JP2001288512A - 靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶接構造用鋼としての十分な強度を有し、か
つ降伏比が低く、一様伸び等の延性特性に優れるととも
に、低温靱性にも優れた靭性と延性に優れた高張力鋼の
製造方法を提供すること。 【解決手段】 鋼組成とＤI 値を適正化するとともに、
加工熱処理あるいは再加熱処理によって前組織を微細化
した上で、靱性を劣化させずに低降伏比化、一様伸び向
上が可能な硬質第二層を適正分散させるために、Ａｃ1
変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０℃以下に再
加熱した後、加速冷却停止温度が３００〜６００℃で、
かつ、冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行うこ
とを特徴とする熱処理を施す。
つ降伏比が低く、一様伸び等の延性特性に優れるととも
に、低温靱性にも優れた靭性と延性に優れた高張力鋼の
製造方法を提供すること。 【解決手段】 鋼組成とＤI 値を適正化するとともに、
加工熱処理あるいは再加熱処理によって前組織を微細化
した上で、靱性を劣化させずに低降伏比化、一様伸び向
上が可能な硬質第二層を適正分散させるために、Ａｃ1
変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０℃以下に再
加熱した後、加速冷却停止温度が３００〜６００℃で、
かつ、冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行うこ
とを特徴とする熱処理を施す。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接構造用鋼として
の十分な強度を有し、かつ降伏比が低く、一様伸び等の
延性特性に優れるとともに、低温靱性にも優れた靭性と
延性に優れた高張力鋼の製造方法に関するものである。
この方法で製造した鋼は、例えば、海洋構造物、圧力容
器、造船、橋梁、建築物、ラインパイプなどの溶接鋼構
造物一般に用いることができるが、低降伏比、高延性と
靭性とが両立できることから、特に耐震性を必要とする
建築、橋梁等の構造物用鋼材として有用である。また、
鋼材の形態としては特に問わないが、構造部材として用
いられ、低温靭性が要求される鋼板、特に厚板、鋼管素
材、あるいは形鋼で特に有用である。
の十分な強度を有し、かつ降伏比が低く、一様伸び等の
延性特性に優れるとともに、低温靱性にも優れた靭性と
延性に優れた高張力鋼の製造方法に関するものである。
この方法で製造した鋼は、例えば、海洋構造物、圧力容
器、造船、橋梁、建築物、ラインパイプなどの溶接鋼構
造物一般に用いることができるが、低降伏比、高延性と
靭性とが両立できることから、特に耐震性を必要とする
建築、橋梁等の構造物用鋼材として有用である。また、
鋼材の形態としては特に問わないが、構造部材として用
いられ、低温靭性が要求される鋼板、特に厚板、鋼管素
材、あるいは形鋼で特に有用である。
【０００２】
【従来の技術】降伏比（降伏応力／引張強度）の低下、
延性特性、特に一様伸びの向上には軟質相のフェライト
（α）に適量の、マルテンサイト相等の硬質相を分散さ
せることが有効であることが知られている。この軟質α
と硬質相からなる二相鋼の製造方法は、従来から種々提
案されいるが、焼入れと焼戻し熱処理の間にフェライト
（α）＋オーステナイト（γ）二相域に加熱する中間熱
処理を施す方法（以降、ＱＬＴ処理）に代表されるよう
に、基本的には軟質相としてのαと硬質相としてのベイ
ナイトあるいはマルテンサイトを混在させることを目的
としている。
延性特性、特に一様伸びの向上には軟質相のフェライト
（α）に適量の、マルテンサイト相等の硬質相を分散さ
せることが有効であることが知られている。この軟質α
と硬質相からなる二相鋼の製造方法は、従来から種々提
案されいるが、焼入れと焼戻し熱処理の間にフェライト
（α）＋オーステナイト（γ）二相域に加熱する中間熱
処理を施す方法（以降、ＱＬＴ処理）に代表されるよう
に、基本的には軟質相としてのαと硬質相としてのベイ
ナイトあるいはマルテンサイトを混在させることを目的
としている。
【０００３】そして、全体の強度レベル及び降伏比、延
性特性はこれらの相の混在比率を変えることによって制
御されてきた。この軟質相と硬質相の混合組織を得るた
めの製造方法は従来から種々提案されており、例えば、
特開昭５３−２３８１７号公報には鋼板を再加熱焼入れ
した後、Ａｃ1 変態点とＡｃ3 変態点の間に再加熱して
γとαの二相としてから空冷する方法が示されており、
また、特開平４−３１４８２４号公報には同様に二相域
に再加熱した後、焼入れる方法が開示されている。ま
た、再加熱処理を施さずにオンラインで製造する方法と
しては、例えば、特開昭６３−２８６５１７号公報には
γ域から二相域にかけて熱間圧延を施した後、Ａｒ3 変
態点より２０〜１００℃低い温度まで空冷してα相を生
成させ、その後、急冷する方法が開示されている。
性特性はこれらの相の混在比率を変えることによって制
御されてきた。この軟質相と硬質相の混合組織を得るた
めの製造方法は従来から種々提案されており、例えば、
特開昭５３−２３８１７号公報には鋼板を再加熱焼入れ
した後、Ａｃ1 変態点とＡｃ3 変態点の間に再加熱して
γとαの二相としてから空冷する方法が示されており、
また、特開平４−３１４８２４号公報には同様に二相域
に再加熱した後、焼入れる方法が開示されている。ま
た、再加熱処理を施さずにオンラインで製造する方法と
しては、例えば、特開昭６３−２８６５１７号公報には
γ域から二相域にかけて熱間圧延を施した後、Ａｒ3 変
態点より２０〜１００℃低い温度まで空冷してα相を生
成させ、その後、急冷する方法が開示されている。
【０００４】再加熱焼入れした後、さらにＡｃ1 変態点
とＡｃ3 変態点の間に再加熱してγとαの二相としてか
ら空冷または水冷する二相域熱処理を包含するＱＬＴ処
理は組織制御が比較的容易であるが、二相域熱処理まま
では靭性が極端に劣化するため、さらにＡｃ1 変態点未
満で焼戻し処理を施すことが必須となる。このため、Ｑ
ＬＴ処理は工程が複雑であり、生産性の低下が大きな問
題となる。また、Ａｃ 1 変態点未満で焼戻し処理を施す
と、硬質相の強度低下とα母相での析出強化のために、
低降伏比化の程度が制限される上、二相域熱処理で得ら
れた高い一様伸びがむしろ劣化する。
とＡｃ3 変態点の間に再加熱してγとαの二相としてか
ら空冷または水冷する二相域熱処理を包含するＱＬＴ処
理は組織制御が比較的容易であるが、二相域熱処理まま
では靭性が極端に劣化するため、さらにＡｃ1 変態点未
満で焼戻し処理を施すことが必須となる。このため、Ｑ
ＬＴ処理は工程が複雑であり、生産性の低下が大きな問
題となる。また、Ａｃ 1 変態点未満で焼戻し処理を施す
と、硬質相の強度低下とα母相での析出強化のために、
低降伏比化の程度が制限される上、二相域熱処理で得ら
れた高い一様伸びがむしろ劣化する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】二相域熱処理に相当す
る、軟質相と硬質相とを分散させる熱処理工程において
靭性劣化が抑制でき、Ａｃ1 変態点未満での焼戻しを省
略できれば、生産性向上、特性向上（降伏比、一様伸
び）とが同時に達成可能となることは明白であり、本発
明では、二相域熱処理を包含する、再加熱処理法により
製造される低降伏比、高延性鋼において靭性を確保する
ための手段を提供することを課題とする。
る、軟質相と硬質相とを分散させる熱処理工程において
靭性劣化が抑制でき、Ａｃ1 変態点未満での焼戻しを省
略できれば、生産性向上、特性向上（降伏比、一様伸
び）とが同時に達成可能となることは明白であり、本発
明では、二相域熱処理を包含する、再加熱処理法により
製造される低降伏比、高延性鋼において靭性を確保する
ための手段を提供することを課題とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、従来のＯ
ＬＴ処理において、二相域熱処理ままで靭性が劣化する
機構を詳細に検討し、硬質相の組織を靭性に悪影響が小
さく、かつ強度低下の小さい、低温変態ベイナイト主体
組織にすることが靭性確保に重要であることを見出し
た。ただし、構造用鋼としての引張強度を達成できる化
学組成において、低降伏比、延性特性を確保するために
は、硬質相に比べて軟質相であるα相の割合を比較的高
める必要があるが、そのような組織割合とするための二
相域熱処理条件では、加熱段階での逆変態γ相中のＣ濃
化が著しいために、該γ相の焼入性は平均化学組成から
考えられるよりも非常に高くなっており、均一に低温変
態ベイナイト相とすることは容易でないことから、本発
明者らは、再加熱処理法を基本とした新たな製造方法を
検討し、広い化学組成範囲において、第二相を靭性の良
好なベイナイト相として、靭性を損ねることなく、低降
伏比、高一様伸びを達成できる、下記に示す新たな手段
を見いだし、本発明を完成させたもので、その要旨とす
るところは以下の通りである。
ＬＴ処理において、二相域熱処理ままで靭性が劣化する
機構を詳細に検討し、硬質相の組織を靭性に悪影響が小
さく、かつ強度低下の小さい、低温変態ベイナイト主体
組織にすることが靭性確保に重要であることを見出し
た。ただし、構造用鋼としての引張強度を達成できる化
学組成において、低降伏比、延性特性を確保するために
