JPH05222453A - 低温靱性及び溶接性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法 - Google Patents
低温靱性及び溶接性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法Info
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- JPH05222453A JPH05222453A JP2124792A JP2124792A JPH05222453A JP H05222453 A JPH05222453 A JP H05222453A JP 2124792 A JP2124792 A JP 2124792A JP 2124792 A JP2124792 A JP 2124792A JP H05222453 A JPH05222453 A JP H05222453A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 C:0.03〜0.08%, Si:0.05〜0.50%, Mn:0.5 〜
2.0%，S:0.005%以下, Al:0.005〜0.10%,Cu:0.1〜1.5%,
Ni:2.0〜4.0%, Cr:0.1〜1.0%, Mo:0.1〜1.0%, Nb:0.01
〜0.05%,Ti:0.005〜0.020%, N:0.0030〜0.0080% を含有
し且つＤI ≧0.28／C+0.07t-４の式を満足する鋼片を、
950 〜1150℃加熱後熱間圧延し、次いでγ域から直接焼
入した後、Ac1 点以下の温度で焼戻す低温靱性及び溶接
性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。尚、上記式にお
いて、C はC 量（%)、t は厚肉鋼板厚み(mm)、ＤI は焼
入評価尺度の理想臨界直径(inch)である。 【効果】 板厚≧50mmでYS≧70Kgf/mm2 、vTrs≦−80
℃、vE-80 ≧６ Kgf・m を満足し、且つ溶接性に優れた
鋼板を、従来のHSLA-100製造の場合よりも高生産性且つ
低熱エネルギーの条件下で製造し得るようになる。
2.0%，S:0.005%以下, Al:0.005〜0.10%,Cu:0.1〜1.5%,
Ni:2.0〜4.0%, Cr:0.1〜1.0%, Mo:0.1〜1.0%, Nb:0.01
〜0.05%,Ti:0.005〜0.020%, N:0.0030〜0.0080% を含有
し且つＤI ≧0.28／C+0.07t-４の式を満足する鋼片を、
950 〜1150℃加熱後熱間圧延し、次いでγ域から直接焼
入した後、Ac1 点以下の温度で焼戻す低温靱性及び溶接
性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法。尚、上記式にお
いて、C はC 量（%)、t は厚肉鋼板厚み(mm)、ＤI は焼
入評価尺度の理想臨界直径(inch)である。 【効果】 板厚≧50mmでYS≧70Kgf/mm2 、vTrs≦−80
℃、vE-80 ≧６ Kgf・m を満足し、且つ溶接性に優れた
鋼板を、従来のHSLA-100製造の場合よりも高生産性且つ
低熱エネルギーの条件下で製造し得るようになる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、低温靱性及び溶接性に
優れた高強度厚肉鋼板の製造方法に関し、詳細には、板
厚：50mm以上で降伏強さ（以降、YSという）:70kgf/mm2
以上であり、溶接性に優れ、板厚中央部の靱性としてシ
ャルピ衝撃試験での破面遷移温度（以降、vTrsとい
う）：−80℃以下、−80℃での吸収エネルギー（以降、
vE-80 という）：６ kgf・m 以上を満足する鋼板の製造
方法に関する。
優れた高強度厚肉鋼板の製造方法に関し、詳細には、板
厚：50mm以上で降伏強さ（以降、YSという）:70kgf/mm2
以上であり、溶接性に優れ、板厚中央部の靱性としてシ
ャルピ衝撃試験での破面遷移温度（以降、vTrsとい
う）：−80℃以下、−80℃での吸収エネルギー（以降、
vE-80 という）：６ kgf・m 以上を満足する鋼板の製造
方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来から、溶接性に優れた高強度鋼板、
即ち、高強度で溶接性が良好な鋼板として、Cu析出強化
型高張力鋼が知られており、米国特許第3692514 号及び
ASTM規格A710にその例を見ることができる。
即ち、高強度で溶接性が良好な鋼板として、Cu析出強化
型高張力鋼が知られており、米国特許第3692514 号及び
ASTM規格A710にその例を見ることができる。
【０００３】又、刊行物〔 B.A. Graville, 「Cold Cra
cking in Weld in HSLA Steels」,Welding of HSLA (Mi
croalloyed) Structural Steels, ASM, Rome, Italy, N
ov.9-12, 1976〕には、図３に示す如く、Ｃ含有量を約
0.08% 以下にしておけば、合金元素を相当量添加しても
HAZ 割れを確実に防止し得、溶接性が良好となることが
提示されている。この考え方に基づき、米国では HSLA-
80やHSLA-100が開発されている。尚、図３において、ZO
NE１は全溶接条件下で HAZ割れを生じない領域、ZONE２
は溶接条件により HAZ割れを生じたり、生じなかったり
する領域、ZONE３は全溶接条件下で HAZ割れを生じる領
域を示すものである。又、上記 HSLA-80のYSは56Kgf/mm
