JPH11229075A - 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法Info
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- JPH11229075A JPH11229075A JP3578698A JP3578698A JPH11229075A JP H11229075 A JPH11229075 A JP H11229075A JP 3578698 A JP3578698 A JP 3578698A JP 3578698 A JP3578698 A JP 3578698A JP H11229075 A JPH11229075 A JP H11229075A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】耐遅れ破壊特性と靭性に優れる安価な高強度鋼
およびそ製造方法の提供。 【解決手段】（１）重量比にて、Ｃ：０．１２〜０．４
５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜３．５％、
Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．６％以下、
Ｎｉ：６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以
下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｔｉ：
０．０３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下を含み、７
０体積％以上がマルテンサイト相であり、そのうち５０
％体積以上が未再結晶オーステナイト相から生成したマ
ルテンサイト相である高強度鋼とその製造方法。
およびそ製造方法の提供。 【解決手段】（１）重量比にて、Ｃ：０．１２〜０．４
５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜３．５％、
Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．６％以下、
Ｎｉ：６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以
下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｔｉ：
０．０３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下を含み、７
０体積％以上がマルテンサイト相であり、そのうち５０
％体積以上が未再結晶オーステナイト相から生成したマ
ルテンサイト相である高強度鋼とその製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、例えば産業機械等
に使用される、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼および
その製造方法に関する。
に使用される、耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼および
その製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、耐摩耗性の向上、軽量化等を目的
に産業機械等に使用される鋼材の高強度化がますます要
求される状況にある。熱処理による鋼材の高強度化を図
る方法としてはマルテンサイト組織を利用することが最
も一般的であり、従来の耐摩耗鋼等においても０．２〜
０．４５％の炭素（Ｃ）を含有したマルテンサイト鋼が
利用されてきた。マルテンサイト相が高強度を有するの
はマルテンサイト相中に過飽和に固溶したＣ原子による
格子の歪が原因である。Ｃ含有率が増えると格子の歪も
大きくなるので、Ｃ含有率を増加させることによってマ
ルテンサイト鋼の強度は著しく上昇する。これに対し、
Ｎｉ、Ｍｎ等の置換型元素は焼入性を上げることによっ
てマルテンサイト相の生成を促進するが、マルテンサイ
ト相そのものの硬度を上昇させる効果はない。
に産業機械等に使用される鋼材の高強度化がますます要
求される状況にある。熱処理による鋼材の高強度化を図
る方法としてはマルテンサイト組織を利用することが最
も一般的であり、従来の耐摩耗鋼等においても０．２〜
０．４５％の炭素（Ｃ）を含有したマルテンサイト鋼が
利用されてきた。マルテンサイト相が高強度を有するの
はマルテンサイト相中に過飽和に固溶したＣ原子による
格子の歪が原因である。Ｃ含有率が増えると格子の歪も
大きくなるので、Ｃ含有率を増加させることによってマ
ルテンサイト鋼の強度は著しく上昇する。これに対し、
Ｎｉ、Ｍｎ等の置換型元素は焼入性を上げることによっ
てマルテンサイト相の生成を促進するが、マルテンサイ
ト相そのものの硬度を上昇させる効果はない。
【０００３】そこで、従来の耐摩耗性マルテンサイト鋼
では、所望の硬さに対応したＣ含有率とし、かつ主とし
て肉厚で決まる質量効果に応じて必要な焼入性を確保す
るために上記のＮｉ、Ｍｎ等の置換型合金元素を必要量
含有させてきた。しかしながら、Ｃ含有率の増大のみに
よって硬さを上昇させるマルテンサイト鋼は、水素によ
る遅れ破壊感受性がきわめて高く、かつ靭性も低いため
に重要部材には使用できない。
では、所望の硬さに対応したＣ含有率とし、かつ主とし
て肉厚で決まる質量効果に応じて必要な焼入性を確保す
るために上記のＮｉ、Ｍｎ等の置換型合金元素を必要量
含有させてきた。しかしながら、Ｃ含有率の増大のみに
よって硬さを上昇させるマルテンサイト鋼は、水素によ
る遅れ破壊感受性がきわめて高く、かつ靭性も低いため
に重要部材には使用できない。
【０００４】このため、高価なＮｉを多量に含有させ、
剪断型逆変態オーステナイト相中の高転位密度を活用し
た低炭素超高張力鋼の提案がなされた（特開平６−１１
６６３７号公報）。しかし、耐摩耗性が要求される産業
機械等に使用するには高価にすぎ、かつ耐摩耗性自体も
それほど高くない。
剪断型逆変態オーステナイト相中の高転位密度を活用し
た低炭素超高張力鋼の提案がなされた（特開平６−１１
６６３７号公報）。しかし、耐摩耗性が要求される産業
機械等に使用するには高価にすぎ、かつ耐摩耗性自体も
それほど高くない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来の高炭
素マルテンサイト鋼よりも耐遅れ破壊特性に優れ、かつ
