JPH1088231A - 靱性、溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 - Google Patents
靱性、溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法Info
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- JPH1088231A JPH1088231A JP24217496A JP24217496A JPH1088231A JP H1088231 A JPH1088231 A JP H1088231A JP 24217496 A JP24217496 A JP 24217496A JP 24217496 A JP24217496 A JP 24217496A JP H1088231 A JPH1088231 A JP H1088231A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 靱性・溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方
法を提案する。 【解決手段】 Ｖ、Ｎ、Ti量を制御し、（Ｖ＋Ti）／
Ｖ：4.0 〜12.0とし、さらにCeq が0.36〜0.42％の範囲
となるように化学成分を調節した素材を1050〜1350℃に
加熱したのち、1100〜950 ℃の温度範囲で圧下率／パス
で５％以上の圧下を累積圧下率で20％以上施し、室温ま
で空冷する。また、3.0 ℃/sec未満の冷却速度で室温ま
で冷却してもよい。3.0 ℃/sec未満の冷却速度でAr3 以
下（Ar3 −100 ℃）以上の温度範囲まで冷却したのち、
3.0 ℃/sec以上の冷却速度で室温まで冷却してもよい。
法を提案する。 【解決手段】 Ｖ、Ｎ、Ti量を制御し、（Ｖ＋Ti）／
Ｖ：4.0 〜12.0とし、さらにCeq が0.36〜0.42％の範囲
となるように化学成分を調節した素材を1050〜1350℃に
加熱したのち、1100〜950 ℃の温度範囲で圧下率／パス
で５％以上の圧下を累積圧下率で20％以上施し、室温ま
で空冷する。また、3.0 ℃/sec未満の冷却速度で室温ま
で冷却してもよい。3.0 ℃/sec未満の冷却速度でAr3 以
下（Ar3 −100 ℃）以上の温度範囲まで冷却したのち、
3.0 ℃/sec以上の冷却速度で室温まで冷却してもよい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高張力鋼板の製造
方法に関し、とくに強度、靱性、溶接性のバランスがと
れた厚鋼板に関する。
方法に関し、とくに強度、靱性、溶接性のバランスがと
れた厚鋼板に関する。
【０００２】
【従来の技術】厚鋼板において強度、靱性、溶接性をバ
ランスよく確保する方法として、ＴＭＣＰ（ThermoMech
anical Control Process）による厚鋼板の製造方法が知
られている。例えば、特開昭64-73019号公報には、Nbを
含有する鋼素材を（Ae3 −200 ℃）〜（Ae3 −250 ℃）
の温度域で２相域圧延を施し、加工中にフェライトを析
出させ、加工後に微細なフェライト組織とする方法が提
案されている。また、特開平3-223419号公報には、Nbを
含有する鋼素材を（Ar3 ＋150 ℃）以上の再結晶温度域
で30％以上の圧下を施したのち、（Ar3 ＋150 ℃）〜Ar
3 の温度域で50％以上の圧下を加える厚鋼板の製造方法
が提案されている。この方法では、未再結晶域での強圧
下により変形帯を導入し組織の微細化を図っている。ま
た、特開平2-25968 号公報には、Ca、TiとNbまたはＶを
含有する鋼片を900 〜1100℃に加熱し、900 ℃以下の圧
下量が30％以上で、かつ圧延仕上温度が680 〜860 ℃の
熱間圧延を施したのち、3 〜10℃/secの冷却速度で500
℃以下まで冷却する厚肉高張力鋼の製造方法が提案され
ている。
ランスよく確保する方法として、ＴＭＣＰ（ThermoMech
anical Control Process）による厚鋼板の製造方法が知
られている。例えば、特開昭64-73019号公報には、Nbを
含有する鋼素材を（Ae3 −200 ℃）〜（Ae3 −250 ℃）
の温度域で２相域圧延を施し、加工中にフェライトを析
出させ、加工後に微細なフェライト組織とする方法が提
案されている。また、特開平3-223419号公報には、Nbを
含有する鋼素材を（Ar3 ＋150 ℃）以上の再結晶温度域
で30％以上の圧下を施したのち、（Ar3 ＋150 ℃）〜Ar
3 の温度域で50％以上の圧下を加える厚鋼板の製造方法
が提案されている。この方法では、未再結晶域での強圧
下により変形帯を導入し組織の微細化を図っている。ま
た、特開平2-25968 号公報には、Ca、TiとNbまたはＶを
含有する鋼片を900 〜1100℃に加熱し、900 ℃以下の圧
下量が30％以上で、かつ圧延仕上温度が680 〜860 ℃の
熱間圧延を施したのち、3 〜10℃/secの冷却速度で500
℃以下まで冷却する厚肉高張力鋼の製造方法が提案され
ている。
【０００３】しかしながら、上記したような未再結晶温
度域での圧延の効果を十分に発揮させるためには、より
低温で高圧下を加える必要があり、圧延機に多大な負荷
が掛り、多大のエネルギーを消費するうえ、厚肉材の場
合には温度調節の待ち時間が増大して圧延能率が低下す
るなどの問題が残されていた。また、極厚鋼板のように
低温での高圧下が確保できにくい場合には、変形帯の導
入が不十分となりフェライト核が減少し組織の微細化が
達成できず、また、一方、薄肉鋼板の場合には、集合組
織の形成による音響の異方性や、500 ℃以下といった低
温まで冷却されるため残留応力・残留歪が大きくなるな
どの問題があった。
度域での圧延の効果を十分に発揮させるためには、より
低温で高圧下を加える必要があり、圧延機に多大な負荷
が掛り、多大のエネルギーを消費するうえ、厚肉材の場
合には温度調節の待ち時間が増大して圧延能率が低下す
るなどの問題が残されていた。また、極厚鋼板のように
低温での高圧下が確保できにくい場合には、変形帯の導
入が不十分となりフェライト核が減少し組織の微細化が
達成できず、また、一方、薄肉鋼板の場合には、集合組
織の形成による音響の異方性や、500 ℃以下といった低
温まで冷却されるため残留応力・残留歪が大きくなるな
どの問題があった。
【０００４】一方、上記した方法とは異なり、ＶＮの析
出を利用して、組織を微細化して圧延のままの強度靱性
を向上させた高強度鋼が、従来から知られている（例え
ば、鉄と鋼、Vol.77(1991)No.1、p171. ）。また、特開
平5-186848号公報には、Ｖ、Ｎに加えTiを添加し、TiN-
MnS-VNの複合析出物を分散させ、フェライト生成機能を
有効に作用させHAZ 部靱性を向上させる技術が示されて