2 以上、HSLA-100のYSは70Kgf/mm2 以上である。
cking in Weld in HSLA Steels」,Welding of HSLA (Mi
croalloyed) Structural Steels, ASM, Rome, Italy, N
ov.9-12, 1976〕には、図３に示す如く、Ｃ含有量を約
0.08% 以下にしておけば、合金元素を相当量添加しても
HAZ 割れを確実に防止し得、溶接性が良好となることが
提示されている。この考え方に基づき、米国では HSLA-
80やHSLA-100が開発されている。尚、図３において、ZO
NE１は全溶接条件下で HAZ割れを生じない領域、ZONE２
は溶接条件により HAZ割れを生じたり、生じなかったり
する領域、ZONE３は全溶接条件下で HAZ割れを生じる領
域を示すものである。又、上記 HSLA-80のYSは56Kgf/mm
2 以上、HSLA-100のYSは70Kgf/mm2 以上である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところが、前記従来の
Cu析出強化型高張力鋼（ASTM A710鋼）においては、YS
が56Kgf/mm2 程度であって低く、YS：70Kgf/mm2 以上を
要する用途には不充分である。又、前記 HSLA-80も前述
の如くYS：56Kgf/mm2 以上であり、70Kgf/mm2 以上を要
する用途には不充分である。
Cu析出強化型高張力鋼（ASTM A710鋼）においては、YS
が56Kgf/mm2 程度であって低く、YS：70Kgf/mm2 以上を
要する用途には不充分である。又、前記 HSLA-80も前述
の如くYS：56Kgf/mm2 以上であり、70Kgf/mm2 以上を要
する用途には不充分である。
【０００５】一方、前記HSLA-100は、前述の如くYSが70
Kgf/mm2 以上であって高いが、その製造に際して生産性
が悪く、且つ多大な熱エネルギーを要するという問題点
がある。即ち、HSLA-100の製造は、鋼片を加熱して熱間
圧延ラインで熱間圧延した後、オフラインの熱処理炉に
より焼入処理を２回行い、次いで焼戻し処理するという
３回の熱処理を実施することにより行われるものであ
り、従って、生産性が悪く、且つ多大な熱エネルギーを
要するという問題点がある。
Kgf/mm2 以上であって高いが、その製造に際して生産性
が悪く、且つ多大な熱エネルギーを要するという問題点
がある。即ち、HSLA-100の製造は、鋼片を加熱して熱間
圧延ラインで熱間圧延した後、オフラインの熱処理炉に
より焼入処理を２回行い、次いで焼戻し処理するという
３回の熱処理を実施することにより行われるものであ
り、従って、生産性が悪く、且つ多大な熱エネルギーを
要するという問題点がある。
【０００６】上記生産性を向上し且つ熱エネルギーを低
減する方法として、前記オフラインの熱処理炉での焼入
処理に代えて、オンラインの直接焼入れ（以降、DQとい
う）を行う方法がある。即ち、鋼片を加熱して熱間圧延
し、次いでこれが冷えきらないうちに高温から冷却して
焼入処理した後、焼戻し処理することにより鋼板を製造
する方法がある。しかし、この方法により一般に生産さ
れているHT80鋼板（DQ型HT80鋼板）は、焼入性確保のた
めＣ：0.10wt% 以上を含有させており、そのため溶接性
が充分でない。
減する方法として、前記オフラインの熱処理炉での焼入
処理に代えて、オンラインの直接焼入れ（以降、DQとい
う）を行う方法がある。即ち、鋼片を加熱して熱間圧延
し、次いでこれが冷えきらないうちに高温から冷却して
焼入処理した後、焼戻し処理することにより鋼板を製造
する方法がある。しかし、この方法により一般に生産さ
れているHT80鋼板（DQ型HT80鋼板）は、焼入性確保のた
めＣ：0.10wt% 以上を含有させており、そのため溶接性
が充分でない。
【０００７】そこで、上記溶接性を改善するため、かか
るDQ型HT80鋼板においてＣ含有量を0.07wt% 程度まで低
減している例も報告されている。しかし、こうした鋼板
は、板厚が50mmより薄い鋼板を対象としたものであり、
板厚：50mm以上の厚肉鋼板とした場合は板厚中央部の靱
性が不充分であって、vTrs：−80℃以下、vE-80 ：６Kg
f ・m 以上を確保するのは困難である。
るDQ型HT80鋼板においてＣ含有量を0.07wt% 程度まで低
減している例も報告されている。しかし、こうした鋼板
は、板厚が50mmより薄い鋼板を対象としたものであり、
板厚：50mm以上の厚肉鋼板とした場合は板厚中央部の靱
性が不充分であって、vTrs：−80℃以下、vE-80 ：６Kg
f ・m 以上を確保するのは困難である。
【０００８】本発明は、このような事情に着目してなさ
れたものであって、その目的は従来のものがもつ以上の
ような問題点を解消し、HSLA-100製造の場合よりも生産
性に優れ且つ所要熱エネルギーが少なく、HSLA-100と同
等もしくはそれ以上の特性を有する高強度厚肉鋼板を製
造し得る製造方法、即ち、板厚：50mm以上でYS：70Kgf/
mm2 以上であり、溶接性に優れ、板厚中央部の靱性とし
てシャルピ衝撃試験でのvTrs：−80℃以下、vE-80 ：６
Kgf・m 以上を満足する鋼板を高生産性且つ低熱エネル
ギーの条件下で製造し得る低温靱性及び溶接性に優れた
高強度厚肉鋼板の製造方法を提供しようとするものであ
る。
れたものであって、その目的は従来のものがもつ以上の
ような問題点を解消し、HSLA-100製造の場合よりも生産
性に優れ且つ所要熱エネルギーが少なく、HSLA-100と同
等もしくはそれ以上の特性を有する高強度厚肉鋼板を製