は、硬質相に比べて軟質相であるα相の割合を比較的高
める必要があるが、そのような組織割合とするための二
相域熱処理条件では、加熱段階での逆変態γ相中のＣ濃
化が著しいために、該γ相の焼入性は平均化学組成から
考えられるよりも非常に高くなっており、均一に低温変
態ベイナイト相とすることは容易でないことから、本発
明者らは、再加熱処理法を基本とした新たな製造方法を
検討し、広い化学組成範囲において、第二相を靭性の良
好なベイナイト相として、靭性を損ねることなく、低降
伏比、高一様伸びを達成できる、下記に示す新たな手段
を見いだし、本発明を完成させたもので、その要旨とす
るところは以下の通りである。
【０００７】（１）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．２
５％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ
：０．０２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ、
（１）式で示す理想焼入臨界直径（ＤI 値）が０．５〜
３０である鋼片を、Ａｃ3 変態点〜１３００℃に加熱
後、開始温度が９５０℃以下、終了温度が７００℃以上
で、累積圧下率が３０〜９５％の圧延を含む熱間圧延
後、Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０
℃以下に再加熱した後、加速冷却停止温度が３００〜６
００℃で、かつ、冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷
却を行うことを特徴とする、靱性と延性に優れた高張力
鋼の製造方法。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１） （２）熱間圧延後、６５０℃以上から開始し、６００℃
以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却
を行った後に再加熱することを特徴とする、前記（１）
に記載の、靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法。
５％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ
：０．０２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ、
（１）式で示す理想焼入臨界直径（ＤI 値）が０．５〜
３０である鋼片を、Ａｃ3 変態点〜１３００℃に加熱
後、開始温度が９５０℃以下、終了温度が７００℃以上
で、累積圧下率が３０〜９５％の圧延を含む熱間圧延
後、Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０
℃以下に再加熱した後、加速冷却停止温度が３００〜６
００℃で、かつ、冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷
却を行うことを特徴とする、靱性と延性に優れた高張力
鋼の製造方法。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１） （２）熱間圧延後、６５０℃以上から開始し、６００℃
以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却
を行った後に再加熱することを特徴とする、前記（１）
に記載の、靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法。
【０００８】（３）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．２
５％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ
：０．０２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ ：０．００２〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ、
（１）式で示す理想焼入臨界直径（ＤI 値）が０．５〜
３０である鋼片を熱間圧延後、加熱温度がＡｃ3 変態点
以上、Ａｃ3 変態点＋２５０以下の焼きならしを施し、
その後、Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１
５０℃以下に再加熱した後、加速冷却停止温度が３００
〜６００℃で、かつ、冷却速度が１〜１００℃／ｓの加
速冷却を行うことを特徴とする、靱性と延性に優れた高
張力鋼の製造方法。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１）
５％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ
：０．０２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ ：０．００２〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ、
（１）式で示す理想焼入臨界直径（ＤI 値）が０．５〜
３０である鋼片を熱間圧延後、加熱温度がＡｃ3 変態点
以上、Ａｃ3 変態点＋２５０以下の焼きならしを施し、
その後、Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１
５０℃以下に再加熱した後、加速冷却停止温度が３００
〜６００℃で、かつ、冷却速度が１〜１００℃／ｓの加
速冷却を行うことを特徴とする、靱性と延性に優れた高
張力鋼の製造方法。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１）
【０００９】（４）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．２
５％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ
：０．０２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ ：０．００２〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ、
（１）式で示す理想焼入臨界直径（ＤI 値）が０．５〜
３０である鋼片を熱間圧延後、加熱温度がＡｃ3 変態点
以上、Ａｃ3 変態点＋２５０以下で、冷却速度が１〜１
００℃／ｓの焼入れを施し、その後、Ａｃ1 変態点＋２
０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０℃以下に再加熱した
後、加速冷却停止温度が３００〜６００℃で、かつ、冷
却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴
とする、靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１）
５％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ
：０．０２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ ：０．００２〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ、
（１）式で示す理想焼入臨界直径（ＤI 値）が０．５〜
３０である鋼片を熱間圧延後、加熱温度がＡｃ3 変態点
以上、Ａｃ3 変態点＋２５０以下で、冷却速度が１〜１
００℃／ｓの焼入れを施し、その後、Ａｃ1 変態点＋２
０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０℃以下に再加熱した
後、加速冷却停止温度が３００〜６００℃で、かつ、冷
却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴
とする、靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１）
【００１０】（５）鋼片が重量％で、Ｎｉ：０．１〜６
％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２
％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｗ ：０．２〜４％、Ｖ ：
０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔａ：０．０１〜０．５
％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、Ｂ ：０．０００２
〜０．００５％、の１種または２種以上を、さらに含有
することを特徴とする、前記（１）〜（４）のいずれか
に記載の、靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法。 （６）鋼片が重量％で、Ｙ ：０．００１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１
〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００５〜０．１％、のうち
