JPH08143954A - 耐溶接割れ性の優れた引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造方法 - Google Patents
耐溶接割れ性の優れた引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造方法Info
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- JPH08143954A JPH08143954A JP28360294A JP28360294A JPH08143954A JP H08143954 A JPH08143954 A JP H08143954A JP 28360294 A JP28360294 A JP 28360294A JP 28360294 A JP28360294 A JP 28360294A JP H08143954 A JPH08143954 A JP H08143954A
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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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Abstract
(57)【要約】
【目的】 直接焼入れ焼戻し法において、十分な量の固
溶B を確保することによて高い焼入れ性を具現させ、そ
の分合金元素量を低減することによって予熱無しでも溶
接割れの発生しない引張強さ780N/mm2級鋼板を製造する
方法を提供する。 【構成】 C:0.05〜0.10％、 Si:0.01〜0.50％、 Mn:0.
50〜1.50％、Cr:0.20 〜1.00％、 Mo:0.10〜0.50％、V:
0.01〜0.05％、 Al:0.01〜0.07％、Ti:0.005〜0.020
％、B:0.0005〜0.0020％、N:0.0010〜0.0070％を含有
し、かつCeq が0.46％以上、 PCMが0.23％以下であり、
残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を1000〜1250
℃の範囲内の温度Ｔ1 に加熱し、熱間圧延を行った後、
計算手順により求まる［Ｂ］が0.0003％以上となる温度
Ｔ2 から直接焼入れを行い、その後、焼戻しを行う耐溶
接割れ性の優れた引張強さ780N/mm2級鋼板の製造方法で
ある。
溶B を確保することによて高い焼入れ性を具現させ、そ
の分合金元素量を低減することによって予熱無しでも溶
接割れの発生しない引張強さ780N/mm2級鋼板を製造する
方法を提供する。 【構成】 C:0.05〜0.10％、 Si:0.01〜0.50％、 Mn:0.
50〜1.50％、Cr:0.20 〜1.00％、 Mo:0.10〜0.50％、V:
0.01〜0.05％、 Al:0.01〜0.07％、Ti:0.005〜0.020
％、B:0.0005〜0.0020％、N:0.0010〜0.0070％を含有
し、かつCeq が0.46％以上、 PCMが0.23％以下であり、
残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を1000〜1250
℃の範囲内の温度Ｔ1 に加熱し、熱間圧延を行った後、
計算手順により求まる［Ｂ］が0.0003％以上となる温度
Ｔ2 から直接焼入れを行い、その後、焼戻しを行う耐溶
接割れ性の優れた引張強さ780N/mm2級鋼板の製造方法で
ある。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、タンク、橋梁、ペンス
トック等に使用される耐溶接割れ性に優れた引張強さ78
0N/mm2級鋼板の製造方法に関するものである。
トック等に使用される耐溶接割れ性に優れた引張強さ78
0N/mm2級鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】タンク、橋梁、ペンストック等の溶接構
造物は、近年益々大型化の趨勢にあり、これに伴い引張
強さ590N/mm2級、780N/mm2級の高張力鋼板の使用が拡大
している。しかしながら、これらの鋼板は高強度を確保
するために合金元素を多量に添加しているため、耐溶接
割れ性の点で問題があり、特に、引張強さ780N/mm2級鋼
板については、溶接割れ防止のための予熱を欠くことが
できない。予熱作業は、施工効率を著しく阻害するた
め、合金元素の添加量が少なく予熱無しでも溶接割れの
生じない鋼板の開発が強く要望されている。
造物は、近年益々大型化の趨勢にあり、これに伴い引張
強さ590N/mm2級、780N/mm2級の高張力鋼板の使用が拡大
している。しかしながら、これらの鋼板は高強度を確保
するために合金元素を多量に添加しているため、耐溶接
割れ性の点で問題があり、特に、引張強さ780N/mm2級鋼
板については、溶接割れ防止のための予熱を欠くことが
できない。予熱作業は、施工効率を著しく阻害するた
め、合金元素の添加量が少なく予熱無しでも溶接割れの
生じない鋼板の開発が強く要望されている。
【０００３】引張強さ780N/mm2級高張力鋼板は、通常焼
入れ焼戻しにより製造されるが、最近この方法に替わる
製造方法として直接焼入れ焼戻し法が実用化されてい
る。例えば、日本造船協会編「新しい製造法による鋼板
（ＴＭＣＰ鋼）の溶接構造物への適用に関するシンポジ
ウム」に示されているように、直接焼入れ焼戻し法によ
れば、通常の焼入れ焼戻し法によるよりも鋼板の焼入れ
性が増大し、高強度が得られるとされている。従って、
直接焼入れ焼戻し法を採用すれば、焼入れ焼戻し法によ
るよりも少ない合金元素で同一の強度が得られることよ
り、耐溶接割れ性の改善が図られるようになる。
入れ焼戻しにより製造されるが、最近この方法に替わる
製造方法として直接焼入れ焼戻し法が実用化されてい
る。例えば、日本造船協会編「新しい製造法による鋼板
（ＴＭＣＰ鋼）の溶接構造物への適用に関するシンポジ
ウム」に示されているように、直接焼入れ焼戻し法によ
れば、通常の焼入れ焼戻し法によるよりも鋼板の焼入れ
性が増大し、高強度が得られるとされている。従って、
直接焼入れ焼戻し法を採用すれば、焼入れ焼戻し法によ
るよりも少ない合金元素で同一の強度が得られることよ