造し得る製造方法、即ち、板厚：50mm以上でYS：70Kgf/
mm2 以上であり、溶接性に優れ、板厚中央部の靱性とし
てシャルピ衝撃試験でのvTrs：−80℃以下、vE-80 ：６
Kgf・m 以上を満足する鋼板を高生産性且つ低熱エネル
ギーの条件下で製造し得る低温靱性及び溶接性に優れた
高強度厚肉鋼板の製造方法を提供しようとするものであ
る。
【０００９】
【課題を解決するための手段】しかして本発明は上記目
的を達成するために、厚肉鋼板の各種特性に及ぼす鋼の
化学成分、熱間圧延後の直接焼入条件、焼戻し条件等の
影響について鋭意研究を重ね、実験を繰り返した結果、
良好な溶接性を確保するためにＣ含有量を低減し、この
低Ｃの条件下で合金元素を過度に含有させず、最適な合
金元素の添加を行うと共に、熱間圧延後の直接焼入条
件、焼戻し条件を最適制御することによって、低温靱性
及び溶接性に優れた高強度厚肉鋼板を高生産性且つ低熱
エネルギーの条件下で製造することが可能であるという
知見を得、ここに本発明を完成するに至ったものであ
り、本発明は次のような構成の低温靱性及び溶接性に優
れた高強度厚肉鋼板の製造方法としている。
的を達成するために、厚肉鋼板の各種特性に及ぼす鋼の
化学成分、熱間圧延後の直接焼入条件、焼戻し条件等の
影響について鋭意研究を重ね、実験を繰り返した結果、
良好な溶接性を確保するためにＣ含有量を低減し、この
低Ｃの条件下で合金元素を過度に含有させず、最適な合
金元素の添加を行うと共に、熱間圧延後の直接焼入条
件、焼戻し条件を最適制御することによって、低温靱性
及び溶接性に優れた高強度厚肉鋼板を高生産性且つ低熱
エネルギーの条件下で製造することが可能であるという
知見を得、ここに本発明を完成するに至ったものであ
り、本発明は次のような構成の低温靱性及び溶接性に優
れた高強度厚肉鋼板の製造方法としている。
【００１０】即ち、請求項１記載の高強度厚肉鋼板の製
造方法は、Ｃ：0.03〜0.08wt%, Si:0.05〜0.50wt%, M
n:0.5〜2.0wt%，Ｓ：0.005wt%以下，Al:0.005〜0.10wt
%, Cu:0.1 〜1.5wt%, Ni:2.0〜4.0wt%, Cr:0.1〜1.0wt
%, Mo:0.1〜1.0wt%, Nb:0.01 〜0.05wt%, Ti:0.005 〜
0.020wt%, Ｎ：0.0030〜0.0080wt% を含有し、残部がFe
及び不可避的不純物からなると共に、下記式を満足す
る鋼片を、950 〜1150℃に加熱し、熱間圧延し、次いで
オーステナイト域から直接焼入した後、Ａc1点以下の温
度で焼戻すことを特徴とする低温靱性及び溶接性に優れ
た高強度厚肉鋼板の製造方法である。 ＤI ≧0.28／Ｃ＋0.07ｔ−４ ---- 式 但し、上記式において、Ｃは鋼片のＣ含有量（wt%)、
ｔは熱間圧延後の厚肉鋼板の板厚（mm）であり、ＤI は
下記式又は式より求められる値(inch)であり、又、
下記式及び式において各元素記号は各元素含有量
（wt%)である。Mn≦1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×（3.33Mn＋1)×（0.35Cu＋1) ×（0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1) ---- 式 Mn＞1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×｛ 5.1（Mn−1.2)＋5 ｝× （0.35Cu＋1)×（0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1) ---- 式
造方法は、Ｃ：0.03〜0.08wt%, Si:0.05〜0.50wt%, M
n:0.5〜2.0wt%，Ｓ：0.005wt%以下，Al:0.005〜0.10wt
%, Cu:0.1 〜1.5wt%, Ni:2.0〜4.0wt%, Cr:0.1〜1.0wt
%, Mo:0.1〜1.0wt%, Nb:0.01 〜0.05wt%, Ti:0.005 〜
0.020wt%, Ｎ：0.0030〜0.0080wt% を含有し、残部がFe
及び不可避的不純物からなると共に、下記式を満足す
る鋼片を、950 〜1150℃に加熱し、熱間圧延し、次いで
オーステナイト域から直接焼入した後、Ａc1点以下の温
度で焼戻すことを特徴とする低温靱性及び溶接性に優れ
た高強度厚肉鋼板の製造方法である。 ＤI ≧0.28／Ｃ＋0.07ｔ−４ ---- 式 但し、上記式において、Ｃは鋼片のＣ含有量（wt%)、
ｔは熱間圧延後の厚肉鋼板の板厚（mm）であり、ＤI は
下記式又は式より求められる値(inch)であり、又、
下記式及び式において各元素記号は各元素含有量
（wt%)である。Mn≦1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×（3.33Mn＋1)×（0.35Cu＋1) ×（0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1) ---- 式 Mn＞1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×｛ 5.1（Mn−1.2)＋5 ｝× （0.35Cu＋1)×（0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1) ---- 式
【００１１】請求項２記載の高強度厚肉鋼板の製造方法
は、Ｃ：0.03〜0.08wt%, Si:0.05〜0.50wt%, Mn:0.5〜
2.0wt%，Ｓ：0.005wt%以下，Al:0.005〜0.10wt%, Cu:0.
