる。つぎに、製造方法の限定理由について説明する。
上記した組成の鋼の溶製は、転炉、電気炉等通常公知の
溶製方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はな
い。溶製された溶鋼は、連続鋳造法あるいは造塊法によ
り凝固され加工用素材とされる。
【００２２】素材は1050〜1250℃に加熱される。加熱温
度が1050℃未満では、Ｖ、Nb等の析出元素が十分に固溶
せず、これら元素の効果を十分に発揮することが困難な
うえに、変形抵抗の増加により、所定の圧下量の確保が
困難となる。一方、1250℃を超えると、結晶粒が粗大化
するとともに、スケールロス量の増加や炉の改修頻度の
増加を招く。このため、素材の加熱温度は1050〜1250℃
の範囲に限定した。
度が1050℃未満では、Ｖ、Nb等の析出元素が十分に固溶
せず、これら元素の効果を十分に発揮することが困難な
うえに、変形抵抗の増加により、所定の圧下量の確保が
困難となる。一方、1250℃を超えると、結晶粒が粗大化
するとともに、スケールロス量の増加や炉の改修頻度の
増加を招く。このため、素材の加熱温度は1050〜1250℃
の範囲に限定した。
【００２３】加熱された素材は、1050℃以下 950℃以上
の温度範囲で累積圧下率30％以上の熱間加工を施され、
ほぼ所定の形状とされる。1050℃以下950 ℃以上の温度
範囲で累積圧下率30％以上の熱間加工により、オーステ
ナイトは再結晶細粒化される。累積圧下率30％未満で
は、オーステナイトの細粒化が不十分であり、また、加
工温度が1050℃を超えるか、950 ℃未満ではオーステナ
イトの細粒化が不十分となる。
の温度範囲で累積圧下率30％以上の熱間加工を施され、
ほぼ所定の形状とされる。1050℃以下950 ℃以上の温度
範囲で累積圧下率30％以上の熱間加工により、オーステ
ナイトは再結晶細粒化される。累積圧下率30％未満で
は、オーステナイトの細粒化が不十分であり、また、加
工温度が1050℃を超えるか、950 ℃未満ではオーステナ
イトの細粒化が不十分となる。
【００２４】950 ℃以上で熱間加工を施しほぼ所定の形
状とされた素材は、ついで、次（１）式 Ｔps≧Ｔ≧Ｔps−100 ……（１） （ここに、Ｔ：温度（℃）、Ｔps（℃）＝｛Ｖ（Ｎ−0.
292 Ti）×105 ＋425 ｝／0.480 、Ｖ、Ｎ、Ti：含有量
（wt％））を満足する温度Ｔ（℃）で、圧下率：５％以
上の熱間加工を施し、ついで該温度Ｔ（℃）以下Ａr3点
以上の温度範囲で160sec以上、3000sec 以下保持または
滞留させるＶ窒化物の析出処理を施す。
状とされた素材は、ついで、次（１）式 Ｔps≧Ｔ≧Ｔps−100 ……（１） （ここに、Ｔ：温度（℃）、Ｔps（℃）＝｛Ｖ（Ｎ−0.
292 Ti）×105 ＋425 ｝／0.480 、Ｖ、Ｎ、Ti：含有量
（wt％））を満足する温度Ｔ（℃）で、圧下率：５％以
上の熱間加工を施し、ついで該温度Ｔ（℃）以下Ａr3点
以上の温度範囲で160sec以上、3000sec 以下保持または
滞留させるＶ窒化物の析出処理を施す。
【００２５】これにより、オーステナイト中に粒子径0.