１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とす
る前記（１）〜（５）のいずれかに記載の、靱性と延性
に優れた高張力鋼の製造方法。 （７）熱間圧延に先立って、１１５０〜１３００℃で２
ｈ〜４８ｈ保持する溶体化処理を施すことを特徴とする
前記（１）〜（６）のいずれかに記載の、靱性と延性に
優れた高張力鋼の製造方法。
％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２
％、Ｍｏ：０．１〜２％、Ｗ ：０．２〜４％、Ｖ ：
０．００５〜０．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、Ｔａ：０．０１〜０．５
％、Ｚｒ：０．００５〜０．１％、Ｂ ：０．０００２
〜０．００５％、の１種または２種以上を、さらに含有
することを特徴とする、前記（１）〜（４）のいずれか
に記載の、靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法。 （６）鋼片が重量％で、Ｙ ：０．００１〜０．１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００１
〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００５〜０．１％、のうち
１種または２種以上を、さらに含有することを特徴とす
る前記（１）〜（５）のいずれかに記載の、靱性と延性
に優れた高張力鋼の製造方法。 （７）熱間圧延に先立って、１１５０〜１３００℃で２
ｈ〜４８ｈ保持する溶体化処理を施すことを特徴とする
前記（１）〜（６）のいずれかに記載の、靱性と延性に
優れた高張力鋼の製造方法。
【００１１】
【発明の実施の形態】高延性、特に一様伸びの向上を図
ることを目的として、硬さの大きく異なる軟質相と硬質
相とを分散させた組織を熱処理によって製造する際の靭
性劣化要因と改善指針とを実験的に詳細に検討した結
果、二相域処理の加熱段階で形成される逆変態オーステ
ナイトとその他の未変態組織とがともに微細で、かつ、
二相域熱処理の冷却中に生じる組織形態が特定の場合に
おいて、低降伏比化、高延性（一様伸び、破断伸び）、
靭性とがともに改善されることが知見された。すなわ
ち、後述するように、化学組成を適正化した上で、二相
域熱処理前の鋼材組織を、加工熱処理あるいは再加熱処
理において微細化した上で、さらに軟質相中に硬質相を
分散させる熱処理を施すこと、及び、該熱処理におい
て、冷却段階の熱履歴を制御することにより、硬質相の
組織を低温変態ベイナイト主体組織とすることで、低降
伏比化、高延性（一様伸び、破断伸び）、及び靭性の改
善が同時に達成される。
ることを目的として、硬さの大きく異なる軟質相と硬質
相とを分散させた組織を熱処理によって製造する際の靭
性劣化要因と改善指針とを実験的に詳細に検討した結
果、二相域処理の加熱段階で形成される逆変態オーステ
ナイトとその他の未変態組織とがともに微細で、かつ、
二相域熱処理の冷却中に生じる組織形態が特定の場合に
おいて、低降伏比化、高延性（一様伸び、破断伸び）、
靭性とがともに改善されることが知見された。すなわ
ち、後述するように、化学組成を適正化した上で、二相
域熱処理前の鋼材組織を、加工熱処理あるいは再加熱処
理において微細化した上で、さらに軟質相中に硬質相を
分散させる熱処理を施すこと、及び、該熱処理におい
て、冷却段階の熱履歴を制御することにより、硬質相の
組織を低温変態ベイナイト主体組織とすることで、低降
伏比化、高延性（一様伸び、破断伸び）、及び靭性の改
善が同時に達成される。
【００１２】具体的には、 鋼片をＡｃ3 変態点〜１３００℃に加熱後、開始温度
が９５０℃以下、終了温度が７００℃以上で、累積圧下
率が３０〜９５％の圧延を含む熱間圧延を行い、必要に
応じて、熱間圧延後の冷却を、６５０℃以上から開始
し、６００℃以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／
ｓの加速冷却を行うか、 あるいは、鋼片を熱間圧延後、加熱温度がＡｃ3 変態
点以上、Ａｃ3 変態点＋２５０℃以下で、焼きならしを
施すか、あるいは、冷却速度が１〜１００℃／ｓの焼入
れを施して、前組織を適正に微細化した上で、さらに、
「Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０℃
以下に再加熱した後、加速冷却停止温度が３００〜６０
０℃で、かつ、冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却
を行う」、ことが本発明の製造方法に関する要件とな
る。
が９５０℃以下、終了温度が７００℃以上で、累積圧下
率が３０〜９５％の圧延を含む熱間圧延を行い、必要に
応じて、熱間圧延後の冷却を、６５０℃以上から開始
し、６００℃以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／
ｓの加速冷却を行うか、 あるいは、鋼片を熱間圧延後、加熱温度がＡｃ3 変態
点以上、Ａｃ3 変態点＋２５０℃以下で、焼きならしを
施すか、あるいは、冷却速度が１〜１００℃／ｓの焼入
れを施して、前組織を適正に微細化した上で、さらに、
「Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０℃
以下に再加熱した後、加速冷却停止温度が３００〜６０
０℃で、かつ、冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却
を行う」、ことが本発明の製造方法に関する要件とな
る。
【００１３】以下、上記製造方法の限定理由を先ず述
べ、後に化学組成の限定理由を述べる。先ず、上記ま
たはの方法によって初期組織を微細化する必要があ
る。の方法は加工熱処理による方法であり、の方法
は再加熱処理による方法である。
べ、後に化学組成の限定理由を述べる。先ず、上記ま
たはの方法によって初期組織を微細化する必要があ
る。の方法は加工熱処理による方法であり、の方法
は再加熱処理による方法である。
【００１４】の加工熱処理によって初期組織微細化を
図る場合、熱間圧延に先立つ鋼片の加熱温度はＡｃ3 変
態点以上、１３００℃以下とする。これは、加熱温度が
Ａｃ 3 変態点未満であると、組織が不均一となり、また
析出強化元素の溶体化も不十分となるため、強度・靭性
の劣化が生じる恐れがある。一方、加熱温度が１３００
℃超であると、加熱オーステナイト粒径が粗大となって
熱間圧延を施しても前組織の微細化が不十分となり、ま
た鋼片表面状態の劣化が生じるため好ましくない。
図る場合、熱間圧延に先立つ鋼片の加熱温度はＡｃ3 変
態点以上、１３００℃以下とする。これは、加熱温度が
Ａｃ 3 変態点未満であると、組織が不均一となり、また
析出強化元素の溶体化も不十分となるため、強度・靭性
の劣化が生じる恐れがある。一方、加熱温度が１３００
℃超であると、加熱オーステナイト粒径が粗大となって
熱間圧延を施しても前組織の微細化が不十分となり、ま
た鋼片表面状態の劣化が生じるため好ましくない。
【００１５】鋼片をＡｃ3 変態点〜１３００℃に加熱
後、開始温度が９５０℃以下、終了温度が７００℃以上
で、累積圧下率が３０〜９５％の圧延を含む熱間圧延を
行う必要がある。これは、変態前のオーステナイト粒径
を微細化し、かつ、該オーステナイトに加工歪を導入す
ることで変態組織を微細化するためである。圧延の開始
温度が９５０℃超では、オーステナイトが再結晶した
上、微細化が不十分となり、逆に終了温度が７００℃未
満では、加工中にフェライトが生成して粗大な不均一組
織となるため、好ましくない。また、該温度域での圧延
の累積圧下率は加工の効果が明確となるために、３０％
以上必要である。圧下率は大きいほど組織微細化に有効
であるが、圧下率が９０％超では圧延の効果が飽和する
ためと、鋼材の形状に悪影響があることから、本発明で
は圧下率の上限を９０％とする。なお、開始温度が９５
０℃以下、終了温度が７００℃以上で、累積圧下率が３
０〜９５％の圧延を含んでいれば、該圧延前の板厚調整
等のために、９５０℃超での再結晶域での圧延を行うこ
とに問題はない。
後、開始温度が９５０℃以下、終了温度が７００℃以上
で、累積圧下率が３０〜９５％の圧延を含む熱間圧延を
行う必要がある。これは、変態前のオーステナイト粒径
を微細化し、かつ、該オーステナイトに加工歪を導入す
ることで変態組織を微細化するためである。圧延の開始
温度が９５０℃超では、オーステナイトが再結晶した
上、微細化が不十分となり、逆に終了温度が７００℃未
満では、加工中にフェライトが生成して粗大な不均一組
織となるため、好ましくない。また、該温度域での圧延
の累積圧下率は加工の効果が明確となるために、３０％
以上必要である。圧下率は大きいほど組織微細化に有効
であるが、圧下率が９０％超では圧延の効果が飽和する
ためと、鋼材の形状に悪影響があることから、本発明で
は圧下率の上限を９０％とする。なお、開始温度が９５
０℃以下、終了温度が７００℃以上で、累積圧下率が３
０〜９５％の圧延を含んでいれば、該圧延前の板厚調整
等のために、９５０℃超での再結晶域での圧延を行うこ
とに問題はない。
【００１６】上記熱間圧延後の冷却は放冷でも加速冷却
でも構わないが、より組織を微細化して強度・靭性を向
上させるためには、加速冷却の方が好ましい。加速冷却
を行う場合は、冷却速度を１〜１００℃／ｓの範囲と
し、該加速冷却の開始温度は６５０℃以上、終了温度は