一定以上の靭性を有する高強度鋼を安価に供給すること
を目的とする。
素マルテンサイト鋼よりも耐遅れ破壊特性に優れ、かつ
一定以上の靭性を有する高強度鋼を安価に供給すること
を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、耐遅れ破
壊特性の優れる鋼の製造方法を鋭意検討した結果、マル
テンサイト相中の転位密度を上昇させることにより水素
トラップサイトが増加し、同じ強度であっても耐遅れ破
壊特性が向上することを確認することができた。この高
転位密度のマルテンサイト相を得るためにはマルテンサ
イト変態前のオーステナイト相（以後、「γ」と記す）
を、やはり高密度の転位を含む未再結晶γとする必要が
ある。ここで、「未再結晶γ」とは高転位密度を含むγ
であれば全て該当し、圧延によりγ粒が伸長した状態の
未再結晶γのみならず、Ａc1点近傍の急速加熱によって
起きる剪断型逆変態で生じる高密度転位を含むγも該当
する。この剪断型逆変態によって生成したγは、逆変態
当初は高密度の転位を含むが次第に転位は合体等により
消滅してゆく。したがって、高転位密度のマルテンサイ
ト相を得るためには、Ａc1点以上の温度域を短時間のう
ちに加熱し、γが再結晶する前に焼入れる必要がある。
この急速加熱により剪断型逆変態オーステナイト相の結
晶粒も微細化され、この結果、靭性も向上する。
壊特性の優れる鋼の製造方法を鋭意検討した結果、マル
テンサイト相中の転位密度を上昇させることにより水素
トラップサイトが増加し、同じ強度であっても耐遅れ破
壊特性が向上することを確認することができた。この高
転位密度のマルテンサイト相を得るためにはマルテンサ
イト変態前のオーステナイト相（以後、「γ」と記す）
を、やはり高密度の転位を含む未再結晶γとする必要が
ある。ここで、「未再結晶γ」とは高転位密度を含むγ
であれば全て該当し、圧延によりγ粒が伸長した状態の
未再結晶γのみならず、Ａc1点近傍の急速加熱によって
起きる剪断型逆変態で生じる高密度転位を含むγも該当
する。この剪断型逆変態によって生成したγは、逆変態
当初は高密度の転位を含むが次第に転位は合体等により
消滅してゆく。したがって、高転位密度のマルテンサイ
ト相を得るためには、Ａc1点以上の温度域を短時間のう
ちに加熱し、γが再結晶する前に焼入れる必要がある。
この急速加熱により剪断型逆変態オーステナイト相の結
晶粒も微細化され、この結果、靭性も向上する。
【０００７】上記の２種類の未再結晶γから変態するマ
ルテンサイト相は微細であり、その結果、高強度で靭性
がよく、なおかつ耐遅れ破壊特性に優れている。また、
通常のマルテンサイト相においては置換型合金元素は強
度上昇に寄与しないが、未再結晶γからのマルテンサイ
ト相では、Ｍｎ、Ｎｉをはじめとする合金元素はＡc1点
およびＡc3点を低下させることによって、高転位密度を
維持するのに有効である。したがって、本発明において
は置換型合金元素はマルテンサイト相の硬度を上昇させ
る効果がある。
ルテンサイト相は微細であり、その結果、高強度で靭性
がよく、なおかつ耐遅れ破壊特性に優れている。また、
通常のマルテンサイト相においては置換型合金元素は強
度上昇に寄与しないが、未再結晶γからのマルテンサイ
ト相では、Ｍｎ、Ｎｉをはじめとする合金元素はＡc1点
およびＡc3点を低下させることによって、高転位密度を
維持するのに有効である。したがって、本発明において
は置換型合金元素はマルテンサイト相の硬度を上昇させ
る効果がある。
【０００８】本発明は上記の事項に基づいて完成された
もので、その要旨は下記の高張力鋼およびその製造方法
にある。
もので、その要旨は下記の高張力鋼およびその製造方法
にある。
【０００９】（１）重量比にて、Ｃ：０．１２〜０．４
５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜３．５％、
Ｎｉ：６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｃ
ｕ：０．６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以
下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｔｉ：
０．０３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下およびＮ：
０．００６％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純
物からなり、金属組織のうち７０体積％以上がマルテン
サイト相または焼戻しマルテンサイト相であり、当該マ
ルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相のうち５
０体積％以上が未再結晶オーステナイト相から生成した
マルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相である
耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼（〔発明１〕とす
る）。
５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜３．５％、
Ｎｉ：６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｃ
ｕ：０．６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以
下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｔｉ：
０．０３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下およびＮ：
０．００６％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純
物からなり、金属組織のうち７０体積％以上がマルテン
サイト相または焼戻しマルテンサイト相であり、当該マ
ルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相のうち５
０体積％以上が未再結晶オーステナイト相から生成した
マルテンサイト相または焼戻しマルテンサイト相である
耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼（〔発明１〕とす
る）。
【００１０】（２）重量比にて、Ｃ：０．１２〜０．４
