JPH09279233A - 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
靱性に優れた高張力鋼の製造方法Info
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- JPH09279233A JPH09279233A JP8782896A JP8782896A JPH09279233A JP H09279233 A JPH09279233 A JP H09279233A JP 8782896 A JP8782896 A JP 8782896A JP 8782896 A JP8782896 A JP 8782896A JP H09279233 A JPH09279233 A JP H09279233A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 制御圧延方法において圧延パス間で生じる静
的再結晶を利用してγ粒を細粒化しても５μｍ程度にし
か細粒化できず、十分な靱性を得られなかった。 【解決手段】 Ｃ：０．０３〜０．４５ｗｔ％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０２〜５．０％、Ａ
ｌ：０．００１〜０．１％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１パスまたはパス間時間
を２０秒以内の連続する２パス以上の加工を５００〜７
００℃の温度、かつ歪速度０．１〜２０／秒とし、総歪
量を０．８〜５．０となるように加工し放冷する。
的再結晶を利用してγ粒を細粒化しても５μｍ程度にし
か細粒化できず、十分な靱性を得られなかった。 【解決手段】 Ｃ：０．０３〜０．４５ｗｔ％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０２〜５．０％、Ａ
ｌ：０．００１〜０．１％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１パスまたはパス間時間
を２０秒以内の連続する２パス以上の加工を５００〜７
００℃の温度、かつ歪速度０．１〜２０／秒とし、総歪
量を０．８〜５．０となるように加工し放冷する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、熱間圧延によって
製造される鋼製品（薄鋼板、厚鋼板、線材、形鋼、棒鋼
など）において、その基本特性たる強度・靱性に優れた
高張力鋼の製造方法に関するものである。
製造される鋼製品（薄鋼板、厚鋼板、線材、形鋼、棒鋼
など）において、その基本特性たる強度・靱性に優れた
高張力鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、鋼製品の軽量化、鋼構造物の使用
条件の過酷化にともない、より強靱で安全性の高い鋼の
開発が求められている。この様な要求に対し、従来、鋼
板の製造方法を改善し、金属組織の結晶粒の細粒化を図
り、鋼の強度、靱性を改善するための圧延方法が開発さ
れてきた。この様な方法の例としては、いわゆる制御圧
延法が上げられ、加速冷却法と組み合わせた製造法とし
て、特開昭６３−２２３１２４号公報や特開昭６３−１
２８１１７号公報などに示されている。
条件の過酷化にともない、より強靱で安全性の高い鋼の
開発が求められている。この様な要求に対し、従来、鋼
板の製造方法を改善し、金属組織の結晶粒の細粒化を図
り、鋼の強度、靱性を改善するための圧延方法が開発さ
れてきた。この様な方法の例としては、いわゆる制御圧
延法が上げられ、加速冷却法と組み合わせた製造法とし
て、特開昭６３−２２３１２４号公報や特開昭６３−１
２８１１７号公報などに示されている。
【０００３】これら従来法に示されている制御圧延法で
は、比較的高温のオーステナイト（以下、γと略記）の
再結晶温度域において圧延パス間で生じる静的再結晶を
利用し、γ粒を細粒化する。次いで、鋼板の温度が低下
するのを待ち、γの再結晶が生じない温度域（未再結晶
温度域）で、再び圧延を行うことによってγの結晶中に
転位などの欠陥を導入することが行われている。この様
な欠陥は、γがフェライト等に変態するに際して、γ粒
界と同様に、フェライト等の変態生成組織の核生成場所
となるため、冷却時に多数の結晶粒を一斉に生成させ、
金属組織をいっそう微細にすることが可能だからであ
る。
は、比較的高温のオーステナイト（以下、γと略記）の
再結晶温度域において圧延パス間で生じる静的再結晶を
利用し、γ粒を細粒化する。次いで、鋼板の温度が低下
するのを待ち、γの再結晶が生じない温度域（未再結晶
温度域）で、再び圧延を行うことによってγの結晶中に
転位などの欠陥を導入することが行われている。この様
な欠陥は、γがフェライト等に変態するに際して、γ粒
界と同様に、フェライト等の変態生成組織の核生成場所
となるため、冷却時に多数の結晶粒を一斉に生成させ、
金属組織をいっそう微細にすることが可能だからであ
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、このような方
法で得られるフェライトの粒径は小さいといってもせい
ぜい５μｍ程度であり、より結晶粒を微細化する方法が
求められている。
法で得られるフェライトの粒径は小さいといってもせい
ぜい５μｍ程度であり、より結晶粒を微細化する方法が
求められている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は制御圧延や加速
冷却といった従来の結晶粒微細化手段では得られないよ
うな顕著な細粒を得ることができる加工、冷却方法によ
り、強靱な高張力鋼の製造方法を提供することを目的と
する。上記課題を解決する手段として、以下の製造方法
を創作した。 （１）重量％で、Ｃ ：０．０３〜０．４５％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０２〜５．０％、Ａ
ｌ：０．００１〜０．１％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鋳造後冷却することなく
そのまま圧延等による熱間加工を行うか、あるいは一度
室温まで冷却した後に再びＡｃ3 点〜１２５０℃の温度
に再加熱し、熱間加工を行って鋼材を製造するに際し
て、一連の熱間加工のうち、１パスまたはパス間時間を
２０秒以内の連続する２パス以上の加工を７００℃以下
５００℃以上の温度かつ圧延の歪速度を０．１〜２０／
秒とし、その総歪量を０．８以上５以下となるように加
工を行い、その後、放冷する靱性に優れた高張力鋼の製
造方法。
冷却といった従来の結晶粒微細化手段では得られないよ
うな顕著な細粒を得ることができる加工、冷却方法によ
