JPH04325625A - 非Ｎｉ添加タイプ高靱性高張力鋼の製造方法 - Google Patents
非Ｎｉ添加タイプ高靱性高張力鋼の製造方法Info
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- JPH04325625A JPH04325625A JP9440891A JP9440891A JPH04325625A JP H04325625 A JPH04325625 A JP H04325625A JP 9440891 A JP9440891 A JP 9440891A JP 9440891 A JP9440891 A JP 9440891A JP H04325625 A JPH04325625 A JP H04325625A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、非Ｎｉ添加タイプ高靱
性高張力鋼、特に非Ｎｉ添加タイプであって８０キロ級
の高靱性高張力鋼の製造方法に関する。
性高張力鋼、特に非Ｎｉ添加タイプであって８０キロ級
の高靱性高張力鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、橋梁、タンク、圧力容器、などの
大形鉄鋼構造物が建設されるようになり、そのために高
張力鋼板の強度もますます高いものが求められるように
なってきている。今日では溶接性に優れた８０キロ級の
高張力鋼板が求められるようになってきている。従来よ
り、湿潤な硫化水素 （Ｈ２Ｓ）による応力腐食が問題
となるようなタンク等の鉄鋼構造物においては、鋼材料
にＳＳＣ を助長するとされるＮｉの添加が認められな
い場合が多く、この種の材料では８０キロ級の強度を確
保することが困難であるばかりでなく、そのような材料
の溶接に際して母材、継手靱性の確保も困難となってい
る。
大形鉄鋼構造物が建設されるようになり、そのために高
張力鋼板の強度もますます高いものが求められるように
なってきている。今日では溶接性に優れた８０キロ級の
高張力鋼板が求められるようになってきている。従来よ
り、湿潤な硫化水素 （Ｈ２Ｓ）による応力腐食が問題
となるようなタンク等の鉄鋼構造物においては、鋼材料
にＳＳＣ を助長するとされるＮｉの添加が認められな
い場合が多く、この種の材料では８０キロ級の強度を確
保することが困難であるばかりでなく、そのような材料
の溶接に際して母材、継手靱性の確保も困難となってい
る。
【０００３】従来の製造法ではＮｉ添加鋼に比較してど
うしても強度の点で十分でないばかりか、母材継手靱性
が劣化することはやむを得ないことと考えられてきた。
うしても強度の点で十分でないばかりか、母材継手靱性
が劣化することはやむを得ないことと考えられてきた。
【０００４】このような問題に対しての解決策として従
来より提案されているのは次のようなものである。特開
昭５３−２３８１７ 号公報に記載されている方法は、
熱間圧延中に少なくとも一回のクロスローリングを行っ
て炭化物の異方性を解消して均一なオーステナイト粒を
得、次いでこれを焼き入れ後、二相域で焼戻すのである
。しかし、この方法では二相域で焼戻すことから組織中
に一部フェライトが混在することになり８０キロ級の高
張力鋼を得ることはできない。
来より提案されているのは次のようなものである。特開
昭５３−２３８１７ 号公報に記載されている方法は、
熱間圧延中に少なくとも一回のクロスローリングを行っ
て炭化物の異方性を解消して均一なオーステナイト粒を
得、次いでこれを焼き入れ後、二相域で焼戻すのである
。しかし、この方法では二相域で焼戻すことから組織中
に一部フェライトが混在することになり８０キロ級の高
張力鋼を得ることはできない。
【０００５】特開昭５５−９７４２５ 号公報にはＮｉ
非添加による６０キロ級の高張力鋼、Ｎｉ添加による７
０キロおよび８０キロ級の高張力鋼の製造方法が開示さ
れている。焼入れもＡｃ３ 点より低い温度に加熱して
行っており、熱間圧延によって微細化された結晶粒を保
存しながら焼入れを行っている。また焼戻しもＡｃ１
点以下の低温焼戻しであることから非Ｎｉ添加で８０キ
ロ級の高張力鋼を実現することはできない。
非添加による６０キロ級の高張力鋼、Ｎｉ添加による７
０キロおよび８０キロ級の高張力鋼の製造方法が開示さ
れている。焼入れもＡｃ３ 点より低い温度に加熱して
行っており、熱間圧延によって微細化された結晶粒を保
存しながら焼入れを行っている。また焼戻しもＡｃ１