５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜３．５％、
Ｎｉ：６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｃ
ｕ：０．６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以
下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｔｉ：
０．０３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下およびＮ：
０．００６％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純
物からなる鋼をＡc1点未満の温度からＡc1点を超える加
熱温度まで昇温速度４℃/s以上にて加熱後、冷却速度１
０℃/s以上にて２００℃以下の温度域まで冷却する耐遅
れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法（〔発明２〕と
する）。
５％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜３．５％、
Ｎｉ：６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｃ
ｕ：０．６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以
下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｔｉ：
０．０３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下およびＮ：
０．００６％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純
物からなる鋼をＡc1点未満の温度からＡc1点を超える加
熱温度まで昇温速度４℃/s以上にて加熱後、冷却速度１
０℃/s以上にて２００℃以下の温度域まで冷却する耐遅
れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法（〔発明２〕と
する）。
【００１１】（３）Ａc1点以下の温度域で圧延を施した
後、Ａc1点未満の温度からＡc1点を超える温度に加熱す
ること、または、Ａc1点以上に加熱中もしくは加熱後圧
延を施す（２）の製造方法（〔発明３〕とする）。
後、Ａc1点未満の温度からＡc1点を超える温度に加熱す
ること、または、Ａc1点以上に加熱中もしくは加熱後圧
延を施す（２）の製造方法（〔発明３〕とする）。
【００１２】（４）さらに焼戻し処理を加える（２）ま
たは（３）の製造方法（〔発明４〕とする）。
たは（３）の製造方法（〔発明４〕とする）。
【００１３】上記（１）の「未再結晶γ」には、高転位
密度を含むγであれば全て該当し、圧延によりγ粒が伸
長した状態の未再結晶γのみならず、Ａc1点近傍を急速
加熱する際に起きる剪断型逆変態で生じる未再結晶γも
該当する。
密度を含むγであれば全て該当し、圧延によりγ粒が伸
長した状態の未再結晶γのみならず、Ａc1点近傍を急速
加熱する際に起きる剪断型逆変態で生じる未再結晶γも
該当する。
【００１４】上記（２）において加熱温度における保持
時間はゼロでもよく、短いほうがよい。
時間はゼロでもよく、短いほうがよい。
【００１５】上記（２）における「Ａc1点を超える加熱
温度」とは、Ａc1点を超えさえすればよく、Ａc3点以上
であってもよい。Ac1およびAc3は鋼の化学組成から計算
によって簡便に求めることができ、実測した値と大きな
相違はない。Ac1およびAc3を化学組成から求めるのはつ
ぎの式による。
温度」とは、Ａc1点を超えさえすればよく、Ａc3点以上
であってもよい。Ac1およびAc3は鋼の化学組成から計算
によって簡便に求めることができ、実測した値と大きな
相違はない。Ac1およびAc3を化学組成から求めるのはつ
ぎの式による。
【００１６】Ac1(℃)=751-26.6C+17.6Si-11.6Mn-22.9Cu
-23Ni+24.1Cr+22.5Mo-39.7V-5.7Ti+233Nb-169A Ac3(℃)=937-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr
+38.1Mo+124.8V+136.6Ti-19Nb+198
-23Ni+24.1Cr+22.5Mo-39.7V-5.7Ti+233Nb-169A Ac3(℃)=937-476.5C+56Si-19.7Mn-16.3Cu-26.6Ni-4.9Cr
+38.1Mo+124.8V+136.6Ti-19Nb+198
【００１７】
【発明の実施の形態】つぎに、本発明を上記のように限
定した理由について説明する。
定した理由について説明する。
【００１８】１．化学組成 Ｃ：０．１２〜０．４５％ Ｃはマルテンサイト相の強度上昇に極めて有効であり、
またＡc3点を低温側に移行させ未再結晶γを維持するの
に効果を発揮する。これらの理由から、Ｃは０．１２％
以上とする。しかし、０．４５％を超えて過剰に含ませ
ると鋼の靭性を劣化させるとともに、焼入れ後に残留γ
が残り、強度をかえって低下させてしまうので、０．４
５％を上限とする。
またＡc3点を低温側に移行させ未再結晶γを維持するの
に効果を発揮する。これらの理由から、Ｃは０．１２％
以上とする。しかし、０．４５％を超えて過剰に含ませ
ると鋼の靭性を劣化させるとともに、焼入れ後に残留γ
が残り、強度をかえって低下させてしまうので、０．４
５％を上限とする。
【００１９】Ｓｉ：０．３％以下 Ｓｉは脱酸に有効な元素であるが、０．３％を超えると
溶接熱影響部の靭性を低下させるため上限を０．３％と
する。含有率は実質的に０でも良いが、Ｓｉを０にする
と、Ａｌ脱酸のときＡｌの損失が大きくなるので、通常
はＳｉ脱酸をおこなって残存する程度の含有率、例えば
０．０１％程度が下限として望ましい。
溶接熱影響部の靭性を低下させるため上限を０．３％と
する。含有率は実質的に０でも良いが、Ｓｉを０にする
と、Ａｌ脱酸のときＡｌの損失が大きくなるので、通常
はＳｉ脱酸をおこなって残存する程度の含有率、例えば
０．０１％程度が下限として望ましい。
【００２０】Ｍｎ：０．４〜３．５％ Ｍｎは変態点の低下に有効な元素であり、未再結晶γか
ら生成するマルテンサイト相の強度上昇に有効である。
そのためには、０．４％以上が必要である。しかし、
３．５％を超えると残留γが生成し強度が低下するた
