JPH04293718A - 高強度高靭性鋼の製造方法 - Google Patents
高強度高靭性鋼の製造方法Info
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- JPH04293718A JPH04293718A JP3080492A JP8049291A JPH04293718A JP H04293718 A JPH04293718 A JP H04293718A JP 3080492 A JP3080492 A JP 3080492A JP 8049291 A JP8049291 A JP 8049291A JP H04293718 A JPH04293718 A JP H04293718A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は引張強さ６０ｋｇｆ／ｍ
ｍ２ 以上の強度を有し、且つ低温靭性に優れた高強度
高靭性鋼の製造方法に関するものである。
ｍ２ 以上の強度を有し、且つ低温靭性に優れた高強度
高靭性鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、エネルギー需要が年々増加の傾向
にあり、海底資源開発につながる海洋構造物および海底
調査作業船の建造あるいは火力発電の夜間余剰電力調整
用の揚水発電用高落差ペンストックの建造が活発化して
いる。これら鋼構造物は大型化に伴い、使用される鋼材
には構造上高強度、高靭性、かつ高溶接性を具備する鋼
の開発が望まれている。
にあり、海底資源開発につながる海洋構造物および海底
調査作業船の建造あるいは火力発電の夜間余剰電力調整
用の揚水発電用高落差ペンストックの建造が活発化して
いる。これら鋼構造物は大型化に伴い、使用される鋼材
には構造上高強度、高靭性、かつ高溶接性を具備する鋼
の開発が望まれている。
【０００３】従来から高強度材の熱処理としては焼入れ
焼戻し法がある。焼入れによりマルテンサイト又は下部
ベイナイトの変態組織とし、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させている。この熱
処理法は、圧延した鋼板について再加熱焼入処理を必要
とするために経済性が低下する欠点があった。
焼戻し法がある。焼入れによりマルテンサイト又は下部
ベイナイトの変態組織とし、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させている。この熱
処理法は、圧延した鋼板について再加熱焼入処理を必要
とするために経済性が低下する欠点があった。
【０００４】しかし、最近になって、このような再加熱
焼入れ焼戻し法の欠点を補うべく圧延後一旦冷却するこ
となく直ちに焼入れを行なう直接焼入れ技術が開発され
、経済性を低下させることなく強度も増大できるという
ことから注目されるようになってきた。
焼入れ焼戻し法の欠点を補うべく圧延後一旦冷却するこ
となく直ちに焼入れを行なう直接焼入れ技術が開発され
、経済性を低下させることなく強度も増大できるという
ことから注目されるようになってきた。
【０００５】このような製造法としては、例えば特公昭
６０−２５４９４号公報のボロン含有低合金調質型高張
力鋼板の製造法のようにＢの焼入れ性向上効果を十分に
発揮させるため、熱間圧延した後、焼入れまでの間に再
結晶を起こさせ、Ｂを粒界に偏析させた後水焼入れし、
その後焼戻しを行なうことにより強度、靭性の優れた高
張力鋼が得られる。又、特公昭６３−６６３６８号公報
の強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法のように
低Ｎ鋼に微量のＴｉを添加し、更にＮｂを含有した鋼を
直接焼入れ焼戻しを行なえば、Ｔｉによって加熱オース
テナイト結晶粒の粗大化が防止され、再結晶温度域で熱
間圧延しオーステナイト粒が微細化され、焼戻し時のＮ
ｂ（Ｃ，Ｎ）の析出で強度、靭性バランスの優れた高張
力鋼が得られる。
６０−２５４９４号公報のボロン含有低合金調質型高張
力鋼板の製造法のようにＢの焼入れ性向上効果を十分に
発揮させるため、熱間圧延した後、焼入れまでの間に再
結晶を起こさせ、Ｂを粒界に偏析させた後水焼入れし、
その後焼戻しを行なうことにより強度、靭性の優れた高
張力鋼が得られる。又、特公昭６３−６６３６８号公報
の強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法のように
低Ｎ鋼に微量のＴｉを添加し、更にＮｂを含有した鋼を
直接焼入れ焼戻しを行なえば、Ｔｉによって加熱オース
テナイト結晶粒の粗大化が防止され、再結晶温度域で熱
間圧延しオーステナイト粒が微細化され、焼戻し時のＮ
ｂ（Ｃ，Ｎ）の析出で強度、靭性バランスの優れた高張
力鋼が得られる。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】これらの製造法は、い
ずれも再結晶温度域でオーステナイトを加工し直接焼入
れを行なっている。すなわち、焼入れ前のオーステナイ
トを未再結晶温度域で加工し焼入れると焼入れ性が低下
するためで、マルテンサイト組織および下部ベイナイト
組織が生成されず上部ベイナイト組織が生成し強度・靭
性が低下するからである。しかし、再結晶域圧延を行な
っているためオーステナイト結晶粒の細粒化が不十分で