り、耐溶接割れ性の改善が図られるようになる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、現実に
は、直接焼入れ焼戻し法によっても、予熱不要な引張強
さ780N/mm2級鋼板を製造し得るまでに合金元素を低減す
ることは難しい。その理由は、以下のとおりである。焼
入れ焼戻し法においては、熱間圧延を終了した後、一旦
常温まで放冷し、その後焼入れのため再加熱する。再加
熱温度は通常 900℃前後であるため、AlN をはじめとし
た窒化物が過度に固溶して固溶N が極端に増大すること
はない。これに対して、直接焼入れ焼戻し法において
は、熱間圧延のために鋼片を通常1000℃以上の高温に加
熱し、その後熱間圧延を行った後、直接焼入れを行うた
め、鋼片加熱時にAlN をはじめとした窒化物が過度に固
溶して固溶N が増大するため、B が固溶N と結合してBN
を形成し、焼入れ性向上に有効な固溶B が十分確保でき
ない。なお、特開平1-319630号公報において、鋼を1000
〜1300℃の範囲内の温度Ｔ1 に加熱し、熱間圧延を行っ
た後、引き続き等温保持または空冷工程を行い、当該発
明に記載の式を満足させ、かつＡr3変態点以上の温度Ｔ
2 から 300℃以下の温度に急冷した後、焼戻しを行う方
法を、本発明者が提案している。この考え方は、本発明
と基本的に同じであるが、Ti、B 、Al間の親和力の差に
基づく窒化物形成順序を考慮していないため、再現性よ
く当該発明に合致するように製造することは不可能であ
り、課題を解決できない。
は、直接焼入れ焼戻し法によっても、予熱不要な引張強
さ780N/mm2級鋼板を製造し得るまでに合金元素を低減す
ることは難しい。その理由は、以下のとおりである。焼
入れ焼戻し法においては、熱間圧延を終了した後、一旦
常温まで放冷し、その後焼入れのため再加熱する。再加
熱温度は通常 900℃前後であるため、AlN をはじめとし
た窒化物が過度に固溶して固溶N が極端に増大すること
はない。これに対して、直接焼入れ焼戻し法において
は、熱間圧延のために鋼片を通常1000℃以上の高温に加
熱し、その後熱間圧延を行った後、直接焼入れを行うた
め、鋼片加熱時にAlN をはじめとした窒化物が過度に固
溶して固溶N が増大するため、B が固溶N と結合してBN
を形成し、焼入れ性向上に有効な固溶B が十分確保でき
ない。なお、特開平1-319630号公報において、鋼を1000
〜1300℃の範囲内の温度Ｔ1 に加熱し、熱間圧延を行っ
た後、引き続き等温保持または空冷工程を行い、当該発
明に記載の式を満足させ、かつＡr3変態点以上の温度Ｔ
2 から 300℃以下の温度に急冷した後、焼戻しを行う方
法を、本発明者が提案している。この考え方は、本発明
と基本的に同じであるが、Ti、B 、Al間の親和力の差に
基づく窒化物形成順序を考慮していないため、再現性よ
く当該発明に合致するように製造することは不可能であ
り、課題を解決できない。
【０００５】本発明の目的は、直接焼入れ焼戻し法にお
いて、十分な量の固溶B を確保することによて高い焼入
れ性を具現させ、その分合金元素量を低減することによ
って予熱無しでも溶接割れの発生しない引張強さ780N/m
m2級鋼板を製造する方法を提供することにある。
いて、十分な量の固溶B を確保することによて高い焼入
れ性を具現させ、その分合金元素量を低減することによ
って予熱無しでも溶接割れの発生しない引張強さ780N/m
m2級鋼板を製造する方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者は、直接焼入れ
焼戻し法において、十分な量の固溶B を確保することに
よて高い焼入れ性を具現させ、少ない合金元素量でも引
張強さ780N/mm2級鋼板として十分な強度を確保する方策
について、鋭意検討を重ねた結果、本発明に至ったもの
である。以下にその内容について説明する。
焼戻し法において、十分な量の固溶B を確保することに
よて高い焼入れ性を具現させ、少ない合金元素量でも引
張強さ780N/mm2級鋼板として十分な強度を確保する方策
について、鋭意検討を重ねた結果、本発明に至ったもの
である。以下にその内容について説明する。
【０００７】本発明の要旨は、(1) C:0.05〜0.10％、 S
i:0.01〜0.50％、 Mn:0.50〜1.50％、Cr:0.20 〜1.00
％、 Mo:0.10〜0.50％、V:0.01〜0.05％、 Al:0.01〜0.
07％、Ti:0.005〜0.020 ％、B:0.0005〜0.0020％、N:0.
0010〜0.0070％を含有し、かつ下記式で示すCeq および
PCMが Ceq=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5 ≧0.46％、 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
≦0.23％、 であり、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を10
00〜1250℃の範囲内の温度Ｔ1 に加熱し、熱間圧延を行
った後、計算手順により求まる固溶［Ｂ］が0.0003％以
上となる温度Ｔ2 から直接焼入れを行い、その後、焼戻
す耐溶接割れ性の優れた引張強さ780N/mm2級鋼板の製造
方法である。
i:0.01〜0.50％、 Mn:0.50〜1.50％、Cr:0.20 〜1.00
％、 Mo:0.10〜0.50％、V:0.01〜0.05％、 Al:0.01〜0.
07％、Ti:0.005〜0.020 ％、B:0.0005〜0.0020％、N:0.
0010〜0.0070％を含有し、かつ下記式で示すCeq および
PCMが Ceq=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5 ≧0.46％、 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
≦0.23％、 であり、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を10
00〜1250℃の範囲内の温度Ｔ1 に加熱し、熱間圧延を行
った後、計算手順により求まる固溶［Ｂ］が0.0003％以
上となる温度Ｔ2 から直接焼入れを行い、その後、焼戻
す耐溶接割れ性の優れた引張強さ780N/mm2級鋼板の製造
方法である。
【０００８】(2) 化学成分として、さらに Cu:0.10〜1.