02〜0.20μm のＶ窒化物が105 〜1010個／mm3 の密度で
分散する。なお、950 ℃以上での熱間加工後、この温度
Ｔまでの冷却条件は空冷とするか、あるいは空冷超の冷
却速度で加速冷却してもよい。組織の微細化に有効なＶ
窒化物は粒子径0.02〜0.20μm のＶ窒化物である。粒子
径が0.02μm 未満のＶ窒化物は、微細すぎてフェライト
析出核となりにくく、また、0.20μm を超えるＶ窒化物
は、破壊の基点となり靱性を劣化させる。しかし、この
ような粒子径のＶ窒化物が析出していても、その析出密
度が105 個／mm3 未満では組織微細化効果が少なく、ま
た1010個／mm3 を超えると過度の析出物の存在により靱
性が劣化する。
02〜0.20μm のＶ窒化物が105 〜1010個／mm3 の密度で
分散する。なお、950 ℃以上での熱間加工後、この温度
Ｔまでの冷却条件は空冷とするか、あるいは空冷超の冷
却速度で加速冷却してもよい。組織の微細化に有効なＶ
窒化物は粒子径0.02〜0.20μm のＶ窒化物である。粒子
径が0.02μm 未満のＶ窒化物は、微細すぎてフェライト
析出核となりにくく、また、0.20μm を超えるＶ窒化物
は、破壊の基点となり靱性を劣化させる。しかし、この
ような粒子径のＶ窒化物が析出していても、その析出密
度が105 個／mm3 未満では組織微細化効果が少なく、ま
た1010個／mm3 を超えると過度の析出物の存在により靱
性が劣化する。
【００２６】加工温度Ｔ（℃）が、Ｔps−100 未満、あ
るいはＴpsを超えると、その後の等温保持あるいはＡr3
点以上の温度範囲での滞留によってもフェライト析出核
となりうるＶ窒化物の析出が少なく、組織の微細化が不
十分となる。また、温度Ｔでの圧下量が５％未満では、
フェライト析出核となり得るＶ窒化物の析出密度が少な
い。温度Ｔでの圧下量は析出を有効に促進させ、板厚方
向に均一な加工を加える点から10％以上とするのが好ま
しい。
るいはＴpsを超えると、その後の等温保持あるいはＡr3
点以上の温度範囲での滞留によってもフェライト析出核
となりうるＶ窒化物の析出が少なく、組織の微細化が不
十分となる。また、温度Ｔでの圧下量が５％未満では、
フェライト析出核となり得るＶ窒化物の析出密度が少な
い。温度Ｔでの圧下量は析出を有効に促進させ、板厚方
向に均一な加工を加える点から10％以上とするのが好ま
しい。
【００２７】このようなＶ窒化物析出促進のための加工
後、鋼材をその加工温度Ｔ（℃）以下Ａr3点以上の温度
範囲で等温保持あるいは滞留させる。等温保持とは、上
記した温度範囲内の一定温度で保持する処理をいい、滞
留とは、上記した温度範囲内で所定時間経過させること
をいう。その等温保持時間あるいは滞留時間が160sec未
満では、フェライト析出核となりうるＶ窒化物の析出が
少なく、一方、3000sec を超えるとＶ窒化物が凝集・粗
大化して析出密度の低下により組織微細化の効果少なく
なるうえ、粗大な析出物の存在により靱性が劣化する。
後、鋼材をその加工温度Ｔ（℃）以下Ａr3点以上の温度
範囲で等温保持あるいは滞留させる。等温保持とは、上
記した温度範囲内の一定温度で保持する処理をいい、滞
留とは、上記した温度範囲内で所定時間経過させること
をいう。その等温保持時間あるいは滞留時間が160sec未
満では、フェライト析出核となりうるＶ窒化物の析出が
少なく、一方、3000sec を超えるとＶ窒化物が凝集・粗
大化して析出密度の低下により組織微細化の効果少なく
なるうえ、粗大な析出物の存在により靱性が劣化する。
【００２８】本発明では、Ａr3点は、次の（２）式で定
義される値を用いる。 Ａr3（℃）＝910-230C+25Si-74Mn-56Ni-16Cr-9Mo-5Cu-1620Nb ……（２） 鋼材は温度Ｔ（℃）以下Ａr3点以上の温度範囲で所定時
間、等温保持または滞留させられたのち室温まで空冷さ
れる。空冷のような緩冷却を施すことにより強度・靱性
のばらつき、残留応力・残留歪が軽減される。
義される値を用いる。 Ａr3（℃）＝910-230C+25Si-74Mn-56Ni-16Cr-9Mo-5Cu-1620Nb ……（２） 鋼材は温度Ｔ（℃）以下Ａr3点以上の温度範囲で所定時
間、等温保持または滞留させられたのち室温まで空冷さ
れる。空冷のような緩冷却を施すことにより強度・靱性
のばらつき、残留応力・残留歪が軽減される。
【００２９】また、本発明では、室温までの空冷に代え
て、空冷超30℃／ｓ以下の冷却速度で（Ａr3−60）℃以
下600 ℃以上の温度まで加速冷却するのが好ましい。こ
れにより、粒界フェライトの生成が抑制され、オーステ
ナイトが過冷されＶ窒化物を核とする粒内フェライトの
生成による組織微細化効果が顕著となる。しかし、冷却
速度が30℃／ｓを超えると板厚方向の温度差が顕著とな
り強度・靱性のばらつき、残留応力・残留歪の発生が顕
著となる。
て、空冷超30℃／ｓ以下の冷却速度で（Ａr3−60）℃以
下600 ℃以上の温度まで加速冷却するのが好ましい。こ
れにより、粒界フェライトの生成が抑制され、オーステ
ナイトが過冷されＶ窒化物を核とする粒内フェライトの
生成による組織微細化効果が顕著となる。しかし、冷却
速度が30℃／ｓを超えると板厚方向の温度差が顕著とな
り強度・靱性のばらつき、残留応力・残留歪の発生が顕
著となる。
【００３０】また、加速冷却を（Ａr3−60）℃を超える
温度で停止すると、加速冷却の効果が認められない。一
方、加速冷却を600 ℃未満の温度まで行うと、ベイナイ
ト等の低温生成物が多量に生成し、靱性が劣化する。な
お、本発明で規定する温度、冷却速度は鋼材の板厚中心
での値である。
温度で停止すると、加速冷却の効果が認められない。一
方、加速冷却を600 ℃未満の温度まで行うと、ベイナイ
ト等の低温生成物が多量に生成し、靱性が劣化する。な