1 〜1.5wt%, Ni:2.0〜4.0wt%, Cr:0.1〜1.0wt%, Mo:0.1
〜1.0wt%, Nb:0.01 〜0.05wt%, Ti:0.005 〜0.020wt%,
Ｎ：0.0030〜0.0080wt% を含有し、更にＶ：0.005 〜0.
10wt%, Ca:0.0005〜0.005wt%, 稀土類元素：0.005 〜0.
05wt% の１種又は２種以上を含有し、残部がFe及び不可
避的不純物からなると共に、下記式を満足する鋼片
を、950 〜1150℃に加熱し、熱間圧延し、次いでオース
テナイト域から直接焼入した後、Ａc1点以下の温度で焼
戻すことを特徴とする低温靱性及び溶接性に優れた高強
度厚肉鋼板の製造方法である。 ＤI ≧0.28／Ｃ＋0.07ｔ−４ ---- 式 但し、上記式において、Ｃは鋼片のＣ含有量（wt%)、
ｔは熱間圧延後の厚肉鋼板の板厚（mm）であり、ＤI は
下記式又は式より求められる値(inch)であり、又、
下記式及び式において各元素記号は各元素含有量
（wt%)である。Mn≦1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×（3.33Mn＋1)×（0.35Cu＋1)× （0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1)×（1.75Ｖ＋1) ---- 式 Mn＞1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×｛ 5.1（Mn−1.2)＋5 ｝ ×（0.35Cu＋1)×（0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1) ×（1.75Ｖ＋1) ---- 式
は、Ｃ：0.03〜0.08wt%, Si:0.05〜0.50wt%, Mn:0.5〜
2.0wt%，Ｓ：0.005wt%以下，Al:0.005〜0.10wt%, Cu:0.
1 〜1.5wt%, Ni:2.0〜4.0wt%, Cr:0.1〜1.0wt%, Mo:0.1
〜1.0wt%, Nb:0.01 〜0.05wt%, Ti:0.005 〜0.020wt%,
Ｎ：0.0030〜0.0080wt% を含有し、更にＶ：0.005 〜0.
10wt%, Ca:0.0005〜0.005wt%, 稀土類元素：0.005 〜0.
05wt% の１種又は２種以上を含有し、残部がFe及び不可
避的不純物からなると共に、下記式を満足する鋼片
を、950 〜1150℃に加熱し、熱間圧延し、次いでオース
テナイト域から直接焼入した後、Ａc1点以下の温度で焼
戻すことを特徴とする低温靱性及び溶接性に優れた高強
度厚肉鋼板の製造方法である。 ＤI ≧0.28／Ｃ＋0.07ｔ−４ ---- 式 但し、上記式において、Ｃは鋼片のＣ含有量（wt%)、
ｔは熱間圧延後の厚肉鋼板の板厚（mm）であり、ＤI は
下記式又は式より求められる値(inch)であり、又、
下記式及び式において各元素記号は各元素含有量
（wt%)である。Mn≦1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×（3.33Mn＋1)×（0.35Cu＋1)× （0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1)×（1.75Ｖ＋1) ---- 式 Mn＞1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×｛ 5.1（Mn−1.2)＋5 ｝ ×（0.35Cu＋1)×（0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1) ×（1.75Ｖ＋1) ---- 式
【００１２】
【作用】本発明に係る高強度厚肉鋼板の製造方法におい
て鋼組成を前記の如くしている理由を以下説明する。
て鋼組成を前記の如くしている理由を以下説明する。
【００１３】Ｃは、図１に示した如く溶接性に対して重
要な元素であって、Ｃ量の低減によりHAZ の硬化組織が
軟化し、溶接HAZ 部の割れ防止に極めて有効に作用する
が、そのためには0.08wt% 以下にする必要がある。一
方、強度を確保するため少なくとも0.03wt% 以上含有さ
せる必要がある。故に、Ｃ：0.03〜0.08wt% とする。
要な元素であって、Ｃ量の低減によりHAZ の硬化組織が
軟化し、溶接HAZ 部の割れ防止に極めて有効に作用する
が、そのためには0.08wt% 以下にする必要がある。一
方、強度を確保するため少なくとも0.03wt% 以上含有さ
せる必要がある。故に、Ｃ：0.03〜0.08wt% とする。
【００１４】Siは鋼の脱酸及び強化のため0.05wt% 以上
添加するが、0.50wt% 超では溶接性及び靱性が劣化する
ので、0.05〜0.50wt% とする。
添加するが、0.50wt% 超では溶接性及び靱性が劣化する
ので、0.05〜0.50wt% とする。
【００１５】Mnは強度確保のため0.5wt%以上添加する
が、2.0wt%超では溶接性が劣化するので、0.5 〜2.0wt%
とする。
が、2.0wt%超では溶接性が劣化するので、0.5 〜2.0wt%
とする。
【００１６】Ｓは MnS介在物の生成によりシャルピ吸収
エネルギーを低下させる元素であるため、0.005wt%以下
とする必要がある。
エネルギーを低下させる元素であるため、0.005wt%以下
とする必要がある。
【００１７】Alは脱酸のため0.005wt%以上添加するが、
0.10wt% 超では介在物の形成により靱性が劣化するの
で、0.005 〜0.10wt% とする。
0.10wt% 超では介在物の形成により靱性が劣化するの