、粗粒オーステナイトからのマルテンサイト組織または
上部ベイナイト組織が生成した場合は、十分な靭性が得
られているとは言えない。
ずれも再結晶温度域でオーステナイトを加工し直接焼入
れを行なっている。すなわち、焼入れ前のオーステナイ
トを未再結晶温度域で加工し焼入れると焼入れ性が低下
するためで、マルテンサイト組織および下部ベイナイト
組織が生成されず上部ベイナイト組織が生成し強度・靭
性が低下するからである。しかし、再結晶域圧延を行な
っているためオーステナイト結晶粒の細粒化が不十分で
、粗粒オーステナイトからのマルテンサイト組織または
上部ベイナイト組織が生成した場合は、十分な靭性が得
られているとは言えない。
【０００７】一方、焼入れ前のオーステナイトを未再結
晶温度域で加工し焼入れた場合でも、焼入れ組織がマル
テンサイトおよび下部ベナイト組織とした場合は、有効
結晶粒径（破面単位）がより微細化し、良好な強度・靭
性バランスが得られることが知られている。しかし、焼
入れ性の低下を補うべく合金元素の選択と多量添加が必
要であり、溶接性が低下する欠点がある。
晶温度域で加工し焼入れた場合でも、焼入れ組織がマル
テンサイトおよび下部ベナイト組織とした場合は、有効
結晶粒径（破面単位）がより微細化し、良好な強度・靭
性バランスが得られることが知られている。しかし、焼
入れ性の低下を補うべく合金元素の選択と多量添加が必
要であり、溶接性が低下する欠点がある。
【０００８】更に、これらいずれの技術でも、焼戻し処
理においては、昇温速度を考慮に入れない焼き戻し温度
のみを指定した従来技術のままである。すなわち、従来
の焼戻し処理は、■焼入れによって生じた内部応力を除
去する、■焼入れまま材、特にマルテンサイト組織の場
合、靭性および降伏強度が低いために、焼戻しによって
過飽和に固溶したＣや合金元素をフェライト中に炭化物
として十分析出分散させ降伏強さの向上、および転位の
消滅により硬さを下げ靭性の向上を得るため等から行わ
れている。それ故に、焼戻し温度に重点をおき、焼戻し
時の加熱速度は考慮に入れず比較的徐加熱で且つ保持時
間を取っており、冶金面から見て最適な原組織からの焼
戻し析出強化状態が得られているとは言いがたい。又、
生産性が低下する問題もあり、更に高強度で且つ高靭性
な鋼の製造方法が強く求められてきた。
理においては、昇温速度を考慮に入れない焼き戻し温度
のみを指定した従来技術のままである。すなわち、従来
の焼戻し処理は、■焼入れによって生じた内部応力を除
去する、■焼入れまま材、特にマルテンサイト組織の場
合、靭性および降伏強度が低いために、焼戻しによって
過飽和に固溶したＣや合金元素をフェライト中に炭化物
として十分析出分散させ降伏強さの向上、および転位の
消滅により硬さを下げ靭性の向上を得るため等から行わ
れている。それ故に、焼戻し温度に重点をおき、焼戻し
時の加熱速度は考慮に入れず比較的徐加熱で且つ保持時
間を取っており、冶金面から見て最適な原組織からの焼
戻し析出強化状態が得られているとは言いがたい。又、
生産性が低下する問題もあり、更に高強度で且つ高靭性
な鋼の製造方法が強く求められてきた。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決した高強度・高靭性鋼の製造方法を提供するものであ
る。
決した高強度・高靭性鋼の製造方法を提供するものであ
る。
【００１０】本発明の要旨は、重量％で、Ｃ：０．０３
〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０
．３〜２．０％、Ｍｏ：０．１０〜２．０％、Ａｌ：０
．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下を含有し
、あるいは、更にＮｉ：０．３〜５．０％、Ｃｕ：０．
１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．０１
〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００
２０％からなる強度靭性改善元素群、又は介在物形態制
御作用のあるＣａ：０．０００５〜０．００５％の一種
又は二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなる鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱した後、
熱間圧延においてオーステナイトが再結晶する温度域で
圧下率２０％以上６０％以下、ついでオーステナイトが
再結晶しない温度域で圧下率３０％以上８０％以下の圧
延を行なった後、Ａｒ３ 点以上の温度から水冷を開始
し１５０℃以下の温度で停止する焼入処理を行ない、続
いて５００℃以上Ａｃ１ 点以下の温度域まで１℃／ｓ
ｅｃ以上２０℃／ｓｅｃ以下の昇温速度で加熱し焼戻し
処理することを特徴とする高強度高靭性鋼の製造方法で
ある。
〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０
．３〜２．０％、Ｍｏ：０．１０〜２．０％、Ａｌ：０
．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下を含有し
、あるいは、更にＮｉ：０．３〜５．０％、Ｃｕ：０．
１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．０１
〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３％、Ｂ：０．０００５〜０．００
２０％からなる強度靭性改善元素群、又は介在物形態制
御作用のあるＣａ：０．０００５〜０．００５％の一種
又は二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなる鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱した後、
熱間圧延においてオーステナイトが再結晶する温度域で
圧下率２０％以上６０％以下、ついでオーステナイトが
再結晶しない温度域で圧下率３０％以上８０％以下の圧
延を行なった後、Ａｒ３ 点以上の温度から水冷を開始
し１５０℃以下の温度で停止する焼入処理を行ない、続
いて５００℃以上Ａｃ１ 点以下の温度域まで１℃／ｓ
ｅｃ以上２０℃／ｓｅｃ以下の昇温速度で加熱し焼戻し
処理することを特徴とする高強度高靭性鋼の製造方法で
ある。
【００１１】本発明者らは、従来法の欠点を補い、更に
、高溶接性を考慮した高強度で且つ高靭性な鋼を開発す
ることを目的に、種々の製造方法について実験した結果
、Ｍｏを添加した比較的低い炭素含有量の低合金鋼片を
熱間圧延工程において、再結晶域圧延と未再結晶域圧延
を組合せ、加工転位が導入された細粒の未再結晶オース
テナイト状態から直接焼入れし、マルテンサイト組織お
よびベイナイト組織（下部ベイナイト組織および上部ベ
イナイト組織）とした後、更に変態後の組織中に引き継
がれた加工転位を消滅させないために、焼戻し温度に到
達するまでの昇温速度を速くすることにより、転位を多
く残存させながら固溶金属（Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等）
を炭化物として析出させられることが分かり、高転位密
度からなる微細組織に析出強化が増大され、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できることを知見した。
、高溶接性を考慮した高強度で且つ高靭性な鋼を開発す
ることを目的に、種々の製造方法について実験した結果
、Ｍｏを添加した比較的低い炭素含有量の低合金鋼片を
熱間圧延工程において、再結晶域圧延と未再結晶域圧延
を組合せ、加工転位が導入された細粒の未再結晶オース
テナイト状態から直接焼入れし、マルテンサイト組織お
よびベイナイト組織（下部ベイナイト組織および上部ベ
イナイト組織）とした後、更に変態後の組織中に引き継
がれた加工転位を消滅させないために、焼戻し温度に到
達するまでの昇温速度を速くすることにより、転位を多
く残存させながら固溶金属（Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等）
を炭化物として析出させられることが分かり、高転位密
度からなる微細組織に析出強化が増大され、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できることを知見した。
【００１２】
【作用】以下、本発明を作用とともに詳細に説明する。
【００１３】まず、本発明に適用する鋼を上記のような
鋼成分に限定した理由について述べる。
鋼成分に限定した理由について述べる。
【００１４】Ｃ：Ｃは焼入れ性を向上させ強度を容易に
上昇させるのに有効な元素である。しかし、０．０３％
未満では強度的に不十分であり、０．１５％を超えると
溶接性を低下させる。従って、Ｃ含有量の範囲を０．０
３〜０．１５％とした。
上昇させるのに有効な元素である。しかし、０．０３％
未満では強度的に不十分であり、０．１５％を超えると
溶接性を低下させる。従って、Ｃ含有量の範囲を０．０
３〜０．１５％とした。
【００１５】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素として、また鋼の強
度向上に有効であるが、０．０５％未満ではその効果は
ない。しかし、０．５０％を超えると靭性が低下する。 従って、Ｓｉ含有量の範囲を０．０５〜０．５０％とし
た。
度向上に有効であるが、０．０５％未満ではその効果は
ない。しかし、０．５０％を超えると靭性が低下する。 従って、Ｓｉ含有量の範囲を０．０５〜０．５０％とし
た。
【００１６】Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性を向上させ強度確保
に有効であるが、０．３％未満では十分な効果が得られ
ない。しかし、２．０％を超えると焼戻し脆性が大きく
なり靭性が低下する。従って、Ｍｎ含有量を０．３〜２
．０％とした。
に有効であるが、０．３％未満では十分な効果が得られ
ない。しかし、２．０％を超えると焼戻し脆性が大きく
なり靭性が低下する。従って、Ｍｎ含有量を０．３〜２
．０％とした。
【００１７】Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性の向上による強度確
保および焼戻し脆性の防止に有効である。又、本発明の
重要な元素である。すなわち、Ｍｏはオーステナイトの
再結晶を抑制する効果があり、更に加工によって導入さ
れた転位の消滅を抑制する効果があるため、焼戻し温度