め、上限を３．５％とする。
ら生成するマルテンサイト相の強度上昇に有効である。
そのためには、０．４％以上が必要である。しかし、
３．５％を超えると残留γが生成し強度が低下するた
め、上限を３．５％とする。
【００２１】Ｎｉ：６％以下 Ｎｉは靭性を改善し、かつＡc3点を低下させるのに有効
なので、特に高強度かつ高靭性とする場合には含ませる
ことが望ましい。明瞭にＡc3点を低下させるために１％
以上とすることが望ましい。しかしながら、６％を超え
ると残留γが増大し強度を低下させるので６％以下とす
る。
なので、特に高強度かつ高靭性とする場合には含ませる
ことが望ましい。明瞭にＡc3点を低下させるために１％
以上とすることが望ましい。しかしながら、６％を超え
ると残留γが増大し強度を低下させるので６％以下とす
る。
【００２２】Ｂ：０．０００５〜０．０４％ Ｂは、焼入性を向上させるのみならず、Ｎｂ硼化物の析
出により逆変態時の未再結晶γの再結晶の抑制に有効で
あり０．０００５％以上が必要である。しかし、０．０
４％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．０４％
とする。望ましい範囲は０．００２〜０．０２％であ
る。
出により逆変態時の未再結晶γの再結晶の抑制に有効で
あり０．０００５％以上が必要である。しかし、０．０
４％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．０４％
とする。望ましい範囲は０．００２〜０．０２％であ
る。
【００２３】Ｃｕ：０．６％以下 Ｃｕは含まなくてもよい。Ｃｕは強度上昇に有効なので
特に一層の高強度化を図る場合には添加してもよい。し
かし、０．６％を超えると靱性を劣化させるので、含ま
せる場合でも０．６％以下とする。靱性を劣化させずに
強度を確保する場合には、０．２〜０．４％とすること
が望ましい。
特に一層の高強度化を図る場合には添加してもよい。し
かし、０．６％を超えると靱性を劣化させるので、含ま
せる場合でも０．６％以下とする。靱性を劣化させずに
強度を確保する場合には、０．２〜０．４％とすること
が望ましい。
【００２４】Ｃｒ：０．８％以下 Ｃｒは無添加でもよい。変態点の低下による強度上昇を
目的として含ませる場合は、靱性とのバランスを考え
て、０．３〜０．７％とすることが望ましい。０．８％
を超えると靭性が劣化するので、上限を０．８％とす
る。
目的として含ませる場合は、靱性とのバランスを考え
て、０．３〜０．７％とすることが望ましい。０．８％
を超えると靭性が劣化するので、上限を０．８％とす
る。
【００２５】Ｍｏ：２％以下 Ｍｏは含まなくてもよい。しかし、Ｍｏは未再結晶γの
再結晶の抑制に有効なので、添加することが望ましい。
しかしながら２％を超えると靭性が劣化するので、上限
を２％とする。
再結晶の抑制に有効なので、添加することが望ましい。
しかしながら２％を超えると靭性が劣化するので、上限
を２％とする。
【００２６】Ｎｂ：０．１％以下 Ｎｂは含まなくてもよい。Ｎｂは未再結晶γの再結晶防
止に極めて有効な元素であり、添加することが望まし
い。０．０１％未満では効果が不明瞭なので含ませる場
合は、０．０１％以上とすることが望ましい。しかし
０．１％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．１
％とする。
止に極めて有効な元素であり、添加することが望まし
い。０．０１％未満では効果が不明瞭なので含ませる場
合は、０．０１％以上とすることが望ましい。しかし
０．１％を超えると靭性が劣化するため、上限を０．１
％とする。
【００２７】Ｖ：０．０８％以下 Ｖは無添加でもよい。しかし焼入性向上には、０．０１
〜０．０５％程度含有させるのが望ましい。０．０８％
を超えると靭性が劣化するため、上限は０．０８％とす
る。
〜０．０５％程度含有させるのが望ましい。０．０８％
を超えると靭性が劣化するため、上限は０．０８％とす
る。
【００２８】Ｔｉ：０．０３％以下 Ｔｉは微量でＮをＴｉＮとして固定し結晶粒を微細化
し、同時に焼入性および剪断型逆変態γの生成に必要な
固溶Ｂ量を確保する。このため、０．００５％以上含む
ことが望ましい。Ｎｂ含有鋼の場合には、Ｎｂによって
助長される連続鋳造スラブ表面のひび割れを抑制するの
に微量Ｔｉが有効である。０．００５％以上でこの効果
を発揮するが、０．０３％を超えると靭性が劣化するた
め、上限を０．０３％とする。
し、同時に焼入性および剪断型逆変態γの生成に必要な
固溶Ｂ量を確保する。このため、０．００５％以上含む
ことが望ましい。Ｎｂ含有鋼の場合には、Ｎｂによって
助長される連続鋳造スラブ表面のひび割れを抑制するの
に微量Ｔｉが有効である。０．００５％以上でこの効果
を発揮するが、０．０３％を超えると靭性が劣化するた
め、上限を０．０３％とする。
【００２９】sol Ａｌ：０．０８％以下 sol Ａｌは、脱酸反応により酸化物を形成するＡｌ以外
のＡｌをさし、固溶Ａｌおよび窒化物としてのＡｌから
なる。本発明では、意図的にsol Ａｌを残存させてもよ
いし、また、脱酸反応により酸化物のみを形成し、sol
Ａｌを含まなくてもよい。すなわち、sol Ａｌが実質的
に０でもよい。ただし、板厚が厚いために圧延の全圧下
率[{(スラブ厚さ−製品板厚)／スラブ厚さ}×１００
(%)]を５０％以上とれず圧下のみで凝固時のピンホ−ル
の圧着が期待できない場合には、凝固後の鋼中のsol Ａ
ｌとして０．００１％以上残存させることが望ましい。
凝固後の鋼中のsol Ａｌが０．００１％未満では、凝固
の進行中に酸素と結合してピンホールの発生を防止する
のに必要なＡｌが不足する。
のＡｌをさし、固溶Ａｌおよび窒化物としてのＡｌから
なる。本発明では、意図的にsol Ａｌを残存させてもよ
いし、また、脱酸反応により酸化物のみを形成し、sol
Ａｌを含まなくてもよい。すなわち、sol Ａｌが実質的
に０でもよい。ただし、板厚が厚いために圧延の全圧下
率[{(スラブ厚さ−製品板厚)／スラブ厚さ}×１００
(%)]を５０％以上とれず圧下のみで凝固時のピンホ−ル
の圧着が期待できない場合には、凝固後の鋼中のsol Ａ
ｌとして０．００１％以上残存させることが望ましい。
凝固後の鋼中のsol Ａｌが０．００１％未満では、凝固
の進行中に酸素と結合してピンホールの発生を防止する
のに必要なＡｌが不足する。
【００３０】Ｎ：０．００６％以下 Ｎは、Ａｌと結合し窒化物を生成し、結晶粒の微細化に
有効であるが、過量のＮは溶接部の靭性を損なうので、
上限を０．００６％とする。さらにＮには溶接性の向上
