JPH0121847B2 - - Google Patents
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- JPH0121847B2 JPH0121847B2 JP58129093A JP12909383A JPH0121847B2 JP H0121847 B2 JPH0121847 B2 JP H0121847B2 JP 58129093 A JP58129093 A JP 58129093A JP 12909383 A JP12909383 A JP 12909383A JP H0121847 B2 JPH0121847 B2 JP H0121847B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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Description
この発明は、降伏点：90Kgｆ／mm2以上、引張強
さ：97Kgｆ／mm2以上、衝撃破面遷移温度：−60℃
以下という高強度及び高靭性を示すとともに、溶
接性にも優れ、揚水発電用水圧鉄管等として使用
するのに好適な高張力鋼の製造方法に関するもの
である。 需要の増大とともに悪化して来たエネルギー事
情を背景として、天然エネルギー資源のより有効
な利用を図ろうとの思想の下に建設され、注目を
浴びている揚水発電所に、近年、その経済性を一
層高めるため、高落差化及び大型化が指向される
ようになつており、その水圧管等に使用される高
張力鋼板は益々高強度化し、厚肉化する傾向を見
せ始めている。 しかしながら、従来、この種の用途には、引張
強さ：60Kgｆ／mm2以上を備えるHT60鋼板や、同
じく引張強さ：80Kgｆ／mm2以上を目安とする
HT80鋼板が供されてはいるものの、降伏点：90
Kgｆ／mm2以上の高強度を有するHT100級鋼板の
使用に踏み切れないでいるのが現状であつた。な
ぜなら、 従来開発されているHT100鋼板は板厚が主
として20〜40mmのものであり、強度を確保する
ためにＣを0.15％以上か、或いかＶを0.06％以
上含有するものであるが、揚水発電所水圧管等
の分野で要求されるようになつた板厚：40mm以
上という厚肉鋼板については、焼入れ性等の問
題から、降伏点強さ：90Kgｆ／mm2以上、引張強
さ：97Kgｆ／mm2以上という必要強度を得ること
は非常に困難である。 例え、前記所定強度を満足させ得たとして
も、従来のHT100鋼板は、前述のように高い
値でＣ又はＶを含有しているので母材靭性値を
示す破面遷移温度が−40℃以上程度でしかな
く、また、母材の靭性値が多少良好なものは
Niを５％以上（以下、成分割合を示す％は重
量％とする）含有していて経済性に劣るという
欠点を有する等、高強度と同時に所望とする良
好な低温靭性を兼備せしめ難い。 従来のHT100鋼板では、溶接施行上問題と
ならないだけの溶接性を付与することが極めて
困難である。即ち、この種の分野での溶接作業
は現地作業となるため、予熱温度をあまり上げ
ることができず、特に厚肉材の場合には拘束度
が高くなつて溶接割れを生じやすくなるほか、
高温に加熱される溶接熱影響部では、鋼中の
AlNが解離してしまい、フリーとなつたＮが
溶接熱影響部の靭性を劣化することとなる。 等のような問題を解決できないからであつた。 本発明者等は、上述のような観点から、揚水発
電所の水圧鉄管用等に供し得るだけの靭性値（衝
撃破面遷移温度：−60℃以下）とHT80鋼板並み
の溶接性とを備えた板厚：40mm以上のHT100鋼
を提供すべく、特に従来の高張力鋼における微量
元素の影響に着目して詳細な研究を行つた結果、
以下(a)〜(e)に示される如き知見を得るに至つたの
である。即ち、 (a) 鋼中に不純物として含有されるＮを、特に
0.0020％未満という低い値にまで低減すると鋼
の焼入れ性が格段に向上し、合金成分を多量に
添加することなくマルテンサイト組織を容易に
得ることができる上、溶接ボンド部靭性も十分
に高くなること。 第１図は、0.1％Ｃ−0.08％Si−0.8％Mn−
0.25％Cu−2.5％、Ni−0.5％Cr−0.5％Mo−
0.03％Ｖ−0.0008％Ｂ鋼の溶接ボンド部靭性に
及ぼす鋼中Ｎ量の影響を示すグラフであり、入
熱量：17KJ／cmのMIG溶接後に垂直ボンド部
から２mmＶノツチシヤルピー試験片を採取して
該ボンド部の靭性を調査した結果を示すもので
あるが、この第１図からも、鋼中のＮ量が減少
するに伴つてボンド部の靭性は向上し、低Ｎ化
により溶接継手部の靭性が改善されることが明
らかである。 (b) しかしながら、Ｎ含有量を低減するとAlN
の析出が望めなくなり、従来から採用されれて
いたAlNによるオーステナイト粒の微細化が