に至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金属（Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等）
を炭化物として析出させ靭性を低下させることなく効果
的な析出硬化を得ることができる。しかし、０．１％未
満ではその効果が小さく、２．０％を超えると粗大なＭ
ｏ２ Ｃ等の炭化物が増加して靭性を低下させる。従っ
て、Ｍｏ含有量の範囲を０．１〜２．０％とした。
保および焼戻し脆性の防止に有効である。又、本発明の
重要な元素である。すなわち、Ｍｏはオーステナイトの
再結晶を抑制する効果があり、更に加工によって導入さ
れた転位の消滅を抑制する効果があるため、焼戻し温度
に至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金属（Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等）
を炭化物として析出させ靭性を低下させることなく効果
的な析出硬化を得ることができる。しかし、０．１％未
満ではその効果が小さく、２．０％を超えると粗大なＭ
ｏ２ Ｃ等の炭化物が増加して靭性を低下させる。従っ
て、Ｍｏ含有量の範囲を０．１〜２．０％とした。
【００１８】Ａｌ：Ａｌは脱酸のために必要な元素であ
ると同時に、鋼片加熱時に窒化物を形成してオーステナ
イト粒の細粒化に有効である。しかし、０．０１％未満
ではその効果が小さく、又、０．１０％を超えるとアル
ミナ系介在物が増加して靭性を低下させる。従って、Ａ
ｌ含有量を０．０１〜０．１０％とした。
ると同時に、鋼片加熱時に窒化物を形成してオーステナ
イト粒の細粒化に有効である。しかし、０．０１％未満
ではその効果が小さく、又、０．１０％を超えるとアル
ミナ系介在物が増加して靭性を低下させる。従って、Ａ
ｌ含有量を０．０１〜０．１０％とした。
【００１９】Ｎ：ＮはＡｌやＴｉと結合して窒化物を形
成しオーステナイト粒の粗大化防止に有効に働く。しか
し、Ｎ量が多くなると溶接性が低下する。従って、Ｎ含
有量を０．００５０％以下とした。
成しオーステナイト粒の粗大化防止に有効に働く。しか
し、Ｎ量が多くなると溶接性が低下する。従って、Ｎ含
有量を０．００５０％以下とした。
【００２０】本発明では、上記基本成分のほかにＮｉ，
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂからなる強度・靭性改
善元素群および介在物形態制御作用のあるＣａの一種又
は二種以上を添加して所望の強度・靭性を得ることが可
能である。
Ｃｕ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｂからなる強度・靭性改
善元素群および介在物形態制御作用のあるＣａの一種又
は二種以上を添加して所望の強度・靭性を得ることが可
能である。
【００２１】Ｎｉ：Ｎｉは鋼の低温靭性の向上および焼
入れ性を高めて強度を向上させるのに有効な元素である
。本発明においては、Ｎｉは未再結晶域圧延での加工転
位の消滅を抑制する作用があり、微細ラスからなるマル
テンサイト組織およびベイナイト組織の生成により靭性
および強度を向上させる。０．３％未満ではその効果が
なく、又、５．０％を超えると強度の割には靭性改善の
効果が小さく、コスト上昇を招く。従って、Ｎｉ含有量
を０．３〜５．０％とした。
入れ性を高めて強度を向上させるのに有効な元素である
。本発明においては、Ｎｉは未再結晶域圧延での加工転
位の消滅を抑制する作用があり、微細ラスからなるマル
テンサイト組織およびベイナイト組織の生成により靭性
および強度を向上させる。０．３％未満ではその効果が
なく、又、５．０％を超えると強度の割には靭性改善の
効果が小さく、コスト上昇を招く。従って、Ｎｉ含有量
を０．３〜５．０％とした。
【００２２】Ｃｕ：Ｃｕは焼入れ性および靭性を確保す
るために有効である。しかし、０．１％未満ではその効
果がなく、又、１．５％を超えると靭性が低下する。従
って、Ｃｕの含有量を０．１〜１．５％とした。
るために有効である。しかし、０．１％未満ではその効
果がなく、又、１．５％を超えると靭性が低下する。従
って、Ｃｕの含有量を０．１〜１．５％とした。
【００２３】Ｃｒ：ＣｒもＮｉと同様に微細ラスからな
るマルテンサイト組織およびベイナイト組織を生成し、
強度を確保する上で０．１％以上必要である。しかし、
１．５％を超えると溶接性が低下する。従ってＣｒ含有
量を０．１〜１．５％とした。
るマルテンサイト組織およびベイナイト組織を生成し、
強度を確保する上で０．１％以上必要である。しかし、
１．５％を超えると溶接性が低下する。従ってＣｒ含有
量を０．１〜１．５％とした。
【００２４】Ｖ：Ｖは析出硬化により鋼の強度を高める
のに有効である。しかし、０．０１％未満ではその効果
がなく、又、０．１０％を超えると靭性を低下させる。 従ってＶ含有量を０．０１〜０．１０％とした。
のに有効である。しかし、０．０１％未満ではその効果
がなく、又、０．１０％を超えると靭性を低下させる。 従ってＶ含有量を０．０１〜０．１０％とした。
【００２５】Ｎｂ：Ｎｂは微細なＮｂ（Ｃ，Ｎ）を形成
し、圧延後のオーステナイト粒の微細化と析出硬化の面
で有効に機能する。しかし、０．００５％未満では材質
上の効果がなく、又、０．０５％を超えると溶接性が低
下する。従ってＮｂ含有量を０．００５〜０．０５％と
した。