で、0.005 〜0.10wt% とする。
【００１８】Cuは、熱間圧延、焼入後の焼戻し処理を通
じて大きな析出強化作用を示す元素であり、この元素の
活用により低Ｃでも高強度厚肉鋼板の製造が可能とな
る。又、Cuは母材の組織を変えずに強度の調整ができる
元素であるため、先ず組織を高靱性が得られる組織とし
た上で、Cu量の調整により目標の強度にすることが可能
となる。即ち、母材組織が靱性の良くない上部ベイナイ
ト主体の組織になることを避け、微細フェライト、アシ
キュラーフェライト主体の組織にするか、或いは下部ベ
イナイト及びマルテンサイト主体の組織にするかである
が、板厚：50mm以上でYS:70kgf/mm2以上とするには、前
者の組織にするのは極めて難しいため、後者の下部ベイ
ナイト及びマルテンサイト主体の組織にした上で、Cu量
の調整を行う。しかし、1.5wt%超では靱性が劣化するの
で上限を1.5wt%とする。一方、強度が高くなり過ぎる場
合は析出強化がないようにCu量を低減するが、目標の組
織にするためには、Cuの焼入性向上硬化を活用し、0.1w
t%以上の添加が必要である。
じて大きな析出強化作用を示す元素であり、この元素の
活用により低Ｃでも高強度厚肉鋼板の製造が可能とな
る。又、Cuは母材の組織を変えずに強度の調整ができる
元素であるため、先ず組織を高靱性が得られる組織とし
た上で、Cu量の調整により目標の強度にすることが可能
となる。即ち、母材組織が靱性の良くない上部ベイナイ
ト主体の組織になることを避け、微細フェライト、アシ
キュラーフェライト主体の組織にするか、或いは下部ベ
イナイト及びマルテンサイト主体の組織にするかである
が、板厚：50mm以上でYS:70kgf/mm2以上とするには、前
者の組織にするのは極めて難しいため、後者の下部ベイ
ナイト及びマルテンサイト主体の組織にした上で、Cu量
の調整を行う。しかし、1.5wt%超では靱性が劣化するの
で上限を1.5wt%とする。一方、強度が高くなり過ぎる場
合は析出強化がないようにCu量を低減するが、目標の組
織にするためには、Cuの焼入性向上硬化を活用し、0.1w
t%以上の添加が必要である。
【００１９】Niは靱性向上に最も有効であり、板厚：50
mm以上でvTrs：−80℃以下とするには、2.0wt%以上必要
であるが、4.0wt%超では経済性の悪化を招くので、Ni:
2.0〜4.0wt%とする。
mm以上でvTrs：−80℃以下とするには、2.0wt%以上必要
であるが、4.0wt%超では経済性の悪化を招くので、Ni:
2.0〜4.0wt%とする。
【００２０】Crは強度上昇に有効であり、0.1wt%以上で
その効果を発揮するが、1.0wt%超では溶接性の劣化を招
くので、0.1 〜1.0wt%とする。
その効果を発揮するが、1.0wt%超では溶接性の劣化を招
くので、0.1 〜1.0wt%とする。
【００２１】Moは強度上昇に有効であり、0.1wt%以上で
その効果を発揮するが、1.0wt%超では溶接性を害するの
で、Mo:0.1〜1.0wt%とする。
その効果を発揮するが、1.0wt%超では溶接性を害するの
で、Mo:0.1〜1.0wt%とする。
【００２２】Nbは、圧延時の結晶粒微細化による靱性向
上及び圧延冷却後の析出強化の作用を示す元素であり、
0.01wt% 以上でその効果を発揮するが、0.05wt% 超では
靱性が劣化するので、0.01〜0.05wt% とする。
上及び圧延冷却後の析出強化の作用を示す元素であり、
0.01wt% 以上でその効果を発揮するが、0.05wt% 超では
靱性が劣化するので、0.01〜0.05wt% とする。
【００２３】Tiは、TiN の微細析出による結晶粒微細化
により靱性を向上させる作用を示す元素であり、0.005w
t%以上でその効果を発揮するが、0.020wt%超では靱性が
劣化するので、0.005 〜0.020wt%とする。Ｎは、Tiとと
もにTiN の微細析出による低温靱性の向上に効果があ
り、0.0030wt% 以上でその効果を発揮するが、0.0080wt
% 超では靱性が劣化するので、0.0030〜0.0080wt% とす
る。
により靱性を向上させる作用を示す元素であり、0.005w
t%以上でその効果を発揮するが、0.020wt%超では靱性が
劣化するので、0.005 〜0.020wt%とする。Ｎは、Tiとと
もにTiN の微細析出による低温靱性の向上に効果があ
り、0.0030wt% 以上でその効果を発揮するが、0.0080wt
% 超では靱性が劣化するので、0.0030〜0.0080wt% とす
る。
【００２４】鋼組成を以上の如くすると共に、更に前記
式を満足する組成にする必要がある。これは実験結果
に基づくものであって下記の如くvE-80 ≧６ Kgf・m を
満足させるためである。
式を満足する組成にする必要がある。これは実験結果
に基づくものであって下記の如くvE-80 ≧６ Kgf・m を
満足させるためである。
【００２５】即ち、一般に焼入性評価尺度として用いら
れるＤI （理想臨界直径）は前記式又は式（Ｖを含
有するときは式又は式）により求められるが、Ｃ≦
0.08wt% という低Ｃ領域においては、ＤI が同等になる
ように成分調整してもＣ量が異なるとき、Ｃ量の低い方
が焼入深度が浅くなるため、靱性確保が難しいことが判
った。そこで、種々実験を重ねたところ、vE-80 ≧６ K
gf・m を満足させるために最低限必要なＤI は厚肉鋼板
の板厚ｔ及びＣ量に応じて変化し、かかるＤI値は前記
式を満足するＤI であるという知見が得られた。例え
ば、図１は板厚95mmの場合のＣ量、ＤI とvE-80 との関
係、図２は板厚75mmの場合の同様の関係を示すものであ
り、いづれの場合も前記式、即ちＤI ≧0.28／Ｃ＋0.