00％、 Ni:0.10〜3.00％、 Nb:0.01〜0.03％の内から選
んだ１種または２種以上を含有する上記(1) 記載の耐溶
接割れ性の優れた引張強さ780N/mm2級鋼板の製造方法で
ある。
00％、 Ni:0.10〜3.00％、 Nb:0.01〜0.03％の内から選
んだ１種または２種以上を含有する上記(1) 記載の耐溶
接割れ性の優れた引張強さ780N/mm2級鋼板の製造方法で
ある。
【０００９】(3) 化学成分として、さらに Ca:0.0005〜
0.0050％を含有する上記(1) または(2) 記載の耐溶接割
れ性の優れた引張強さ780N/mm2級鋼板の製造方法であ
る。
0.0050％を含有する上記(1) または(2) 記載の耐溶接割
れ性の優れた引張強さ780N/mm2級鋼板の製造方法であ
る。
【００１０】なお、固溶［Ｂ］は下記の《［Ｂ］の計算
手順》により求める。 《［Ｂ］の計算手順》 log Ｋ1 ＝−14370 ／（Ｔ1 ＋273 ）＋4.77 log Ｋ2 ＝−13970 ／（Ｔ1 ＋273 ）＋5.24 log Ｋ3 ＝− 7400 ／（Ｔ1 ＋273 ）＋1.95 Ｐ1 ＝Ti/3.4＋B/0.77＋Al/1.9−N Ｐ2 ＝Ti/3.4＋B/0.77−N Ｐ3 ＝Ti/3.4＋Al/1.9−N Ｐ4 ＝B/0.77＋Al/1.9−N Ｐ5 ＝Ti/3.4−N Ｐ6 ＝B/0.77−N Ｐ7 ＝Al/1.9−N Ｄ1 ＝Ｐ1 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ＋Ｋ2 ／0.77＋Ｋ3 ／1.9
） Ｄ2 ＝Ｐ2 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ＋Ｋ2 ／0.77） Ｄ3 ＝Ｐ3 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ＋Ｋ3 ／1.9 ） Ｄ4 ＝Ｐ4 2＋４（Ｋ2 ／0.77＋Ｋ3 ／1.9 ） Ｄ5 ＝Ｐ5 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ） Ｄ6 ＝Ｐ6 2＋４（Ｋ2 ／0.77） Ｄ7 ＝Ｐ7 2＋４（Ｋ3 ／1.9 ） Ｓi ＝（−Ｐi ＋√Ｄi ）／２ （ｉ＝１〜７） （但し、Ti、B 、Al、N はそれぞれの含有量（％）を示
す。）として、ケース１〜ケース８の場合に応じて、以
下により［Ti］* 、［Al］* を求める。（但し、［ ］
* は温度Ｔ1 での固溶量（％）を示す。） ケース１ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ1 ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ1 ケース２ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ2 ［Al］* ＝Al ケース３ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ3 ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ3 ケース４ Ti・N −Ｋ1 ≦0B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ4 ケース５ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ5 ［Al］* ＝Al ケース６ Ti・N −Ｋ1 ≦0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Al ケース７ Ti・N −Ｋ1 ≦0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ7 ケース８ Ti・N −Ｋ1 ≦0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Al 以上のようにして求めた［Ti］* 、［Al］* を用いて、
以下により［Ｂ］を求める。 Ｐ＝（Ti−［Ti］* ）／3.4 ＋B/0.77＋（Al−［A
l］* ）／1.9 −N Ｄ＝Ｐ2 ＋４Ｋ／0.77 log Ｋ＝−13970 ／（Ｔ2 ＋273 ）＋5.24 ［Ｎ］＝（−Ｐ＋√Ｄ）／２ ［Ｂ］＝Ｋ／［Ｎ］ （但し、［ ］は温度Ｔ2 での固溶量（％）を示す。）
手順》により求める。 《［Ｂ］の計算手順》 log Ｋ1 ＝−14370 ／（Ｔ1 ＋273 ）＋4.77 log Ｋ2 ＝−13970 ／（Ｔ1 ＋273 ）＋5.24 log Ｋ3 ＝− 7400 ／（Ｔ1 ＋273 ）＋1.95 Ｐ1 ＝Ti/3.4＋B/0.77＋Al/1.9−N Ｐ2 ＝Ti/3.4＋B/0.77−N Ｐ3 ＝Ti/3.4＋Al/1.9−N Ｐ4 ＝B/0.77＋Al/1.9−N Ｐ5 ＝Ti/3.4−N Ｐ6 ＝B/0.77−N Ｐ7 ＝Al/1.9−N Ｄ1 ＝Ｐ1 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ＋Ｋ2 ／0.77＋Ｋ3 ／1.9
） Ｄ2 ＝Ｐ2 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ＋Ｋ2 ／0.77） Ｄ3 ＝Ｐ3 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ＋Ｋ3 ／1.9 ） Ｄ4 ＝Ｐ4 2＋４（Ｋ2 ／0.77＋Ｋ3 ／1.9 ） Ｄ5 ＝Ｐ5 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ） Ｄ6 ＝Ｐ6 2＋４（Ｋ2 ／0.77） Ｄ7 ＝Ｐ7 2＋４（Ｋ3 ／1.9 ） Ｓi ＝（−Ｐi ＋√Ｄi ）／２ （ｉ＝１〜７） （但し、Ti、B 、Al、N はそれぞれの含有量（％）を示
す。）として、ケース１〜ケース８の場合に応じて、以
下により［Ti］* 、［Al］* を求める。（但し、［ ］