６００℃以下とする必要がある。
でも構わないが、より組織を微細化して強度・靭性を向
上させるためには、加速冷却の方が好ましい。加速冷却
を行う場合は、冷却速度を１〜１００℃／ｓの範囲と
し、該加速冷却の開始温度は６５０℃以上、終了温度は
６００℃以下とする必要がある。
【００１７】冷却速度を１〜１００℃／ｓの範囲に限定
するのは、１℃／ｓ未満では、加速冷却による組織微細
化効果が十分発現されないためであり、１００／ｓ℃超
では、加速冷却の効果が飽和する一方で、残留応力の増
加や鋼板形状の悪化等、悪影響が生じる懸念があるため
である。また、該加速冷却の開始温度を６５０℃以上と
するのは、開始温度が６５０℃未満であると、加速冷却
前に変態が開始して、加速冷却の効果が不十分となるた
めであり、一方、終了温度が６００℃以下とする必要が
あるのは、終了温度が６００℃超であると、加速冷却を
終了した段階では未変態の割合が過大で、やはり加速冷
却の効果が十分発現されないためである。なお、加速冷
却条件が本発明を満足していれば、その手段は問わな
い。すなわち、水冷以外に油冷、その他冷媒等によって
冷却しても効果は異ならない。
するのは、１℃／ｓ未満では、加速冷却による組織微細
化効果が十分発現されないためであり、１００／ｓ℃超
では、加速冷却の効果が飽和する一方で、残留応力の増
加や鋼板形状の悪化等、悪影響が生じる懸念があるため
である。また、該加速冷却の開始温度を６５０℃以上と
するのは、開始温度が６５０℃未満であると、加速冷却
前に変態が開始して、加速冷却の効果が不十分となるた
めであり、一方、終了温度が６００℃以下とする必要が
あるのは、終了温度が６００℃超であると、加速冷却を
終了した段階では未変態の割合が過大で、やはり加速冷
却の効果が十分発現されないためである。なお、加速冷
却条件が本発明を満足していれば、その手段は問わな
い。すなわち、水冷以外に油冷、その他冷媒等によって
冷却しても効果は異ならない。
【００１８】次に、の再加熱処理によって初期組織微
細化を図る場合の限定条件を説明する。なお、の再加
熱処理によって初期組織微細化を図る場合、熱間圧延は
形状調整のみを目的とすればよく、加工熱処理のように
圧延温度、圧下率等を特に限定する必要はない。
細化を図る場合の限定条件を説明する。なお、の再加
熱処理によって初期組織微細化を図る場合、熱間圧延は
形状調整のみを目的とすればよく、加工熱処理のように
圧延温度、圧下率等を特に限定する必要はない。
【００１９】再加熱処理による初期組織微細化は、熱間
圧延等で所望の形状に調整した後に、焼きならしあるい
は焼入れによって行う。焼きならしによる場合、加熱温
度がＡｃ3 変態点以上、Ａｃ3 変態点＋２５０℃以下に
再加熱した後に放冷する。焼きならしの再加熱温度をＡ
ｃ3 変態点以上、Ａｃ3 変態点＋２５０℃以下に限定す
るのは、再加熱温度がＡｃ3 変態点未満であると、未変
態の組織が残存し、微細化が不十分となるためであり、
一方、Ａｃ3 変態点＋２５０℃超では加熱オーステナイ
ト粒径が粗大となって変態組織の微細化が保証されない
ためである。
圧延等で所望の形状に調整した後に、焼きならしあるい
は焼入れによって行う。焼きならしによる場合、加熱温
度がＡｃ3 変態点以上、Ａｃ3 変態点＋２５０℃以下に
再加熱した後に放冷する。焼きならしの再加熱温度をＡ
ｃ3 変態点以上、Ａｃ3 変態点＋２５０℃以下に限定す
るのは、再加熱温度がＡｃ3 変態点未満であると、未変
態の組織が残存し、微細化が不十分となるためであり、
一方、Ａｃ3 変態点＋２５０℃超では加熱オーステナイ
ト粒径が粗大となって変態組織の微細化が保証されない
ためである。
【００２０】再加熱後、水冷等によって加速冷却を行う
焼入れは、再加熱後放冷する場合よりも、同一板厚では
冷却速度を大きくできるため、組織微細化に対してより
好ましい手段である。焼入れにって初期組織微細化を図
る場合、再加熱温度は焼きならしと同じ理由により、Ａ
ｃ3 変態点以上、Ａｃ3 変態点＋２５０℃以下に限定す
る。再加熱後の冷却は水冷等によって加速冷却するが、
本発明においては、焼入れ条件を冷却速度によって限定
する。すなわち、本発明においては冷却速度を１〜１０
０℃／ｓに限定する。これは、冷却速度が１℃／ｓ未満
では加速冷却による組織微細化効果が十分でなく、焼入
れを施す意味がないためであり、一方、冷却速度は大き
いほど組織微細化効果は大きいが、１００℃／ｓ超では
組織微細化効果が飽和するためと、工業的に実現するこ
とが容易でなくなるためである。なお、焼入れの冷却速
度が本発明の範囲内であれば、その手段は問わない。す
なわち、水冷以外に油冷、その他冷媒等によって冷却し
ても効果は異ならない。
焼入れは、再加熱後放冷する場合よりも、同一板厚では
冷却速度を大きくできるため、組織微細化に対してより
好ましい手段である。焼入れにって初期組織微細化を図
る場合、再加熱温度は焼きならしと同じ理由により、Ａ
ｃ3 変態点以上、Ａｃ3 変態点＋２５０℃以下に限定す
る。再加熱後の冷却は水冷等によって加速冷却するが、
本発明においては、焼入れ条件を冷却速度によって限定
する。すなわち、本発明においては冷却速度を１〜１０
０℃／ｓに限定する。これは、冷却速度が１℃／ｓ未満
では加速冷却による組織微細化効果が十分でなく、焼入
れを施す意味がないためであり、一方、冷却速度は大き
いほど組織微細化効果は大きいが、１００℃／ｓ超では
組織微細化効果が飽和するためと、工業的に実現するこ
とが容易でなくなるためである。なお、焼入れの冷却速
度が本発明の範囲内であれば、その手段は問わない。す
なわち、水冷以外に油冷、その他冷媒等によって冷却し
ても効果は異ならない。
【００２１】以上の、の方法によって初期組織の微
細化を図った上で、Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3
変態点＋１５０℃以下に再加熱した後、加速冷却停止温
度が３００〜６００℃で、かつ、冷却速度が１〜１００
℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴とする熱処理を施
す。本熱処理が本発明の目的とする特性を発現させるた
めに最も重要な要件となる。すなわち、本熱処理によっ
て、靭性劣化の少ない微細な低温変態ベイナイト相を硬
質相として分散させることが可能となり、降伏比が低
く、一様伸び等の延性特性と低温靱性がともに優れた高
張力鋼を製造することが可能となる。
細化を図った上で、Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3
変態点＋１５０℃以下に再加熱した後、加速冷却停止温
度が３００〜６００℃で、かつ、冷却速度が１〜１００
℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴とする熱処理を施
す。本熱処理が本発明の目的とする特性を発現させるた
めに最も重要な要件となる。すなわち、本熱処理によっ
て、靭性劣化の少ない微細な低温変態ベイナイト相を硬
質相として分散させることが可能となり、降伏比が低
く、一様伸び等の延性特性と低温靱性がともに優れた高
張力鋼を製造することが可能となる。
【００２２】本熱処理おける再加熱温度はＡｃ1 変態点
＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０℃以下に限定する
必要がある。これは、硬質相を生成するためには加熱段
階で逆変態オーステナイト相を一定量以上形成させる必
要があるためで、Ａｃ1 変態点＋２０℃未満の再加熱温
度では逆変態オーステナイトが生成されないか、生成さ
れてもその量が少ないため、最終的な硬質相の割合も少
なく、強度確保、強度−延性バランス向上が望めない。
また、Ａｃ3 変態点＋１５０℃超の再加熱温度では、加
熱前初期組織を上記のまたはの方法により微細化し
ていても加熱オーステナイト粒径が粗大となり、生成さ
れる硬質相が粗大となって靭性を阻害するため、好まし
くない。従って、本発明では硬質第二相を形成される熱
処理における再加熱温度をＡｃ1 変態点＋２０℃以上、
Ａｃ3 変態点＋１５０℃以下に限定する。
＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０℃以下に限定する
必要がある。これは、硬質相を生成するためには加熱段
階で逆変態オーステナイト相を一定量以上形成させる必
要があるためで、Ａｃ1 変態点＋２０℃未満の再加熱温
度では逆変態オーステナイトが生成されないか、生成さ
れてもその量が少ないため、最終的な硬質相の割合も少
なく、強度確保、強度−延性バランス向上が望めない。
また、Ａｃ3 変態点＋１５０℃超の再加熱温度では、加
熱前初期組織を上記のまたはの方法により微細化し
ていても加熱オーステナイト粒径が粗大となり、生成さ
れる硬質相が粗大となって靭性を阻害するため、好まし
くない。従って、本発明では硬質第二相を形成される熱
処理における再加熱温度をＡｃ1 変態点＋２０℃以上、
Ａｃ3 変態点＋１５０℃以下に限定する。
【００２３】Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点
＋１５０℃以下に再加熱した後、変態によって低温変態
ベイナイト主体組織を形成させるために、加速冷却プロ
セスを施すが、該加速冷却の条件としては、冷却速度を
１〜１００℃／ｓ、加速冷却停止温度を３００〜６００
℃とする必要がある。本発明が目的としている靭性、延