期待できず、結晶粒が粗大化して靭性劣化が生
ずること、 (c) ところが、Ｎ量を0.0020％未満に低減した鋼
の微量のNbを添加すると、NbCの微細析出を
生じてオーステナイト粒の粗大化が防止され、
従つて、この微細オーステナイト状態からの焼
入れによつて微細マルテンサイト組織が得られ
るので、低温靭性が大幅に向上すること。 Nbは、従来、制御圧延鋼における析出強化
元素として、或いは再結晶抑制元素として多用
されているが、調質鋼の添加元素として使用さ
れることはほとんどなかつた。 もつとも、本出願人が特開昭52−113317号と
して先に提案した調質型高張力鋼（以下、先提
案鋼と称す）も微量のNbを添加して組織の細
粒化を狙つたものであるが、この先提案鋼の場
合はＮの積極添加が必須であり、微細なNb
（Ｃ、Ｎ）、特にNbNを析出させることによつ
てオーステナイト粒を細粒化し、フエライト及
びベイナイト組織の微細化を図るものであるの
に対して、低Ｎ（Ｎ含有量：0.0020％未満）鋼
にNbを添加した場合には、前述のように、
NbCが微細析出して組織を微細化することと
なる。そして、NbNは高温まで安定であるた
め、熱間圧延に際し1200℃以上に加熱して固溶
させる必要があり、一般に加熱温度が高くなる
程初期粒も大きくなることから、微粒化には自
ずと限度があるのに対して、NbCの場合には
900℃以上程度で十分に固溶が可能であるので、
より完全な細粒化が可能であるという効果上の
大きな相違がある。 (d) また、鋼中のＮ含有量を0.0020％未満に低減
させると、微量のＶ添加で十分な析出強化を得
ることができ、このためＶの添加量を0.06％以
下に制限することが可能となつて、析出強化に
よる靭性の劣化を抑制できること、 (e) このように、鋼中のＮ量を低減し、微量の
Nb及びＶを添加した上でこれに所定の熱処理
を施すと、強度と靭性に優れ、かつ良好な溶接
性を備えた100Kgｆ／mm2級高張力鋼の製造が可
能となること。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.07〜0.15％、Si：0.05〜0.35％、 Mn：0.40〜1.60％、Cr：0.40〜1.00％、 Ni：1.30〜3.50％、Mo：40〜0.80％、 Ｖ：0.01〜0.06％、 Nb：0.005〜0.030％、 Ｂ：0.0020％以下、Cu：0.50％以下、 sol.Al：0.02〜0.10％、 Ｎ：0.0020％未満、 Fe及び他の不可避不純物：残り、 から成り、かつ、式 PCM（％）＝Ｃ（％）＋Si（％）／30＋Mn（％）／20＋C
u（％）／20＋Ni（％）／60＋Cr（％）／20＋Mo（％）
／15＋Ｖ（％）／10 ＋５×Ｂ（％） で表わされるPCM（溶接割れ感受性指数）が0.31
（％）以下である鋼を、1050℃以上に加熱した後
熱間圧延し、続いてAc3変態点〜1050℃の温度域
に再加熱した後該温度から焼入れを行い、次いで
Ac1変態点以下で焼もどすことにより、優れた靭
性と高強度を備え、かつ溶接性の良好な調質高張
力鋼を製造する点に特徴を有するものである。 次いで、この発明の方法において、鋼の化学成
分組成及び圧延・熱処理条件を上記のように数値
限定した理由を説明する。 Ａ 鋼の化学成分組成 (a) Ｃ Ｃ成分には、鋼の焼入れ性と強度を確保す
る作用があるが、その含有量が0.07％未満で
は前記作用に所望の効果を得ることができ
ず、他方0.15％を越えて含有させると溶接
性、特に低温割れ性を著しく劣化させること
から、Ｃ含有量を0.07〜0.15％と定めた。 (b) Si Si成分は、鋼の脱酸と強度確保に必要な元
素であるので0.05％以上の添加によつて所望
の効果を得るものであるが、0.35％を越えて
含有させると靭性劣化を招くようになること
から、Si含有量を0.05〜0.35％と定めた。 (c) Mn Mn成分には、鋼の焼入れ性を確保する作
用があるが、その含有量が0.40％未満では前
記作用に所望の効果を得られず、他方1.60％
を越えて含有させると溶接性並びに靭性を劣
化するようになることから、Mn含有量を
0.40〜1.60％と定めた。 (d) Cr Cr成分は、焼入れ性と強度を確保するた
めに0.40％以上含有させるが、1.00％を越え
て含有させると靭性を劣化するようになるこ
とから、Cr含有量を0.40〜1.00％と定めた。 (e) Ni Ni成分には、焼入れ性の確保と低温靭性
向上作用があるので1.30％以上含有せしめる
が、経済性を考慮してその上限を3.50％と定
めた。なお、Ni含有量は、1.30〜3.50％の範
囲内で鋼板製品の板厚に応じて変化させるの
が良い。 (f) Mo Mo成分には、鋼の焼入れ性を増大させ、
かつ焼もどし軟化抵抗を高めてその強度上昇
を達成する作用があるが、その含有量が0.40