し、圧延後のオーステナイト粒の微細化と析出硬化の面
で有効に機能する。しかし、０．００５％未満では材質
上の効果がなく、又、０．０５％を超えると溶接性が低
下する。従ってＮｂ含有量を０．００５〜０．０５％と
した。
【００２６】Ｔｉ：Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、加熱
オーステナイト粒および溶接熱影響部の組織の細粒化、
つまり、靭性向上に効果的である。しかし、０．００５
％未満ではその効果が小さく、又、０．０３％を超える
とかえって靭性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０
．００５〜０．０３％とした。
オーステナイト粒および溶接熱影響部の組織の細粒化、
つまり、靭性向上に効果的である。しかし、０．００５
％未満ではその効果が小さく、又、０．０３％を超える
とかえって靭性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０
．００５〜０．０３％とした。
【００２７】Ｂ：Ｂは鋼の焼入れ性を著しく高め、強度
、靭性を向上させるのに有効である。しかし、０．００
０５％未満ではその効果が上がらず、又、０．００２０
％を超えるとＢの析出物を増加させて靭性を低下させる
。従ってＢ含有量を０．０００５〜０．００２０％とし
た。
、靭性を向上させるのに有効である。しかし、０．００
０５％未満ではその効果が上がらず、又、０．００２０
％を超えるとＢの析出物を増加させて靭性を低下させる
。従ってＢ含有量を０．０００５〜０．００２０％とし
た。
【００２８】Ｃａ：Ｃａは非金属介在物の球状化に有効
であり、靭性の異方性を小さくする効果がある。そのた
めには０．０００５％必要であるが、０．００２０％を
超えると介在物の増加により靭性を低下させる。従って
Ｃａ含有量を０．０００５〜０．００５０％とした。
であり、靭性の異方性を小さくする効果がある。そのた
めには０．０００５％必要であるが、０．００２０％を
超えると介在物の増加により靭性を低下させる。従って
Ｃａ含有量を０．０００５〜０．００５０％とした。
【００２９】上記の成分の他に、不可避的不純物元素と
してＰ，Ｓなどは靭性を低下させる有害な元素であるか
らその量は少ない方がよく、好ましくは、Ｐは０．０２
０％以下、Ｓは０．０１％以下である。
してＰ，Ｓなどは靭性を低下させる有害な元素であるか
らその量は少ない方がよく、好ましくは、Ｐは０．０２
０％以下、Ｓは０．０１％以下である。
【００３０】次に、本発明のもう一つの骨子である製造
法について述べる。
法について述べる。
【００３１】上記のような鋼成分であっても焼戻しによ
る析出強化を十分に発揮させ、高強度化、且つ高靭性化
させるには製造法が適切でなければならない。ここで鋼
片の加熱、圧延、冷却および焼戻し条件の限定理由につ
いて説明する。
る析出強化を十分に発揮させ、高強度化、且つ高靭性化
させるには製造法が適切でなければならない。ここで鋼
片の加熱、圧延、冷却および焼戻し条件の限定理由につ
いて説明する。
【００３２】まず、上記成分組成の鋼片を１０００〜１
２５０℃に加熱し、熱間圧延を行なう。この加熱は、加
熱オーステナイト粒の細粒化と未再結晶域圧延によって
導入された転位を安定化させる作用のあるＭｏ，Ｃｒ等
の固溶化および焼戻し処理時の析出強化を利用するため
に鋼片の状態で存在するＭｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等の炭窒
化物を十分に固溶化させるためである。従って、１００
０℃未満の低い温度では、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等の固
溶化作用が不十分となる。一方、１２５０℃を超える温
度ではＭｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等の炭窒化物は十分固溶す
るものの、加熱オーステナイト粒が粗大化し、その後の
オーステナイト粒が細粒化しにくく、靭性低下の原因と
もなる。
２５０℃に加熱し、熱間圧延を行なう。この加熱は、加
熱オーステナイト粒の細粒化と未再結晶域圧延によって
導入された転位を安定化させる作用のあるＭｏ，Ｃｒ等
の固溶化および焼戻し処理時の析出強化を利用するため
に鋼片の状態で存在するＭｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等の炭窒
化物を十分に固溶化させるためである。従って、１００
０℃未満の低い温度では、Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等の固
溶化作用が不十分となる。一方、１２５０℃を超える温
度ではＭｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等の炭窒化物は十分固溶す
るものの、加熱オーステナイト粒が粗大化し、その後の
オーステナイト粒が細粒化しにくく、靭性低下の原因と
もなる。
【００３３】次に、このように加熱された鋼片を、熱間
圧延においてオーステナイトが再結晶する温度域で圧下
率２０％以上６０％以下、ついで、オーステナイトが再
結晶しない温度域で圧下率３０％以上８０％以下となる
ように圧延を行なう。これは再結晶域圧延によってオー