という効果がある。この効果を期待する場合には、０．
００１５％以上含有させてもよい。
有効であるが、過量のＮは溶接部の靭性を損なうので、
上限を０．００６％とする。さらにＮには溶接性の向上
という効果がある。この効果を期待する場合には、０．
００１５％以上含有させてもよい。
【００３１】不可避不純物：不可避不純物のうち、Ｐは
０．０１％以下とすることが望ましい。０．０１％を超
えると、偏析部にＰのみならずＣ、Ｍｎ、Ｓ等を濃縮さ
せ、硬さを高くして靱性と溶接性を劣化させる。
０．０１％以下とすることが望ましい。０．０１％を超
えると、偏析部にＰのみならずＣ、Ｍｎ、Ｓ等を濃縮さ
せ、硬さを高くして靱性と溶接性を劣化させる。
【００３２】Ｓは、０．００７％以下とすることが望ま
しい。０．００７％を超えると、偏析部に粗大なＭｎＳ
を生成し、溶接低温割れの起点や水素性欠陥の起点とな
る。
しい。０．００７％を超えると、偏析部に粗大なＭｎＳ
を生成し、溶接低温割れの起点や水素性欠陥の起点とな
る。
【００３３】その他の不純物は通常の精錬により得られ
るレベルまで減少させることが望ましい。
るレベルまで減少させることが望ましい。
【００３４】２．金属組織 金属組織のうちマルテンサイト相の体積率は強度を確保
するために７０％以上とする。上限はとくに定めないが
１００％マルテンサイト相であってもよい。このマルテ
ンサイト相のうち未再結晶γから変態したマルテンサイ
ト相は５０体積％以上なければならない。上限は１００
％とすることが望ましい。
するために７０％以上とする。上限はとくに定めないが
１００％マルテンサイト相であってもよい。このマルテ
ンサイト相のうち未再結晶γから変態したマルテンサイ
ト相は５０体積％以上なければならない。上限は１００
％とすることが望ましい。
【００３５】マルテンサイト相は光学顕微鏡または電子
顕微鏡で他の相、たとえばベイナイト相と容易に識別す
ることができる。未再結晶γから変態したマルテンサイ
トは電子顕微鏡により転位密度を測定することにより判
定することができる。また、Ｘ線回折線の半価幅を測定
することによっても可能である。
顕微鏡で他の相、たとえばベイナイト相と容易に識別す
ることができる。未再結晶γから変態したマルテンサイ
トは電子顕微鏡により転位密度を測定することにより判
定することができる。また、Ｘ線回折線の半価幅を測定
することによっても可能である。
【００３６】３．熱処理（〔発明２〕） 次に熱処理条件について説明する。
【００３７】上記組成の鋼をオーステナイト相の逆変態
がおこるＡc1点〜加熱温度間を急速に加熱することによ
って、高転位密度で、かつ通常より微細なオーステナイ
ト粒が得られる。耐遅れ破壊特性を向上させるためには
全肉厚にわたってこの昇温速度で加熱することが望まし
いが、表層部分のみを急速加熱しても効果が得られる。
ここでいう表層部分とは板厚の約１０％程度の表裏面部
分を指す。
がおこるＡc1点〜加熱温度間を急速に加熱することによ
って、高転位密度で、かつ通常より微細なオーステナイ
ト粒が得られる。耐遅れ破壊特性を向上させるためには
全肉厚にわたってこの昇温速度で加熱することが望まし
いが、表層部分のみを急速加熱しても効果が得られる。
ここでいう表層部分とは板厚の約１０％程度の表裏面部
分を指す。
【００３８】昇温速度は、上記のマルテンサイト相の５
０体積％以上を未再結晶γから変態させるために、γの
再結晶が進行する時間的余裕を与えないように４℃/s以
上とする。昇温速度は大きければ大きいほど良く、望ま
しくは１０℃/s以上、さらに望ましくは２０℃/s以上で
ある。したがって、昇温速度の上限はとくに設けない。
０体積％以上を未再結晶γから変態させるために、γの
再結晶が進行する時間的余裕を与えないように４℃/s以
上とする。昇温速度は大きければ大きいほど良く、望ま
しくは１０℃/s以上、さらに望ましくは２０℃/s以上で
ある。したがって、昇温速度の上限はとくに設けない。
【００３９】この昇温速度は、肉厚中心部でもよいし、
上記表層部であってもよい。
上記表層部であってもよい。
【００４０】加熱温度については、逆変態したオーステ
ナイト相体積率の確保のためＡc1点とＡc3点の中間温度
以上とすることが望ましい。均一なγ組織とするため、
さらに望ましくはＡc3点以上とすることが望ましい。し
かし、未再結晶γからのマルテンサイト変態により最高
の平均硬度が得られるのはＡc3点直下に加熱した時であ
る。またγ結晶粒の再結晶と粗大化を防止するため、加
熱温度の上限は、（Ａc3点＋８０℃）以下とすることが
望ましい。加熱は鋼の肉厚中心部において上記の加熱温
度に達すればよい。加熱温度では剪断型逆変態で生成し
たγの再結晶の進行を阻止するため、保持時間をとらな
いことが望ましい。
ナイト相体積率の確保のためＡc1点とＡc3点の中間温度
以上とすることが望ましい。均一なγ組織とするため、
さらに望ましくはＡc3点以上とすることが望ましい。し
かし、未再結晶γからのマルテンサイト変態により最高
の平均硬度が得られるのはＡc3点直下に加熱した時であ
る。またγ結晶粒の再結晶と粗大化を防止するため、加
熱温度の上限は、（Ａc3点＋８０℃）以下とすることが
望ましい。加熱は鋼の肉厚中心部において上記の加熱温
度に達すればよい。加熱温度では剪断型逆変態で生成し
たγの再結晶の進行を阻止するため、保持時間をとらな
いことが望ましい。
【００４１】上記の急速加熱は、直接通電加熱、矩形断
面のコイルによる高周波加熱等により実現することがで
きる。高周波加熱の場合は表層部の急速加熱に適してい
る。
面のコイルによる高周波加熱等により実現することがで
きる。高周波加熱の場合は表層部の急速加熱に適してい
る。
【００４２】加熱後の冷却速度は、肉厚中心部において
もフェライト相が生成しないようにする必要があるた
め、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却
する。この肉厚中心部の冷却速度の上限はとくに設けな
いが、たとえば７０℃／ｓ程度とするのがよい。冷却停
止温度の下限もとくに設けないが、水素含有率が高い場
合の遅れ破壊を防止するため、１００℃程度とすること
が望ましい。
もフェライト相が生成しないようにする必要があるた
め、１０℃／ｓ以上の冷却速度で２００℃以下まで冷却
する。この肉厚中心部の冷却速度の上限はとくに設けな
いが、たとえば７０℃／ｓ程度とするのがよい。冷却停
止温度の下限もとくに設けないが、水素含有率が高い場
合の遅れ破壊を防止するため、１００℃程度とすること
が望ましい。