お、本発明で規定する温度、冷却速度は鋼材の板厚中心
での値である。
【００３１】
【実施例】表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳
造法で240 〜310mm 厚のスラブとした。ついで、これら
スラブを表２に示す温度に加熱し、熱間圧延によりほぼ
所定の形状の厚鋼板としたのち、表２に示す条件でＶ窒
化物の析出処理を施し、室温まで冷却した。
造法で240 〜310mm 厚のスラブとした。ついで、これら
スラブを表２に示す温度に加熱し、熱間圧延によりほぼ
所定の形状の厚鋼板としたのち、表２に示す条件でＶ窒
化物の析出処理を施し、室温まで冷却した。
【００３２】これら厚鋼板について、板厚中央部から試
験片を採取し、母材の引張特性、靱性を調査した。その
結果を表２に示す。
験片を採取し、母材の引張特性、靱性を調査した。その
結果を表２に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】表２から、本発明例では、引張強さ（Ｔ
Ｓ）が500MPa以上で、vE-20 が 210Ｊ以上と強度・靱性
ともに優れている。これに対し、本発明を外れる比較例
は、強度が不足するか、組織の微細化が不十分で靱性が
劣化している。
Ｓ）が500MPa以上で、vE-20 が 210Ｊ以上と強度・靱性
ともに優れている。これに対し、本発明を外れる比較例
は、強度が不足するか、組織の微細化が不十分で靱性が
劣化している。
【００３７】
【発明の効果】この発明によれば、強度・靱性ともに優
れた引張強さ490MPa以上の非調質高張力鋼材を、高価な
元素を多量添加することなく、また低温での強圧下を施
すこともなく工業的に容易に製造でき産業上多大な効果
を奏する。
れた引張強さ490MPa以上の非調質高張力鋼材を、高価な
元素を多量添加することなく、また低温での強圧下を施
すこともなく工業的に容易に製造でき産業上多大な効果
を奏する。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(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
(56)参考文献 特開 平５−186848（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−17122（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−68016（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−88232（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−88231（ＪＰ，Ａ)
特開 昭56−142826（ＪＰ，Ａ)
特公 昭62−50548（ＪＰ，Ｂ１)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/00 - 8/10
C21D 9/00
C22C 38/00 - 38/60
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.10〜0.60％、 Mn：0.80〜1.80％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.050 ％、 Ｖ：0.04〜0.15％、 Ｎ：0.0050〜0.0150％ を含み、かつ Ｖ／Ｎ：4.0 〜12.0 を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の
素材を、1050〜1250℃に加熱し、1050℃以下950 ℃以上
の温度範囲で累積圧下率30％以上の熱間加工を施しほぼ
所定の形状としたのち、下記（１）式を満足する温度Ｔ
（℃）まで空冷して、該温度Ｔ（℃）で圧下率：５％以
上の熱間加工を施し、ついで該温度Ｔ（℃）以下Ａr3点
以上の温度範囲で160sec以上3000sec 以下保持または滞
留させ、オーステナイト中に粒子径0.02〜0.20μm のＶ
窒化物を105 〜1010個／mm3 の密度で分散させたのち、
室温まで空冷することを特徴とする低温靱性に優れた非
調質高張力鋼材の製造方法。 記 Ｔps≧Ｔ≧Ｔps−100 ……（１） ここに、Ｔ：温度（℃） Ｔps（℃）＝｛Ｖ（Ｎ−0.292 Ti）×105 ＋425 ｝／0.480 Ｖ、Ｎ、Ti：含有量（wt％） - 【請求項２】 前記温度Ｔ（℃）までの空冷に代えて、
空冷超の冷却速度で加速冷却を施すことを特徴とする請
求項１記載の非調質高張力鋼材の製造方法。 - 【請求項３】 前記室温までの空冷に代えて、空冷超30
℃／ｓ以下の冷却速度で（Ａr3−60）℃以下600 ℃以上
の温度まで冷却することを特徴とする請求項１または２
記載の非調質高張力鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 前記素材が、重量％で、 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.10〜0.60％、 Mn：0.80〜1.80％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.050 ％、 Ｖ：0.04〜0.15％、 Ｎ：0.0050〜0.0150％ を含み、さらに Nb：0.003 〜0.030 ％、Ti：0.005 〜0.030 ％のうちか
ら選ばれた１種または２種を含有し、かつ （Ｖ＋Ti）／Ｎ：4.0 〜12.0 を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の
素材であることを特徴とする請求項１ないし３のいずれ