いる。しかしながら、これらの技術では、とくに極厚鋼
板の場合には、必ずしもＶＮの作用が効率良く発揮され
てはおらず、圧延のままの母材特性は不十分であるとい
う問題を残していた。
出を利用して、組織を微細化して圧延のままの強度靱性
を向上させた高強度鋼が、従来から知られている（例え
ば、鉄と鋼、Vol.77(1991)No.1、p171. ）。また、特開
平5-186848号公報には、Ｖ、Ｎに加えTiを添加し、TiN-
MnS-VNの複合析出物を分散させ、フェライト生成機能を
有効に作用させHAZ 部靱性を向上させる技術が示されて
いる。しかしながら、これらの技術では、とくに極厚鋼
板の場合には、必ずしもＶＮの作用が効率良く発揮され
てはおらず、圧延のままの母材特性は不十分であるとい
う問題を残していた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記した
問題を有利に解決し、強度・靱性および溶接性をバラン
ス良く確保でき、低降伏比で靱性・溶接性に優れた高張
力厚鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
問題を有利に解決し、強度・靱性および溶接性をバラン
ス良く確保でき、低降伏比で靱性・溶接性に優れた高張
力厚鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、強度・靱
性および溶接性をバランス良く確保できる高張力厚鋼板
の製造方法について鋭意検討した結果、つぎのような知
見を得た。 Ｖ、Ｎ、Ti量を制御し（Ｖ＋Ti）／Ｎ値を限定して、
VN、TiN 析出物あるいはTiN とVNとの複合析出物を適
量、鋼中に分散させることにより、これら析出物がフェ
ライトの核として作用し、微細なフェライト＋パーライ
ト組織が形成される。
性および溶接性をバランス良く確保できる高張力厚鋼板
の製造方法について鋭意検討した結果、つぎのような知
見を得た。 Ｖ、Ｎ、Ti量を制御し（Ｖ＋Ti）／Ｎ値を限定して、
VN、TiN 析出物あるいはTiN とVNとの複合析出物を適
量、鋼中に分散させることにより、これら析出物がフェ
ライトの核として作用し、微細なフェライト＋パーライ
ト組織が形成される。
【０００７】VNは、フェライト変態後、フェライト中
にも多量に微細析出するため、強度増加に大きく寄与す
る。 VNは、比較的緩冷却でも多量に微細析出するため、鋼
板断面内の強度・靱性のばらつきが少なく、また、残留
応力・残留歪の発生が抑制できる。 Ｖ、Ｎ、Ti量を制御することに加えて、かかる素材を
1050〜1350℃に加熱したのち、1100〜950 ℃の温度範囲
で圧下率／パスで５％以上の圧下を累積圧下率で20％以
上施すという、再結晶細粒化圧延とを組み合わせること
によってはじめて十分な細粒化が得られる。
にも多量に微細析出するため、強度増加に大きく寄与す
る。 VNは、比較的緩冷却でも多量に微細析出するため、鋼
板断面内の強度・靱性のばらつきが少なく、また、残留
応力・残留歪の発生が抑制できる。 Ｖ、Ｎ、Ti量を制御することに加えて、かかる素材を
1050〜1350℃に加熱したのち、1100〜950 ℃の温度範囲
で圧下率／パスで５％以上の圧下を累積圧下率で20％以
上施すという、再結晶細粒化圧延とを組み合わせること
によってはじめて十分な細粒化が得られる。
【０００８】本発明は、上記した知見をもとに完成させ
たものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.
05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、
Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.
050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.05％、Ｎ：
0.0050〜0.0150％を含み、かつ、（Ｖ＋Ti）／Ｎ：4.0
〜12.0を満足し、さらに、Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05
〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.10％、Nb：
0.003 〜0.020 ％のうちから選ばれた1 種または2 種以
上を含有し、次（１）式 Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１） で定義されるCeq を0.36〜0.45％とした、残部Feおよび
不可避的不純物からなる圧延素材を、1050〜1350℃に加
熱し、1100〜950 ℃の温度範囲で１パス当たりの圧下率
が５％以上の圧下を累積圧下率で20％以上施したのち、
室温まで空冷することを特徴とする靱性、溶接性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法である。
たものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.
05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、
Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.
050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.05％、Ｎ：
0.0050〜0.0150％を含み、かつ、（Ｖ＋Ti）／Ｎ：4.0
〜12.0を満足し、さらに、Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05
〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.10％、Nb：
0.003 〜0.020 ％のうちから選ばれた1 種または2 種以
上を含有し、次（１）式 Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１） で定義されるCeq を0.36〜0.45％とした、残部Feおよび
不可避的不純物からなる圧延素材を、1050〜1350℃に加
熱し、1100〜950 ℃の温度範囲で１パス当たりの圧下率
が５％以上の圧下を累積圧下率で20％以上施したのち、
室温まで空冷することを特徴とする靱性、溶接性に優れ
た高張力厚鋼板の製造方法である。
【０００９】また、本発明では、前記圧延素材を、重量
％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.60
〜2.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：
0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.