％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、他方0.80％を越えて含有させると溶接性
を著しく劣化させることから、Mo含有量を
0.40〜0.80％と定めた。 (g) Ｖ Ｖ成分は、微量添加でもつて低Ｎ鋼の強度
を確保する作用があり、所望の強度を確保す
るために0.01％以上含有せしめるものである
が、0.06％を越えて含有させると靭性及び溶
接性を劣化するようになることから、Ｖ含有
量を0.01〜0.06％と定めた。 (h) Nb Nb成分は、従来の高張力鋼におけるよう
に析出強化元素として添加するのではなく、
本発明方法では結晶粒微細化元素として添加
するものであるが、その含有量が0.005％未
満では結晶粒微細化作用に所望の効果を得る
ことができず、他方0.030％を越えて含有さ
せると溶接性の劣化を招くようになることか
ら、Nb含有量を0.005〜0.030％と定めた。 (i) Ｂ Ｂ成分は、微量添加で焼入れ性を大幅に向
上させる元素であり、強度及び靭性を向上さ
せるのに有効なものであるが、0.0020％を越
えて含有させるとかえつて靭性の劣化を招く
ことから、Ｂ含有量を0.0020％と定めた。な
お、本発明においてはＮ含有量0.0020％未満
に抑えているので、Ｂ含有量は0.0010％以下
にすることが望ましい。 (j) Cu Cu成分には、鋼の強度、靭性、耐食性を
向上させる作用があるが、0.50％を越えて含
有させると熱間加工性及び靭性を劣化させる
こととなるので、Cu含有量を0.50％以下と定
めた。 (K) sol.Al sol.Al成分は、鋼の脱酸作用と、オーステ
ナイト結晶粒を微細化して靭性を向上する作
用があるが、その含有量が0.02％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、他方0.10％
を越えて含有させると靭性を劣化させるよう
になることから、sol.Al含有量を0.02〜0.10
％と定めた。 (l) Ｎ Ｎを0.0020％未満にすることは、鋼に焼入
れ性を高め、母材の強度と靭性の向上に有効
であるとともに、溶接継手部の靭性を向上す
ることにもなる。そして、0.0020％以上Ｎを
含有させると、溶接時にフリーなＮが多くな
つて溶接熱影響部の靭性を劣化することとな
る。従つて、Ｎ含有量は0.0020％未満と定め
た。 (m) PCM（溶接割れ感受性指数） 溶接時の予熱温度を125℃以上とした場合
でも、式 PCM（％）＝Ｃ（％）＋Si（％）／30＋Mu（％）／20＋C
u（％）／20＋Ni（％）／60＋Cr（％）／20＋Mo（％）
／15＋Ｖ（％）／10 ＋５×Ｂ（％） で表わされるPCM（溶接割れ感受性指数）が
0.31を越えていると低温割れ発生率が極めて
高くなることから、PCMを0.31以下と定めた。 Ｂ 圧延・熱処理条件 (a) 熱間圧延時の加熱温度 熱間圧延時の加熱温度が1050℃未満では、
鋼中のNbCが完全に固溶されないので圧延
後の結晶粒が粗粒となつてしまい、従つて高
靭性の鋼を得ることができないが、加熱温度
が1050℃以上であればNbCを完全に固溶さ
せることができ、圧延後にNbCを均一微細
に析出させることができて再加熱時にオース
テナイト結晶粒を微細化し得ることから、圧
延加熱温度を1050℃以上と定めた。 (b) 再加熱温度 再加熱温度がAc3変態点の温度未満では、
組織が完全にオーステナイト化しないばかり
でなく、合金元素も均一固溶しないので、焼
入れ時にマルテンサイト組織が得られず、所
望強度を達成できなくなる。一方、1050℃を
越えて加熱すると、Nbの炭化物（一部窒化
物）が固溶したり、或いは粗大化してしまつ
て、オーステナイト結晶粒をも粗大化するこ
ととなるので、再加熱温度をAc3変態点〜
1050℃と定めた。 (c) 焼もどし温度 焼もどし温度がAc1変態点を越えると降伏
強さが大幅に低下し、安定した強度の製品を
得ることができないので、焼もどし温度を
Ac1変態点以下と定めた。 次に、この発明を実施例により比較例と対比し
ながら説明する。 実施例 まず、第１表に示す如き化学組成の本発明対象
鋼Ａ〜Ｄ、及び比較例Ｅ〜Ｋを溶製した。 次いで、これを熱間鍛造によつて150mm厚のス
ラブとし、続いて鋼Ａ〜Ｂ、及び比較鋼Ｅ〜Ｈは
1150℃、1050、或いは1000℃に加熱後、熱間
さ：97Kgｆ／mm2以上、衝撃破面遷移温度：−60℃
以下という高強度及び高靭性を示すとともに、溶
接性にも優れ、揚水発電用水圧鉄管等として使用
するのに好適な高張力鋼の製造方法に関するもの
である。 需要の増大とともに悪化して来たエネルギー事
情を背景として、天然エネルギー資源のより有効
な利用を図ろうとの思想の下に建設され、注目を
浴びている揚水発電所に、近年、その経済性を一
層高めるため、高落差化及び大型化が指向される