り、強靱な高張力鋼の製造方法を提供することを目的と
する。上記課題を解決する手段として、以下の製造方法
を創作した。 （１）重量％で、Ｃ ：０．０３〜０．４５％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０２〜５．０％、Ａ
ｌ：０．００１〜０．１％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鋳造後冷却することなく
そのまま圧延等による熱間加工を行うか、あるいは一度
室温まで冷却した後に再びＡｃ3 点〜１２５０℃の温度
に再加熱し、熱間加工を行って鋼材を製造するに際し
て、一連の熱間加工のうち、１パスまたはパス間時間を
２０秒以内の連続する２パス以上の加工を７００℃以下
５００℃以上の温度かつ圧延の歪速度を０．１〜２０／
秒とし、その総歪量を０．８以上５以下となるように加
工を行い、その後、放冷する靱性に優れた高張力鋼の製
造方法。
【０００６】（２）重量％で、Ｃ ：０．０３〜０．４
５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０２〜
５．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１％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鋳造後冷却
することなくそのままに熱間加工を施すか熱間加工を行
わずそのまま一度６００℃〜室温までの温度まで冷却す
るか、もしくは鋳造後一度室温まで冷却した後でＡc3点
〜１２５０℃の温度に再加熱し熱間加工するか熱間加工
を行わずそのまま６００℃〜室温までの温度まで冷却す
るかして、その後７００℃以下５００℃以上の温度に加
熱し、１パスまたはパス間時間を２０秒以内の連続する
２パス以上の加工を７００℃以下５００℃以上の温度、
かつ圧延の歪速度を０．１〜２０／秒とし、その総歪量
を０．８以上５以下となる条件で加工を行い、その後、
放冷する靱性に優れた高張力鋼の製造方法。
５％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．０２〜
５．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１％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鋳造後冷却
することなくそのままに熱間加工を施すか熱間加工を行
わずそのまま一度６００℃〜室温までの温度まで冷却す
るか、もしくは鋳造後一度室温まで冷却した後でＡc3点
〜１２５０℃の温度に再加熱し熱間加工するか熱間加工
を行わずそのまま６００℃〜室温までの温度まで冷却す
るかして、その後７００℃以下５００℃以上の温度に加
熱し、１パスまたはパス間時間を２０秒以内の連続する
２パス以上の加工を７００℃以下５００℃以上の温度、
かつ圧延の歪速度を０．１〜２０／秒とし、その総歪量
を０．８以上５以下となる条件で加工を行い、その後、
放冷する靱性に優れた高張力鋼の製造方法。
【０００７】（３）上記の（１）または（２）記載の熱
間加工を行った後、熱間加工終了後９０秒以内に室温〜
５００℃未満の温度まで２℃／秒〜２００℃／秒以下の
冷却速度で強制冷却することを特徴とする強度・靱性に
優れた高張力鋼の製造方法。 （４）上記の（３）記載の熱間加工および冷却を行った
後、３００℃〜Ａｃ1の温度で焼き戻しを行うことを特
徴とする強度・靱性に優れた高張力鋼の製造方法。
間加工を行った後、熱間加工終了後９０秒以内に室温〜
５００℃未満の温度まで２℃／秒〜２００℃／秒以下の
冷却速度で強制冷却することを特徴とする強度・靱性に
優れた高張力鋼の製造方法。 （４）上記の（３）記載の熱間加工および冷却を行った
後、３００℃〜Ａｃ1の温度で焼き戻しを行うことを特
徴とする強度・靱性に優れた高張力鋼の製造方法。
【０００８】（５）さらに、重量％で、Ｎｂ：０．００
１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ ：
０．００１〜０．１％のいずれか１種、または２種以上
を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいず
れかの１項に記載の強度・靱性に優れた高張力鋼の製造
方法。
１〜０．０５％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｖ ：
０．００１〜０．１％のいずれか１種、または２種以上
を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいず
れかの１項に記載の強度・靱性に優れた高張力鋼の製造
方法。
【０００９】（６）さらに、重量％で、Ｍｏ：０．０１
〜１％、Ｎｉ：０．０１〜５％、Ｃｒ：０．０１〜３
％、Ｃｕ：０．０１〜３％、Ｂ ：０．０００１〜０．
００３％のいずれか１種、または２種以上を含有するこ
とを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかの１項に
記載の強度・靱性に優れた高張力鋼の製造方法。
〜１％、Ｎｉ：０．０１〜５％、Ｃｒ：０．０１〜３
％、Ｃｕ：０．０１〜３％、Ｂ ：０．０００１〜０．
００３％のいずれか１種、または２種以上を含有するこ
とを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかの１項に
記載の強度・靱性に優れた高張力鋼の製造方法。
【００１０】（７）さらに、重量％で、ＲＥＭ：０．０
０２〜０．１０％、Ｃａ ：０．０００３〜０．００３
０％のいずれか１種、または２種以上を含有することを
特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかの１項に記載
の強度・靱性に優れた高張力鋼の製造方法にある。
０２〜０．１０％、Ｃａ ：０．０００３〜０．００３
０％のいずれか１種、または２種以上を含有することを
特徴とする上記（１）〜（６）のいずれかの１項に記載
の強度・靱性に優れた高張力鋼の製造方法にある。
【００１１】以下、本発明について詳細に説明する。ま
ず、従来の制御圧延による細粒化方法を冶金的な見地か
ら検討してみると前述したように、主に以下の効果によ
るものであると考えられる。 比較的高温のオーステナイト（以下、γと略記）の再
結晶温度域において圧延パス間で生じる静的再結晶を利
用し、γ粒を細粒化する。 さらに、比較的低温であるところのγの再結晶が生じ
ない温度域（未再結晶温度域）で圧延を行うことによっ
て、γの結晶中に転位などの欠陥を多数導入する。 上記のようなγ粒界や転位などの欠陥は、γがフェラ
イト等に変態するに際して、変態生成組織の核生成場所
となるため、金属組織を微細にする。