05％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、かつ、（Ｖ＋Ti）
／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、さらに、Cu：0.05〜0.50
％、Ni：0.05〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜
0.10％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちから選ばれた1 種
または2 種以上を含有し、さらに、Ｂ：0.0003〜0.0020
％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0100％の
うちから選ばれた1 種または2 種以上を含有し、前記
（１）式で定義されるCeq を0.36〜0.45％とした、残部
Feおよび不可避的不純物からなる圧延素材としてもよ
い。
％で、Ｃ：0.05〜0.18％、Si：0.10〜0.60％、Mn：0.60
〜2.00％、Ｐ：0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：
0.005 〜0.050 ％、Ｖ：0.04〜0.15％、Ti：0.005 〜0.
05％、Ｎ：0.0050〜0.0150％を含み、かつ、（Ｖ＋Ti）
／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、さらに、Cu：0.05〜0.50
％、Ni：0.05〜0.60％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜
0.10％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちから選ばれた1 種
または2 種以上を含有し、さらに、Ｂ：0.0003〜0.0020
％、REM ：0.0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0100％の
うちから選ばれた1 種または2 種以上を含有し、前記
（１）式で定義されるCeq を0.36〜0.45％とした、残部
Feおよび不可避的不純物からなる圧延素材としてもよ
い。
【００１０】また、本発明では、前記室温まで空冷する
に代えて、3.0 ℃/sec未満の冷却速度で室温まで冷却し
てもよい。また、本発明では、前記室温まで空冷するに
代えて、3.0 ℃/sec未満の冷却速度で次（２）式 Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（２） で定義されるAr3 以下（Ar3 −100 ℃）以上の温度範囲
まで冷却したのち、3.0℃/sec以上の冷却速度で室温ま
で冷却してもよい。
に代えて、3.0 ℃/sec未満の冷却速度で室温まで冷却し
てもよい。また、本発明では、前記室温まで空冷するに
代えて、3.0 ℃/sec未満の冷却速度で次（２）式 Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（２） で定義されるAr3 以下（Ar3 −100 ℃）以上の温度範囲
まで冷却したのち、3.0℃/sec以上の冷却速度で室温ま
で冷却してもよい。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明は、厚鋼板以外にも、熱延
鋼板、鋼管、形鋼、棒鋼に適用可能である。本発明で用
いて好適な圧延素材の化学組成についてまず説明する。 Ｃ：0.05〜0.18％、 Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.05％以上の添加が必要である。しかし、0.18％を超
えて添加すると、母材靱性および溶接性が劣化するた
め、Ｃは0.05〜0.18％の範囲に制限した。なお、好まし
くは0.08〜0.16％の範囲である。
鋼板、鋼管、形鋼、棒鋼に適用可能である。本発明で用
いて好適な圧延素材の化学組成についてまず説明する。 Ｃ：0.05〜0.18％、 Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.05％以上の添加が必要である。しかし、0.18％を超
えて添加すると、母材靱性および溶接性が劣化するた
め、Ｃは0.05〜0.18％の範囲に制限した。なお、好まし
くは0.08〜0.16％の範囲である。
【００１２】Si：0.10〜0.60％ Siは脱酸剤として作用し、さらに固溶強化により鋼の強
度を増加させる元素である。この効果を得るためには、
0.10％以上の添加を必要とするが、0.60％を超えると、
HAZ 部靱性を著しく劣化させる。このため、Siは0.10〜
0.60％の範囲とした。なお、好ましくは0.20〜0.45％で
ある。
度を増加させる元素である。この効果を得るためには、
0.10％以上の添加を必要とするが、0.60％を超えると、
HAZ 部靱性を著しく劣化させる。このため、Siは0.10〜
0.60％の範囲とした。なお、好ましくは0.20〜0.45％で
ある。
【００１３】Mn：0.60〜2.00％ Mnは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.60％以上の添加が必要である。しかし、2.00％を超
えると、組織がフェライト＋パーライトあるいはフェラ
イト＋ベイナイトとなり、母材靱性が劣化する。このた
め、Mnは0.60〜2.00％の範囲とした。なお、好ましくは
1.00〜 1.70 ％である。
に0.60％以上の添加が必要である。しかし、2.00％を超
えると、組織がフェライト＋パーライトあるいはフェラ