ようになつており、その水圧管等に使用される高
張力鋼板は益々高強度化し、厚肉化する傾向を見
せ始めている。 しかしながら、従来、この種の用途には、引張
強さ：60Kgｆ／mm2以上を備えるHT60鋼板や、同
じく引張強さ：80Kgｆ／mm2以上を目安とする
HT80鋼板が供されてはいるものの、降伏点：90
Kgｆ／mm2以上の高強度を有するHT100級鋼板の
使用に踏み切れないでいるのが現状であつた。な
ぜなら、 従来開発されているHT100鋼板は板厚が主
として20〜40mmのものであり、強度を確保する
ためにＣを0.15％以上か、或いかＶを0.06％以
上含有するものであるが、揚水発電所水圧管等
の分野で要求されるようになつた板厚：40mm以
上という厚肉鋼板については、焼入れ性等の問
題から、降伏点強さ：90Kgｆ／mm2以上、引張強
さ：97Kgｆ／mm2以上という必要強度を得ること
は非常に困難である。 例え、前記所定強度を満足させ得たとして
も、従来のHT100鋼板は、前述のように高い
値でＣ又はＶを含有しているので母材靭性値を
示す破面遷移温度が−40℃以上程度でしかな
く、また、母材の靭性値が多少良好なものは
Niを５％以上（以下、成分割合を示す％は重
量％とする）含有していて経済性に劣るという
欠点を有する等、高強度と同時に所望とする良
好な低温靭性を兼備せしめ難い。 従来のHT100鋼板では、溶接施行上問題と
ならないだけの溶接性を付与することが極めて
困難である。即ち、この種の分野での溶接作業
は現地作業となるため、予熱温度をあまり上げ
ることができず、特に厚肉材の場合には拘束度
が高くなつて溶接割れを生じやすくなるほか、
高温に加熱される溶接熱影響部では、鋼中の
AlNが解離してしまい、フリーとなつたＮが
溶接熱影響部の靭性を劣化することとなる。 等のような問題を解決できないからであつた。 本発明者等は、上述のような観点から、揚水発
電所の水圧鉄管用等に供し得るだけの靭性値（衝
撃破面遷移温度：−60℃以下）とHT80鋼板並み
の溶接性とを備えた板厚：40mm以上のHT100鋼
を提供すべく、特に従来の高張力鋼における微量
元素の影響に着目して詳細な研究を行つた結果、
以下(a)〜(e)に示される如き知見を得るに至つたの
である。即ち、 (a) 鋼中に不純物として含有されるＮを、特に
0.0020％未満という低い値にまで低減すると鋼
の焼入れ性が格段に向上し、合金成分を多量に
添加することなくマルテンサイト組織を容易に
得ることができる上、溶接ボンド部靭性も十分
に高くなること。 第１図は、0.1％Ｃ−0.08％Si−0.8％Mn−
0.25％Cu−2.5％、Ni−0.5％Cr−0.5％Mo−
0.03％Ｖ−0.0008％Ｂ鋼の溶接ボンド部靭性に
及ぼす鋼中Ｎ量の影響を示すグラフであり、入
熱量：17KJ／cmのMIG溶接後に垂直ボンド部
から２mmＶノツチシヤルピー試験片を採取して
該ボンド部の靭性を調査した結果を示すもので
あるが、この第１図からも、鋼中のＮ量が減少
するに伴つてボンド部の靭性は向上し、低Ｎ化
により溶接継手部の靭性が改善されることが明
らかである。 (b) しかしながら、Ｎ含有量を低減するとAlN
の析出が望めなくなり、従来から採用されれて
いたAlNによるオーステナイト粒の微細化が
期待できず、結晶粒が粗大化して靭性劣化が生
ずること、 (c) ところが、Ｎ量を0.0020％未満に低減した鋼
の微量のNbを添加すると、NbCの微細析出を
生じてオーステナイト粒の粗大化が防止され、
従つて、この微細オーステナイト状態からの焼
入れによつて微細マルテンサイト組織が得られ
るので、低温靭性が大幅に向上すること。 Nbは、従来、制御圧延鋼における析出強化
元素として、或いは再結晶抑制元素として多用
されているが、調質鋼の添加元素として使用さ
れることはほとんどなかつた。 もつとも、本出願人が特開昭52−113317号と
して先に提案した調質型高張力鋼（以下、先提
案鋼と称す）も微量のNbを添加して組織の細
粒化を狙つたものであるが、この先提案鋼の場
合はＮの積極添加が必須であり、微細なNb
（Ｃ、Ｎ）、特にNbNを析出させることによつ
てオーステナイト粒を細粒化し、フエライト及
びベイナイト組織の微細化を図るものであるの
に対して、低Ｎ（Ｎ含有量：0.0020％未満）鋼
にNbを添加した場合には、前述のように、
NbCが微細析出して組織を微細化することと
なる。そして、NbNは高温まで安定であるた
め、熱間圧延に際し1200℃以上に加熱して固溶
させる必要があり、一般に加熱温度が高くなる
程初期粒も大きくなることから、微粒化には自
ずと限度があるのに対して、NbCの場合には
900℃以上程度で十分に固溶が可能であるので、
より完全な細粒化が可能であるという効果上の
大きな相違がある。 (d) また、鋼中のＮ含有量を0.0020％未満に低減