* は温度Ｔ1 での固溶量（％）を示す。） ケース１ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ1 ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ1 ケース２ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ2 ［Al］* ＝Al ケース３ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ3 ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ3 ケース４ Ti・N −Ｋ1 ≦0B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ4 ケース５ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ5 ［Al］* ＝Al ケース６ Ti・N −Ｋ1 ≦0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Al ケース７ Ti・N −Ｋ1 ≦0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ7 ケース８ Ti・N −Ｋ1 ≦0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Al 以上のようにして求めた［Ti］* 、［Al］* を用いて、
以下により［Ｂ］を求める。 Ｐ＝（Ti−［Ti］* ）／3.4 ＋B/0.77＋（Al−［A
l］* ）／1.9 −N Ｄ＝Ｐ2 ＋４Ｋ／0.77 log Ｋ＝−13970 ／（Ｔ2 ＋273 ）＋5.24 ［Ｎ］＝（−Ｐ＋√Ｄ）／２ ［Ｂ］＝Ｋ／［Ｎ］ （但し、［ ］は温度Ｔ2 での固溶量（％）を示す。）
【００１１】
【作用】本発明者は、直接焼入れ時の固溶B 量を見積も
るために、次のようなモデルを考えた。すなわち、熱間
圧延のための鋼片加熱時は、鋼片加熱温度Ｔ1 における
強い窒化物形成元素（本発明においては、Ti、B 、Al）
とN の３元系の平衡溶解度積に従う量の固溶B が存在す
る。しかし、その後の熱間圧延工程は比較的短時間の内
に行われるため、拡散速度の遅いTi、Alについては、N
と結合することが無く、TiN 量、AlN 量は鋼片加熱時か
ら変化しないと考える。一方、B は拡散速度が速いた
め、鋼片加熱後の熱間圧延工程さらには熱間圧延終了
後、直接焼入れを開始する時点において、その時々の鋼
板温度の下での平衡溶解度積に従う量までBNは増加する
と考え、直接焼入れを開始する時点の固溶B 量はトータ
ルB から上述のBNを減じた量だけ存在すると考える。
るために、次のようなモデルを考えた。すなわち、熱間
圧延のための鋼片加熱時は、鋼片加熱温度Ｔ1 における
強い窒化物形成元素（本発明においては、Ti、B 、Al）
とN の３元系の平衡溶解度積に従う量の固溶B が存在す
る。しかし、その後の熱間圧延工程は比較的短時間の内
に行われるため、拡散速度の遅いTi、Alについては、N
と結合することが無く、TiN 量、AlN 量は鋼片加熱時か
ら変化しないと考える。一方、B は拡散速度が速いた
め、鋼片加熱後の熱間圧延工程さらには熱間圧延終了
後、直接焼入れを開始する時点において、その時々の鋼
板温度の下での平衡溶解度積に従う量までBNは増加する
と考え、直接焼入れを開始する時点の固溶B 量はトータ
ルB から上述のBNを減じた量だけ存在すると考える。
【００１２】本発明は、上記モデルによって具現される
直接焼入れ開始時の固溶B が一般に焼入れ性向上に有効
とされる3ppm（0.0003％）以上となるように、Ti、B 、
Al、N の添加量、鋼片の加熱温度Ｔ1 、直接焼入れ開始
温度Ｔ2 を設定することにより所期の目的を達成し得る
と考えた。なお、上述の直接焼入れ開始時の固溶［Ｂ］
を見積もるモデルを定式化した結果が請求項１に記載し
た《［Ｂ］の計算手順》である。
直接焼入れ開始時の固溶B が一般に焼入れ性向上に有効
とされる3ppm（0.0003％）以上となるように、Ti、B 、
Al、N の添加量、鋼片の加熱温度Ｔ1 、直接焼入れ開始
温度Ｔ2 を設定することにより所期の目的を達成し得る
と考えた。なお、上述の直接焼入れ開始時の固溶［Ｂ］
を見積もるモデルを定式化した結果が請求項１に記載し
た《［Ｂ］の計算手順》である。
【００１３】ここで、《［Ｂ］の計算手順》の意味を以
下に説明する。まず、log Ｋ1 、log Ｋ2 、log Ｋ3 は
それぞれ鋼片加熱時のTiとN 、B とN、AlとN の平衡溶
解度積の常用対数である。さて、［Ｂ］を算出するに当
たっては、鋼片加熱時にTi、B 、Al各々が全量固溶して
いるか、または一部窒化物を形成しているかによって場
合分けをする必要がある。その理由は、N との親和力が
Ti、B 、Alの順に強いため、B はトータルN との間で平
衡溶解度積に従うのではなく、トータルN からTiN を形
成するN を差し引いた残りのN との間で平衡溶解度積に
従うし、また、同様にAlはトータルN からTiN とBNを形
成するN を差し引いた残りのN との間で平衡溶解度積に
従うからである。
下に説明する。まず、log Ｋ1 、log Ｋ2 、log Ｋ3 は
それぞれ鋼片加熱時のTiとN 、B とN、AlとN の平衡溶
解度積の常用対数である。さて、［Ｂ］を算出するに当
たっては、鋼片加熱時にTi、B 、Al各々が全量固溶して
いるか、または一部窒化物を形成しているかによって場
合分けをする必要がある。その理由は、N との親和力が
Ti、B 、Alの順に強いため、B はトータルN との間で平
衡溶解度積に従うのではなく、トータルN からTiN を形
成するN を差し引いた残りのN との間で平衡溶解度積に
従うし、また、同様にAlはトータルN からTiN とBNを形