ず、従来の制御圧延による細粒化方法を冶金的な見地か
ら検討してみると前述したように、主に以下の効果によ
るものであると考えられる。 比較的高温のオーステナイト（以下、γと略記）の再
結晶温度域において圧延パス間で生じる静的再結晶を利
用し、γ粒を細粒化する。 さらに、比較的低温であるところのγの再結晶が生じ
ない温度域（未再結晶温度域）で圧延を行うことによっ
て、γの結晶中に転位などの欠陥を多数導入する。 上記のようなγ粒界や転位などの欠陥は、γがフェラ
イト等に変態するに際して、変態生成組織の核生成場所
となるため、金属組織を微細にする。
【００１２】これらのうち〜はいずれもフェライト
等の変態生成組織の核生成場所を提供するものであっ
て、これにより最終的なフェライトの結晶粒径を微細に
するものであり、いずれもオーステナイトからフェライ
トへの変態時に発生するフェライト粒数を増加させ微細
化を図る。しかし、このような変態を利用した微細化で
は通常の鋼のオーステナイトからフェライトへの変態開
始温度は７５０℃から８００℃と鋼中の鉄原子の拡散が
比較的速い温度であるために、結晶粒成長が速く、せい
ぜい５μｍ程度の結晶粒しか得られない。また、強制冷
却によりフェライト変態の温度を強制的に低下させるこ
とができるがこのような場合には生成するフェライトが
針状であったり、ベイナイトが生成するなど靱性の観点
から好ましくない組織となる。
等の変態生成組織の核生成場所を提供するものであっ
て、これにより最終的なフェライトの結晶粒径を微細に
するものであり、いずれもオーステナイトからフェライ
トへの変態時に発生するフェライト粒数を増加させ微細
化を図る。しかし、このような変態を利用した微細化で
は通常の鋼のオーステナイトからフェライトへの変態開
始温度は７５０℃から８００℃と鋼中の鉄原子の拡散が
比較的速い温度であるために、結晶粒成長が速く、せい
ぜい５μｍ程度の結晶粒しか得られない。また、強制冷
却によりフェライト変態の温度を強制的に低下させるこ
とができるがこのような場合には生成するフェライトが
針状であったり、ベイナイトが生成するなど靱性の観点
から好ましくない組織となる。
【００１３】そこで本発明者らは、上記のような変態を
利用した細粒化の限界を打破し、著しい細粒のフェライ
ト組織を得る方法としてフェライトとオーステナイトま
たはフェライトとパーライト、ベイナイト、マルテンサ
イトの混合組織を適正な条件で加工、冷却し、フェライ
ト粒を圧延途中、ロール下において再結晶（動的再結晶
または回復）を生じせしめることにより、フェライト結
晶粒を図１に示すよう極めて微細とすることができるこ
とを見いだし、これらの現象を調査、解析し、請求項１
〜７の靱性に優れた高張力鋼の製造法を発明した。
利用した細粒化の限界を打破し、著しい細粒のフェライ
ト組織を得る方法としてフェライトとオーステナイトま
たはフェライトとパーライト、ベイナイト、マルテンサ
イトの混合組織を適正な条件で加工、冷却し、フェライ
ト粒を圧延途中、ロール下において再結晶（動的再結晶
または回復）を生じせしめることにより、フェライト結
晶粒を図１に示すよう極めて微細とすることができるこ
とを見いだし、これらの現象を調査、解析し、請求項１
〜７の靱性に優れた高張力鋼の製造法を発明した。
【００１４】本発明の根幹となる技術の要点は以下の通
りである。フェライトの動的再結晶（または回復）によ
り結晶粒を１μｍ以下に微細化できる。このときの、微
細かつ均一なフェライト粒を得るためには以下のような
加工および冷却に関する条件が必要である。まず、再結
晶を生じせしめる加工前の組織は、フェライトとオース
テナイトまたはフェライトとパーライト、ベイナイト、
マルテンサイトなどの第２相との混合組織である。これ
は、第２相とフェライトの間の変形抵抗差のためフェラ
イトがより加工されやすくなることと加工によりフェラ
イトが伸延、再結晶する際に第２相により分断されてい
るために極めて薄く伸び、再結晶後の粒成長、合体も押
さえられる為と考えられる。
りである。フェライトの動的再結晶（または回復）によ
り結晶粒を１μｍ以下に微細化できる。このときの、微
細かつ均一なフェライト粒を得るためには以下のような
加工および冷却に関する条件が必要である。まず、再結
晶を生じせしめる加工前の組織は、フェライトとオース
テナイトまたはフェライトとパーライト、ベイナイト、
マルテンサイトなどの第２相との混合組織である。これ
は、第２相とフェライトの間の変形抵抗差のためフェラ
イトがより加工されやすくなることと加工によりフェラ
イトが伸延、再結晶する際に第２相により分断されてい
るために極めて薄く伸び、再結晶後の粒成長、合体も押
さえられる為と考えられる。
【００１５】次に、加工を行う温度については前記の加
工前組織を得るためフェライトと第２相が共存する温度
でなければならず、Ａｃ3 〜室温である必要があるが、
本発明の主眼は第２相が微量に存在するフェライト主体
の組織を動的再結晶させることによるのでフェライトの
組織分率がある程度（少なくとも６０％程度）必要であ
るが、これを安定的に達成するには７００℃以下である
ことが必要である。また、加工による動的再結晶後の粒
成長を抑制する観点からも加工温度は７００℃以下であ
ることが望ましい。しかし、加工温度が低すぎると原子
の拡散が著しく遅延し安定的に動的再結晶を生じさせら
れないこのような観点から５００℃以上の温度で加工す
ることが必要である。
工前組織を得るためフェライトと第２相が共存する温度
でなければならず、Ａｃ3 〜室温である必要があるが、
本発明の主眼は第２相が微量に存在するフェライト主体
の組織を動的再結晶させることによるのでフェライトの
組織分率がある程度（少なくとも６０％程度）必要であ
るが、これを安定的に達成するには７００℃以下である
ことが必要である。また、加工による動的再結晶後の粒
成長を抑制する観点からも加工温度は７００℃以下であ
ることが望ましい。しかし、加工温度が低すぎると原子
の拡散が著しく遅延し安定的に動的再結晶を生じさせら
れないこのような観点から５００℃以上の温度で加工す
ることが必要である。
【００１６】次に、加工における歪み量および歪み速度
は安定的に動的再結晶を生じさせ、かつ再結晶後の結晶
粒径を微細にできるように設定することが必要である。
図２は０．１４％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．２％Ｍｎ−
０．０１％Ｎｂ−０．０１％Ｔｉを含む鋼を本発明の条
件で加工し、図１のような細粒組織を得たときの応力−
歪み曲線である。これには動的再結晶によると考えられ
る加工中の軟化が生じており、さらに軟化は繰り返し生
じ、再結晶が繰り返し生じていることが推定される。こ
の様な場合、第１回目の軟化に於いてほぼ金属組織は細
粒かつ均一なものとなりその後はほぼ定常状態にあるも