させると、微量のＶ添加で十分な析出強化を得
ることができ、このためＶの添加量を0.06％以
下に制限することが可能となつて、析出強化に
よる靭性の劣化を抑制できること、 (e) このように、鋼中のＮ量を低減し、微量の
Nb及びＶを添加した上でこれに所定の熱処理
を施すと、強度と靭性に優れ、かつ良好な溶接
性を備えた100Kgｆ／mm2級高張力鋼の製造が可
能となること。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.07〜0.15％、Si：0.05〜0.35％、 Mn：0.40〜1.60％、Cr：0.40〜1.00％、 Ni：1.30〜3.50％、Mo：40〜0.80％、 Ｖ：0.01〜0.06％、 Nb：0.005〜0.030％、 Ｂ：0.0020％以下、Cu：0.50％以下、 sol.Al：0.02〜0.10％、 Ｎ：0.0020％未満、 Fe及び他の不可避不純物：残り、 から成り、かつ、式 PCM（％）＝Ｃ（％）＋Si（％）／30＋Mn（％）／20＋C
u（％）／20＋Ni（％）／60＋Cr（％）／20＋Mo（％）
／15＋Ｖ（％）／10 ＋５×Ｂ（％） で表わされるPCM（溶接割れ感受性指数）が0.31
（％）以下である鋼を、1050℃以上に加熱した後
熱間圧延し、続いてAc3変態点〜1050℃の温度域
に再加熱した後該温度から焼入れを行い、次いで
Ac1変態点以下で焼もどすことにより、優れた靭
性と高強度を備え、かつ溶接性の良好な調質高張
力鋼を製造する点に特徴を有するものである。 次いで、この発明の方法において、鋼の化学成
分組成及び圧延・熱処理条件を上記のように数値
限定した理由を説明する。 Ａ 鋼の化学成分組成 (a) Ｃ Ｃ成分には、鋼の焼入れ性と強度を確保す
る作用があるが、その含有量が0.07％未満で
は前記作用に所望の効果を得ることができ
ず、他方0.15％を越えて含有させると溶接
性、特に低温割れ性を著しく劣化させること
から、Ｃ含有量を0.07〜0.15％と定めた。 (b) Si Si成分は、鋼の脱酸と強度確保に必要な元
素であるので0.05％以上の添加によつて所望
の効果を得るものであるが、0.35％を越えて
含有させると靭性劣化を招くようになること
から、Si含有量を0.05〜0.35％と定めた。 (c) Mn Mn成分には、鋼の焼入れ性を確保する作
用があるが、その含有量が0.40％未満では前
記作用に所望の効果を得られず、他方1.60％
を越えて含有させると溶接性並びに靭性を劣
化するようになることから、Mn含有量を
0.40〜1.60％と定めた。 (d) Cr Cr成分は、焼入れ性と強度を確保するた
めに0.40％以上含有させるが、1.00％を越え
て含有させると靭性を劣化するようになるこ
とから、Cr含有量を0.40〜1.00％と定めた。 (e) Ni Ni成分には、焼入れ性の確保と低温靭性
向上作用があるので1.30％以上含有せしめる
が、経済性を考慮してその上限を3.50％と定
めた。なお、Ni含有量は、1.30〜3.50％の範
囲内で鋼板製品の板厚に応じて変化させるの
が良い。 (f) Mo Mo成分には、鋼の焼入れ性を増大させ、
かつ焼もどし軟化抵抗を高めてその強度上昇
を達成する作用があるが、その含有量が0.40
％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、他方0.80％を越えて含有させると溶接性
を著しく劣化させることから、Mo含有量を
0.40〜0.80％と定めた。 (g) Ｖ Ｖ成分は、微量添加でもつて低Ｎ鋼の強度
を確保する作用があり、所望の強度を確保す
るために0.01％以上含有せしめるものである
が、0.06％を越えて含有させると靭性及び溶
接性を劣化するようになることから、Ｖ含有
量を0.01〜0.06％と定めた。 (h) Nb Nb成分は、従来の高張力鋼におけるよう
に析出強化元素として添加するのではなく、
本発明方法では結晶粒微細化元素として添加
するものであるが、その含有量が0.005％未
満では結晶粒微細化作用に所望の効果を得る
ことができず、他方0.030％を越えて含有さ
せると溶接性の劣化を招くようになることか
ら、Nb含有量を0.005〜0.030％と定めた。 (i) Ｂ Ｂ成分は、微量添加で焼入れ性を大幅に向
上させる元素であり、強度及び靭性を向上さ
せるのに有効なものであるが、0.0020％を越
えて含有させるとかえつて靭性の劣化を招く
ことから、Ｂ含有量を0.0020％と定めた。な
お、本発明においてはＮ含有量0.0020％未満
に抑えているので、Ｂ含有量は0.0010％以下
にすることが望ましい。 (j) Cu Cu成分には、鋼の強度、靭性、耐食性を
向上させる作用があるが、0.50％を越えて含
有させると熱間加工性及び靭性を劣化させる