成するN を差し引いた残りのN との間で平衡溶解度積に
従うからである。
【００１４】このような場合分けを行ったのが、ケース
１〜ケース８であり、それぞれ、 ケース１：Tiは一部TiN 形成、B は一部BN形成、Alは一
部AlN 形成。 ケース２：Tiは一部TiN 形成、B は一部BN形成、Alは全
量固溶。 ケース３：Tiは一部TiN 形成、B は全量固溶、 Alは一
部AlN 形成。 ケース４：Tiは全量固溶、 B は一部BN形成、Alは一
部AlN 形成。 ケース５：Tiは一部TiN 形成、B は全量固溶、 Alは全
量固溶。 ケース６：Tiは全量固溶、 B は一部BN形成、Alは全
量固溶。 ケース７：Tiは全量固溶、 B は全量固溶、 Alは一
部AlN 形成。 ケース８：Tiは全量固溶、 B は全量固溶、 Alは全
量固溶。 の場合である。また、ケース１〜ケース８の条件式の意
味をケース１の場合を例にとって説明する。
１〜ケース８であり、それぞれ、 ケース１：Tiは一部TiN 形成、B は一部BN形成、Alは一
部AlN 形成。 ケース２：Tiは一部TiN 形成、B は一部BN形成、Alは全
量固溶。 ケース３：Tiは一部TiN 形成、B は全量固溶、 Alは一
部AlN 形成。 ケース４：Tiは全量固溶、 B は一部BN形成、Alは一
部AlN 形成。 ケース５：Tiは一部TiN 形成、B は全量固溶、 Alは全
量固溶。 ケース６：Tiは全量固溶、 B は一部BN形成、Alは全
量固溶。 ケース７：Tiは全量固溶、 B は全量固溶、 Alは一
部AlN 形成。 ケース８：Tiは全量固溶、 B は全量固溶、 Alは全
量固溶。 の場合である。また、ケース１〜ケース８の条件式の意
味をケース１の場合を例にとって説明する。
【００１５】まず、Ti・N −Ｋ1 ＞0 は、TiとN の積が
TiとN の平衡溶解度積Ｋ1 よりも大きい、すなわち、Ti
の一部はTiN を形成することを意味する。また、B ・Ｓ
5 −Ｋ2 ＞0 は、B とトータルN からTiN を形成するN
を差し引いた残りのN との積がB とN の平衡溶解度積Ｋ
2 よりも大きい、すなわち、B の一部はBNを形成するこ
とを意味する。なお、Ｓ5 は、後に説明するように、ケ
ース５の場合、すなわち、Tiは一部TiN を形成し、B と
Alは全量固溶する場合におけるトータルN からTiN を形
成するN を差し引いた固溶N として定義するものである
が、ここでは便宜的に、B とAlの固溶・析出状態は問わ
ず、トータルN からTiN を形成するN を差し引いた固溶
N を表す式として使用している。また、Al・Ｓ2 −Ｋ3
＞0 は、AlとトータルN からTiN とBNを形成するN を差
し引いた残りのN との積がAlとN の平衡溶解度積Ｋ3 よ
りも大きい、すなわち、Alの一部はAlN を形成すること
を意味する。なお、Ｓ2 は、後に説明するように、ケー
ス２の場合、すなわち、TiとB は一部TiN 、BNを形成
し、Alは全量固溶する場合におけるトータルN からTiN
およびBNを形成するN を差し引いた固溶N として定義す
るものであるが、ここでは便宜的に、Alの固溶・析出状
態は問わず、トータルN からTiN およびBNを形成するN
を差し引いた固溶N を表す式として使用している。
TiとN の平衡溶解度積Ｋ1 よりも大きい、すなわち、Ti
の一部はTiN を形成することを意味する。また、B ・Ｓ
5 −Ｋ2 ＞0 は、B とトータルN からTiN を形成するN
を差し引いた残りのN との積がB とN の平衡溶解度積Ｋ
2 よりも大きい、すなわち、B の一部はBNを形成するこ
とを意味する。なお、Ｓ5 は、後に説明するように、ケ
ース５の場合、すなわち、Tiは一部TiN を形成し、B と
Alは全量固溶する場合におけるトータルN からTiN を形
成するN を差し引いた固溶N として定義するものである
が、ここでは便宜的に、B とAlの固溶・析出状態は問わ
ず、トータルN からTiN を形成するN を差し引いた固溶
N を表す式として使用している。また、Al・Ｓ2 −Ｋ3
＞0 は、AlとトータルN からTiN とBNを形成するN を差
し引いた残りのN との積がAlとN の平衡溶解度積Ｋ3 よ
りも大きい、すなわち、Alの一部はAlN を形成すること
を意味する。なお、Ｓ2 は、後に説明するように、ケー
ス２の場合、すなわち、TiとB は一部TiN 、BNを形成
し、Alは全量固溶する場合におけるトータルN からTiN
およびBNを形成するN を差し引いた固溶N として定義す
るものであるが、ここでは便宜的に、Alの固溶・析出状
態は問わず、トータルN からTiN およびBNを形成するN
を差し引いた固溶N を表す式として使用している。
【００１６】次に、Ｐi 、Ｄi 、Ｓi （ｉ＝１〜７）に
ついて説明する。一例としてＰ1 、Ｄ1 、Ｓ1 を説明す
るために、ケース１における鋼片加熱時の固溶N 、すな
わち［Ｎ］* を計算する。 ［Ｎ］* ＝N-(TiNを形成するN)-(BNを形成するN)-(AlN を形成するN) ＝N-(Ti-［Ti］* )/3.4-(B- ［Ｂ］* )/0.77-(Al- ［Al］* )/1.9 ＝N-(Ti-Ｋ1/［Ｎ］* )/3.4-(B- Ｋ2/［Ｎ］* )/0.77 -(Al- Ｋ3/［Ｎ］* )/1.9 ∴［Ｎ］*2+(Ti/3.4+B/0.77+Al/1.9−N)［Ｎ］* -(Ｋ1/3.4+Ｋ2/0.77+ Ｋ3/1.9)=0 ∴［Ｎ］*2+ Ｐ1 ［Ｎ］* -(Ｋ1/3.4+Ｋ2/0.77+ Ｋ3/1.9)=0 本式から明らかなように、Ｐ1 は［Ｎ］* を与える２次
方程式の１次の項の係数である。上式を［Ｎ］* につい
て解き、実際に意味のある正の解をとると、次のように
なる。 ［Ｎ］* ＝〔- Ｐ1+（Ｐ1 2+ 4(Ｋ1/3.4+Ｋ2/0.77+ Ｋ3/1.9)）1/2 〕/2 ＝(-Ｐ1+√Ｄ1)/2＝Ｓ1 上式から明らかなように、Ｄ1 は［Ｎ］* を与える式の
第２項の平方根の中の式である。また、Ｓ1 はケース１