のと考えられる。
は安定的に動的再結晶を生じさせ、かつ再結晶後の結晶
粒径を微細にできるように設定することが必要である。
図２は０．１４％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．２％Ｍｎ−
０．０１％Ｎｂ−０．０１％Ｔｉを含む鋼を本発明の条
件で加工し、図１のような細粒組織を得たときの応力−
歪み曲線である。これには動的再結晶によると考えられ
る加工中の軟化が生じており、さらに軟化は繰り返し生
じ、再結晶が繰り返し生じていることが推定される。こ
の様な場合、第１回目の軟化に於いてほぼ金属組織は細
粒かつ均一なものとなりその後はほぼ定常状態にあるも
のと考えられる。
【００１７】従って、動的再結晶により好ましい組織を
得るにはある程度以上の歪み量が必要であり、本発明の
温度範囲では０．８以上の歪みが必要であることが実験
的に確認された。また、歪み速度についてはこれが小さ
いほど動的再結晶が生じやすいが、結晶粒径の微細化が
できない。また、歪み速度が大きすぎると動的再結晶が
生じず、加工時の荷重も極めて大きくなることが解っ
た。そこで、動的再結晶が安定的に生じ、結晶粒の微細
化が可能な範囲を検討した結果、適当な歪み速度の範囲
が０．１〜２０であることが解った。
得るにはある程度以上の歪み量が必要であり、本発明の
温度範囲では０．８以上の歪みが必要であることが実験
的に確認された。また、歪み速度についてはこれが小さ
いほど動的再結晶が生じやすいが、結晶粒径の微細化が
できない。また、歪み速度が大きすぎると動的再結晶が
生じず、加工時の荷重も極めて大きくなることが解っ
た。そこで、動的再結晶が安定的に生じ、結晶粒の微細
化が可能な範囲を検討した結果、適当な歪み速度の範囲
が０．１〜２０であることが解った。
【００１８】次に、上記の加工は１パスで行っても２パ
ス以上で行ってもパス間時間を短時間とすればその効果
は基本的に変わらない。本発明の温度範囲では加工温度
が比較的低くパス間での回復がそれほど速くなくパス間
時間を２０秒以内とすれば、その間の回復は小さく、多
パスでの歪みがほぼ累積するからである。最後に、上記
の加工により加工直後には極めて微細なフェライト組織
を得ることができるが、これを加工終了後、速やかに冷
却するとフェライトの結晶粒成長を抑制可能とし、より
優れた特性を得ることを可能とする。また、加工時の第
２相としてオーステナイトが存在する場合には水冷によ
ってオーステナイトは、マルテンサイト、ベイナイトと
なり鋼を強化できるが延性、靱性を劣化させる可能性が
ある。このような場合には水冷を冷却途中で停止させる
か、水冷後に焼き戻しを行うことで強度、靱性、延性の
優れた鋼の製造ができることとなる。
ス以上で行ってもパス間時間を短時間とすればその効果
は基本的に変わらない。本発明の温度範囲では加工温度
が比較的低くパス間での回復がそれほど速くなくパス間
時間を２０秒以内とすれば、その間の回復は小さく、多
パスでの歪みがほぼ累積するからである。最後に、上記
の加工により加工直後には極めて微細なフェライト組織
を得ることができるが、これを加工終了後、速やかに冷
却するとフェライトの結晶粒成長を抑制可能とし、より
優れた特性を得ることを可能とする。また、加工時の第
２相としてオーステナイトが存在する場合には水冷によ
ってオーステナイトは、マルテンサイト、ベイナイトと
なり鋼を強化できるが延性、靱性を劣化させる可能性が
ある。このような場合には水冷を冷却途中で停止させる
か、水冷後に焼き戻しを行うことで強度、靱性、延性の
優れた鋼の製造ができることとなる。
【００１９】以下には、各成分、製造条件の限定の理由
について述べる。Ｃは鋼の強化を行うのに有効な元素で
あり０．０３％未満では十分な強度が得られないととも
に本願が必須とする第２相が安定的に生成しない。一
方、その含有量が０．４５％を越えると、溶接性を劣化
させる。Ｓｉは脱酸元素として、また、鋼の強化元素と
して有効であるが、０．０１％未満の含有量ではその効
果がない。一方、０．５％を越えると、鋼の表面性状を
損なう。
について述べる。Ｃは鋼の強化を行うのに有効な元素で
あり０．０３％未満では十分な強度が得られないととも
に本願が必須とする第２相が安定的に生成しない。一
方、その含有量が０．４５％を越えると、溶接性を劣化
させる。Ｓｉは脱酸元素として、また、鋼の強化元素と
して有効であるが、０．０１％未満の含有量ではその効
果がない。一方、０．５％を越えると、鋼の表面性状を
損なう。
【００２０】Ｍｎは鋼の強化に有効な元素であり、０．
０２％未満では十分な効果が得られない。一方、その含
有量が５．０％を越えると鋼の加工性を劣化させる。Ａ
ｌは脱酸元素およびオーステナイト温度域への再加熱時
の結晶粒として添加されるが０．００１％未満の含有量
ではその効果がなく、０．１％を越えると、鋼の表面性
状を劣化させる。Ｔｉ、ＶおよびＮｂは、いずれも微量
の添加で結晶粒の微細化と析出強化の面で有効に機能す
るので溶接部の靱性を劣化させない範囲で使用しても良
い。このような観点からその添加量の上限をＴｉ、Ｖで
は０．１％、Ｎｂでは０．０５％とする。また、その添
加量の下限を０．００１％とするのはこれ未満では効果
がないからである。
０２％未満では十分な効果が得られない。一方、その含
有量が５．０％を越えると鋼の加工性を劣化させる。Ａ
ｌは脱酸元素およびオーステナイト温度域への再加熱時
の結晶粒として添加されるが０．００１％未満の含有量
ではその効果がなく、０．１％を越えると、鋼の表面性
状を劣化させる。Ｔｉ、ＶおよびＮｂは、いずれも微量
の添加で結晶粒の微細化と析出強化の面で有効に機能す
るので溶接部の靱性を劣化させない範囲で使用しても良
い。このような観点からその添加量の上限をＴｉ、Ｖで
は０．１％、Ｎｂでは０．０５％とする。また、その添
加量の下限を０．００１％とするのはこれ未満では効果
がないからである。
【００２１】Ｃｕ，Ｎｉ．Ｃｒ，Ｍｏ，Ｂはいずれも鋼
の焼入れ性を向上させる元素であり、本発明の場合、そ
の添加により鋼の強度を高めることができる。しかし、
過度の添加は鋼の靱性および溶接性を損なうため、０．
０１％≦Ｃｕ≦３．０％、０．０１％≦Ｎｉ≦５．０
％、０．０１％≦Ｃｒ≦３．０％、０．０１％≦Ｍｏ≦
１．０％、０．０００１％≦Ｂ≦０．００３％に限定す
る。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏのそれぞれの下限を０．０
１％、Ｂの下限を０．０００１％としたのはこれ未満で
は効果がないからである。
の焼入れ性を向上させる元素であり、本発明の場合、そ
の添加により鋼の強度を高めることができる。しかし、
過度の添加は鋼の靱性および溶接性を損なうため、０．
０１％≦Ｃｕ≦３．０％、０．０１％≦Ｎｉ≦５．０
％、０．０１％≦Ｃｒ≦３．０％、０．０１％≦Ｍｏ≦