点以下の低温焼戻しであることから非Ｎｉ添加で８０キ
ロ級の高張力鋼を実現することはできない。
【０００６】
【発明が解決すべき課題】ここに、本発明の一つの目的
は、非Ｎｉ添加タイプであっても８０キロ級の強度を確
保できる高靱性高張力鋼の製造方法を提供することであ
る。 本発明の別の目的は、非Ｎｉ添加タイプであっても焼入
れ、焼戻し処理を行うだけで８０キロ級の強度を確保で
きるとともに溶接継手の靱性改善を図ることのできる高
靱性高張力鋼の製造方法を提供することである。
は、非Ｎｉ添加タイプであっても８０キロ級の強度を確
保できる高靱性高張力鋼の製造方法を提供することであ
る。 本発明の別の目的は、非Ｎｉ添加タイプであっても焼入
れ、焼戻し処理を行うだけで８０キロ級の強度を確保で
きるとともに溶接継手の靱性改善を図ることのできる高
靱性高張力鋼の製造方法を提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】そこで、Ｎｉ非添加を前
提として、８０キロ級の高強度を実現するとともに従来
のＮｉ添加鋼に匹敵する溶接後靱性を確保することを目
標として、種々検討を加えた結果、Ｓｉの低減とＮｂの
添加によって母材〜溶接継手まで靱性にすぐれた８０キ
ロ級高張力鋼が製造できることを見い出し、本発明に至
った。
提として、８０キロ級の高強度を実現するとともに従来
のＮｉ添加鋼に匹敵する溶接後靱性を確保することを目
標として、種々検討を加えた結果、Ｓｉの低減とＮｂの
添加によって母材〜溶接継手まで靱性にすぐれた８０キ
ロ級高張力鋼が製造できることを見い出し、本発明に至
った。
【０００８】ここに、本発明の要旨とするところは、重
量％で、Ｃ：０．０５ 〜０．１３％、Ｓｉ：０．０５
〜０．１５％、Ｍｎ：０．６〜１．５ ％、Ｐ≦０．
０１５ ％、Ｓ≦０．００５ ％、Ｎｂ：０．００５〜
０．０２０％、０．１ ％≦Ｃｒ≦２．０ ％、０．１
５％≦Ｍｏ≦１．０ ％、０．０００５％≦Ｂ≦０．０
０３０％、さらに所望により、Ｃｕ≦０．３ ％および
／またはＶ≦０．１ ％をさらに含み、残部Ｆｅおよび
付随不純物から成る鋼組成を有する鋼を熱間圧延後、Ａ
ｃ３ 変態点以上に加熱して焼入れを行い、次いでＡｃ
１ 変態点以下で焼戻しを行うことを特徴とする８０キ
ロ級の非Ｎｉタイプ高靱性高張力鋼の製造方法である。
量％で、Ｃ：０．０５ 〜０．１３％、Ｓｉ：０．０５
〜０．１５％、Ｍｎ：０．６〜１．５ ％、Ｐ≦０．
０１５ ％、Ｓ≦０．００５ ％、Ｎｂ：０．００５〜
０．０２０％、０．１ ％≦Ｃｒ≦２．０ ％、０．１
５％≦Ｍｏ≦１．０ ％、０．０００５％≦Ｂ≦０．０
０３０％、さらに所望により、Ｃｕ≦０．３ ％および
／またはＶ≦０．１ ％をさらに含み、残部Ｆｅおよび
付随不純物から成る鋼組成を有する鋼を熱間圧延後、Ａ
ｃ３ 変態点以上に加熱して焼入れを行い、次いでＡｃ
１ 変態点以下で焼戻しを行うことを特徴とする８０キ
ロ級の非Ｎｉタイプ高靱性高張力鋼の製造方法である。
【０００９】本発明は、さらにその別の面からは、上述
の鋼組成を有する鋼を熱間圧延後、Ａｃ３ 変態点＋５
０℃以上に加熱して１回目の焼入れを行い、さらにＡｃ
３ 変態点温度以上であって、１回目の焼入の加熱温度
以下に加熱して２回目の焼入れを行い、次いでＡｃ１
変態点以下で焼戻しを行うことを特徴とする８０キロ級
の非Ｎｉタイプ高靱性高張力鋼の製造方法である。
の鋼組成を有する鋼を熱間圧延後、Ａｃ３ 変態点＋５
０℃以上に加熱して１回目の焼入れを行い、さらにＡｃ
３ 変態点温度以上であって、１回目の焼入の加熱温度
以下に加熱して２回目の焼入れを行い、次いでＡｃ１
変態点以下で焼戻しを行うことを特徴とする８０キロ級
の非Ｎｉタイプ高靱性高張力鋼の製造方法である。
【００１０】
【作用】本発明の特長は、母材強度８０キロを確保する
のに必要な合金元素を添加しながら （Ｎｉの非添加）
靱性を劣化させる島状マルテンの生成を促進するＳｉ
を低減して、母材〜継手部の靱性向上を図るとともに、
Ｎｂ添加によって母材のγ粒の微細化を通して母材の靱
性向上を図ることである。本発明にあっては特に中心部
まで焼入れ性を確保できる成分設計としているため、Ｔ
Ｓ ８０ キロ級を確保できるのである。また、最終的
に得られる冶金学的組織はベイナイト・マルテンサイト
組織である。ここに、本発明において鋼組成および熱処
理条件を上述のように限定した理由を次に説明する。な
お、％は特にことわりがない限り重量％である。
のに必要な合金元素を添加しながら （Ｎｉの非添加）
靱性を劣化させる島状マルテンの生成を促進するＳｉ