07ｔ−４の式を満足するときvE-80 ≧６ Kgf・m を満足
している。
れるＤI （理想臨界直径）は前記式又は式（Ｖを含
有するときは式又は式）により求められるが、Ｃ≦
0.08wt% という低Ｃ領域においては、ＤI が同等になる
ように成分調整してもＣ量が異なるとき、Ｃ量の低い方
が焼入深度が浅くなるため、靱性確保が難しいことが判
った。そこで、種々実験を重ねたところ、vE-80 ≧６ K
gf・m を満足させるために最低限必要なＤI は厚肉鋼板
の板厚ｔ及びＣ量に応じて変化し、かかるＤI値は前記
式を満足するＤI であるという知見が得られた。例え
ば、図１は板厚95mmの場合のＣ量、ＤI とvE-80 との関
係、図２は板厚75mmの場合の同様の関係を示すものであ
り、いづれの場合も前記式、即ちＤI ≧0.28／Ｃ＋0.
07ｔ−４の式を満足するときvE-80 ≧６ Kgf・m を満足
している。
【００２６】次に、本発明に係る高強度厚肉鋼板の製造
方法において鋼片の加熱、熱間圧延後の焼入、焼戻しの
条件を前述の如く特定している理由を以下説明する。
方法において鋼片の加熱、熱間圧延後の焼入、焼戻しの
条件を前述の如く特定している理由を以下説明する。
【００２７】鋼片の加熱温度については、加熱時のオー
ステナイト結晶粒の粗大化を防止するため上限温度を11
50℃とし、熱間圧延中の結晶粒微細化及び圧延後の析出
強化に有効なNbを固溶させるため下限温度を950 ℃とす
る。
ステナイト結晶粒の粗大化を防止するため上限温度を11
50℃とし、熱間圧延中の結晶粒微細化及び圧延後の析出
強化に有効なNbを固溶させるため下限温度を950 ℃とす
る。
【００２８】熱間圧延後、オーステナイト域から直接焼
入するのは、組織全体の焼入性を確保するためである。
入するのは、組織全体の焼入性を確保するためである。
【００２９】直接焼入後の焼戻しは靱性確保のため必要
であるが、焼戻し温度をＡc1点超にすると、組織の一部
がオーステナイト化し、YSの低下を招いて材質が不安定
となるので、Ａc1点以下の温度で焼戻す必要がある。
であるが、焼戻し温度をＡc1点超にすると、組織の一部
がオーステナイト化し、YSの低下を招いて材質が不安定
となるので、Ａc1点以下の温度で焼戻す必要がある。
【００３０】以上の如く、溶接性を良好にするためＣ量
を低減し、Ｃ量及び板厚に応じて最適な鋼組成を特定す
ると共に、生産性の向上及び所要熱エネルギーの低減の
ため直接焼入法を採用し、更に鋼片の加熱、熱間圧延後
の焼入、焼戻しの条件を特定しているので、本発明に係
る高強度厚肉鋼板の製造方法によれば、板厚：50mm以上
でYS≧70Kgf/mm2 、vTrs≦−80℃、vE-80 ≧６ Kgf・m
を満足し、且つ溶接性に優れた鋼板を、HSLA-100製造の
場合よりも高生産性且つ低熱エネルギーの条件下で製造
し得るようになる。
を低減し、Ｃ量及び板厚に応じて最適な鋼組成を特定す
ると共に、生産性の向上及び所要熱エネルギーの低減の
ため直接焼入法を採用し、更に鋼片の加熱、熱間圧延後
の焼入、焼戻しの条件を特定しているので、本発明に係
る高強度厚肉鋼板の製造方法によれば、板厚：50mm以上
でYS≧70Kgf/mm2 、vTrs≦−80℃、vE-80 ≧６ Kgf・m
を満足し、且つ溶接性に優れた鋼板を、HSLA-100製造の
場合よりも高生産性且つ低熱エネルギーの条件下で製造
し得るようになる。
【００３１】ところで、鋼成分として更にＶ，Ca，稀土
類元素の１種又は２種以上を含有させると、靱性等をよ
り一層向上し得るので、必要に応じて添加することが好
ましい。このとき、添加量は下記の如くする必要があ
る。
類元素の１種又は２種以上を含有させると、靱性等をよ
り一層向上し得るので、必要に応じて添加することが好
ましい。このとき、添加量は下記の如くする必要があ
る。
【００３２】即ち、Ｖは0.005wt%以上で強度上昇の効果
を発揮するが、0.10wt% 超では溶接性、靱性が劣化する
ので、0.005 〜0.10wt% とする。
を発揮するが、0.10wt% 超では溶接性、靱性が劣化する
ので、0.005 〜0.10wt% とする。
【００３３】Caは MnSの形態制御をして靱性及び板厚方
向の延性を向上させる元素であり、そのためには0.0005
wt% 以上の添加が必要であるが、0.005wt%超では靱性が
劣化するので、0.0005〜0.005wt%とする必要がある。
向の延性を向上させる元素であり、そのためには0.0005
wt% 以上の添加が必要であるが、0.005wt%超では靱性が
劣化するので、0.0005〜0.005wt%とする必要がある。
【００３４】稀土類元素はCaと同様に靱性及び延性向上
に有効であり、0.005wt%以上でその効果を発揮するが、
0.05wt% 超ではその向上効果が飽和するので、0.005 〜
0.05wt% とする。
に有効であり、0.005wt%以上でその効果を発揮するが、
0.05wt% 超ではその向上効果が飽和するので、0.005 〜
0.05wt% とする。
【００３５】
【実施例】本発明の実施例を以下に説明するが、本発明
は該実施例に限定されるものでないことは、いうまでも
ない。
は該実施例に限定されるものでないことは、いうまでも
ない。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】表１に、使用した８種類(A〜H)の鋼の化学
成分及びＤI を示す。 A〜D の鋼は本発明に係る鋼組成
範囲内の組成を有するもの、 F〜H の鋼は比較例に係る
ものである。ＤI は前記式、式より求めた値であ
る。
成分及びＤI を示す。 A〜D の鋼は本発明に係る鋼組成
範囲内の組成を有するもの、 F〜H の鋼は比較例に係る