１．０％、０．０００１％≦Ｂ≦０．００３％に限定す
る。Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏのそれぞれの下限を０．０
１％、Ｂの下限を０．０００１％としたのはこれ未満で
は効果がないからである。
【００２２】ＲＥＭ、ＣａはＳの無害化に有効である
が、添加量が少ないとその効果が無く、また、過度の添
加は靱性を損なうためＲＥＭについては０．００２〜
０．１０％、Ｃａについては０．０００３〜０．００３
０％に限定する。その他、不可避的不純物であるＰ、Ｓ
の含有量はそれぞれ０．０２％以下、０．００８％以下
が好ましい。
が、添加量が少ないとその効果が無く、また、過度の添
加は靱性を損なうためＲＥＭについては０．００２〜
０．１０％、Ｃａについては０．０００３〜０．００３
０％に限定する。その他、不可避的不純物であるＰ、Ｓ
の含有量はそれぞれ０．０２％以下、０．００８％以下
が好ましい。
【００２３】次に、本発明における製造条件に付いて述
べる。本発明はいかなる鋳造条件で鋳造された鋼片につ
いても有効であるので、特に鋳造条件を特定する必要は
ない。また、本発明の根幹となる第２相が存在する状態
での加工は、一度完全なオーステナイト域（Ａｃ3 以上
の温度）まで加熱し、その冷却過程の７００℃〜５００
℃の間で加工を行う場合（請求項１）と一度６００℃〜
室温までの温度に冷却し、その後の昇温過程で加工を行
う場合（請求項２）が考えられる。
べる。本発明はいかなる鋳造条件で鋳造された鋼片につ
いても有効であるので、特に鋳造条件を特定する必要は
ない。また、本発明の根幹となる第２相が存在する状態
での加工は、一度完全なオーステナイト域（Ａｃ3 以上
の温度）まで加熱し、その冷却過程の７００℃〜５００
℃の間で加工を行う場合（請求項１）と一度６００℃〜
室温までの温度に冷却し、その後の昇温過程で加工を行
う場合（請求項２）が考えられる。
【００２４】前者の場合には、鋳片を鋳造後、冷却する
こと無くそのまま熱間加工を開始しても一度室温まで冷
却した鋳片をＡｃ3 点〜１２５０℃に再加熱した後に圧
延を開始しても良い。ここで再加熱の温度をＡｃ3 点以
上としたのはこれ未満では圧延時の鋼の金属組織が完全
なオーステナイト組織とはならないからである。また再
加熱温度の上限を１２５０℃としたのはこれ以上の温度
では鋼の金属組織が粗大化し、所望の靱性が得られない
からである。
こと無くそのまま熱間加工を開始しても一度室温まで冷
却した鋳片をＡｃ3 点〜１２５０℃に再加熱した後に圧
延を開始しても良い。ここで再加熱の温度をＡｃ3 点以
上としたのはこれ未満では圧延時の鋼の金属組織が完全
なオーステナイト組織とはならないからである。また再
加熱温度の上限を１２５０℃としたのはこれ以上の温度
では鋼の金属組織が粗大化し、所望の靱性が得られない
からである。
【００２５】また、後者の場合の加工は、鋼片を鋳造後
熱間加工することなくそのまま一度６００℃〜室温まで
の温度まで冷却した後に７００℃以下５００℃以上の温
度に再加熱して実施するか、もしくは鋳造後そのまま熱
間加工を行い、一度６００℃〜室温までの温度まで冷却
した後に７００℃以下５００℃以上の温度に再加熱して
実施するか、もしくは鋳造後一度室温まで冷却した鋳片
をＡｃ3 点〜１２５０℃に再加熱した後に熱間加工を行
うかもしくは熱間加工を行わずに６００℃〜室温までの
温度まで冷却した後に７００℃以下５００℃以上の温度
に再加熱して実施すれば良い。
熱間加工することなくそのまま一度６００℃〜室温まで
の温度まで冷却した後に７００℃以下５００℃以上の温
度に再加熱して実施するか、もしくは鋳造後そのまま熱
間加工を行い、一度６００℃〜室温までの温度まで冷却
した後に７００℃以下５００℃以上の温度に再加熱して
実施するか、もしくは鋳造後一度室温まで冷却した鋳片
をＡｃ3 点〜１２５０℃に再加熱した後に熱間加工を行
うかもしくは熱間加工を行わずに６００℃〜室温までの
温度まで冷却した後に７００℃以下５００℃以上の温度
に再加熱して実施すれば良い。
【００２６】鋳造後直接でも、鋳造後加工を行った後で
も、鋳造後に冷却し再度オーステナイト域に再加熱した
後でも、オーステナイト域より一度６００℃〜室温まで
の温度まで冷却すれば鋼の金属組織は主にフェライトお
よび第２相であるパーライト、ベイナイト、マルテンサ
イト等の組織となり本発明の主要件を満たすからであ
る。なお、６００℃〜室温までの温度まで冷却するに先
立っての加工や再加熱は６００℃〜室温に冷却した際の
フェライト結晶粒を微細にするので本発明に対しては有
利に作用する。
も、鋳造後に冷却し再度オーステナイト域に再加熱した
後でも、オーステナイト域より一度６００℃〜室温まで
の温度まで冷却すれば鋼の金属組織は主にフェライトお
よび第２相であるパーライト、ベイナイト、マルテンサ
イト等の組織となり本発明の主要件を満たすからであ
る。なお、６００℃〜室温までの温度まで冷却するに先
立っての加工や再加熱は６００℃〜室温に冷却した際の
フェライト結晶粒を微細にするので本発明に対しては有
利に作用する。
【００２７】次にフェライトの動的再結晶を生じさせる
加工は、７００℃〜５００℃で行う必要がある。これ
は、７００℃以上ではオーステナイトの体積分率が大き
すぎフェライト部分を微細化できたとしてもそれが一部
分にすぎず、目的とする組織が得られないからである。
それは、同一条件で加工を受けたフェライト部分とオー
ステナイトで加工を受けフェライトに変態した部分では
フェライト部分の方が結晶粒径はかなり微細だからであ
る。また、同時に動的再結晶したフェライト部分も加工
温度が高くなるほど結晶粒は大きくなる傾向があり加工
温度はできるだけ低い方が好ましい。しかしながら、加
工温度が低すぎると原子の拡散が生じにくく、再結晶が
起こりにくくなる。このような場合、加工されたフェラ
イト粒は単に偏平するだけとなり、微細な整粒組織が得
られず、鋼の特性に異方性が発生する。そこで、安定的
にフェライトの再結晶が生じるためには５００℃以上の
温度域で加工を行うことが必要である。
加工は、７００℃〜５００℃で行う必要がある。これ
は、７００℃以上ではオーステナイトの体積分率が大き
すぎフェライト部分を微細化できたとしてもそれが一部
分にすぎず、目的とする組織が得られないからである。
それは、同一条件で加工を受けたフェライト部分とオー
ステナイトで加工を受けフェライトに変態した部分では
フェライト部分の方が結晶粒径はかなり微細だからであ
る。また、同時に動的再結晶したフェライト部分も加工
温度が高くなるほど結晶粒は大きくなる傾向があり加工
温度はできるだけ低い方が好ましい。しかしながら、加
工温度が低すぎると原子の拡散が生じにくく、再結晶が
起こりにくくなる。このような場合、加工されたフェラ