における鋼片加熱時の固溶N 、すなわち［Ｎ］*であ
る。以上は、Ｐ1 、Ｄ1 、Ｓ1 の説明であるが、Ｐi 、
Ｄi 、Ｓi （ｉ＝１〜７）も同様である。なお、ケース
８の場合は、Ti、B 、Alとも全量固溶であるため、
［Ｎ］* ＝N であり、Ｐ8 、Ｄ8 、Ｓ8 等の定義は必要
ない。
ついて説明する。一例としてＰ1 、Ｄ1 、Ｓ1 を説明す
るために、ケース１における鋼片加熱時の固溶N 、すな
わち［Ｎ］* を計算する。 ［Ｎ］* ＝N-(TiNを形成するN)-(BNを形成するN)-(AlN を形成するN) ＝N-(Ti-［Ti］* )/3.4-(B- ［Ｂ］* )/0.77-(Al- ［Al］* )/1.9 ＝N-(Ti-Ｋ1/［Ｎ］* )/3.4-(B- Ｋ2/［Ｎ］* )/0.77 -(Al- Ｋ3/［Ｎ］* )/1.9 ∴［Ｎ］*2+(Ti/3.4+B/0.77+Al/1.9−N)［Ｎ］* -(Ｋ1/3.4+Ｋ2/0.77+ Ｋ3/1.9)=0 ∴［Ｎ］*2+ Ｐ1 ［Ｎ］* -(Ｋ1/3.4+Ｋ2/0.77+ Ｋ3/1.9)=0 本式から明らかなように、Ｐ1 は［Ｎ］* を与える２次
方程式の１次の項の係数である。上式を［Ｎ］* につい
て解き、実際に意味のある正の解をとると、次のように
なる。 ［Ｎ］* ＝〔- Ｐ1+（Ｐ1 2+ 4(Ｋ1/3.4+Ｋ2/0.77+ Ｋ3/1.9)）1/2 〕/2 ＝(-Ｐ1+√Ｄ1)/2＝Ｓ1 上式から明らかなように、Ｄ1 は［Ｎ］* を与える式の
第２項の平方根の中の式である。また、Ｓ1 はケース１
における鋼片加熱時の固溶N 、すなわち［Ｎ］*であ
る。以上は、Ｐ1 、Ｄ1 、Ｓ1 の説明であるが、Ｐi 、
Ｄi 、Ｓi （ｉ＝１〜７）も同様である。なお、ケース
８の場合は、Ti、B 、Alとも全量固溶であるため、
［Ｎ］* ＝N であり、Ｐ8 、Ｄ8 、Ｓ8 等の定義は必要
ない。
【００１７】以上のようにして求めた［Ti］* 、［Al］
* を用いて、［Ｂ］を求める。求めた［Ｂ］が3ppm（0.
0003％）以上である温度Ｔ2 で直接焼入れを行う。
* を用いて、［Ｂ］を求める。求めた［Ｂ］が3ppm（0.
0003％）以上である温度Ｔ2 で直接焼入れを行う。
【００１８】以上の考え方の妥当性を確認するために行
った実験結果を図１に示す。図１は化学組成が0.08C-0.
20Si-0.90Mn-1.00Cr-0.20Mo-0.03V-1.00Ni-0.010Al-0.0
10Ti-0.0009B-0.0035Nである板厚40mmの鋼板を、固溶B
量が異なる温度から直接焼入れし、その後焼戻しを行っ
たときの固溶B 量と引張強さとの関係を示したものであ
る。図より明らかなように、本発明の考え方に基づいて
見積った直接焼入れ開始時の固溶B が3ppm以上の場合に
は780N/mm2以上の引張強さが得られているのに対し、固
溶B が3ppm未満になると引張強さは急激に低下し、780N
/mm2以上を満足することができない。
った実験結果を図１に示す。図１は化学組成が0.08C-0.
20Si-0.90Mn-1.00Cr-0.20Mo-0.03V-1.00Ni-0.010Al-0.0
10Ti-0.0009B-0.0035Nである板厚40mmの鋼板を、固溶B
量が異なる温度から直接焼入れし、その後焼戻しを行っ
たときの固溶B 量と引張強さとの関係を示したものであ
る。図より明らかなように、本発明の考え方に基づいて
見積った直接焼入れ開始時の固溶B が3ppm以上の場合に
は780N/mm2以上の引張強さが得られているのに対し、固
溶B が3ppm未満になると引張強さは急激に低下し、780N
/mm2以上を満足することができない。
【００１９】次に、本発明における化学成分の限定理由
について説明する。C は、強度確保のために必要な元素
であり、含有量が0.05％未満では十分な効果が無く、ま
た、0.10％を超えて含有させると溶接性が劣化する。し
たがって、C 含有量は0.05〜0.10％の範囲とする。
について説明する。C は、強度確保のために必要な元素
であり、含有量が0.05％未満では十分な効果が無く、ま
た、0.10％を超えて含有させると溶接性が劣化する。し
たがって、C 含有量は0.05〜0.10％の範囲とする。
【００２０】Siは、脱酸に必要な元素であり、含有量が
0.01％未満では十分な効果が無く、また、0.50％を超え
て含有させると溶接性および靱性を劣化させる。したが
って、Si含有量は0.01〜0.50％の範囲とする。
0.01％未満では十分な効果が無く、また、0.50％を超え
て含有させると溶接性および靱性を劣化させる。したが
って、Si含有量は0.01〜0.50％の範囲とする。
【００２１】Mnは、強度確保のために必要な元素であ
り、含有量が0.50％未満では十分な効果が無く、また、
1.50％を超えて含有さると溶接性が劣化する。したがっ
て、Mn含有量は0.50〜1.50％の範囲とする。
り、含有量が0.50％未満では十分な効果が無く、また、
1.50％を超えて含有さると溶接性が劣化する。したがっ
て、Mn含有量は0.50〜1.50％の範囲とする。
【００２２】Cr、Moは、鋼の焼入れ性を増し、強度確保
のために必要な元素であり、含有量がそれぞれ、0.20％
未満、0.10％未満では十分な効果が無く、また、それぞ
れ1.00％、0.50％を超えて含有させると溶接性を劣化さ
せる。したがって、Cr、Mo含有量はそれぞれ0.20〜1.00
％、0.10〜0.50％の範囲とする。
のために必要な元素であり、含有量がそれぞれ、0.20％
未満、0.10％未満では十分な効果が無く、また、それぞ
れ1.00％、0.50％を超えて含有させると溶接性を劣化さ
せる。したがって、Cr、Mo含有量はそれぞれ0.20〜1.00
％、0.10〜0.50％の範囲とする。
【００２３】V は、析出強化作用を有し、強度確保のた
めに必要な元素であり、含有量が0.01％未満では十分な
効果が無く、また、0.05％を超えて含有させると溶接
性、靱性を劣化させる。したがって、V 含有量は0.01〜