ものである。ＤI は前記式、式より求めた値であ
る。
【００３９】上記鋼を常法により溶製、鋳造し、得られ
た鋼片を表２に示す製造条件に従って加熱、熱間圧延し
た後、直接焼入し、200 ℃迄冷却し、次いで焼戻し処理
を行って厚肉鋼板を製造した。これら鋼板について試験
片を採取し、引張試験及び２mmＶノッチシャルピ衝撃試
験を行った。この試験結果を表２の右欄に示す。尚、引
張試験片は板厚1/4 位置から圧延直角方向に採取し、丸
棒試験片に加工したものである。シャルピ衝撃試験片は
板厚中央位置から圧延直角方向に採取した。表２におい
て目標のＤI 下限値は、下限ＤI ＝0.28／Ｃ＋0.07ｔ−
４の式より求めたものである。
た鋼片を表２に示す製造条件に従って加熱、熱間圧延し
た後、直接焼入し、200 ℃迄冷却し、次いで焼戻し処理
を行って厚肉鋼板を製造した。これら鋼板について試験
片を採取し、引張試験及び２mmＶノッチシャルピ衝撃試
験を行った。この試験結果を表２の右欄に示す。尚、引
張試験片は板厚1/4 位置から圧延直角方向に採取し、丸
棒試験片に加工したものである。シャルピ衝撃試験片は
板厚中央位置から圧延直角方向に採取した。表２におい
て目標のＤI 下限値は、下限ＤI ＝0.28／Ｃ＋0.07ｔ−
４の式より求めたものである。
【００４０】表２から判る如く、本発明の実施例に係る
もの（実験No.1, 2, 5〜10）は全てYS≧70Kgf/mm2 、引
張強さ(TS)≧80Kgf/mm2 の強度を示し、又、vTrs≦−85
℃、vE-80 ≧６ Kgf・m という良好な靱性を有してい
る。
もの（実験No.1, 2, 5〜10）は全てYS≧70Kgf/mm2 、引
張強さ(TS)≧80Kgf/mm2 の強度を示し、又、vTrs≦−85
℃、vE-80 ≧６ Kgf・m という良好な靱性を有してい
る。
【００４１】これに対し比較例に係るもの(No.3, 4, 11
〜13）は、いづれも材質が劣って不充分である。即ち、
No.3は、加熱温度が1200℃であって高いため、靱性（vE
-80,vTrs）の点で劣り、No.4は、焼戻し温度が 700℃で
あってＡc1点(668℃）よりも高いため、YSが低くて劣っ
ている。又、No.11 〜13は鋼組成が前記式を満足する
組成になっていないため、靱性（vE-80, vTrs)の点で劣
って不充分である。尚、Ａc1点は、Ａc1（℃）＝ 723−
14Mn(wt%)＋ 22Si(wt%)−14.4Ni(wt%) ＋23.3Cr(wt%)
の式により求めた。
〜13）は、いづれも材質が劣って不充分である。即ち、
No.3は、加熱温度が1200℃であって高いため、靱性（vE
-80,vTrs）の点で劣り、No.4は、焼戻し温度が 700℃で
あってＡc1点(668℃）よりも高いため、YSが低くて劣っ
ている。又、No.11 〜13は鋼組成が前記式を満足する
組成になっていないため、靱性（vE-80, vTrs)の点で劣
って不充分である。尚、Ａc1点は、Ａc1（℃）＝ 723−
14Mn(wt%)＋ 22Si(wt%)−14.4Ni(wt%) ＋23.3Cr(wt%)
の式により求めた。
【００４２】
【発明の効果】本発明に係る高強度厚肉鋼板の製造方法
によれば、板厚：50mm以上でYS≧70Kgf/mm2 、vTrs≦−
80℃、vE-80 ≧６ Kgf・m を満足し、且つ溶接性に優れ
た鋼板を、HSLA-100製造の場合よりも高生産性且つ低熱
エネルギーの条件下で製造し得るようになる。
によれば、板厚：50mm以上でYS≧70Kgf/mm2 、vTrs≦−
80℃、vE-80 ≧６ Kgf・m を満足し、且つ溶接性に優れ
た鋼板を、HSLA-100製造の場合よりも高生産性且つ低熱
エネルギーの条件下で製造し得るようになる。
【図１】 板厚95mmの場合のＣ量、ＤI とvE-80 との関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図２】 板厚75mmの場合のＣ量、ＤI とvE-80 との関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図３】 Ｃ量、CE（Ｃ当量）と溶接性との関係を示す
図である。
図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：0.03〜0.08wt%, Si:0.05〜0.50wt%,
Mn:0.5〜2.0wt%，Ｓ：0.005wt%以下，Al:0.005〜0.10
wt%, Cu:0.1 〜1.5wt%, Ni:2.0 〜4.0wt%,Cr:0.1〜1.0
wt%, Mo:0.1〜1.0wt%, Nb:0.01 〜0.05wt%, Ti:0.005
〜0.020wt%,Ｎ：0.0030〜0.0080wt% を含有し、残部がF
e及び不可避的不純物からなると共に、下記式を満足
する鋼片を、950 〜1150℃に加熱し、熱間圧延し、次い
でオーステナイト域から直接焼入した後、Ａc1点以下の
温度で焼戻すことを特徴とする低温靱性及び溶接性に優
れた高強度厚肉鋼板の製造方法。 ＤI ≧0.28／Ｃ＋0.07ｔ−４ ---- 式 但し、上記式において、Ｃは鋼片のＣ含有量（wt%)、
ｔは熱間圧延後の厚肉鋼板の板厚（mm）であり、ＤI は
下記式又は式より求められる値(inch)であり、又、
下記式及び式において各元素記号は各元素含有量