を低減して、母材〜継手部の靱性向上を図るとともに、
Ｎｂ添加によって母材のγ粒の微細化を通して母材の靱
性向上を図ることである。本発明にあっては特に中心部
まで焼入れ性を確保できる成分設計としているため、Ｔ
Ｓ ８０ キロ級を確保できるのである。また、最終的
に得られる冶金学的組織はベイナイト・マルテンサイト
組織である。ここに、本発明において鋼組成および熱処
理条件を上述のように限定した理由を次に説明する。な
お、％は特にことわりがない限り重量％である。
【００１１】Ｃ（炭素）：本発明においてＣ は、鋼の
強度確保のために０．０５％以上加えるものであるが、
過剰量のＣ 含有は、鋼の溶接性および靱性の低下をも
たらすとともに、溶接部の硬度上昇をもたらし、ＳＳＣ
を助長する傾向となるため、Ｃ 含有量の上限は０．
１３％とする。
強度確保のために０．０５％以上加えるものであるが、
過剰量のＣ 含有は、鋼の溶接性および靱性の低下をも
たらすとともに、溶接部の硬度上昇をもたらし、ＳＳＣ
を助長する傾向となるため、Ｃ 含有量の上限は０．
１３％とする。
【００１２】Ｓｉ（ ケイ素）：Ｓｉも鋼の強度確保の
ため０．０５％以上含有するが、０．１５％を超えて配
合すると、島状マルテンサイトの生成促進による靱性劣
化、溶接部の硬度上昇が見られるため、上限は０．１５
％とする。
ため０．０５％以上含有するが、０．１５％を超えて配
合すると、島状マルテンサイトの生成促進による靱性劣
化、溶接部の硬度上昇が見られるため、上限は０．１５
％とする。
【００１３】Ｍｎ（ マンガン）：Ｍｎも同じく鋼の強
度確保のため０．６ ％以上を含有させるが、余り過剰
に含有させるとミクロ偏析の増大、溶接部の硬度上昇が
見られるため、上限は１．５ ％とする。
度確保のため０．６ ％以上を含有させるが、余り過剰
に含有させるとミクロ偏析の増大、溶接部の硬度上昇が
見られるため、上限は１．５ ％とする。
【００１４】Ｐ（燐）：Ｐは不純物として０．０１５
％以下に制限されるが、これは余り多量に含有されると
Ｍｎの場合と同様にミクロ偏析および溶接部の硬度上昇
が見られるようになるためである。
％以下に制限されるが、これは余り多量に含有されると
Ｍｎの場合と同様にミクロ偏析および溶接部の硬度上昇
が見られるようになるためである。
【００１５】Ｓ（硫黄）：Ｓは不純物として０．００５
％以下に制限される。過剰量のＳ はＭｎと化合して
ＭｎＳ を生成し、機械的性質の異方性が増大するばか
りでなく、ＭｎＳ を起点としたクラックが発生し易く
なるためである。
％以下に制限される。過剰量のＳ はＭｎと化合して
ＭｎＳ を生成し、機械的性質の異方性が増大するばか
りでなく、ＭｎＳ を起点としたクラックが発生し易く
なるためである。
【００１６】Ｎｂ （ニオブ）：本発明にあってＮｂは
母材靱性の改善を目的に含有される重要な元素であって
、γ粒の微細化を図るためには０．００５ ％以上の配
合を必要とし、一方、０．０２０ ％を超えて含有され
ると溶接部の硬度の過度の上昇が見られるため、０．０
２０ ％を上限とする。
母材靱性の改善を目的に含有される重要な元素であって
、γ粒の微細化を図るためには０．００５ ％以上の配
合を必要とし、一方、０．０２０ ％を超えて含有され
ると溶接部の硬度の過度の上昇が見られるため、０．０
２０ ％を上限とする。
【００１７】Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ：本発明にあって、Ｃｒ、
Ｍｏ、Ｂは強度確保、特に８０キロ級の強度確保のため
にそれぞれ０．１ 〜２．０ ％、０．１５〜１．０
％および０．０００５〜０．００３０％添加する。各上
限は溶接性および靱性確保の観点から規定される。
Ｍｏ、Ｂは強度確保、特に８０キロ級の強度確保のため
にそれぞれ０．１ 〜２．０ ％、０．１５〜１．０
％および０．０００５〜０．００３０％添加する。各上
限は溶接性および靱性確保の観点から規定される。
【００１８】Ｃｕ （銅）：本発明においてＣｕは所望
によってさらに強度を確保すべく０．３ ％以下配合さ
れる元素であって、これを超えて過剰に加えられるとＣ
ｕチェッキングによるスラブ表面の劣化が見られる。
によってさらに強度を確保すべく０．３ ％以下配合さ
れる元素であって、これを超えて過剰に加えられるとＣ
ｕチェッキングによるスラブ表面の劣化が見られる。
【００１９】Ｖ （バナジウム）：本発明においてＶも
所望によりさらに強度を改善したい場合に０．１ ％以