性を両立させる低温変態ベイナイト主体の硬質第二相を
形成させるには、後述するように化学組成を適正化し
て、一定以上の焼入性を確保した上で、加速冷却する必
要がある。該加速冷却速度が１℃／ｓ未満ではフェライ
トや靭性に好ましくない粗大な上部ベイナイトを生成す
る恐れがある。また、冷却速度は大きいほど組織微細化
効果は大きいが、１００℃／ｓ超では組織微細化効果が
飽和するためと、工業的に実現することが容易でなくな
るためである。なお、焼入れの冷却速度が本発明の範囲
内であれば、その手段は問わない。すなわち、水冷以外
に油冷、その他冷媒等によって冷却しても効果は異なら
ない。
＋１５０℃以下に再加熱した後、変態によって低温変態
ベイナイト主体組織を形成させるために、加速冷却プロ
セスを施すが、該加速冷却の条件としては、冷却速度を
１〜１００℃／ｓ、加速冷却停止温度を３００〜６００
℃とする必要がある。本発明が目的としている靭性、延
性を両立させる低温変態ベイナイト主体の硬質第二相を
形成させるには、後述するように化学組成を適正化し
て、一定以上の焼入性を確保した上で、加速冷却する必
要がある。該加速冷却速度が１℃／ｓ未満ではフェライ
トや靭性に好ましくない粗大な上部ベイナイトを生成す
る恐れがある。また、冷却速度は大きいほど組織微細化
効果は大きいが、１００℃／ｓ超では組織微細化効果が
飽和するためと、工業的に実現することが容易でなくな
るためである。なお、焼入れの冷却速度が本発明の範囲
内であれば、その手段は問わない。すなわち、水冷以外
に油冷、その他冷媒等によって冷却しても効果は異なら
ない。
【００２４】該加速冷却によって冷却中に硬質相が形成
されるが、靭性を劣化させる粗大上部ベイナイトやマル
テンサイトの形成を抑制して、硬質相を靭性・延性両立
に好ましい低温変態ベイナイト相主体組織とするために
は、加速冷却を途中で停止する必要もある。すなわち、
３００℃未満の低温まで加速冷却を行うと硬質第二相が
マルテンサイト主体組織となる恐れが大であり、逆に６
００℃超では加速冷却を停止した段階で残留オーステナ
イトの割合が高く、加速冷却停止後に粗大な上部ベイナ
イトを生成する恐れが高いため、本発明では、靭性・延
性の両立のために必須の低温変態ベイナイト相の確保の
ために、加速冷却停止温度を３００〜６００℃に限定す
る。
されるが、靭性を劣化させる粗大上部ベイナイトやマル
テンサイトの形成を抑制して、硬質相を靭性・延性両立
に好ましい低温変態ベイナイト相主体組織とするために
は、加速冷却を途中で停止する必要もある。すなわち、
３００℃未満の低温まで加速冷却を行うと硬質第二相が
マルテンサイト主体組織となる恐れが大であり、逆に６
００℃超では加速冷却を停止した段階で残留オーステナ
イトの割合が高く、加速冷却停止後に粗大な上部ベイナ
イトを生成する恐れが高いため、本発明では、靭性・延
性の両立のために必須の低温変態ベイナイト相の確保の
ために、加速冷却停止温度を３００〜６００℃に限定す
る。
【００２５】以上の本発明によれば、同一強度で比較し
た場合、既存の方法により製造した鋼に比べて優れた延
性、特に一様伸びを達成することができる。すなわち、
既存の方法によれば、一様伸びは平均的には、一様伸び
（Ｕ−Ｅｌ）を％、引張強度（Ｔ．Ｓ）をMPa で表した
場合、 Ｕ−Ｅｌ（％）≦２０−０．０１７・Ｔ．Ｓ（MPa ） ・・・・・・（２） 上記（２）式で表されれるレベルであるのに対して、本
発明によれば、（３）式で表される一様伸びが達成され
る。すなわち、同一強度でみて、既存の方法に比べて平
均４％以上一様伸びが良好である。 Ｕ−Ｅｌ（％）≧２４−０．０１７・Ｔ．Ｓ（MPa ） ・・・・・・（３）
た場合、既存の方法により製造した鋼に比べて優れた延
性、特に一様伸びを達成することができる。すなわち、
既存の方法によれば、一様伸びは平均的には、一様伸び
（Ｕ−Ｅｌ）を％、引張強度（Ｔ．Ｓ）をMPa で表した
場合、 Ｕ−Ｅｌ（％）≦２０−０．０１７・Ｔ．Ｓ（MPa ） ・・・・・・（２） 上記（２）式で表されれるレベルであるのに対して、本
発明によれば、（３）式で表される一様伸びが達成され
る。すなわち、同一強度でみて、既存の方法に比べて平
均４％以上一様伸びが良好である。 Ｕ−Ｅｌ（％）≧２４−０．０１７・Ｔ．Ｓ（MPa ） ・・・・・・（３）
【００２６】本発明によれば、上記（３）式の一様伸び
レベルが達成され、かつ降伏比（降伏応力／引張強度）
を８０％以下にできるとともに、後続の焼戻し処理を施
さなくとも、靭性を、２mmＶノッチシャルピー衝撃試験
の破面遷移温度で−４０℃以下と良好にすることが可能
である。
レベルが達成され、かつ降伏比（降伏応力／引張強度）
を８０％以下にできるとともに、後続の焼戻し処理を施
さなくとも、靭性を、２mmＶノッチシャルピー衝撃試験
の破面遷移温度で−４０℃以下と良好にすることが可能
である。
【００２７】なお、本発明の中で、硬質第二相形成のた
めの最終の熱処理の再加熱温度をＡｃ1 変態点＋２０℃
以上、Ａｃ3 変態点−５０℃以下にさらに限定すれば、
降伏比を７５％以下でかつ、一様伸びレベルを（４）式
で示す程度に向上させることができる。 Ｕ−Ｅｌ（％）≧２７−０．０１７・Ｔ．Ｓ（MPa ） ・・・・・・（４）
めの最終の熱処理の再加熱温度をＡｃ1 変態点＋２０℃
以上、Ａｃ3 変態点−５０℃以下にさらに限定すれば、
降伏比を７５％以下でかつ、一様伸びレベルを（４）式
で示す程度に向上させることができる。 Ｕ−Ｅｌ（％）≧２７−０．０１７・Ｔ．Ｓ（MPa ） ・・・・・・（４）
【００２８】さらに、靭性と、延性の改善のためには、
必要に応じて、熱間圧延に先立って、１１５０〜１３０
０℃で２ｈ〜４８ｈ保持する溶体化処理を施すことがで
きる。すなわち、鋼片は不可避的に合金成分が濃化した
ミクロ偏析部を有するが、該偏析部は加熱変態点が低
く、かつ焼入性が高いため、優先的に硬質相の生成箇所
となる。従って、ミクロ偏析部が広く、及び／あるいは
該偏析部の成分濃化が大きいと、最終の熱処理段階にお
いて、粗大なマルテンサイト相を生成して、靭性や延性
の劣化につながる。そのため、鋼片のミクロ偏析状態に
よっては、熱間圧延に先立ってミクロ偏析部の縮小、濃
化低減を目的とした溶体化処理を施すことによって靭
性、延性が改善される。
必要に応じて、熱間圧延に先立って、１１５０〜１３０
０℃で２ｈ〜４８ｈ保持する溶体化処理を施すことがで
きる。すなわち、鋼片は不可避的に合金成分が濃化した
ミクロ偏析部を有するが、該偏析部は加熱変態点が低
く、かつ焼入性が高いため、優先的に硬質相の生成箇所
となる。従って、ミクロ偏析部が広く、及び／あるいは
該偏析部の成分濃化が大きいと、最終の熱処理段階にお
いて、粗大なマルテンサイト相を生成して、靭性や延性
の劣化につながる。そのため、鋼片のミクロ偏析状態に
よっては、熱間圧延に先立ってミクロ偏析部の縮小、濃
化低減を目的とした溶体化処理を施すことによって靭
性、延性が改善される。
【００２９】本発明では、溶体化条件を、加熱温度：１
１５０〜１３００℃、保持時間：２ｈ〜４８ｈに限定す
る。加熱温度が１１５０℃未満では、長時間保持しても
Ｍｎ等の偏析元素の拡散が十分でなく、１３００℃超で
は表面の酸化が著しくなるため、好ましくない。ただ
し、保持時間が２ｈ未満では加熱温度が１３００℃でも
溶体化が十分でないため、保持時間の下限を２ｈとす
る。保持時間は長いほど偏析の減少に有効であるが、長
時間高温に保持することは経済上好ましくなく、表面酸
化の問題もあるため、１１５０℃の加熱でも靭性、延性
の向上に効果が明確な保持時間として４８ｈを上限とす
る。溶体化処理の加熱・保持段階で溶体化が十分達成さ
れ、組織調整は、鋼片組織によらず、その後の本発明の
製造工程で達成されるため、溶体化処理の加熱・保持後
の冷却条件は特に問わない。
１５０〜１３００℃、保持時間：２ｈ〜４８ｈに限定す
る。加熱温度が１１５０℃未満では、長時間保持しても
Ｍｎ等の偏析元素の拡散が十分でなく、１３００℃超で
は表面の酸化が著しくなるため、好ましくない。ただ
し、保持時間が２ｈ未満では加熱温度が１３００℃でも
溶体化が十分でないため、保持時間の下限を２ｈとす
る。保持時間は長いほど偏析の減少に有効であるが、長
時間高温に保持することは経済上好ましくなく、表面酸
化の問題もあるため、１１５０℃の加熱でも靭性、延性
の向上に効果が明確な保持時間として４８ｈを上限とす
る。溶体化処理の加熱・保持段階で溶体化が十分達成さ
れ、組織調整は、鋼片組織によらず、その後の本発明の
製造工程で達成されるため、溶体化処理の加熱・保持後
の冷却条件は特に問わない。
【００３０】以上が製造方法に関わる本発明の限定理由
であるが、溶接構造用鋼として十分な製造を発揮し、低
降伏比が低く塑性変形能に優れた低降伏比高張力鋼板を
製造するためには、化学成分も併せて規定する必要があ
る。以下に、それぞれの化学成分の限定理由を述べる。
であるが、溶接構造用鋼として十分な製造を発揮し、低
降伏比が低く塑性変形能に優れた低降伏比高張力鋼板を
製造するためには、化学成分も併せて規定する必要があ
る。以下に、それぞれの化学成分の限定理由を述べる。
【００３１】先ず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成
分として添加するもので、０．０１％未満では構造用鋼
に必要な強度の確保が困難であり、また、０．２５％を
超える過剰の添加は、硬質相が低温変態ベイナイト相で
あっても、該ベイナイト中のＣ量が過大となって靭性が
顕著に劣化し、また、耐溶接割れ性なども著しく低下さ