イト粒は単に偏平するだけとなり、微細な整粒組織が得
られず、鋼の特性に異方性が発生する。そこで、安定的
にフェライトの再結晶が生じるためには５００℃以上の
温度域で加工を行うことが必要である。
【００２８】また、７００℃〜５００℃での加工におけ
る歪み量は、この温度範囲で加工中に組織全体に再結晶
が生じかつ再結晶後の結晶粒径が微細であることが必要
である。組織全体に再結晶が生じるためには加工量が一
定量以上必要であり、このような観点から一連の加工に
よる総歪み量は０．８以上の歪みが必要である。また、
歪み量が０．８以上確保されれば、歪み量は大きければ
大きい程良いが、通常の圧延等の加工においては５以上
の歪み量を確保するのは難しい。そこで本発明では与え
る歪みの上限を５とした。
る歪み量は、この温度範囲で加工中に組織全体に再結晶
が生じかつ再結晶後の結晶粒径が微細であることが必要
である。組織全体に再結晶が生じるためには加工量が一
定量以上必要であり、このような観点から一連の加工に
よる総歪み量は０．８以上の歪みが必要である。また、
歪み量が０．８以上確保されれば、歪み量は大きければ
大きい程良いが、通常の圧延等の加工においては５以上
の歪み量を確保するのは難しい。そこで本発明では与え
る歪みの上限を５とした。
【００２９】また、加工時の歪速度は小さいほど動的再
結晶が生じやすく歪み速度が大きいと生じにくい。一
方、歪み速度が小さいと加工中の転位の減少（回復）が
速く、その結果、再結晶後に得られる結晶粒径は大き
く、歪み速度が大きい場合には結晶粒径は小さい。この
ような動的再結晶の生じ易さと、再結晶後の結晶粒径の
両者を考慮すると歪み速度には適正な領域が存在する。
このような観点から加工中の歪み速度を０．１／秒以上
２０／秒以下と限定した。０．１／秒未満では圧延に要
する時間が長すぎこの間に転位の回復が生じてしまい、
α中に多数の転位を導入することができず、動的再結晶
が生じても微細な結晶粒を得られないからである。ま
た、圧延時の歪み速度を２０／秒以下としたのは２０／
秒超では７００℃〜５００℃の温度域で動的再結晶を生
じさせるのが難しいからである。上記の圧延は、１パス
で行うか多パスで行う場合には、パス間時間を２０秒以
内とすることが必要である。これはパス間時間を２０秒
以上とするとパス間でフェライトの回復が進行してしま
い歪みの累積効果が得られないからである。
結晶が生じやすく歪み速度が大きいと生じにくい。一
方、歪み速度が小さいと加工中の転位の減少（回復）が
速く、その結果、再結晶後に得られる結晶粒径は大き
く、歪み速度が大きい場合には結晶粒径は小さい。この
ような動的再結晶の生じ易さと、再結晶後の結晶粒径の
両者を考慮すると歪み速度には適正な領域が存在する。
このような観点から加工中の歪み速度を０．１／秒以上
２０／秒以下と限定した。０．１／秒未満では圧延に要
する時間が長すぎこの間に転位の回復が生じてしまい、
α中に多数の転位を導入することができず、動的再結晶
が生じても微細な結晶粒を得られないからである。ま
た、圧延時の歪み速度を２０／秒以下としたのは２０／
秒超では７００℃〜５００℃の温度域で動的再結晶を生
じさせるのが難しいからである。上記の圧延は、１パス
で行うか多パスで行う場合には、パス間時間を２０秒以
内とすることが必要である。これはパス間時間を２０秒
以上とするとパス間でフェライトの回復が進行してしま
い歪みの累積効果が得られないからである。
【００３０】次に、動的再結晶を生ぜしめる一連の熱間
圧延に引き続いて、強制冷却を行う方法について説明す
る。まず、強制冷却の効果については以下の２点が考え
られる。まず、強制的に冷却することによって、加工後
に得られた微細なフェライト組織がその後の放冷の間の
結晶粒成長により成長しその有効性の低減を抑制するた
めである。また、第２の理由は、特に、オーステナイト
からの冷却過程で加工を行う場合に第２相として存在す
る微量のオーステナイトを未変態のまま平衡状態に於け
る変態開始点（Ａｃ3 点）以下の温度に保ち来たし、過
冷度の高い状態から変態を生ぜしめることにより、変態
組織の核生成の駆動力を著しく上昇させ、多数の結晶粒
を一斉に生成させてフェライトやパーライトといった変
態後組織の細粒化を図るのが第一点の目的であり、この
ような細粒化効果は、オーステナイトが加工を受け、オ
ーステナイト粒内に多くの転位等の欠陥が導入されてい
る場合に顕著に現れる。また、冷却により変態を低温で
生じさせることによって、オーステナイト部分を微細な
フェライトと比較的強度の高いベイナイトやマルテンサ
イト組織とし、鋼の強度を向上することができる。
圧延に引き続いて、強制冷却を行う方法について説明す
る。まず、強制冷却の効果については以下の２点が考え
られる。まず、強制的に冷却することによって、加工後
に得られた微細なフェライト組織がその後の放冷の間の
結晶粒成長により成長しその有効性の低減を抑制するた
めである。また、第２の理由は、特に、オーステナイト
からの冷却過程で加工を行う場合に第２相として存在す
る微量のオーステナイトを未変態のまま平衡状態に於け
る変態開始点（Ａｃ3 点）以下の温度に保ち来たし、過
冷度の高い状態から変態を生ぜしめることにより、変態
組織の核生成の駆動力を著しく上昇させ、多数の結晶粒
を一斉に生成させてフェライトやパーライトといった変
態後組織の細粒化を図るのが第一点の目的であり、この
ような細粒化効果は、オーステナイトが加工を受け、オ
ーステナイト粒内に多くの転位等の欠陥が導入されてい
る場合に顕著に現れる。また、冷却により変態を低温で
生じさせることによって、オーステナイト部分を微細な
フェライトと比較的強度の高いベイナイトやマルテンサ
イト組織とし、鋼の強度を向上することができる。
【００３１】本発明においては、これらの観点から強制
冷却によるフェライトの細粒化効果を発揮させ、さらに
場合によってはベイナイトやマルテンサイトを若干生成
させることにより強化を図るために、請求項３では動的
再結晶を生ぜしめる熱間圧延に引き続いて、９０秒以内
に強制冷却を開始し、室温〜５００℃未満室温以上の温
度までを２〜２００℃／秒で冷却を行うことを規定して
いる。以下に限定の理由を述べる。
冷却によるフェライトの細粒化効果を発揮させ、さらに
場合によってはベイナイトやマルテンサイトを若干生成
させることにより強化を図るために、請求項３では動的
再結晶を生ぜしめる熱間圧延に引き続いて、９０秒以内
に強制冷却を開始し、室温〜５００℃未満室温以上の温
度までを２〜２００℃／秒で冷却を行うことを規定して
いる。以下に限定の理由を述べる。
【００３２】まず、冷却開始を加工終了から９０秒以内
としたのは、圧延時に動的再結晶により形成された微細
なフェライト組織が粒成長によって粗大化するのを防ぐ
ためであって、これを越えてからの冷却開始ではその効
果が最大限に発揮されず、加工後に放冷した場合とあま