イト＋ベイナイトとなり、母材靱性が劣化する。このた
め、Mnは0.60〜2.00％の範囲とした。なお、好ましくは
1.00〜 1.70 ％である。
【００１４】Ｐ：0.030 ％以下 Ｐは粒界に偏析し、靱性を低下させる。このため、でき
るだけ低減するが、0.030 ％までは許容できる。なお、
0.015 ％以下とするのが好ましい。 Ｓ：0.015 ％以下 ＳはMnと結合しMnS を形成し、圧延冷却後の組織を微細
化する作用を有している。しかし、0.015 ％を超えての
含有は板厚方向の延性・靱性を劣化させる。このため、
Ｓは0.015 ％以下に制限した。なお、MnS による細粒化
効果を得るためには、Ｓは0.004 〜0.010 ％の範囲が好
ましい。
るだけ低減するが、0.030 ％までは許容できる。なお、
0.015 ％以下とするのが好ましい。 Ｓ：0.015 ％以下 ＳはMnと結合しMnS を形成し、圧延冷却後の組織を微細
化する作用を有している。しかし、0.015 ％を超えての
含有は板厚方向の延性・靱性を劣化させる。このため、
Ｓは0.015 ％以下に制限した。なお、MnS による細粒化
効果を得るためには、Ｓは0.004 〜0.010 ％の範囲が好
ましい。
【００１５】Al：0.005 〜0.050 ％ Alは脱酸剤として作用するが、多量に添加すると非金属
介在物が多くなり、清浄度が低下し、靱性が劣化する。
また、AlはＮと結合しAlN を形成しやすく、ＶＮの安定
析出を阻害する。このため、Alは0.005 〜0.050 ％の範
囲とした。なお、好ましくは0.010 〜0.040 ％である。
介在物が多くなり、清浄度が低下し、靱性が劣化する。
また、AlはＮと結合しAlN を形成しやすく、ＶＮの安定
析出を阻害する。このため、Alは0.005 〜0.050 ％の範
囲とした。なお、好ましくは0.010 〜0.040 ％である。
【００１６】Ｖ：0.04〜0.15％ Ｖは、Ｎと結合しＶＮを形成し、圧延後冷却中にオース
テナイト中に析出して、フェライト析出核として作用
し、結晶粒を微細化し靱性を向上させる。また、フェラ
イト変態後フェライト中にも微細析出し、冷却を強化す
ることなく母材強度を高めることができ、また、鋼板板
厚内の特性の均一性、残留応力・残留歪を軽減できる。
これらの効果を得るためには、0.04％以上の添加を必要
とするが、0.15％を超えて添加すると、母材靱性、溶接
性が劣化する。このため、Ｖは0.04〜0.15％の範囲に限
定した。なお、好ましくは0.04〜0.12％である。
テナイト中に析出して、フェライト析出核として作用
し、結晶粒を微細化し靱性を向上させる。また、フェラ
イト変態後フェライト中にも微細析出し、冷却を強化す
ることなく母材強度を高めることができ、また、鋼板板
厚内の特性の均一性、残留応力・残留歪を軽減できる。
これらの効果を得るためには、0.04％以上の添加を必要
とするが、0.15％を超えて添加すると、母材靱性、溶接
性が劣化する。このため、Ｖは0.04〜0.15％の範囲に限
定した。なお、好ましくは0.04〜0.12％である。
【００１７】Ti：0.005 〜0.050 ％ TiはＮと結合しTiN を形成し、加熱時のオーステナイト
粒の成長を抑制するとともに、さらにオーステナイト中
に残留あるいは析出し、VNのオーステナイト中への析出
を促進させる作用を有する。この効果を得るためには、
0.005 ％以上の添加が必要であるが、0.050 ％を超える
と、鋼の清浄度を低下させ、母材の靱性を劣化させる。
このため、Tiは0.005 〜0.050 ％の範囲とした。なお、
好ましくは0.010 〜0.025 ％である。
粒の成長を抑制するとともに、さらにオーステナイト中
に残留あるいは析出し、VNのオーステナイト中への析出
を促進させる作用を有する。この効果を得るためには、
0.005 ％以上の添加が必要であるが、0.050 ％を超える
と、鋼の清浄度を低下させ、母材の靱性を劣化させる。
このため、Tiは0.005 〜0.050 ％の範囲とした。なお、
好ましくは0.010 〜0.025 ％である。
【００１８】Ｎ：0.0050〜0.0150％ ＮはＶ、Tiと結合し窒化物を形成し、加熱時のオーステ
ナイト粒の成長を抑制するとともに、フェライト析出核
として作用し、結晶粒を微細化し靱性を向上させる作用
を有している。0.0050％未満では、必要とする窒化物量
が不足する。一方、0.0150％を超えると、固溶Ｎ量が増
加し、母材靱性、溶接性を劣化させる。このため、Ｎは
0.0050〜0.0150％の範囲に制限した。なお、好ましい範
囲は0.0060〜0.0120％である。
ナイト粒の成長を抑制するとともに、フェライト析出核
として作用し、結晶粒を微細化し靱性を向上させる作用
を有している。0.0050％未満では、必要とする窒化物量
が不足する。一方、0.0150％を超えると、固溶Ｎ量が増
加し、母材靱性、溶接性を劣化させる。このため、Ｎは
0.0050〜0.0150％の範囲に制限した。なお、好ましい範
囲は0.0060〜0.0120％である。
【００１９】（Ｖ＋Ti）／Ｎ：4.0 〜12.0 この発明では、Ｖ、Ti、Ｎを上記範囲とし、さらに、
（Ｖ＋Ti）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲となるようにＶ、T
i、Ｎ量を調整する。（Ｖ＋Ti）／Ｎが4.0 未満では、
固溶Ｎ量が増加し、歪時効を生じさせ、さらに溶接性を
低下させる。また、（Ｖ＋Ti）／Ｎが12.0を超えるとT
i、ＶがＣと結合し母材靱性を低下させる。このため、
（Ｖ＋Ti）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲とした。なお、好ま
しくは、5.0 〜10.0である。