せるので、０．０１〜０．２５％の範囲とした。
分として添加するもので、０．０１％未満では構造用鋼
に必要な強度の確保が困難であり、また、０．２５％を
超える過剰の添加は、硬質相が低温変態ベイナイト相で
あっても、該ベイナイト中のＣ量が過大となって靭性が
顕著に劣化し、また、耐溶接割れ性なども著しく低下さ
せるので、０．０１〜０．２５％の範囲とした。
【００３２】次に、Ｓｉは脱酸元素として、また、母材
の強度確保に有効な元素である。０．０１％未満の添加
では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。
逆に１％を超える過剰の添加は粗大な酸化物を形成して
延性や靭性劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．０１
〜１％とした。
の強度確保に有効な元素である。０．０１％未満の添加
では脱酸が不十分となり、また強度確保に不利である。
逆に１％を超える過剰の添加は粗大な酸化物を形成して
延性や靭性劣化を招く。そこで、Ｓｉの範囲は０．０１
〜１％とした。
【００３３】また、Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に必
要な元素であり、最低限０．１％以上添加する必要があ
る。しかし、３％を超える過剰な添加は、過剰なＣ含有
と同様、硬質相による靭性劣化を生じ、溶接部の靭性、
割れ性なども劣化させるため、上限を３％とした。
要な元素であり、最低限０．１％以上添加する必要があ
る。しかし、３％を超える過剰な添加は、過剰なＣ含有
と同様、硬質相による靭性劣化を生じ、溶接部の靭性、
割れ性なども劣化させるため、上限を３％とした。
【００３４】Ｐは不純物元素であり、極力低減すること
が好ましいが、溶接熱影響部の靭性確保の点から許容で
きる量として上限を０．０２％とした。
が好ましいが、溶接熱影響部の靭性確保の点から許容で
きる量として上限を０．０２％とした。
【００３５】ＳはＭｎＳを形成して延性値を劣化せるた
め、本発明が対象としているような、延性を確保する必
要のある鋼板では特に低減が必要な元素である。ただ
し、延性の劣化が大きくなく、実用的に許容できる上限
として、その含有量を０．０１％以下とする。
め、本発明が対象としているような、延性を確保する必
要のある鋼板では特に低減が必要な元素である。ただ
し、延性の劣化が大きくなく、実用的に許容できる上限
として、その含有量を０．０１％以下とする。
【００３６】Ａｌは脱酸、γ粒径の細粒化等に有効な元
素であり、効果を発揮するためには０．００１％以上含
有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に添加する
と、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるた
め、０．００１％〜０．１％の範囲に限定する必要があ
る。
素であり、効果を発揮するためには０．００１％以上含
有する必要があるが、０．１％を超えて過剰に添加する
と、粗大な酸化物を形成して延性を極端に劣化させるた
め、０．００１％〜０．１％の範囲に限定する必要があ
る。
【００３７】ＮはＡｌやＴｉと結びついてγ粒微細化に
有効に働くが、その効果が明確になるためには０．００
１％以上含有させる必要がある一方、過剰に添加すると
固溶Ｎが増加して降伏比の増加や靭性の劣化につなが
る。溶接熱影響部の靭性確保の観点から許容できる範囲
として上限を０．０１％とする。
有効に働くが、その効果が明確になるためには０．００
１％以上含有させる必要がある一方、過剰に添加すると
固溶Ｎが増加して降伏比の増加や靭性の劣化につなが
る。溶接熱影響部の靭性確保の観点から許容できる範囲
として上限を０．０１％とする。
【００３８】以上が本発明鋼の基本成分であるが、硬質
第二相を延性・靭性の両立に有効な低温変態ベイナイト
相とするために、前記の本発明の製造方法を前提とした
上で、鋼の焼入性を適正化する必要がある。鋼の焼入性
に対する化学成分の影響は、理想焼入れ臨界直径（ＤI
値）で一般的に表される。本発明者らは、本発明の製造
方法における最終熱処理段階での第二相の焼入性を精度
良く表すことができるＤI 値を下記（１）式に示すよう
に実験的に求め、該ＤI 値と延性、靭性に好ましい第二
相の出現条件との関係を詳細に検討した。その結果か
ら、（１）式で示されるＤI 値を０．５〜３０の範囲に
限定することとした。すなわち、ＤI 値が０．５〜３０
の範囲であれば、本発明の製造方法によって、材質に好
ましくないマルテンサイトや粗大な上部ベイナイト相を
抑制し、一様伸びが優れ、靭性も確保できる低温変態ベ
イナイト相を確実に形成できる。ＤI 値が０．５未満で
あると、焼入性が過小のため、低降伏比化、強度−一様
伸びバランス向上に重要な役割を担う硬質相が形成され
ないため好ましくなく、一方、３０超であると、焼入性
が過大となり、靭性の劣るマルテンサイト相を本発明の
方法によっても抑制できず、延性、靭性に好ましい第二
相を形成することが困難となるため、好ましくない。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１）
第二相を延性・靭性の両立に有効な低温変態ベイナイト
相とするために、前記の本発明の製造方法を前提とした
上で、鋼の焼入性を適正化する必要がある。鋼の焼入性
に対する化学成分の影響は、理想焼入れ臨界直径（ＤI
値）で一般的に表される。本発明者らは、本発明の製造
方法における最終熱処理段階での第二相の焼入性を精度
良く表すことができるＤI 値を下記（１）式に示すよう
に実験的に求め、該ＤI 値と延性、靭性に好ましい第二
相の出現条件との関係を詳細に検討した。その結果か
ら、（１）式で示されるＤI 値を０．５〜３０の範囲に
限定することとした。すなわち、ＤI 値が０．５〜３０
の範囲であれば、本発明の製造方法によって、材質に好
ましくないマルテンサイトや粗大な上部ベイナイト相を
抑制し、一様伸びが優れ、靭性も確保できる低温変態ベ
イナイト相を確実に形成できる。ＤI 値が０．５未満で
あると、焼入性が過小のため、低降伏比化、強度−一様
伸びバランス向上に重要な役割を担う硬質相が形成され
ないため好ましくなく、一方、３０超であると、焼入性
が過大となり、靭性の劣るマルテンサイト相を本発明の
方法によっても抑制できず、延性、靭性に好ましい第二
相を形成することが困難となるため、好ましくない。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１）
【００３９】以上が本発明鋼の基本成分であるが、所望
の強度レベルに応じて母材強度の上昇の目的で、必要に
応じてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｚｒ、Ｂの１種または２種以上を含有することが
できる。
の強度レベルに応じて母材強度の上昇の目的で、必要に
応じてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、
Ｔａ、Ｚｒ、Ｂの１種または２種以上を含有することが
できる。
【００４０】先ず、Ｎｉは母材の強度と靭性を同時に向
上でき、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させる
ためには０．１％以上含有させる必要がある。含有量が
多くなると強度、靭性は向上するが６％を超えて添加し
ても効果が飽和するため、経済性も考慮して、上限を６
％とする。次に、ＣｕもほぼＮｉと同様の効果を有する
が、１．５％超の添加では熱間加工性に問題を生じるた
め、０．０５〜１．５％の範囲に限定する。また、Ｃｒ
は母材の強度向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を
生じるためには０．０５％以上必要であり、一方、２％
を超えて添加すると、靭性が劣化する傾向を有するた
め、０．０５〜２％の範囲とする。Ｍｏも母材の強度向
上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには
０．１％以上必要であり、一方、２％を超えて添加する
と、靭性が劣化する傾向を有するため、０．１〜２％の
範囲とする。ＷもＭｏと同様に、母材の強度向上に有効
な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．２％
以上必要であり、一方、４％を超えて添加すると、靭性
が劣化する傾向を有するため、０．２〜４％の範囲とす
る。Ｖ及びＮｂはいずれも主として析出強化により母材
の強度向上に寄与するが、過剰の添加で靭性が劣化す
る。従って、靭性の劣化を招かずに、効果を発揮できる
範囲として、Ｖは０．００５〜０．５％、Ｎｂは０．０
０５〜０．５％とする。ＴｉはＴｉＮの形成によりγ粒
を微細化して靭性向上に有効な元素であるが、効果を発
揮できるためには０．００３％以上の添加が必要であ
る。一方、０．１％を超えると、Ａｌと同様、粗大な酸
化物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上限を
０．１％とする。Ｔａも同様に析出強化や細粒化に有効
であるが、効果を発揮するためには０．０１％以上必要
であり、０．５％超では逆に靱性劣化を生じるため、そ
の範囲を０．０１％〜０．５％とする。Ｚｒは析出強化
や細粒化に効果を発揮する元素であるが、効果を発揮す
るためには０．００５％以上の添加が必要である。一