0.05％の範囲とする。
めに必要な元素であり、含有量が0.01％未満では十分な
効果が無く、また、0.05％を超えて含有させると溶接
性、靱性を劣化させる。したがって、V 含有量は0.01〜
0.05％の範囲とする。
【００２４】Alは、細粒化のためのみならず、B と結合
する固溶N を固定し、焼入れ性に有効な固溶B を確保す
るために必要な元素であり、含有量が0.01％未満では十
分な効果が無く、また、0.07％を超えて含有させると酸
化物系介在物が増大し靱性を劣化させる。したがって、
Al含有量は0.01〜0.07％の範囲とする。
する固溶N を固定し、焼入れ性に有効な固溶B を確保す
るために必要な元素であり、含有量が0.01％未満では十
分な効果が無く、また、0.07％を超えて含有させると酸
化物系介在物が増大し靱性を劣化させる。したがって、
Al含有量は0.01〜0.07％の範囲とする。
【００２５】Tiは、B と結合する固溶N を固定し、焼入
れ性に有効な固溶B を確保するために必要な元素であ
り、含有量が 0.005％未満では十分な効果が無く、ま
た、0.020 ％を超えて含有させると靱性を劣化させる。
したがって、Ti含有量は 0.005〜0.020 ％の範囲とす
る。
れ性に有効な固溶B を確保するために必要な元素であ
り、含有量が 0.005％未満では十分な効果が無く、ま
た、0.020 ％を超えて含有させると靱性を劣化させる。
したがって、Ti含有量は 0.005〜0.020 ％の範囲とす
る。
【００２６】B は、鋼の焼入れ性を向上させることを通
して強度を確保するために必要な元素であり、含有量が
0.0005％未満では、その効果が十分でなく、また、0.00
20％を超えて含有させるとB 析出物が多量に生成し、靱
性を劣化させる。したがって、B 含有量は0.0005〜0.00
20％の範囲とする。
して強度を確保するために必要な元素であり、含有量が
0.0005％未満では、その効果が十分でなく、また、0.00
20％を超えて含有させるとB 析出物が多量に生成し、靱
性を劣化させる。したがって、B 含有量は0.0005〜0.00
20％の範囲とする。
【００２７】N は、BNを形成し焼入れ性に有効な固溶B
を減少させるため、含有量は少ない方が望ましいが、0.
0010％未満にすることは製鋼技術上困難である。また、
0.0070％を超えて含有させると、Al、Tiの添加によりBN
を形成するN を減少させても、なお多量のBNが生成し、
固溶B の減少を防止することが難しい。したがって、N
含有量は0.0010〜0.0070％の範囲とする。
を減少させるため、含有量は少ない方が望ましいが、0.
0010％未満にすることは製鋼技術上困難である。また、
0.0070％を超えて含有させると、Al、Tiの添加によりBN
を形成するN を減少させても、なお多量のBNが生成し、
固溶B の減少を防止することが難しい。したがって、N
含有量は0.0010〜0.0070％の範囲とする。
【００２８】Cu、Ni、Nbは、強度上昇に有効な元素であ
り、含有量がそれぞれ0.10％未満、0.10％未満、0.01％
未満では十分な効果が無く、また、それぞれ1.00％、3.
00％、0.03％を超えて含有させると溶接性を害する。し
たがって、Cu、Ni、Nb含有量はそれぞれ0.10〜1.00％、
0.10〜3.00％、0.01〜0.03％の範囲とする。
り、含有量がそれぞれ0.10％未満、0.10％未満、0.01％
未満では十分な効果が無く、また、それぞれ1.00％、3.
00％、0.03％を超えて含有させると溶接性を害する。し
たがって、Cu、Ni、Nb含有量はそれぞれ0.10〜1.00％、
0.10〜3.00％、0.01〜0.03％の範囲とする。
【００２９】Caは、MnS を球状化し、靱性を向上さる効
果があるが、含有量が0.0005％未満ではその効果が十分
で無く、また、0.0050％を超えて含有させると介在物が
増大し、かえって靱性を劣化させる。したがって、Ca含
有量は0.0005〜0.0050％の範囲とする。
果があるが、含有量が0.0005％未満ではその効果が十分
で無く、また、0.0050％を超えて含有させると介在物が
増大し、かえって靱性を劣化させる。したがって、Ca含
有量は0.0005〜0.0050％の範囲とする。
【００３０】Ceq=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5
は強度の指標として広く用いられているパラメータであ
り、本発明では780N/mm2級の引張強さを得るために0.46
％以上とする。
は強度の指標として広く用いられているパラメータであ
り、本発明では780N/mm2級の引張強さを得るために0.46
％以上とする。
【００３１】PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo
/15+V/10+5Bは耐溶接割れ性の指標として広く用いられ
ているパラメータであり、0.23％を超えると割れ防止の
ための予熱が必要となるので、本発明では0.23％以下と
する。
/15+V/10+5Bは耐溶接割れ性の指標として広く用いられ
ているパラメータであり、0.23％を超えると割れ防止の
ための予熱が必要となるので、本発明では0.23％以下と
する。
【００３２】以上のような範囲の元素を含有し、残部Fe
および不可避的不純物からなる鋼片を1000〜1250℃の範
囲内の温度Ｔ1 に加熱する理由は、以下のとおりであ
る。加熱温度が1000℃未満では、その後の熱間圧延の終
了温度ひいては直接焼入れ開始温度が低くなりすぎ、焼
きが十分に入らず、また、1250℃超えでは、結晶粒が粗
大化し靱性の劣化を招く。したがって、鋼片の加熱温度
は1000〜1250℃の範囲に限定する。
および不可避的不純物からなる鋼片を1000〜1250℃の範
囲内の温度Ｔ1 に加熱する理由は、以下のとおりであ
る。加熱温度が1000℃未満では、その後の熱間圧延の終
了温度ひいては直接焼入れ開始温度が低くなりすぎ、焼