下配合される。この上限を超えて多量に加えると、かえ
って溶接性および靱性の劣化が見られる。
所望によりさらに強度を改善したい場合に０．１ ％以
下配合される。この上限を超えて多量に加えると、かえ
って溶接性および靱性の劣化が見られる。
【００２０】本発明の一つの特徴は非Ｎｉ添加で８０キ
ロ級の高張力鋼を製造しようとするのであって、Ｎｉ含
有量は可及的小とする。なお、本発明にあってＮｉが不
純物として 含まれることがあるが、その場合、最大
０．０５％は不純物として許容される。本発明における
鋼組成は上述のように構成されるが、より好ましくは、
中心部まで十分な焼入性を確保するために下記式で示さ
れるＣｅｑを０．４８以上に規定する。
ロ級の高張力鋼を製造しようとするのであって、Ｎｉ含
有量は可及的小とする。なお、本発明にあってＮｉが不
純物として 含まれることがあるが、その場合、最大
０．０５％は不純物として許容される。本発明における
鋼組成は上述のように構成されるが、より好ましくは、
中心部まで十分な焼入性を確保するために下記式で示さ
れるＣｅｑを０．４８以上に規定する。
【００２１】
【数１】
【００２２】本発明にあっては、さらに、添加したＮｂ
の一層の有効利用を図るべく、１回目の再加熱時にＮｂ
の固溶促進を図るべく高温焼入れを行い、２回目の再加
熱時に細粒なγ粒が生成するように２回焼入・焼戻し法
を適用してもよい。その場合にあっては、Ａｃ３ 変態
点＋５０℃以上に加熱して１回目の焼入れを行い、さら
にＡｃ３ 変態点温度以上であって、１回目の焼入の加
熱温度以下に加熱して２回目の焼入れを行い、次いでＡ
ｃ１ 変態点以下で焼戻しを行う。次に、本発明をその
実施例によってさらに具体的に説明する。
の一層の有効利用を図るべく、１回目の再加熱時にＮｂ
の固溶促進を図るべく高温焼入れを行い、２回目の再加
熱時に細粒なγ粒が生成するように２回焼入・焼戻し法
を適用してもよい。その場合にあっては、Ａｃ３ 変態
点＋５０℃以上に加熱して１回目の焼入れを行い、さら
にＡｃ３ 変態点温度以上であって、１回目の焼入の加
熱温度以下に加熱して２回目の焼入れを行い、次いでＡ
ｃ１ 変態点以下で焼戻しを行う。次に、本発明をその
実施例によってさらに具体的に説明する。
【００２３】
【実施例】本例にあっては、表１に示す各鋼組成を有す
る鋼をスラブ加熱温度１１５０℃、圧延開始温度９８０
℃、そして圧延終了温度８００ ℃で圧下率５０％以
上の熱間圧延後、表２に示す熱処理条件下で焼入れ、焼
戻しを行った。なお、各鋼のＡｃ３ 点温度はほぼ８５
０ ℃、Ａｃ１ 点温度はほぼ７００ ℃であった。得
られた鋼板について、機械的特性、溶接靱性、低温靱性
の各特性について評価試験を行った。結果は同じく表２
にまとめて示す。
る鋼をスラブ加熱温度１１５０℃、圧延開始温度９８０
℃、そして圧延終了温度８００ ℃で圧下率５０％以
上の熱間圧延後、表２に示す熱処理条件下で焼入れ、焼
戻しを行った。なお、各鋼のＡｃ３ 点温度はほぼ８５
０ ℃、Ａｃ１ 点温度はほぼ７００ ℃であった。得
られた鋼板について、機械的特性、溶接靱性、低温靱性
の各特性について評価試験を行った。結果は同じく表２
にまとめて示す。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【発明の効果】このように本発明によれば、非Ｎｉ添加
タイプで８０キロ級の強度が確保できるのであって、そ
れに伴い溶接性および低温靱性の改善も図られるなど、
経済的な高級鋼が得られるのであって、その実際上の意
義は大きい。
タイプで８０キロ級の強度が確保できるのであって、そ
れに伴い溶接性および低温靱性の改善も図られるなど、
経済的な高級鋼が得られるのであって、その実際上の意
義は大きい。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０５ 〜０．１３
％、Ｓｉ：０．０５ 〜０．１５％、Ｍｎ：０．６〜１
．５ ％、Ｐ≦０．０１５ ％、Ｓ≦０．００５ ％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２０ ％、０．１ ％≦Ｃｒ
≦２．０％、０．１５％≦Ｍｏ≦１．０ ％、０．００
０５％≦Ｂ≦０．００３０％、残部Ｆｅおよび付随不純
物から成る鋼組成を有する鋼を熱間圧延後、Ａｃ３ 変
態点以上に加熱して焼入れを行い、次いでＡｃ１ 変態
点以下で焼戻しを行うことを特徴とする８０キロ級の非
Ｎｉ添加タイプ高靱性高張力鋼の製造方法。 - 【請求項２】 前記鋼組成が重量％で、Ｃｕ≦０．３