方、０．１％超の過剰の添加で析出物の粗大化による靱
性の劣化を生じるため、０．００５％〜０１％の範囲に
限定する。Ｂは０．０００２％以上のごく微量添加で鋼
材の焼入性を高めて強度上昇に非常に有効であるが、過
剰に添加するとＢＮを形成して、逆に焼入性を落とした
り、靭性を大きく劣化させるため、上限を０．００５％
とする。
上でき、非常に有効な元素であるが、効果を発揮させる
ためには０．１％以上含有させる必要がある。含有量が
多くなると強度、靭性は向上するが６％を超えて添加し
ても効果が飽和するため、経済性も考慮して、上限を６
％とする。次に、ＣｕもほぼＮｉと同様の効果を有する
が、１．５％超の添加では熱間加工性に問題を生じるた
め、０．０５〜１．５％の範囲に限定する。また、Ｃｒ
は母材の強度向上に有効な元素であるが、明瞭な効果を
生じるためには０．０５％以上必要であり、一方、２％
を超えて添加すると、靭性が劣化する傾向を有するた
め、０．０５〜２％の範囲とする。Ｍｏも母材の強度向
上に有効な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには
０．１％以上必要であり、一方、２％を超えて添加する
と、靭性が劣化する傾向を有するため、０．１〜２％の
範囲とする。ＷもＭｏと同様に、母材の強度向上に有効
な元素であるが、明瞭な効果を生じるためには０．２％
以上必要であり、一方、４％を超えて添加すると、靭性
が劣化する傾向を有するため、０．２〜４％の範囲とす
る。Ｖ及びＮｂはいずれも主として析出強化により母材
の強度向上に寄与するが、過剰の添加で靭性が劣化す
る。従って、靭性の劣化を招かずに、効果を発揮できる
範囲として、Ｖは０．００５〜０．５％、Ｎｂは０．０
０５〜０．５％とする。ＴｉはＴｉＮの形成によりγ粒
を微細化して靭性向上に有効な元素であるが、効果を発
揮できるためには０．００３％以上の添加が必要であ
る。一方、０．１％を超えると、Ａｌと同様、粗大な酸
化物を形成して靭性や延性を劣化させるため、上限を
０．１％とする。Ｔａも同様に析出強化や細粒化に有効
であるが、効果を発揮するためには０．０１％以上必要
であり、０．５％超では逆に靱性劣化を生じるため、そ
の範囲を０．０１％〜０．５％とする。Ｚｒは析出強化
や細粒化に効果を発揮する元素であるが、効果を発揮す
るためには０．００５％以上の添加が必要である。一
方、０．１％超の過剰の添加で析出物の粗大化による靱
性の劣化を生じるため、０．００５％〜０１％の範囲に
限定する。Ｂは０．０００２％以上のごく微量添加で鋼
材の焼入性を高めて強度上昇に非常に有効であるが、過
剰に添加するとＢＮを形成して、逆に焼入性を落とした
り、靭性を大きく劣化させるため、上限を０．００５％
とする。
【００４１】さらに、本発明においては、延性や溶接部
の靱性（ＨＡＺ靱性）を向上させることを目的として、
Ｙ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有す
ることができる。いずれも酸化物、硫化物の微細分散に
より延性特性を改善するとともに、溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）の組織を微細化してＨＡＺ靱性を向上せしめるが、
その効果を発揮するためには、Ｙは０．００１％以上、
Ｃａは０．０００５％以上、Ｍｇは０．０００１％以
上、ＲＥＭは０．００５％以上含有させる必要がある。
一方、過剰に添加すると、酸化物、硫化物が粗大化し
て、それ自身が脆性破壊の起点となってＨＡＺ靱性を逆
に劣化させるため、上限をＭｇおよびＣａは０．０１
％、ＹおよびＲＥＭは０．１％に限定する。
の靱性（ＨＡＺ靱性）を向上させることを目的として、
Ｙ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有す
ることができる。いずれも酸化物、硫化物の微細分散に
より延性特性を改善するとともに、溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）の組織を微細化してＨＡＺ靱性を向上せしめるが、
その効果を発揮するためには、Ｙは０．００１％以上、
Ｃａは０．０００５％以上、Ｍｇは０．０００１％以
上、ＲＥＭは０．００５％以上含有させる必要がある。
一方、過剰に添加すると、酸化物、硫化物が粗大化し
て、それ自身が脆性破壊の起点となってＨＡＺ靱性を逆
に劣化させるため、上限をＭｇおよびＣａは０．０１
％、ＹおよびＲＥＭは０．１％に限定する。
【００４２】
【実施例】次に、本発明の効果を実施例によってさらに
具体的に述べる。実施例に用いた供試鋼の化学組成を表
１に示す。本発明の化学成分を有する鋼片番号１〜１０
と、本発明の化学組成範囲を逸脱している鋼片番号１１
〜１５の鋼片を用いて、表２、表３に示す製造条件によ
り鋼板を製造し、機械的性質を調査した。いずれも板厚
中心部より試験片を採取した。採取方向はいずれも熱間
圧延方向に平行な方向とした（Ｌ方向）。機械試験結果
も合わせて表２、表３に示す。なお、表２に示す鋼板
は、本発明のうちの加工熱処理による方法とその比較法
によるものであり、表３に示す鋼板は、本発明のうちの
再加熱処理による方法とその比較法によるものである。
具体的に述べる。実施例に用いた供試鋼の化学組成を表
１に示す。本発明の化学成分を有する鋼片番号１〜１０
と、本発明の化学組成範囲を逸脱している鋼片番号１１
〜１５の鋼片を用いて、表２、表３に示す製造条件によ
り鋼板を製造し、機械的性質を調査した。いずれも板厚
中心部より試験片を採取した。採取方向はいずれも熱間
圧延方向に平行な方向とした（Ｌ方向）。機械試験結果
も合わせて表２、表３に示す。なお、表２に示す鋼板
は、本発明のうちの加工熱処理による方法とその比較法
によるものであり、表３に示す鋼板は、本発明のうちの
再加熱処理による方法とその比較法によるものである。
【００４３】表２、表３のうちの、鋼材Ｎｏ．Ａ１〜Ａ
２０は本発明により製造したものであり、鋼材Ｎｏ．Ｂ
１〜Ｂ１１は本発明のいずれかの要件を満足していない
比較例である。表２、表３に示すように、本発明により
製造した鋼はいずれの強度レベルにおいても、低降伏比
と良好な靭性が達成されており、かつ、延性特性、特に
一様伸びも同一強度レベルで比較して、比較法に比べて
顕著に向上していることが明らかである。一方、比較例
である、鋼材Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１１は、本発明の要件を満
足していないため、降伏比、一様伸び、靭性のいずれ
か、あるいは全てが本発明に比べて明らかに劣ってい
る。
２０は本発明により製造したものであり、鋼材Ｎｏ．Ｂ
１〜Ｂ１１は本発明のいずれかの要件を満足していない
比較例である。表２、表３に示すように、本発明により
製造した鋼はいずれの強度レベルにおいても、低降伏比
と良好な靭性が達成されており、かつ、延性特性、特に
一様伸びも同一強度レベルで比較して、比較法に比べて
顕著に向上していることが明らかである。一方、比較例
である、鋼材Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ１１は、本発明の要件を満
足していないため、降伏比、一様伸び、靭性のいずれ
か、あるいは全てが本発明に比べて明らかに劣ってい
る。
【００４４】比較例のうち、鋼材Ｎｏ．Ｂ１〜Ｂ５は、
本発明の要件のうち、化学組成が本発明を満足していな
い例である。鋼材Ｎｏ．Ｂ１は、Ｃが過剰に含有されて
いるため、靭性が劣る。鋼材Ｎｏ．Ｂ２は、Ｍｎが過剰
であるため、やはり靭性が劣る。鋼材Ｎｏ．Ｂ３は、焼
入性の指標であるＤI 値が過小であるため、本発明の製
造方法によっても、硬質相の焼入性が不足であり、降伏
比及び一様伸びが十分でない。一方、鋼材Ｎｏ．Ｂ４お
よびＢ５は、焼入性の指標であるＤI 値が過大であるた
め、本発明の製造方法によっても、硬質相が靭性に好ま
しくない硬質のマルテンサイト相になること避けられな
いため、靭性の劣化が著しい。
本発明の要件のうち、化学組成が本発明を満足していな
い例である。鋼材Ｎｏ．Ｂ１は、Ｃが過剰に含有されて
いるため、靭性が劣る。鋼材Ｎｏ．Ｂ２は、Ｍｎが過剰
であるため、やはり靭性が劣る。鋼材Ｎｏ．Ｂ３は、焼
入性の指標であるＤI 値が過小であるため、本発明の製
造方法によっても、硬質相の焼入性が不足であり、降伏
比及び一様伸びが十分でない。一方、鋼材Ｎｏ．Ｂ４お
よびＢ５は、焼入性の指標であるＤI 値が過大であるた
め、本発明の製造方法によっても、硬質相が靭性に好ま
しくない硬質のマルテンサイト相になること避けられな
いため、靭性の劣化が著しい。
【００４５】鋼材Ｎｏ．Ｂ６〜Ｂ１１は、製造方法が本
発明の要件を満足していない例である。鋼材Ｎｏ．Ｂ６
〜Ｂ８は加工熱処理による製造方法における比較例であ
り、鋼材Ｎｏ．Ｂ６は、最終の熱処理の加熱温度が過大
であるために一様伸びと降伏比が劣り、鋼材Ｎｏ．Ｂ７
は、最終熱処理の加速冷却の停止温度が低すぎるため
に、一様伸びと靭性が劣り、鋼材Ｎｏ．Ｂ８は、最終熱
処理の加速冷却の停止温度が高すぎるために、硬質相の
形成が十分でなく、一様伸びと降伏比が劣り、かつ、靭
性も若干劣る。一方、鋼材Ｎｏ．Ｂ９〜Ｂ１１は再加熱
処理による製造方法の比較例である。鋼材Ｎｏ．Ｂ９
は、焼きならし温度が高すぎるため、靭性の劣化が大き
く、鋼材Ｎｏ．Ｂ１０は、最終熱処理の加熱温度が低す
ぎるため、加熱時に逆変態オーステナイト相が形成され
ないため、強度も低く、降伏比、一様伸びが劣り、鋼材