【００４３】４．圧延条件（〔発明３〕） 上記〔発明２〕において、微細化と転位密度上昇の効果
を高めるためには、熱処理素材として圧延加工を低温域
で加えたものを用いる。この低温域の圧延加工は、Ａc1
点以下で実施することが効果的である。圧延加工温度の
下限はとくに設けないが、圧延機の能力、平坦度確保等
を考慮すると５５０℃程度とするのがよい。このときの
加工度は上記の効果を十分発揮するために圧下率で１０
％以上とすることが望ましい。上限はとくに設けない
が、平坦度を確保するために３５％以下とすることが望
ましい。
を高めるためには、熱処理素材として圧延加工を低温域
で加えたものを用いる。この低温域の圧延加工は、Ａc1
点以下で実施することが効果的である。圧延加工温度の
下限はとくに設けないが、圧延機の能力、平坦度確保等
を考慮すると５５０℃程度とするのがよい。このときの
加工度は上記の効果を十分発揮するために圧下率で１０
％以上とすることが望ましい。上限はとくに設けない
が、平坦度を確保するために３５％以下とすることが望
ましい。
【００４４】５．焼戻し（〔発明４〕） 必要に応じて強度靭性バランスを整えるためにＡc1点以
下の適当な温度において焼戻処理をおこなってもよい。
未再結晶γよりマルテンサイト中に導入された転位密度
を必要以上に低下させないためにはこの焼戻温度は６５
０℃以下とすることが望ましい。
下の適当な温度において焼戻処理をおこなってもよい。
未再結晶γよりマルテンサイト中に導入された転位密度
を必要以上に低下させないためにはこの焼戻温度は６５
０℃以下とすることが望ましい。
【００４５】
【実施例】つぎに、実施例により発明１の効果を説明す
る（発明２を適用して得た発明１）。 供試鋼として、
１３種類の鋼を常法により溶製、鋳造および熱間圧延し
た鋼板を用いた。板厚は１５〜５０ｍｍとした。
る（発明２を適用して得た発明１）。 供試鋼として、
１３種類の鋼を常法により溶製、鋳造および熱間圧延し
た鋼板を用いた。板厚は１５〜５０ｍｍとした。
【００４６】表１はこれら１３種類の鋼の化学組成およ
びＡc1点、Ａc3点およびＣeqを示す。
びＡc1点、Ａc3点およびＣeqを示す。
【００４７】
【表１】
【００４８】表２は上記の鋼板に施した熱処理条件およ
びその結果得られた金属組織を示す。
びその結果得られた金属組織を示す。
【００４９】
【表２】
【００５０】これらの鋼板の板厚中心部より試験片を採
取し、下記に示す各試験を行った。
取し、下記に示す各試験を行った。
【００５１】引張試験：試験片JIS Z 2201(長手方向=圧
延方向)、方法JIS Z 2241に準拠 衝撃試験：試験片JIS Z 2202(長手方向＝幅方向)、評
価：-20℃での衝撃値 遅れ破壊試験：３％ＮａＣｌ中に電位差１．５Ｖのもと
２００時間浸漬しＳＳＲ Ｔ試験（Slow Strain Rate Tensile Test）により破断
する応力を測定した。
延方向)、方法JIS Z 2241に準拠 衝撃試験：試験片JIS Z 2202(長手方向＝幅方向)、評
価：-20℃での衝撃値 遅れ破壊試験：３％ＮａＣｌ中に電位差１．５Ｖのもと
２００時間浸漬しＳＳＲ Ｔ試験（Slow Strain Rate Tensile Test）により破断
する応力を測定した。
【００５２】図１はこのＳＳＲＴ試験の試験片を示す。
この試験における破断応力が室温引張強さの１／２以上
あれば合格と判定することができる。
この試験における破断応力が室温引張強さの１／２以上
あれば合格と判定することができる。
【００５３】比較例である試験番号６は、鋼の組成は本
発明の定義範囲内であるが、昇温速度が小さいためにマ
ルテンサイト相のうち未再結晶部分の体積率が８％と小
さくなり遅れ破壊試験における破断応力は室温強度の１
／２を割り、かつ靭性も低かった。比較例７は、冷却速
度が小さいために必要なマルテンサイト相体積率が得ら
れず、強度、耐遅れ破壊特性および靭性の全てにおいて
劣る結果となった。比較例８は、Ｃが低く昇温速度が小
さいために靭性は比較的良好であるが、強度および耐遅
れ破壊特性が劣化した。比較例９は、Ｃが高すぎたため
に、強度は良好、耐遅れ破壊特性は比較的良好である
が、靭性はきわめて劣る結果となった。比較例１０は、
Ｓｉが高く、かつ昇温速度が小さいために強度は良好で
あるが、耐遅れ破壊特性および靭性は低くなった。比較
例１１は、Ｍｎが低く昇温速度が小さいために、優れた
強度は得られるものの耐遅れ破壊特性がやや低下し、靭
性は劣化した。比較例１２は、Ｃｕが過剰でかつ昇温速
度が小さいために、強度は高いが耐遅れ破壊特性はやや
低下し靭性が大きく劣化した。比較例１３は、Ｎｉが過
剰で、かつ昇温速度が大きいために、耐遅れ破壊特性が
やや大きく劣化し、靭性も劣る結果となった。比較例１
４は、Ｍｏが過剰であり、かつ昇温速度が小さいために
遅れ破壊特性および靭性も劣る結果となった。
発明の定義範囲内であるが、昇温速度が小さいためにマ
ルテンサイト相のうち未再結晶部分の体積率が８％と小
さくなり遅れ破壊試験における破断応力は室温強度の１
／２を割り、かつ靭性も低かった。比較例７は、冷却速
度が小さいために必要なマルテンサイト相体積率が得ら
れず、強度、耐遅れ破壊特性および靭性の全てにおいて
劣る結果となった。比較例８は、Ｃが低く昇温速度が小
さいために靭性は比較的良好であるが、強度および耐遅
れ破壊特性が劣化した。比較例９は、Ｃが高すぎたため
に、強度は良好、耐遅れ破壊特性は比較的良好である
が、靭性はきわめて劣る結果となった。比較例１０は、
Ｓｉが高く、かつ昇温速度が小さいために強度は良好で
あるが、耐遅れ破壊特性および靭性は低くなった。比較
例１１は、Ｍｎが低く昇温速度が小さいために、優れた
強度は得られるものの耐遅れ破壊特性がやや低下し、靭
性は劣化した。比較例１２は、Ｃｕが過剰でかつ昇温速
度が小さいために、強度は高いが耐遅れ破壊特性はやや
低下し靭性が大きく劣化した。比較例１３は、Ｎｉが過
剰で、かつ昇温速度が大きいために、耐遅れ破壊特性が
やや大きく劣化し、靭性も劣る結果となった。比較例１
４は、Ｍｏが過剰であり、かつ昇温速度が小さいために
遅れ破壊特性および靭性も劣る結果となった。
【００５４】これに対して、本発明の定義範囲内の鋼の
破断応力は、全ての試験番号において室温強度の１／２
以上となっていた。また、引張試験において１４００Ｍ
Ｐａ以上の引張強さが得られ、かつ衝撃試験において−
２０℃で４０Ｊ以上の衝撃値が得られた。
破断応力は、全ての試験番号において室温強度の１／２
以上となっていた。また、引張試験において１４００Ｍ
Ｐａ以上の引張強さが得られ、かつ衝撃試験において−
２０℃で４０Ｊ以上の衝撃値が得られた。