ステナイト粒を細粒化させ、ついで未再結晶域圧延によ
ってオーステナイト粒内に加工転位を十分に高める必要
からである。再結晶温度域の圧下率が２０％未満では細
粒化が不十分であり、圧下率６０％超では未再結晶温度
域の圧下率が不十分となり、転位密度の量が著しく減少
する。一方、未再結晶温度域の圧下率が３０％未満では
転位密度の増加が不十分であり、圧下率８０％超では再
結晶圧下率が不十分となり、粗大伸長オーステナイト粒
が形成され強度・靱性の異方性が増す。
圧延においてオーステナイトが再結晶する温度域で圧下
率２０％以上６０％以下、ついで、オーステナイトが再
結晶しない温度域で圧下率３０％以上８０％以下となる
ように圧延を行なう。これは再結晶域圧延によってオー
ステナイト粒を細粒化させ、ついで未再結晶域圧延によ
ってオーステナイト粒内に加工転位を十分に高める必要
からである。再結晶温度域の圧下率が２０％未満では細
粒化が不十分であり、圧下率６０％超では未再結晶温度
域の圧下率が不十分となり、転位密度の量が著しく減少
する。一方、未再結晶温度域の圧下率が３０％未満では
転位密度の増加が不十分であり、圧下率８０％超では再
結晶圧下率が不十分となり、粗大伸長オーステナイト粒
が形成され強度・靱性の異方性が増す。
【００３４】次に、この圧延完了後Ａｒ３ 点以下の温
度から水冷を開始し、１５０℃以下の温度で停止する焼
入れ処理を行なう。これは、細粒化と加工を受けたオー
ステナイトを十分にマルテンサイトおよびベイナイト（
下部ベイナイトおよび上部ベイナイト）に変態させ、そ
れにより粒内のマルテンサイト組織およびベイナイト組
織のラスの微細化を図り、より靱性を向上させるためで
ある。従って、上部ベイナイト組織が生成されてもオー
ステナイト粒とラスの微細化により靱性が向上する。し
かし、Ａｒ３ 点未満の温度からの水冷、あるいは冷却
が空冷ではフェライトの生成および加工転位の消失が起
こり強度・靭性低下の原因となる。又、水冷停止温度が
１５０℃を超えると焼戻し処理における析出強化作用が
不十分となる。
度から水冷を開始し、１５０℃以下の温度で停止する焼
入れ処理を行なう。これは、細粒化と加工を受けたオー
ステナイトを十分にマルテンサイトおよびベイナイト（
下部ベイナイトおよび上部ベイナイト）に変態させ、そ
れにより粒内のマルテンサイト組織およびベイナイト組
織のラスの微細化を図り、より靱性を向上させるためで
ある。従って、上部ベイナイト組織が生成されてもオー
ステナイト粒とラスの微細化により靱性が向上する。し
かし、Ａｒ３ 点未満の温度からの水冷、あるいは冷却
が空冷ではフェライトの生成および加工転位の消失が起
こり強度・靭性低下の原因となる。又、水冷停止温度が
１５０℃を超えると焼戻し処理における析出強化作用が
不十分となる。
【００３５】熱間圧延後水冷された鋼は、その後５００
℃以上Ａｃ１ 点以下の温度域まで１℃／ｓｅｃ以上２
０℃／ｓｅｃ以下の昇温速度で焼戻し処理を行なう。こ
の処理は本発明法にとって重要な工程である。すなわち
、未再結晶域圧延によって導入された転位を多く残存さ
せながら固溶金属（Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等）を炭化物
として析出させ、析出強化を効果的に増大させるためで
ある。ここに、５００℃未満の温度では固溶化されたＭ
ｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等が炭化物として十分に析出せず、
又、Ａｃ１ 点超では変態が開始するため転位の消滅が
著しく、強度低下の原因となる。焼戻し中の昇温速度を
１℃／ｓｅｃ以上２０℃／ｓｅｃ以下としたのは、従来
の如く１℃／ｓｅｃ未満の昇温速度では固溶Ｍｏ，Ｃｒ
，Ｖ，Ｎｂ等が炭化物としての析出に先立って転位が消
失すると共に析出炭化物の粗大化が起こり強度・靭性が
低下するからである。。又、昇温速度が２０℃／ｓｅｃ
超では析出量が不十分で強度が低下する。図１は表１、
２に示す鋼Ｅについて圧延後水冷までを本発明範囲の製
造条件で製造した鋼板の焼戻し処理の昇温速度を変化さ
せたときの強度および靭性の影響について調査したもの
である。本発明範囲内の昇温速度で加熱焼戻しした場合
は、高強度、高靭性が得られる。しかし、本発明範囲を
逸脱した昇温速度では、強度、靭性の低下することが分
かる。
℃以上Ａｃ１ 点以下の温度域まで１℃／ｓｅｃ以上２
０℃／ｓｅｃ以下の昇温速度で焼戻し処理を行なう。こ
の処理は本発明法にとって重要な工程である。すなわち
、未再結晶域圧延によって導入された転位を多く残存さ
せながら固溶金属（Ｍｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等）を炭化物
として析出させ、析出強化を効果的に増大させるためで
ある。ここに、５００℃未満の温度では固溶化されたＭ
ｏ，Ｃｒ，Ｖ，Ｎｂ等が炭化物として十分に析出せず、
又、Ａｃ１ 点超では変態が開始するため転位の消滅が
著しく、強度低下の原因となる。焼戻し中の昇温速度を
１℃／ｓｅｃ以上２０℃／ｓｅｃ以下としたのは、従来
の如く１℃／ｓｅｃ未満の昇温速度では固溶Ｍｏ，Ｃｒ
，Ｖ，Ｎｂ等が炭化物としての析出に先立って転位が消
失すると共に析出炭化物の粗大化が起こり強度・靭性が
低下するからである。。又、昇温速度が２０℃／ｓｅｃ
超では析出量が不十分で強度が低下する。図１は表１、