Ｎｏ．Ｂ１１は、最終熱処理の加速冷却の停止温度が低
すぎるために、靭性の劣化が著しい。
発明の要件を満足していない例である。鋼材Ｎｏ．Ｂ６
〜Ｂ８は加工熱処理による製造方法における比較例であ
り、鋼材Ｎｏ．Ｂ６は、最終の熱処理の加熱温度が過大
であるために一様伸びと降伏比が劣り、鋼材Ｎｏ．Ｂ７
は、最終熱処理の加速冷却の停止温度が低すぎるため
に、一様伸びと靭性が劣り、鋼材Ｎｏ．Ｂ８は、最終熱
処理の加速冷却の停止温度が高すぎるために、硬質相の
形成が十分でなく、一様伸びと降伏比が劣り、かつ、靭
性も若干劣る。一方、鋼材Ｎｏ．Ｂ９〜Ｂ１１は再加熱
処理による製造方法の比較例である。鋼材Ｎｏ．Ｂ９
は、焼きならし温度が高すぎるため、靭性の劣化が大き
く、鋼材Ｎｏ．Ｂ１０は、最終熱処理の加熱温度が低す
ぎるため、加熱時に逆変態オーステナイト相が形成され
ないため、強度も低く、降伏比、一様伸びが劣り、鋼材
Ｎｏ．Ｂ１１は、最終熱処理の加速冷却の停止温度が低
すぎるために、靭性の劣化が著しい。
【００４６】以上の実施例から分かるように、本発明に
係る製造方法により、低降伏比と優れた一様伸び特性
を、靭性を劣化させることなく達成できることが明らか
である。
係る製造方法により、低降伏比と優れた一様伸び特性
を、靭性を劣化させることなく達成できることが明らか
である。
【００４７】
【表１】
【００４８】
【表２】
【００４９】
【表３】
【００５０】
【表４】
【００５１】
【表５】
【００５２】
【発明の効果】本発明により、溶接構造用鋼としての十
分な強度を有し、かつ降伏比が低く、一様伸び等の延性
特性に優れるとともに、低温靱性にも優れた靭性と延性
に優れた高張力鋼を提供することが可能となる。本発明
により製造した鋼は、例えば、海洋構造物、圧力容器、
造船、橋梁、建築物、ラインパイプなどの溶接鋼構造物
一般に用いることができるが、低降伏比、高延性と靭性
とが両立できることから、特に耐震性を必要とする建
築、橋梁等の構造物用鋼材として特に有用であり、本発
明の、産業上の価値は極めて高い。
分な強度を有し、かつ降伏比が低く、一様伸び等の延性
特性に優れるとともに、低温靱性にも優れた靭性と延性
に優れた高張力鋼を提供することが可能となる。本発明
により製造した鋼は、例えば、海洋構造物、圧力容器、
造船、橋梁、建築物、ラインパイプなどの溶接鋼構造物
一般に用いることができるが、低降伏比、高延性と靭性
とが両立できることから、特に耐震性を必要とする建
築、橋梁等の構造物用鋼材として特に有用であり、本発
明の、産業上の価値は極めて高い。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA12 AA14 AA15 AA16 AA17 AA19 AA20 AA21 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA33 AA35 AA36 AA37 AA39 AA40 BA01 CA01 CA02 CA03 CB02 CC03 CD02 CD03 CF02 CF03
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．２５
％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ
：０．０２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ ：０．００１〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ、
（１）式で示す理想焼入臨界直径（ＤI 値）が０．５〜
３０である鋼片を、Ａｃ3 変態点〜１３００℃に加熱
後、開始温度が９５０℃以下、終了温度が７００℃以上
で、累積圧下率が３０〜９５％の圧延を含む熱間圧延
後、Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０
℃以下に再加熱した後、加速冷却停止温度が３００〜６
００℃で、かつ、冷却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷
却を行うことを特徴とする、靱性と延性に優れた高張力
鋼の製造方法。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１） - 【請求項２】 熱間圧延後、６５０℃以上から開始し、
６００℃以下で終了する冷却速度が１〜１００℃／ｓの
加速冷却を行った後に再加熱することを特徴とする、請
求項１に記載の、靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方
法。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．２５
％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ
：０．０２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ ：０．００２〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ、
（１）式で示す理想焼入臨界直径（ＤI 値）が０．５〜
３０である鋼片を熱間圧延後、加熱温度がＡｃ3 変態点
以上、Ａｃ3 変態点＋２５０以下の焼きならしを施し、
その後、Ａｃ1 変態点＋２０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１
５０℃以下に再加熱した後、加速冷却停止温度が３００
〜６００℃で、かつ、冷却速度が１〜１００℃／ｓの加
速冷却を行うことを特徴とする、靱性と延性に優れた高
張力鋼の製造方法。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１） - 【請求項４】 重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．２５
％、Ｓｉ：０．０１〜１％、Ｍｎ：０．１〜３％、Ｐ
：０．０２％以下、Ｓ ：０．０１％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．１％、Ｎ ：０．００２〜０．０１％
を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、かつ、
（１）式で示す理想焼入臨界直径（ＤI 値）が０．５〜
３０である鋼片を熱間圧延後、加熱温度がＡｃ3 変態点
以上、Ａｃ3 変態点＋２５０以下で、冷却速度が１〜１
００℃／ｓの焼入れを施し、その後、Ａｃ1 変態点＋２
０℃以上、Ａｃ3 変態点＋１５０℃以下に再加熱した
後、加速冷却停止温度が３００〜６００℃で、かつ、冷
却速度が１〜１００℃／ｓの加速冷却を行うことを特徴
とする、靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法。 ＤI ＝０．５・（Ｃ％）1/2 ・（１＋０．６４・Ｓｉ％）・（１＋４．１０・ Ｍｎ％）・（１＋０．２７・Ｃｕ％）・（１＋０．５２・Ｎｉ％）・（１＋２ ．３３・Ｃｒ％）・（１＋３．１４・Ｍｏ％）・（１＋１．５０・Ｗ％） ・・・・・（１） - 【請求項５】 鋼片が重量％で、Ｎｉ：０．１〜６％、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｃｒ：０．０５〜２％、Ｍ
ｏ：０．１〜２％、Ｗ ：０．２〜４％、Ｖ ：０．０
０５〜０．５％、Ｔｉ：０．００３〜０．１％、Ｎｂ：
０．００５〜０．５％、Ｔａ：０．０１〜０．５％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．１％、Ｂ ：０．０００２〜０．
００５％、の１種または２種以上を、さらに含有するこ
とを特徴とする、請求項１〜４のいずれかに記載の、靱
性と延性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項６】 鋼片が重量％で、Ｙ ：０．００１〜
０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．０１％、ＲＥＭ：０．００５〜０．
１％、のうち１種または２種以上を、さらに含有するこ
とを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の、靱性
と延性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項７】 熱間圧延に先立って、１１５０〜１３０
０℃で２ｈ〜４８ｈ保持する溶体化処理を施すことを特
徴とする請求項１〜６のいずれかに記載の、靱性と延性
に優れた高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000103336A JP2001288512A (ja) | 2000-04-05 | 2000-04-05 | 靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000103336A JP2001288512A (ja) | 2000-04-05 | 2000-04-05 | 靱性と延性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
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