り変わらなくなり水冷の効果が顕著に現れないからであ
る。つぎに、冷却終了温度を室温〜５００℃未満とした
のは５００℃以上の温度では温度が高すぎ、加工によっ
て得られた微細なフェライト組織に粒成長を抑制できな
いからであり、室温以上としたのはこれ以下の温度への
冷却は通常の水冷等では実施しにくいからである。
としたのは、圧延時に動的再結晶により形成された微細
なフェライト組織が粒成長によって粗大化するのを防ぐ
ためであって、これを越えてからの冷却開始ではその効
果が最大限に発揮されず、加工後に放冷した場合とあま
り変わらなくなり水冷の効果が顕著に現れないからであ
る。つぎに、冷却終了温度を室温〜５００℃未満とした
のは５００℃以上の温度では温度が高すぎ、加工によっ
て得られた微細なフェライト組織に粒成長を抑制できな
いからであり、室温以上としたのはこれ以下の温度への
冷却は通常の水冷等では実施しにくいからである。
【００３３】また、請求項４は、上記のような冷却を行
った際に加工後にオーステナイトであった部位が非常に
強度の高いマルテンサイトに変態し、鋼の強度を過度に
高めた場合には同時に著しい靱性の劣化が生じる場合が
ある。このような場合、冷却後にさらに３００℃〜Ａｃ
1 の温度で焼き戻しを行うことにより強度、靱性の優れ
た鋼とすることができる。焼き戻しは、マルテンサイト
の生成によって著しく劣化する靱性を改善することを目
的として実施するものであり、焼戻し温度を３００℃以
上としたのはこれ未満では温度が低すぎ固溶炭素を短時
間で容易に析出させることができないからであり、焼戻
し温度をＡｃ1 点以下としたのはＡｃ1点を超えると変
態が生じてしまい強度の低下や組織の不均一さのために
かえって靱性が劣化してしまうからである。
った際に加工後にオーステナイトであった部位が非常に
強度の高いマルテンサイトに変態し、鋼の強度を過度に
高めた場合には同時に著しい靱性の劣化が生じる場合が
ある。このような場合、冷却後にさらに３００℃〜Ａｃ
1 の温度で焼き戻しを行うことにより強度、靱性の優れ
た鋼とすることができる。焼き戻しは、マルテンサイト
の生成によって著しく劣化する靱性を改善することを目
的として実施するものであり、焼戻し温度を３００℃以
上としたのはこれ未満では温度が低すぎ固溶炭素を短時
間で容易に析出させることができないからであり、焼戻
し温度をＡｃ1 点以下としたのはＡｃ1点を超えると変
態が生じてしまい強度の低下や組織の不均一さのために
かえって靱性が劣化してしまうからである。
【００３４】
【実施例】次に本発明の実施例によって本発明の有効性
を示す。表１は実施例の鋼の成分を示すものである。な
お表中で、〇印で示した鋼は比較鋼であることを示して
おり、本発明に一致しない項目を下線で示してある。次
に、このような成分の鋼を用い種々の製造条件で製造し
た鋼板について得られた強度、靱性を製造条件とともに
表２及び表３に示す。強度としては降伏強度（ＹＳ（ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 ））および引張強度（ＴＳ（ｋｇｆ／ｍｍ
2 ））を示してある。また、靱性はシャルピー衝撃試験
における延性−脆性遷移温度（ｖＴｒｓ（℃））を示し
た。何れの鋼の場合も本発明の主要用件である５００〜
７００℃での加工は同加工を行わなかったものに比較し
て顕著に強度、靱性が改善していることが判る。また、
本発明法に示す製造条件はいずれも比較法に比べ明らか
に良い特性を示している。本発明法により強度・靱性に
優れた高張力鋼を製造することが可能であり、本発明は
有効である。
を示す。表１は実施例の鋼の成分を示すものである。な
お表中で、〇印で示した鋼は比較鋼であることを示して
おり、本発明に一致しない項目を下線で示してある。次
に、このような成分の鋼を用い種々の製造条件で製造し
た鋼板について得られた強度、靱性を製造条件とともに
表２及び表３に示す。強度としては降伏強度（ＹＳ（ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 ））および引張強度（ＴＳ（ｋｇｆ／ｍｍ
2 ））を示してある。また、靱性はシャルピー衝撃試験
における延性−脆性遷移温度（ｖＴｒｓ（℃））を示し
た。何れの鋼の場合も本発明の主要用件である５００〜
７００℃での加工は同加工を行わなかったものに比較し
て顕著に強度、靱性が改善していることが判る。また、
本発明法に示す製造条件はいずれも比較法に比べ明らか
に良い特性を示している。本発明法により強度・靱性に
優れた高張力鋼を製造することが可能であり、本発明は
有効である。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【発明の効果】以上述べたように、本発明によれば強
度、靱性に優れた高張力鋼板を安価に提供することがで
きる。
度、靱性に優れた高張力鋼板を安価に提供することがで
きる。
【図面の簡単な説明】
【図１】動的再結晶（または回復）によって得られる微
細フェライト組織を示す模式図
細フェライト組織を示す模式図
【図２】動的再結晶（または回復）による応力−歪み曲
線の変化の説明図である。
線の変化の説明図である。
Claims (7)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．４５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、 Ｍｎ：０．０２〜５．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
片を鋳造後冷却することなくそのまま圧延等による熱間
加工を行うか、あるいは一度室温まで冷却した後に再び
ＡC3点〜１２５０℃の温度に再加熱し、熱間加工を行っ
て鋼材を製造するに際して、一連の熱間加工のうち、１
パスまたはパス間時間を２０秒以内の連続する２パス以
上の加工を７００℃以下５００℃以上の温度かつ圧延の
歪速度を０．１〜２０／秒とし、その総歪量を０．８以
上５以下となるように加工を行い、その後、放冷する靱
性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．４５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、 Ｍｎ：０．０２〜５．０％、 Ａｌ：０．００１〜０．１％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼
片を鋳造後冷却することなくそのままに熱間加工を施す
か熱間加工を行わずそのまま一度６００℃〜室温までの
温度まで冷却するか、もしくは鋳造後一度室温まで冷却
した後でＡｃ3 点〜１２５０℃の温度に再加熱し熱間加
工するか熱間加工を行わずそのまま６００℃〜室温まで