２に示す鋼Ｅについて圧延後水冷までを本発明範囲の製
造条件で製造した鋼板の焼戻し処理の昇温速度を変化さ
せたときの強度および靭性の影響について調査したもの
である。本発明範囲内の昇温速度で加熱焼戻しした場合
は、高強度、高靭性が得られる。しかし、本発明範囲を
逸脱した昇温速度では、強度、靭性の低下することが分
かる。
【００３６】このような製造工程で製造された鋼板は、
鋼組織のマルテンサイト組織およびベイナイト組織が微
細化され、優れた機械的性質、特に靭性を損なうことな
く高強度を保証することができる。
鋼組織のマルテンサイト組織およびベイナイト組織が微
細化され、優れた機械的性質、特に靭性を損なうことな
く高強度を保証することができる。
【００３７】
【実施例】表１、２に示す組成を有する鋼を溶製して得
た鋼片から、表３、４に示す本発明法と比較法の各々の
製造条件に基づいて、板厚１５〜５０ｍｍの鋼板を製造
した。これらの母材の機械的性質を表５、６に示す。
た鋼片から、表３、４に示す本発明法と比較法の各々の
製造条件に基づいて、板厚１５〜５０ｍｍの鋼板を製造
した。これらの母材の機械的性質を表５、６に示す。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
【表５】
【００４３】
【表６】
【００４４】表５、６に見られるように、本発明例（本
発明の鋼組成と本発明の製造条件とを組合わせた製造条
件１，３，５，８，１０，１３，１６，１８，２０，２
２，２４，２６，２８，３０）の強度と靭性は、十分に
高い値である。
発明の鋼組成と本発明の製造条件とを組合わせた製造条
件１，３，５，８，１０，１３，１６，１８，２０，２
２，２４，２６，２８，３０）の強度と靭性は、十分に
高い値である。
【００４５】これに対し、製造条件は本発明の範囲内で
あるが鋼組成が本発明から逸脱している、比較例３２，
３３，３４では強度および靭性が低い。
あるが鋼組成が本発明から逸脱している、比較例３２，
３３，３４では強度および靭性が低い。
【００４６】更に、本発明の鋼組成であっても比較法の
製造条件の場合において、比較例２，１９では加熱温度
が高くオーステナイト粒の細粒化が不十分となり、靭性
が低下している。比較例９では加熱温度が低いため析出
物の固溶化が不十分となり、強度，靭性が低下している
。比較例６，２１では再結晶域圧下率が高く、未再結晶
域圧下率が低いため、加工転位の導入およびミクロ組織
の微細化が不十分となり、強度，靭性が低下している。 比較例７，２３では再結晶域圧下率が低く未再結晶域圧
下率が高いため、粗大伸長オーステナイト粒が生成され
、強度，靭性の異方性が生じ、靭性の低下が認められる
。比較例１４，２５では圧延後の水冷開始温度がＡｒ３
変態点を下回っているため焼入れ性が著しく低下し、
強度，靭性が低下している。比較例１１，２７では水冷
停止温度が高く、圧延により導入された転位が消失し、
強度の低下が大きい。比較例４，１５では焼戻し時の昇
温速度が遅いため転位の消失が起こり、強度の低下が大
きい。比較例１２，２９では焼戻し時の昇温速度が著し
く速いために析出強化が小さく、強度が低下している。 比較例１７，３１では焼戻し温度がＡｃ１ 点以上に加
熱されたため転位の消滅および炭化物の粗大化が起こり
、強度，靭性が低下している。
製造条件の場合において、比較例２，１９では加熱温度
が高くオーステナイト粒の細粒化が不十分となり、靭性
が低下している。比較例９では加熱温度が低いため析出
物の固溶化が不十分となり、強度，靭性が低下している
。比較例６，２１では再結晶域圧下率が高く、未再結晶
域圧下率が低いため、加工転位の導入およびミクロ組織
の微細化が不十分となり、強度，靭性が低下している。 比較例７，２３では再結晶域圧下率が低く未再結晶域圧
下率が高いため、粗大伸長オーステナイト粒が生成され
、強度，靭性の異方性が生じ、靭性の低下が認められる
。比較例１４，２５では圧延後の水冷開始温度がＡｒ３
変態点を下回っているため焼入れ性が著しく低下し、
強度，靭性が低下している。比較例１１，２７では水冷
停止温度が高く、圧延により導入された転位が消失し、
強度の低下が大きい。比較例４，１５では焼戻し時の昇
温速度が遅いため転位の消失が起こり、強度の低下が大
きい。比較例１２，２９では焼戻し時の昇温速度が著し
く速いために析出強化が小さく、強度が低下している。 比較例１７，３１では焼戻し温度がＡｃ１ 点以上に加
熱されたため転位の消滅および炭化物の粗大化が起こり
、強度，靭性が低下している。
【００４７】
【発明の効果】本発明により、強度・靭性バランスの向
上した高張力鋼を経済的に製造できるようになる。
上した高張力鋼を経済的に製造できるようになる。
【図１】鋼Ｅについて強度，靭性に及ぼす焼戻し時の昇
温速度の影響について示す図面である。
温速度の影響について示す図面である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．３ 〜２．０％、 Ｍｏ：０．１０〜２．０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ：０．００５０％以下 を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
片を１０００〜１２５０℃に加熱した後、熱間圧延にお
いてオーステナイトが再結晶する温度域で圧下率２０％