こととなるので、Cu含有量を0.50％以下と定
めた。 (K) sol.Al sol.Al成分は、鋼の脱酸作用と、オーステ
ナイト結晶粒を微細化して靭性を向上する作
用があるが、その含有量が0.02％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、他方0.10％
を越えて含有させると靭性を劣化させるよう
になることから、sol.Al含有量を0.02〜0.10
％と定めた。 (l) Ｎ Ｎを0.0020％未満にすることは、鋼に焼入
れ性を高め、母材の強度と靭性の向上に有効
であるとともに、溶接継手部の靭性を向上す
ることにもなる。そして、0.0020％以上Ｎを
含有させると、溶接時にフリーなＮが多くな
つて溶接熱影響部の靭性を劣化することとな
る。従つて、Ｎ含有量は0.0020％未満と定め
た。 (m) PCM（溶接割れ感受性指数） 溶接時の予熱温度を125℃以上とした場合
でも、式 PCM（％）＝Ｃ（％）＋Si（％）／30＋Mu（％）／20＋C
u（％）／20＋Ni（％）／60＋Cr（％）／20＋Mo（％）
／15＋Ｖ（％）／10 ＋５×Ｂ（％） で表わされるPCM（溶接割れ感受性指数）が
0.31を越えていると低温割れ発生率が極めて
高くなることから、PCMを0.31以下と定めた。 Ｂ 圧延・熱処理条件 (a) 熱間圧延時の加熱温度 熱間圧延時の加熱温度が1050℃未満では、
鋼中のNbCが完全に固溶されないので圧延
後の結晶粒が粗粒となつてしまい、従つて高
靭性の鋼を得ることができないが、加熱温度
が1050℃以上であればNbCを完全に固溶さ
せることができ、圧延後にNbCを均一微細
に析出させることができて再加熱時にオース
テナイト結晶粒を微細化し得ることから、圧
延加熱温度を1050℃以上と定めた。 (b) 再加熱温度 再加熱温度がAc3変態点の温度未満では、
組織が完全にオーステナイト化しないばかり
でなく、合金元素も均一固溶しないので、焼
入れ時にマルテンサイト組織が得られず、所
望強度を達成できなくなる。一方、1050℃を
越えて加熱すると、Nbの炭化物（一部窒化
物）が固溶したり、或いは粗大化してしまつ
て、オーステナイト結晶粒をも粗大化するこ
ととなるので、再加熱温度をAc3変態点〜
1050℃と定めた。 (c) 焼もどし温度 焼もどし温度がAc1変態点を越えると降伏
強さが大幅に低下し、安定した強度の製品を
得ることができないので、焼もどし温度を
Ac1変態点以下と定めた。 次に、この発明を実施例により比較例と対比し
ながら説明する。 実施例 まず、第１表に示す如き化学組成の本発明対象
鋼Ａ〜Ｄ、及び比較例Ｅ〜Ｋを溶製した。 次いで、これを熱間鍛造によつて150mm厚のス
ラブとし、続いて鋼Ａ〜Ｂ、及び比較鋼Ｅ〜Ｈは
1150℃、1050、或いは1000℃に加熱後、熱間
【表】
【表】
圧延により板厚：50mmの鋼板とし、空冷した。
また鋼Ｃ〜Ｄ、及びＩ〜Ｋは、1150℃に加熱
後、熱間圧延により板厚：100mmの鋼板とし、空
冷した。 次に、これらの鋼板を、920℃に再加熱した後
水焼入れし、その後600℃で焼もどしを行つた。 また、鋼Ａ〜Ｂについては、980Kgに再加熱後
水焼入れし、600℃で焼もどすという高温加熱焼
入れ・焼もどしも行つた。 これらの各鋼板の板厚中央部から、JIS4号２mm
Ｖのノツチシヤルピー試験片と8.5φで平行部長
さ：50mmの丸棒引張試験片とを圧延方向にそれぞ
れ採取し、その機械的性質を調査した。 更に、各鋼板よりｙ開先拘束割れ試験片（板
厚：50mm）を採取し、125℃に予熱後、入熱量：
17KJ／cmでMIG溶接し、表面割れ、ルート割れ、
断面割れの有無を調査した。 これらの結果を第２表に示す。 第２表からも明らかなように、本発明法１〜
後、熱間圧延により板厚：100mmの鋼板とし、空
冷した。 次に、これらの鋼板を、920℃に再加熱した後
水焼入れし、その後600℃で焼もどしを行つた。 また、鋼Ａ〜Ｂについては、980Kgに再加熱後
水焼入れし、600℃で焼もどすという高温加熱焼
入れ・焼もどしも行つた。 これらの各鋼板の板厚中央部から、JIS4号２mm
Ｖのノツチシヤルピー試験片と8.5φで平行部長
さ：50mmの丸棒引張試験片とを圧延方向にそれぞ
れ採取し、その機械的性質を調査した。 更に、各鋼板よりｙ開先拘束割れ試験片（板
厚：50mm）を採取し、125℃に予熱後、入熱量：
17KJ／cmでMIG溶接し、表面割れ、ルート割れ、
断面割れの有無を調査した。 これらの結果を第２表に示す。 第２表からも明らかなように、本発明法１〜
【表】
８によれば、降伏点：90Kgｆ／mm2以上、引張強
さ：97Kgｆ／mm2以上を満足してHT100鋼として
の強度を満たすとともに、破面遷移温度も−60℃
以下という優れた低温靭性を有する鋼板の得られ