（Ｖ＋Ti）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲となるようにＶ、T
i、Ｎ量を調整する。（Ｖ＋Ti）／Ｎが4.0 未満では、
固溶Ｎ量が増加し、歪時効を生じさせ、さらに溶接性を
低下させる。また、（Ｖ＋Ti）／Ｎが12.0を超えるとT
i、ＶがＣと結合し母材靱性を低下させる。このため、
（Ｖ＋Ti）／Ｎを4.0 〜12.0の範囲とした。なお、好ま
しくは、5.0 〜10.0である。
【００２０】Cu：0.05〜0.50％、Ni：0.05〜0.60％、C
r：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.10％、Nb：0.003 〜0.0
20 ％のうちから選ばれた１種または２種以上 Cu、Ni、Cr、Mo、Nbはいずれも焼入性を向上させる作用
を有しており、１種または２種以上を添加できる。ま
た、Cu、Ni、Cr、Mo、NbはいずれもAr3 点を低下させ、
それによりフェライト粒をより微細化し、VNによる析出
硬化を増大させる。このような効果を得るためには、C
u、Ni、Cr、Mo、Nbはそれぞれ0.05％、0.05％、0.05
％、0.02％、0.003 ％以上の添加が必要である。しか
し、Cuは多量添加すると、熱間加工性が劣化するため、
Niを同時に同量程度添加するのが好ましいが、0.50％を
超えて添加しても効果が飽和し、経済的にも高価とな
る。このため、Cuは0.05〜0.50％の範囲に限定した。Ni
は、0.60％を超えて添加しても効果が飽和し、経済的に
も高価となる。このため、Niは0.05〜0.60％の範囲とし
た。Cr、Mo、Nbは、それぞれ0.50％、0.10％、0.020 ％
を超えると溶接性、母材靱性が劣化する。このため、Cr
は0.05〜0.50％、Moは0.02〜0.10％、Nbは0.003 〜0.02
0 ％の範囲に限定した。
r：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.10％、Nb：0.003 〜0.0
20 ％のうちから選ばれた１種または２種以上 Cu、Ni、Cr、Mo、Nbはいずれも焼入性を向上させる作用
を有しており、１種または２種以上を添加できる。ま
た、Cu、Ni、Cr、Mo、NbはいずれもAr3 点を低下させ、
それによりフェライト粒をより微細化し、VNによる析出
硬化を増大させる。このような効果を得るためには、C
u、Ni、Cr、Mo、Nbはそれぞれ0.05％、0.05％、0.05
％、0.02％、0.003 ％以上の添加が必要である。しか
し、Cuは多量添加すると、熱間加工性が劣化するため、
Niを同時に同量程度添加するのが好ましいが、0.50％を
超えて添加しても効果が飽和し、経済的にも高価とな
る。このため、Cuは0.05〜0.50％の範囲に限定した。Ni
は、0.60％を超えて添加しても効果が飽和し、経済的に
も高価となる。このため、Niは0.05〜0.60％の範囲とし
た。Cr、Mo、Nbは、それぞれ0.50％、0.10％、0.020 ％
を超えると溶接性、母材靱性が劣化する。このため、Cr
は0.05〜0.50％、Moは0.02〜0.10％、Nbは0.003 〜0.02
0 ％の範囲に限定した。
【００２１】Ceq ：0.36〜0.45％ Ceq は次（１）式で定義される。 Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１） Ceq は良好な溶接性と高強度を確保するために、化学組
成を調整し、0.36〜0.45％の範囲に限定する。Ceq が、
0.36％未満では母材およびHAZ 軟化部の強度確保が困難
となり、0.45％を超えると溶接割れ感受性が高くなり、
HAZ 部靱性が劣化する。
成を調整し、0.36〜0.45％の範囲に限定する。Ceq が、
0.36％未満では母材およびHAZ 軟化部の強度確保が困難
となり、0.45％を超えると溶接割れ感受性が高くなり、
HAZ 部靱性が劣化する。
【００２２】Ｂ：0.0003〜0.0020％、REM ：0.0010〜0.
0200％、Ca：0.0010〜0.0100％のうちから選ばれた１種
または２種以上 Ｂ、REM 、Caはいずれもフェライト粒の微細化に寄与す
る作用を有しており、必要に応じ１種または２種以上を
添加できる。Ｂは粒界に偏析し、粗大な粒界フェライト
の析出を抑制し、フェライト粒の微細化に寄与する。こ
のような効果を得るためには、0.0002％以上の添加を必
要とするが、0.0020％を超えて添加すると、靱性を低下
させる。このため、Ｂは0.0002〜0.0020％の範囲に限定
した。
0200％、Ca：0.0010〜0.0100％のうちから選ばれた１種
または２種以上 Ｂ、REM 、Caはいずれもフェライト粒の微細化に寄与す
る作用を有しており、必要に応じ１種または２種以上を
添加できる。Ｂは粒界に偏析し、粗大な粒界フェライト
の析出を抑制し、フェライト粒の微細化に寄与する。こ
のような効果を得るためには、0.0002％以上の添加を必
要とするが、0.0020％を超えて添加すると、靱性を低下
させる。このため、Ｂは0.0002〜0.0020％の範囲に限定
した。
【００２３】REM 、Caは高温においても安定な酸化物を
形成し微細に鋼中に分散して、オーステナイト粒の成長
を抑制し、圧延後のフェライト粒を微細化する。REM は
0.0010％未満ではその効果が少なく、一方、0.0200％を
超えて添加すると、析出物量が増加し、しかも粗大化す
るため、清浄度が低下し靱性が劣化する。このため、RE
M は0.0010〜0.0100％の範囲に限定した。
形成し微細に鋼中に分散して、オーステナイト粒の成長
を抑制し、圧延後のフェライト粒を微細化する。REM は