以上６０％以下、ついでオーステナイトが再結晶しない
温度域で圧下率３０％以上８０％以下の圧延を行なった
後、Ａｒ３ 点以上の温度から水冷を開始し１５０℃以
下の温度で停止する焼入処理を行ない、続いて５００℃
以上Ａｃ１ 点以下の温度域まで１℃／ｓｅｃ以上２０
℃／ｓｅｃ以下の昇温速度で加熱し焼戻し処理すること
を特徴とする高強度高靭性鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：０．３ 〜２．０％、 Ｍｏ：０．１０〜２．０％、 Ａｌ：０．０１〜０．１０％、 Ｎ ：０．００５０％以下 を含有し、更に Ｎｉ：０．３ 〜５．０％、 Ｃｕ：０．１ 〜１．５％、 Ｃｒ：０．１ 〜１．５％、 Ｖ ：０．０１ 〜０．１０％、Ｎｂ：０．０
０５ 〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５ 〜０．０３％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００２０％からなる強度靭
性改善元素群、又は介在物形態制御作用のある Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ の一種又は二種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避
的不純物からなる鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱し
た後、熱間圧延においてオーステナイトが再結晶する温
度域で圧下率２０％以上６０％以下、ついでオーステナ
イトが再結晶しない温度域で圧下率３０％以上８０％以
下の圧延を行なった後、Ａｒ３ 点以上の温度から水冷
を開始し１５０℃以下の温度で停止する焼入処理を行な
い、続いて５００℃以上Ａｃ１ 点以下の温度域まで１
℃／ｓｅｃ以上２０℃／ｓｅｃ以下の昇温速度で加熱し
焼戻し処理することを特徴とする高強度高靭性鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3080492A JPH04293718A (ja) | 1991-03-20 | 1991-03-20 | 高強度高靭性鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3080492A JPH04293718A (ja) | 1991-03-20 | 1991-03-20 | 高強度高靭性鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04293718A true JPH04293718A (ja) | 1992-10-19 |
Family
ID=13719798
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3080492A Withdrawn JPH04293718A (ja) | 1991-03-20 | 1991-03-20 | 高強度高靭性鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04293718A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107099741A (zh) * | 2017-07-10 | 2017-08-29 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种深水下观光船舶用钢及其制备方法 |
| CN107779744A (zh) * | 2016-08-30 | 2018-03-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种贝氏体型x100级无缝管线管及其制造方法 |
-
1991
- 1991-03-20 JP JP3080492A patent/JPH04293718A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107779744A (zh) * | 2016-08-30 | 2018-03-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种贝氏体型x100级无缝管线管及其制造方法 |
| CN107779744B (zh) * | 2016-08-30 | 2019-07-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种贝氏体型x100级无缝管线管及其制造方法 |
| CN107099741A (zh) * | 2017-07-10 | 2017-08-29 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种深水下观光船舶用钢及其制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Application deemed to be withdrawn because no request for examination was validly filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19980514 |