ることがわかり、また125℃の予熱により低温割
れも防止でき、優れた溶接性を有することも明ら
かである。 これに対して、比較法９〜12によつて得られた
鋼板は、引張試験特性は満足するものの破面遷移
温度：−60℃以下を満足しておらず、また衝撃値
も低くなつていて、靭性に劣つていることがわか
る。 溶接割れは、上限値を越えてＶを添加した成分
の鋼を使用した比較法10による鋼板、Ｃ及びPCM
が上限を外れた鋼を使用した比較法12による鋼
板、PCMが上限を外れた鋼33による鋼板に集中し
て生じていることがわかる。 また、圧延加熱温度が下限を外れた比較法13で
は、化学成分組成は本発明範囲内のものを使用し
たにもかかわらず靭性が劣化し、溶接性も劣る結
果となつている。 そして、再加熱温度が下限値を下回つた比較法
17及び18は強度が低く、再加熱温度が上限値を外
れた比較法19及び20による鋼板では極めて悪い靭
性値を示していることが明らかである。 上述のように、この発明によれば、優れた靭性
と高強度とを兼備し、かつ溶接性も良好な高張力
鋼を得ることができ、揚水発電所等の性能をより
以上に向上することが可能となるなど、工業上有
用な効果がもたらされるのである。
さ：97Kgｆ／mm2以上を満足してHT100鋼として
の強度を満たすとともに、破面遷移温度も−60℃
以下という優れた低温靭性を有する鋼板の得られ
ることがわかり、また125℃の予熱により低温割
れも防止でき、優れた溶接性を有することも明ら
かである。 これに対して、比較法９〜12によつて得られた
鋼板は、引張試験特性は満足するものの破面遷移
温度：−60℃以下を満足しておらず、また衝撃値
も低くなつていて、靭性に劣つていることがわか
る。 溶接割れは、上限値を越えてＶを添加した成分
の鋼を使用した比較法10による鋼板、Ｃ及びPCM
が上限を外れた鋼を使用した比較法12による鋼
板、PCMが上限を外れた鋼33による鋼板に集中し
て生じていることがわかる。 また、圧延加熱温度が下限を外れた比較法13で
は、化学成分組成は本発明範囲内のものを使用し
たにもかかわらず靭性が劣化し、溶接性も劣る結
果となつている。 そして、再加熱温度が下限値を下回つた比較法
17及び18は強度が低く、再加熱温度が上限値を外
れた比較法19及び20による鋼板では極めて悪い靭
性値を示していることが明らかである。 上述のように、この発明によれば、優れた靭性
と高強度とを兼備し、かつ溶接性も良好な高張力
鋼を得ることができ、揚水発電所等の性能をより
以上に向上することが可能となるなど、工業上有
用な効果がもたらされるのである。
第１図は、溶接ボンド部靭性に及ぼす鋼中Ｎ量
の影響を示したグラフである。
の影響を示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量割合にて、 Ｃ：0.07〜0.15％、 Si：0.05〜0.35％、 Mn：0.40〜1.60％、 Cr：0.40〜1.00％、 Ni：1.30〜3.50％、 Mo：0.40〜0.80％、 Ｖ：0.01〜0.06％、 Nb：0.005〜0.030％、 Ｂ：0.0020％以下、 Cu：0.50％以下、 sol.Al：0.02〜0.10％、 Ｎ：0.0020％未満、 Fe及び他の不可避不純物：残り、 から成り、かつ、式 PCM（％）＝Ｃ（％）＋Si（％）／30＋Mn（％）／20＋C
u（％）／20＋Ni（％）／60＋Cr（％）／20＋Mo（％）
／15＋Ｖ（％）／10 ＋５×Ｂ（％） で表わされるPCM（溶接割れ感受性指数）が0.31
（％）以下である鋼を、1050℃以上に加熱した後
熱間圧延し、続いてAc3変態点〜1050℃の温度域
に再加熱した後該温度から焼入れを行い、次いで
Ac1変態点以下で焼もどすことを特徴とする引張
強さ97Kgｆ／mm2以上、衝撃破面遷移温度−60℃以
下で、板厚40mm以上の靭性の優れた調質高張力鋼
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12909383A JPS6021326A (ja) | 1983-07-15 | 1983-07-15 | 靭性の優れた調質高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12909383A JPS6021326A (ja) | 1983-07-15 | 1983-07-15 | 靭性の優れた調質高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6021326A JPS6021326A (ja) | 1985-02-02 |
| JPH0121847B2 true JPH0121847B2 (ja) | 1989-04-24 |
Family
ID=15000895