％をさらに含む請求項１記載の高張力鋼の製造方法。 - 【請求項３】 前記鋼組成が重量％で、Ｖ≦０．１
％をさらに含む請求項１または２記載の高張力鋼の製造
方法。 - 【請求項４】 請求項１ないし３のいずれかの鋼組成
を有する鋼を熱間圧延後、Ａｃ３ 変態点＋５０℃以上
に加熱して１回目の焼入れを行い、さらにＡｃ３ 変態
点温度以上であって、１回目の焼入の加熱温度以下に加
熱して２回目の焼入れを行い、次いでＡｃ１ 変態点以
下で焼戻しを行うことを特徴とする８０キロ級の非Ｎｉ
添加タイプ高靱性高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9440891A JPH04325625A (ja) | 1991-04-24 | 1991-04-24 | 非Ｎｉ添加タイプ高靱性高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9440891A JPH04325625A (ja) | 1991-04-24 | 1991-04-24 | 非Ｎｉ添加タイプ高靱性高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04325625A true JPH04325625A (ja) | 1992-11-16 |
Family
ID=14109417
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9440891A Withdrawn JPH04325625A (ja) | 1991-04-24 | 1991-04-24 | 非Ｎｉ添加タイプ高靱性高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04325625A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1760162A1 (de) * | 2005-09-05 | 2007-03-07 | Siemens Aktiengesellschaft | Verfahren zur Herstellung von kaltzähen Stählen |
| WO2008031457A1 (de) * | 2006-09-13 | 2008-03-20 | Siemens Aktiengesellschaft | Verfahren zur herstellung von kaltzähen stählen |
| CN115537663A (zh) * | 2022-10-13 | 2022-12-30 | 宝武杰富意特殊钢有限公司 | 高硅高氮非调质钢及其制备方法 |
-
1991
- 1991-04-24 JP JP9440891A patent/JPH04325625A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1760162A1 (de) * | 2005-09-05 | 2007-03-07 | Siemens Aktiengesellschaft | Verfahren zur Herstellung von kaltzähen Stählen |
| WO2008031457A1 (de) * | 2006-09-13 | 2008-03-20 | Siemens Aktiengesellschaft | Verfahren zur herstellung von kaltzähen stählen |
| JP2010503766A (ja) * | 2006-09-13 | 2010-02-04 | シーメンス アクチエンゲゼルシヤフト | 低温靭性鋼を製造するための方法 |
| US8066830B2 (en) | 2006-09-13 | 2011-11-29 | Siemens Aktiengesellschaft | Method for producing a shaft for compressors |
| CN115537663A (zh) * | 2022-10-13 | 2022-12-30 | 宝武杰富意特殊钢有限公司 | 高硅高氮非调质钢及其制备方法 |
| CN115537663B (zh) * | 2022-10-13 | 2023-06-02 | 宝武杰富意特殊钢有限公司 | 高硅高氮非调质钢及其制备方法 |
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