0.0010％未満ではその効果が少なく、一方、0.0200％を
超えて添加すると、析出物量が増加し、しかも粗大化す
るため、清浄度が低下し靱性が劣化する。このため、RE
M は0.0010〜0.0100％の範囲に限定した。
【００２４】Caは0.0010％未満ではその効果が少なく、
0.0100％を超えて添加すると、析出物量が増加し、しか
も粗大化するため、清浄度が低下し靱性が劣化する。こ
のため、Caは0.0010〜0.0100％の範囲に限定した。その
他、残部Feおよび不可避的不純物である。上記に規定し
た元素以外の元素では、０：0.0025％未満、Zr：0.020
％以下、Mg：0.020 ％以下の含有が許容できる。
0.0100％を超えて添加すると、析出物量が増加し、しか
も粗大化するため、清浄度が低下し靱性が劣化する。こ
のため、Caは0.0010〜0.0100％の範囲に限定した。その
他、残部Feおよび不可避的不純物である。上記に規定し
た元素以外の元素では、０：0.0025％未満、Zr：0.020
％以下、Mg：0.020 ％以下の含有が許容できる。
【００２５】つぎに、製造方法について説明する。上記
した組成の鋼の溶製は、転炉、電気炉等通常公知の溶製
方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はない。
溶製された溶鋼は、連続鋳造法あるいは造塊法により凝
固され圧延素材とされる。本発明の鋼は、熱間圧延によ
り厚鋼板に成形される。
した組成の鋼の溶製は、転炉、電気炉等通常公知の溶製
方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はない。
溶製された溶鋼は、連続鋳造法あるいは造塊法により凝
固され圧延素材とされる。本発明の鋼は、熱間圧延によ
り厚鋼板に成形される。
【００２６】熱間圧延の加熱温度は、1050〜1350℃とす
る。加熱温度が1050℃未満では変形抵抗の増加により、
所定の圧下率／パス、累積圧下率の確保が困難となる。
一方、1350℃を超えると、加熱炉原単位を悪化させると
ともにスケールロスの増加や炉補修回数の増加等を招
く。このため、圧延素材の加熱温度は1050〜1350℃の範
囲とした。
る。加熱温度が1050℃未満では変形抵抗の増加により、
所定の圧下率／パス、累積圧下率の確保が困難となる。
一方、1350℃を超えると、加熱炉原単位を悪化させると
ともにスケールロスの増加や炉補修回数の増加等を招
く。このため、圧延素材の加熱温度は1050〜1350℃の範
囲とした。
【００２７】圧延素材を加熱後、ついで、1100〜950 ℃
の温度範囲で１パス当たりの圧下率が５％以上の圧下を
累積圧下率で20％以上施したのち、室温まで空冷する。
本発明では熱間圧延を、1100〜950 ℃のオーステナイト
の部分再結晶域で１パス当たりの圧下率が５％以上の圧
下を繰り返し、累積圧下率で20％以上とする。これによ
り、オーステナイト粒の再結晶細粒化が達成できる。
の温度範囲で１パス当たりの圧下率が５％以上の圧下を
累積圧下率で20％以上施したのち、室温まで空冷する。
本発明では熱間圧延を、1100〜950 ℃のオーステナイト
の部分再結晶域で１パス当たりの圧下率が５％以上の圧
下を繰り返し、累積圧下率で20％以上とする。これによ
り、オーステナイト粒の再結晶細粒化が達成できる。
【００２８】圧延温度が1100℃を超えるとオーステナイ
トの再結晶細粒化効果が小さく、また、950 ℃未満では
集合組織が形成されやすく、音響異方性が顕著となり、
残留応力・残留歪が発生する。このため、圧延温度は11
00〜950 ℃の範囲に限定した。また、１パスあたりの圧
下率が５％未満では十分な細粒化効果が得られないた
め、１パスあたりの圧下率は５％以上に限定した。再結
晶細粒化の観点からは、１パスあたりの圧下率は大きけ
れば大きいほどよいが、圧延機の能力の制約から上限は
30％程度である。
トの再結晶細粒化効果が小さく、また、950 ℃未満では
集合組織が形成されやすく、音響異方性が顕著となり、
残留応力・残留歪が発生する。このため、圧延温度は11
00〜950 ℃の範囲に限定した。また、１パスあたりの圧
下率が５％未満では十分な細粒化効果が得られないた
め、１パスあたりの圧下率は５％以上に限定した。再結
晶細粒化の観点からは、１パスあたりの圧下率は大きけ
れば大きいほどよいが、圧延機の能力の制約から上限は
30％程度である。
【００２９】オーステナイトの部分再結晶域での累積圧
下率が20％未満では、十分な再結晶細粒化効果が得られ
ず、TiN 、VNによる組織微細化効果を発揮させても最終
組織が粗くなり、母材靱性が低下する。このため、1100
〜950 ℃の温度範囲での累積圧下率を20％以上に限定し
た。圧延終了後、室温まで空冷する。
下率が20％未満では、十分な再結晶細粒化効果が得られ
ず、TiN 、VNによる組織微細化効果を発揮させても最終
組織が粗くなり、母材靱性が低下する。このため、1100
〜950 ℃の温度範囲での累積圧下率を20％以上に限定し
た。圧延終了後、室温まで空冷する。
【００３０】空冷のような緩冷却を施すことにより、強
度・靱性のばらつき、残留応力・残留歪が軽減できる。
また、本発明では、前記室温まで空冷するに代えて、3.
0 ℃/sec未満の冷却速度で室温まで冷却してもよい。冷
却速度が3.0 ℃/sec未満であれば、VNの析出が抑制され
ることもないため、鋼材の冷却を速めることができ生産
能率を向上できる。冷却速度が3.0 ℃/secを超えるとVN
の析出が抑制され、組織が粗大化し、さらにベイナイト
主体の組織となりやすく靱性が劣化する。
度・靱性のばらつき、残留応力・残留歪が軽減できる。
また、本発明では、前記室温まで空冷するに代えて、3.