かに記載の非調質高張力鋼材の製造方法。 - 【請求項５】 前記素材が、さらに重量％で、 Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.50％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.20％のうちから選ばれた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ないし４の
いずれかに記載の非調質高張力鋼材の製造方法。 - 【請求項６】 前記素材が、さらに重量％で、 Ｂ：0.0003〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.010 ％、Ca：
0.0010〜0.010 ％のうちから選ばれた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ないし５のいず
れかに記載の非調質高張力鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11224497A JP3369435B2 (ja) | 1997-04-30 | 1997-04-30 | 低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11224497A JP3369435B2 (ja) | 1997-04-30 | 1997-04-30 | 低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10306315A JPH10306315A (ja) | 1998-11-17 |
| JP3369435B2 true JP3369435B2 (ja) | 2003-01-20 |
Family
ID=14581859
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11224497A Expired - Fee Related JP3369435B2 (ja) | 1997-04-30 | 1997-04-30 | 低温靱性に優れた非調質高張力鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3369435B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11256267A (ja) * | 1998-03-09 | 1999-09-21 | Kawasaki Steel Corp | 耐地震特性に優れた構造用鋼材およびその製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3719037B2 (ja) | 1999-03-10 | 2005-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法 |
| GB2388845A (en) * | 2002-05-23 | 2003-11-26 | Corus Uk Ltd | Fire resistant steel |
| JP5272739B2 (ja) * | 2002-06-19 | 2013-08-28 | 新日鐵住金株式会社 | 原油油槽用鋼およびその製造方法、原油油槽およびその防食方法 |
| CN1332054C (zh) * | 2005-08-05 | 2007-08-15 | 石家庄钢铁有限责任公司 | 一种非调质碳素结构钢及其制造方法 |
| CN103361552A (zh) * | 2012-03-30 | 2013-10-23 | 鞍钢股份有限公司 | V-N微合金化460MPa级厚板及其制造方法 |
| CN103882295B (zh) * | 2012-12-21 | 2016-06-01 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低温高韧性v-n合金化船板钢及其制造方法 |
| CN104561792B (zh) * | 2013-10-10 | 2017-01-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种v-n合金化高强钢板及制造方法 |
| CN103757548A (zh) * | 2014-01-09 | 2014-04-30 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高强韧低时效敏感性热轧板及其制造方法 |
| CZ308569B6 (cs) * | 2019-08-16 | 2020-12-09 | Západočeská Univerzita V Plzni | Způsob termomechanického zpracování polotovarů z vysocelegovaných ocelí |
| KR20250091471A (ko) * | 2023-12-14 | 2025-06-23 | 현대제철 주식회사 | 형강 및 형강 제조 방법 |
-
1997
- 1997-04-30 JP JP11224497A patent/JP3369435B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11256267A (ja) * | 1998-03-09 | 1999-09-21 | Kawasaki Steel Corp | 耐地震特性に優れた構造用鋼材およびその製造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10306315A (ja) | 1998-11-17 |
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