（wt%)である。Mn≦1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×（3.33Mn＋1)×（0.35Cu＋1) ×（0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1) ---- 式 Mn＞1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×｛ 5.1（Mn−1.2)＋5 ｝× （0.35Cu＋1)×（0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1) ---- 式 - 【請求項２】 Ｃ：0.03〜0.08wt%, Si:0.05〜0.50wt%,
Mn:0.5〜2.0wt%，Ｓ：0.005wt%以下，Al:0.005〜0.10
wt%, Cu:0.1 〜1.5wt%, Ni:2.0 〜4.0wt%,Cr:0.1〜1.0
wt%, Mo:0.1〜1.0wt%, Nb:0.01 〜0.05wt%, Ti:0.005
〜0.020wt%,Ｎ：0.0030〜0.0080wt% を含有し、更にＶ:
0.005〜0.10wt%, Ca:0.0005〜0.005wt%, 稀土類元素：
0.005 〜0.05wt% の１種又は２種以上を含有し、残部が
Fe及び不可避的不純物からなると共に、下記式を満足
する鋼片を、950 〜1150℃に加熱し、熱間圧延し、次い
でオーステナイト域から直接焼入した後、Ａc1点以下の
温度で焼戻すことを特徴とする低温靱性及び溶接性に優
れた高強度厚肉鋼板の製造方法。 ＤI ≧0.28／Ｃ＋0.07ｔ−４ ---- 式 但し、上記式において、Ｃは鋼片のＣ含有量（wt%)、
ｔは熱間圧延後の厚肉鋼板の板厚（mm）であり、ＤI は
下記式又は式より求められる値(inch)であり、又、
下記式及び式において各元素記号は各元素含有量
（wt%)である。Mn≦1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×（3.33Mn＋1)×（0.35Cu＋1)× （0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1)×（1.75Ｖ＋1) ---- 式 Mn＞1.2wt%のとき、 ＤI ＝1.16（Ｃ／10)1/2×(0.7Si＋1)×｛ 5.1（Mn−1.2)＋5 ｝ ×（0.35Cu＋1)×（0.36Ni＋1)×（2.16Cr＋1)×(3.0Mo＋1) ×（1.75Ｖ＋1) ---- 式
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2124792A JPH05222453A (ja) | 1992-02-06 | 1992-02-06 | 低温靱性及び溶接性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2124792A JPH05222453A (ja) | 1992-02-06 | 1992-02-06 | 低温靱性及び溶接性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05222453A true JPH05222453A (ja) | 1993-08-31 |
Family
ID=12049732
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2124792A Withdrawn JPH05222453A (ja) | 1992-02-06 | 1992-02-06 | 低温靱性及び溶接性に優れた高強度厚肉鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05222453A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05255743A (ja) * | 1992-03-09 | 1993-10-05 | Nippon Steel Corp | 急速焼戻しによる高張力鋼板の製造方法 |
| JP2018512508A (ja) * | 2015-03-20 | 2018-05-17 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 低温衝撃靱性に優れた低降伏比高強靭厚鋼板及びその製造方法 |
-
1992
- 1992-02-06 JP JP2124792A patent/JPH05222453A/ja not_active Withdrawn
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05255743A (ja) * | 1992-03-09 | 1993-10-05 | Nippon Steel Corp | 急速焼戻しによる高張力鋼板の製造方法 |
| JP2018512508A (ja) * | 2015-03-20 | 2018-05-17 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 低温衝撃靱性に優れた低降伏比高強靭厚鋼板及びその製造方法 |
| US11180836B2 (en) | 2015-03-20 | 2021-11-23 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Low-yield-ratio high-strength-toughness thick steel plate with excellent low-temperature impact toughness and manufacturing method therefor |
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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