の温度まで冷却するかして、その後７００℃以下５００
℃以上の温度に加熱し、１パスまたはパス間時間を２０
秒以内の連続する２パス以上の加工を７００℃以下５０
０℃以上の温度、かつ圧延の歪速度を０．１〜２０／秒
とし、その総歪量を０．８以上５以下となる条件で加工
を行い、その後、放冷する靱性に優れた高張力鋼の製造
方法。 - 【請求項３】 請求項１または請求項２記載の熱間加工
を行った後、熱間加工終了後９０秒以内に室温〜５００
℃未満の温度まで２℃／秒〜２００℃／秒以下の冷却速
度で強制冷却することを特徴とする強度・靱性に優れた
高張力鋼の製造方法。 - 【請求項４】 請求項３記載の熱間加工および冷却を行
った後、３００℃〜Ａｃ1 の温度で焼き戻しを行うこと
を特徴とする強度・靱性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項５】 さらに、重量％で、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００１〜０．１％、 Ｖ ：０．００１〜０．１％ のいずれか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１〜４のいずれかの１項に記載の強度・靱
性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項６】 さらに、重量％で、 Ｍｏ：０．０１〜１％、 Ｎｉ：０．０１〜５％、 Ｃｒ：０．０１〜３％、 Ｃｕ：０．０１〜３％、 Ｂ ：０．０００１〜０．００３％ のいずれか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１〜５のいずれかの１項に記載の強度・靱
性に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項７】 さらに、重量％で、 ＲＥＭ：０．００２〜０．１０％、 Ｃａ ：０．０００３〜０．００３０％ のいずれか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１〜６のいずれかの１項に記載の強度・靱
性に優れた高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP08782896A JP3383148B2 (ja) | 1996-04-10 | 1996-04-10 | 靱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 |
|---|---|---|---|
| JP08782896A JP3383148B2 (ja) | 1996-04-10 | 1996-04-10 | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09279233A true JPH09279233A (ja) | 1997-10-28 |
| JP3383148B2 JP3383148B2 (ja) | 2003-03-04 |
Family
ID=13925818
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP08782896A Expired - Fee Related JP3383148B2 (ja) | 1996-04-10 | 1996-04-10 | 靱性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3383148B2 (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1998049362A1 (fr) * | 1997-04-30 | 1998-11-05 | Kawasaki Steel Corporation | Acier presentant une ductilite et une resistance elevees et procede de production de ce materiau |
| JP2000199011A (ja) * | 1999-01-05 | 2000-07-18 | Kawasaki Steel Corp | 材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた鋼材の製造方法 |
| JP2000309822A (ja) * | 1998-08-31 | 2000-11-07 | Natl Res Inst For Metals | 超微細組織鋼の製造方法 |
| JP2002069531A (ja) * | 2000-08-31 | 2002-03-08 | National Institute For Materials Science | 超微細フェライト鋼とその製造方法 |
| EP1394279A1 (en) * | 2001-03-27 | 2004-03-03 | Japan Science and Technology Corporation | High strength and high ductility steel plate having hyperfine crystal grain structure produced by subjecting ordinary low carbon steel to low strain working and annealing, and method for production thereof |
| CN100386449C (zh) * | 2003-05-20 | 2008-05-07 | 独立行政法人物质·材料研究机构 | 中温控制轧制方法 |
| US20090177417A1 (en) * | 2006-02-01 | 2009-07-09 | Shigeru Yonemura | Fracture prediction method, device, a program arrangement and computer-accessible medium therefor |
| JP2010106298A (ja) * | 2008-10-29 | 2010-05-13 | Jfe Steel Corp | 溶接性と板厚方向の延性に優れた厚鋼板の製造方法 |
| CN103627972A (zh) * | 2013-11-07 | 2014-03-12 | 中冶陕压重工设备有限公司 | 一种ZG25MnSY3铸件材料及铸件制备方法 |
| CN113025888A (zh) * | 2021-02-07 | 2021-06-25 | 首钢集团有限公司 | 一种耐磨蚀性高强钢及其制备方法 |
-
1996
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