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12909383A Granted JPS6021326A (ja) | 1983-07-15 | 1983-07-15 | 靭性の優れた調質高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6021326A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0165774B2 (en) * | 1984-06-19 | 1993-06-23 | Nippon Steel Corporation | Method for producing high-strength steel having improved weldability |
| JP5208178B2 (ja) * | 2010-09-30 | 2013-06-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 引張強度９８０ＭＰａ以上で、多層盛継手の低温靭性に優れた高強度鋼板 |
| CN107868904B (zh) * | 2017-09-27 | 2019-11-05 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 一种液压破碎锤活塞用钢及其制造工艺 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50159409A (ja) * | 1974-06-14 | 1975-12-24 | ||
| JPS5140325A (en) * | 1974-10-03 | 1976-04-05 | Kawasaki Steel Co | Hitsuparitsuyosa 70kg*mm2 ijono kojinseichoshitsugatakokyoryokukono seizoho |
| JPS5782459A (en) * | 1980-11-10 | 1982-05-22 | Nippon Steel Corp | Steel products with superior weldability |
| JPS57210915A (en) * | 1981-06-22 | 1982-12-24 | Nippon Steel Corp | Manufacture of refined high tensile steel with high toughness |
| JPS5831069A (ja) * | 1981-08-18 | 1983-02-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高靭性を有する厚肉高張力鋼板 |
| JPS5983719A (ja) * | 1982-11-02 | 1984-05-15 | Nippon Steel Corp | 非調質高強度鋼の製造法 |
-
1983
- 1983-07-15 JP JP12909383A patent/JPS6021326A/ja active Granted
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50159409A (ja) * | 1974-06-14 | 1975-12-24 | ||
| JPS5140325A (en) * | 1974-10-03 | 1976-04-05 | Kawasaki Steel Co | Hitsuparitsuyosa 70kg*mm2 ijono kojinseichoshitsugatakokyoryokukono seizoho |
| JPS5782459A (en) * | 1980-11-10 | 1982-05-22 | Nippon Steel Corp | Steel products with superior weldability |
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| JPS5831069A (ja) * | 1981-08-18 | 1983-02-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高靭性を有する厚肉高張力鋼板 |
| JPS5983719A (ja) * | 1982-11-02 | 1984-05-15 | Nippon Steel Corp | 非調質高強度鋼の製造法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6021326A (ja) | 1985-02-02 |
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