0 ℃/sec未満の冷却速度で室温まで冷却してもよい。冷
却速度が3.0 ℃/sec未満であれば、VNの析出が抑制され
ることもないため、鋼材の冷却を速めることができ生産
能率を向上できる。冷却速度が3.0 ℃/secを超えるとVN
の析出が抑制され、組織が粗大化し、さらにベイナイト
主体の組織となりやすく靱性が劣化する。
【００３１】また、本発明では、前記室温まで空冷する
に代えて、好ましくは空冷以上3.0℃/sec未満の冷却速
度で次（２）式 Ar3＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（２） で定義されるAr3 以下（Ar3 −100 ℃）以上の温度範囲
まで冷却したのち、3.0℃/sec以上の冷却速度で室温ま
で冷却してもよい。
に代えて、好ましくは空冷以上3.0℃/sec未満の冷却速
度で次（２）式 Ar3＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（２） で定義されるAr3 以下（Ar3 −100 ℃）以上の温度範囲
まで冷却したのち、3.0℃/sec以上の冷却速度で室温ま
で冷却してもよい。
【００３２】3.0 ℃/sec未満の冷却速度で冷却する温度
範囲がAr3 点を超えると組織の微細化が不十分となり、
（Ar3 −100 ℃）未満では残留応力・残留歪の発生が顕
著となる。このため、3.0 ℃/sec未満で冷却する温度は
Ar3 以下（Ar3 −100 ℃）以上の温度範囲までとした。
その後、3.0 ℃/sec以上の冷却速度で室温まで冷却する
ことにより、フェライト粒の成長が抑制され組織がさら
に微細化し、母材靱性が向上する。
範囲がAr3 点を超えると組織の微細化が不十分となり、
（Ar3 −100 ℃）未満では残留応力・残留歪の発生が顕
著となる。このため、3.0 ℃/sec未満で冷却する温度は
Ar3 以下（Ar3 −100 ℃）以上の温度範囲までとした。
その後、3.0 ℃/sec以上の冷却速度で室温まで冷却する
ことにより、フェライト粒の成長が抑制され組織がさら
に微細化し、母材靱性が向上する。
【００３３】本発明で規定する温度、冷却速度は鋼板の
板厚中心部での値である。
板厚中心部での値である。
【００３４】
【実施例】表１に示す組成の鋼を転炉で溶製し、連続鋳
造法でスラブとした。ついで、これらスラブを表２に示
す温度に加熱し、表２に示す熱間圧延条件で厚鋼板とし
た。圧延終了後、直ちに表２に示す冷却速度で冷却し
た。これらの製品板を用いて、母材の引張特性、靱性、
および溶接HAZ 部靱性を調査した。その結果を表２に示
す。
造法でスラブとした。ついで、これらスラブを表２に示
す温度に加熱し、表２に示す熱間圧延条件で厚鋼板とし
た。圧延終了後、直ちに表２に示す冷却速度で冷却し
た。これらの製品板を用いて、母材の引張特性、靱性、
および溶接HAZ 部靱性を調査した。その結果を表２に示
す。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】なお、母材の引張特性、靱性、溶接熱影響
部の靱性の試験方法は下記に示す通りである。 （１）母材の引張試験 上記製品板の板厚1/4 Ｔ部から圧延方向と直角方向にJI
S Z 2201に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2241に
準拠して、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を求め
た。 （２）母材の靱性試験 上記製品板の板厚1/4 Ｔ部から圧延方向と直角方向にJI
S Z 2202に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2242に
準拠して、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（vE
0 ）を求めた。 （３）溶接熱影響部の靱性試験 上記製品板の板厚1/4 Ｔ部から圧延方向と直角方向に12
ｔ×75×80mmの試験片を採取し、高周波加熱装置によ
り、入熱100kJ/cmのサブマージアーク溶接の粗粒域HAZ
部の受ける熱サイクル（最高加熱温度1400℃）を付与し
たのち、JIS Z 2202に規定する４号試験片を採取し、JI
S Z 2242に準拠して、０℃におけるシャルピー吸収エネ
ルギー（vE0 ）を求めた。
部の靱性の試験方法は下記に示す通りである。 （１）母材の引張試験 上記製品板の板厚1/4 Ｔ部から圧延方向と直角方向にJI
S Z 2201に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2241に
準拠して、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を求め
た。 （２）母材の靱性試験 上記製品板の板厚1/4 Ｔ部から圧延方向と直角方向にJI
S Z 2202に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2242に
準拠して、０℃におけるシャルピー吸収エネルギー（vE
0 ）を求めた。 （３）溶接熱影響部の靱性試験 上記製品板の板厚1/4 Ｔ部から圧延方向と直角方向に12
ｔ×75×80mmの試験片を採取し、高周波加熱装置によ
り、入熱100kJ/cmのサブマージアーク溶接の粗粒域HAZ
部の受ける熱サイクル（最高加熱温度1400℃）を付与し
たのち、JIS Z 2202に規定する４号試験片を採取し、JI
S Z 2242に準拠して、０℃におけるシャルピー吸収エネ
ルギー（vE0 ）を求めた。
【００３８】表２から、本発明例では、ＴＳで500MPa以
上の高強度で、vE0 で150 Ｊ以上の高靱性が得られ、降
伏比も80％以下であり、HAZ 部の靱性もvE0 で150 Ｊ以
上の高靱性が得られ、母材の強度・靱性はもちろんHAZ
部靱性ともに優れていることがわかる。また、Ar3 〜
（Ar3 −100 ℃）で冷却速度を変更した本発明例No.3、
No.13 はvE0 で250 Ｊ以上の高靱性が得られている。
上の高強度で、vE0 で150 Ｊ以上の高靱性が得られ、降
伏比も80％以下であり、HAZ 部の靱性もvE0 で150 Ｊ以
上の高靱性が得られ、母材の強度・靱性はもちろんHAZ
部靱性ともに優れていることがわかる。また、Ar3 〜
（Ar3 −100 ℃）で冷却速度を変更した本発明例No.3、
No.13 はvE0 で250 Ｊ以上の高靱性が得られている。
【００３９】化学組成が本発明範囲から外れる比較例N
o.16 〜No.21 ではvE0 が低い。Ceqが本発明範囲から外
れる比較例No.22 は、ＹＳ、ＴＳが低い。また、圧延・
冷却条件が本発明範囲から外れる比較例No.5、No.6では
強度・靱性バランスがわるく、比較例No.5では板厚断面
内の特性変化が大きい。
o.16 〜No.21 ではvE0 が低い。Ceqが本発明範囲から外
れる比較例No.22 は、ＹＳ、ＴＳが低い。また、圧延・
冷却条件が本発明範囲から外れる比較例No.5、No.6では
強度・靱性バランスがわるく、比較例No.5では板厚断面
内の特性変化が大きい。
【００４０】
【発明の効果】この発明によれば、板厚断面内の特性の