【００５５】
【発明の効果】本発明の定義範囲内の高張力鋼およびそ
の製造方法によれば、耐遅れ破壊特性および靭性に優れ
る高強度鋼を安価に提供でき、産業機械等の素材として
貢献することが期待される。
の製造方法によれば、耐遅れ破壊特性および靭性に優れ
る高強度鋼を安価に提供でき、産業機械等の素材として
貢献することが期待される。
【図１】ＳＳＲＴ試験(Slow Strain Rate Tensile Tes
t)の試験片を示す。
t)の試験片を示す。
Claims (4)
- 【請求項１】重量比にて、Ｃ：０．１２〜０．４５％、
Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜３．５％、Ｎｉ：
６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．
６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎ
ｂ：０．１％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．０
３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下およびＮ：０．０
０６％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なり、金属組織のうち７０体積％以上がマルテンサイト
相または焼戻しマルテンサイト相であり、当該マルテン
サイト相または焼戻しマルテンサイト相のうち５０体積
％以上が未再結晶オーステナイト相から生成したマルテ
ンサイト相または焼戻しマルテンサイト相であることを
特徴とする耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼。 - 【請求項２】重量比にて、Ｃ：０．１２〜０．４５％、
Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．４〜３．５％、Ｎｉ：
６％以下、Ｂ：０．０００５〜０．０４％、Ｃｕ：０．
６％以下、Ｃｒ：０．８％以下、Ｍｏ：２％以下、Ｎ
ｂ：０．１％以下、Ｖ：０．０８％以下、Ｔｉ：０．０
３％以下、sol Ａｌ：０．０８％以下およびＮ：０．０
０６％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物から
なる鋼をＡc1点未満の温度からＡc1点を超える加熱温度
まで昇温速度４℃/s以上にて加熱後、冷却速度１０℃/s
以上にて２００℃以下の温度域まで冷却することを特徴
とする耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼の製造方法。 - 【請求項３】Ａc1点以下の温度域で圧延を施した後、Ａ
c1点未満の温度からＡc1点を超える温度に加熱するこ
と、またはＡc1点以上に加熱中もしくは加熱後圧延を施
すことを特徴とする請求項２の製造方法。 - 【請求項４】さらに焼戻し処理を加えることを特徴とす
る請求項２または３の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03578698A JP3864536B2 (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03578698A JP3864536B2 (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11229075A true JPH11229075A (ja) | 1999-08-24 |
| JP3864536B2 JP3864536B2 (ja) | 2007-01-10 |
Family
ID=12451604
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03578698A Expired - Fee Related JP3864536B2 (ja) | 1998-02-18 | 1998-02-18 | 耐遅れ破壊特性に優れる高強度鋼およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3864536B2 (ja) |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005205477A (ja) * | 2004-01-26 | 2005-08-04 | Nippon Steel Corp | 生産性に優れた熱間プレス成形方法及び自動車用部材 |
| JP2007032834A (ja) * | 2005-06-24 | 2007-02-08 | Nippon Steel Corp | 高力ボルト接合部 |
| WO2010055609A1 (ja) | 2008-11-11 | 2010-05-20 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| LU91466B1 (en) * | 2008-03-24 | 2010-10-01 | Posco | Steel sheet for hot press forming having low-temperature heat treatment property, method of manufacturing the same, method of manufacturing parts using the same, and parts manufactured by the same |
| CN102002634A (zh) * | 2010-10-26 | 2011-04-06 | 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 | 一种含钒钛的碳素钢及其制造方法 |
| CN102031451A (zh) * | 2010-10-26 | 2011-04-27 | 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 | 含钒钛的碳素钢及其制造方法 |
| JP2012001802A (ja) * | 2010-06-21 | 2012-01-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼材およびその製造方法ならびに焼入処理用鋼板 |