ばらつきが少なく、強度・靱性および溶接性のバランス
が良く、低降伏比で靱性・溶接性に優れた高張力厚鋼板
が工業的に容易に製造でき、溶接構造用鋼としてその用
途をさらに拡大でき、産業上多大な効果を奏する。
ばらつきが少なく、強度・靱性および溶接性のバランス
が良く、低降伏比で靱性・溶接性に優れた高張力厚鋼板
が工業的に容易に製造でき、溶接構造用鋼としてその用
途をさらに拡大でき、産業上多大な効果を奏する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大森 章夫 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 木村 達巳 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 川端 文丸 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.10〜0.60％、 Mn：0.60〜2.00％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.050 ％、 Ｖ：0.04〜0.15％、 Ti：0.005 〜0.05％、 Ｎ：0.0050〜0.0150％ を含み、かつ、（Ｖ＋Ti）／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、
さらに、 Cu：0.05〜0.50％、 Ni：0.05〜0.60％、 Cr：0.05〜0.50％、 Mo：0.02〜0.10％、 Nb：0.003 〜0.020 ％ のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、下記
（１）式で定義されるCeq を0.36〜0.45％とした、残部
Feおよび不可避的不純物からなる圧延鋼素材を、1050〜
1350℃に加熱し、1100〜950 ℃の温度範囲で１パス当た
りの圧下率が５％以上の圧下を累積圧下率で20％以上施
したのち、室温まで空冷することを特徴とする靱性、溶
接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 記 Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１） - 【請求項２】 前記圧延素材が、重量％で、 Ｃ：0.05〜0.18％、 Si：0.10〜0.60％、 Mn：0.60〜2.00％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.050 ％、 Ｖ：0.04〜0.15％、 Ti：0.005 〜0.05％、 Ｎ：0.0050〜0.0150％ を含み、かつ、（Ｖ＋Ti）／Ｎ：4.0 〜12.0を満足し、
さらに、 Cu：0.05〜0.50％、 Ni：0.05〜0.60％、 Cr：0.05〜0.50％、 Mo：0.02〜0.10％、 Nb：0.003 〜0.020 ％ のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、さら
に、 Ｂ：0.0003〜0.0020％、 REM ：0.0010〜0.0200％、 Ca：0.0010〜0.0100％ のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、下記
（１）式で定義されるCeq を0.36〜0.45％とした、残部
Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする請求
項１記載の高張力厚鋼板の製造方法。 記 Ceq ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１） - 【請求項３】 前記室温まで空冷するに代えて、3.0 ℃
/sec未満の冷却速度で室温まで冷却することを特徴とす
る請求項１または２記載の高張力厚鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 前記室温まで空冷するに代えて、3.0 ℃
/sec未満の冷却速度で下記（２）式で定義されるAr3 以
下（Ar3 −100 ℃）以上の温度範囲まで冷却したのち、
3.0 ℃/sec以上の冷却速度で室温まで冷却することを特
徴とする請求項１、２または３記載の高張力厚鋼板の製
造方法。 記 Ar3 ＝910 −273 Ｃ＋25Si−74Mn−56Ni−16Cr−9Mo −5Cu −1620Nb…（２）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24217496A JP3290595B2 (ja) | 1996-09-12 | 1996-09-12 | 靱性、溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24217496A JP3290595B2 (ja) | 1996-09-12 | 1996-09-12 | 靱性、溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
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|---|---|
| JPH1088231A true JPH1088231A (ja) | 1998-04-07 |
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ID=17085425
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|---|---|---|---|
| JP24217496A Expired - Fee Related JP3290595B2 (ja) | 1996-09-12 | 1996-09-12 | 靱性、溶接性に優れた高張力厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
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|---|---|
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Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH11256267A (ja) * | 1998-03-09 | 1999-09-21 | Kawasaki Steel Corp | 耐地震特性に優れた構造用鋼材およびその製造方法 |
| JP2008248292A (ja) * | 2007-03-29 | 2008-10-16 | Nippon Steel Corp | 耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 |
| CN100427630C (zh) * | 2005-12-29 | 2008-10-22 | 攀枝花钢铁(集团)公司 | 高强度耐大气腐蚀型钢的生产方法 |
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