| US8216400B2 (en) | 2008-09-17 | 2012-07-10 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel plate and producing method therefor |
| KR20150074985A (ko) | 2013-12-24 | 2015-07-02 | 주식회사 포스코 | 내절단 균열성이 우수한 고장력강 및 그 제조방법 |
| EP2886675A3 (en) * | 2013-12-20 | 2015-08-05 | CRS Holdings, Inc. | High strength steel alloy and strip and sheet product made therefrom |
| US9994927B2 (en) * | 2015-02-12 | 2018-06-12 | L&W Engineering | Lightweight boron tubular structure support integrated into seat structure |
| US11021768B2 (en) | 2016-11-30 | 2021-06-01 | L&W Engineering | Shaped boron tubular structure support |
| KR20230049712A (ko) | 2021-02-15 | 2023-04-13 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 핫 스탬프 성형체 |
| KR20240075861A (ko) | 2022-01-07 | 2024-05-29 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체 |
| US12098450B2 (en) | 2018-08-24 | 2024-09-24 | Komatsu Ltd. | Tracked undercarriage component, and method for producing the same |
-
1998
- 1998-02-18 JP JP03578698A patent/JP3864536B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| LU91466B1 (en) * | 2008-03-24 | 2010-10-01 | Posco | Steel sheet for hot press forming having low-temperature heat treatment property, method of manufacturing the same, method of manufacturing parts using the same, and parts manufactured by the same |
| US9255313B2 (en) | 2008-03-24 | 2016-02-09 | Posco | Steel sheet for hot press forming having low-temperature heat treatment property, method of manufacturing the same, method of manufacturing parts using the same, and parts manufactured by the same |
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| US8500924B2 (en) | 2008-11-11 | 2013-08-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel plate and producing method therefor |
| WO2010055609A1 (ja) | 2008-11-11 | 2010-05-20 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度厚鋼板およびその製造方法 |
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| CN102002634A (zh) * | 2010-10-26 | 2011-04-06 | 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 | 一种含钒钛的碳素钢及其制造方法 |
| CN102031451A (zh) * | 2010-10-26 | 2011-04-27 | 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 | 含钒钛的碳素钢及其制造方法 |
| EP2886675A3 (en) * | 2013-12-20 | 2015-08-05 | CRS Holdings, Inc. | High strength steel alloy and strip and sheet product made therefrom |
| KR20150074985A (ko) | 2013-12-24 | 2015-07-02 | 주식회사 포스코 | 내절단 균열성이 우수한 고장력강 및 그 제조방법 |
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| US12098450B2 (en) | 2018-08-24 | 2024-09-24 | Komatsu Ltd. | Tracked undercarriage component, and method for producing the same |
| KR20230049712A (ko) | 2021-02-15 | 2023-04-13 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 핫 스탬프 성형체 |
| KR20240075861A (ko) | 2022-01-07 | 2024-05-29 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체 |
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| JP3864536B2 (ja) | 2007-01-10 |
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