きが十分に入らず、また、1250℃超えでは、結晶粒が粗
大化し靱性の劣化を招く。したがって、鋼片の加熱温度
は1000〜1250℃の範囲に限定する。
【００３３】熱間圧延を行った後、先に示した手順によ
り計算される［Ｂ］が0.0003％以上となる温度Ｔ2 から
直接焼入れを行う理由は、図１に示したように、［Ｂ］
が0.0003％未満では十分に焼きが入らず、強度が不足す
るからである。
り計算される［Ｂ］が0.0003％以上となる温度Ｔ2 から
直接焼入れを行う理由は、図１に示したように、［Ｂ］
が0.0003％未満では十分に焼きが入らず、強度が不足す
るからである。
【００３４】直接焼入れ後の焼戻しは、目的とする強
度、靱性などの機械的性質に合わせて温度、時間などを
設定して行うため、本発明では特に限定しない。
度、靱性などの機械的性質に合わせて温度、時間などを
設定して行うため、本発明では特に限定しない。
【００３５】
【実施例】以下に本発明の実施例について説明する。供
試鋼板は、表１に示す化学組成の鋼片を、表２に示す製
造条件で板厚10〜100mm に熱間圧延し、その後直接焼入
れを行い焼戻しを行ったものである。これらの鋼板の引
張強さと溶接時の溶接割れの有無を表２に併記した。
試鋼板は、表１に示す化学組成の鋼片を、表２に示す製
造条件で板厚10〜100mm に熱間圧延し、その後直接焼入
れを行い焼戻しを行ったものである。これらの鋼板の引
張強さと溶接時の溶接割れの有無を表２に併記した。
【００３６】本発明法による鋼No. １、３、４、５、
８、９、12、13、14は、いずれも780N/mm2級鋼として十
分な引張強さを有し、また、予熱を行わなくても溶接割
れは発生していない。
８、９、12、13、14は、いずれも780N/mm2級鋼として十
分な引張強さを有し、また、予熱を行わなくても溶接割
れは発生していない。
【００３７】これに対して、比較例の鋼No. ２、６、
７、10、11は、いずれも［Ｂ］が0.0003％未満であり、
引張強さが780N/mm2を下回っている。また、比較例の鋼
No. 15はCeq が0.46％未満であり、引張強さが780N/mm2
を下回っている。また、比較例の鋼No. 16、17は PCMが
0.23％を超えており、予熱なしの溶接を行うと溶接割れ
が発生している。
７、10、11は、いずれも［Ｂ］が0.0003％未満であり、
引張強さが780N/mm2を下回っている。また、比較例の鋼
No. 15はCeq が0.46％未満であり、引張強さが780N/mm2
を下回っている。また、比較例の鋼No. 16、17は PCMが
0.23％を超えており、予熱なしの溶接を行うと溶接割れ
が発生している。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【発明の効果】以上述べたところから明らかなように、
本発明によれば、B 含有鋼の直接焼入れ焼戻し法におい
て、焼入れに必要な十分な量の固溶B を確保することが
できるため、その分合金元素量を低減することによって
予熱無しでも溶接割れの発生しない引張強さ780N/mm2級
鋼板を得ることができる。
本発明によれば、B 含有鋼の直接焼入れ焼戻し法におい
て、焼入れに必要な十分な量の固溶B を確保することが
できるため、その分合金元素量を低減することによって
予熱無しでも溶接割れの発生しない引張強さ780N/mm2級
鋼板を得ることができる。
【図１】板厚40mmの鋼板を、固溶B 量が異なる温度から
直接焼入れ焼戻しを行ったときの固溶B 量と引張強さと
の関係を示す図である。
直接焼入れ焼戻しを行ったときの固溶B 量と引張強さと
の関係を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 C:0.05〜0.10％、 Si:0.01〜0.50％、 M
n:0.50〜1.50％、Cr:0.20 〜1.00％、 Mo:0.10〜0.50
％、V:0.01〜0.05％、 Al:0.01〜0.07％、Ti:0.005〜0.
020 ％、B:0.0005〜0.0020％、N:0.0010〜0.0070％を含
有し、かつ下記式で示すCeq および PCMが Ceq=C+Mn/6+Cu/15+Ni/15+Cr/5+Mo/5+V/5 ≧0.46％、 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B
≦0.23％、 であり、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を10
00〜1250℃の範囲内の温度Ｔ1 に加熱し、熱間圧延を行
った後、以下の手順により計算される［Ｂ］が0.0003％
以上となる温度Ｔ2 から直接焼入れを行い、その後、焼
戻すことを特徴とする耐溶接割れ性の優れた引張強さ78
0N/mm2級鋼板の製造方法。 《［Ｂ］の計算手順》 log Ｋ1 ＝−14370 ／（Ｔ1 ＋273 ）＋4.77 log Ｋ2 ＝−13970 ／（Ｔ1 ＋273 ）＋5.24 log Ｋ3 ＝− 7400 ／（Ｔ1 ＋273 ）＋1.95 Ｐ1 ＝Ti/3.4＋B/0.77＋Al/1.9−N Ｐ2 ＝Ti/3.4＋B/0.77−N Ｐ3 ＝Ti/3.4＋Al/1.9−N Ｐ4 ＝B/0.77＋Al/1.9−N Ｐ5 ＝Ti/3.4−N Ｐ6 ＝B/0.77−N Ｐ7 ＝Al/1.9−N Ｄ1 ＝Ｐ1 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ＋Ｋ2 ／0.77＋Ｋ3 ／1.9
） Ｄ2 ＝Ｐ2 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ＋Ｋ2 ／0.77） Ｄ3 ＝Ｐ3 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ＋Ｋ3 ／1.9 ） Ｄ4 ＝Ｐ4 2＋４（Ｋ2 ／0.77＋Ｋ3 ／1.9 ） Ｄ5 ＝Ｐ5 2＋４（Ｋ1 ／3.4 ） Ｄ6 ＝Ｐ6 2＋４（Ｋ2 ／0.77） Ｄ7 ＝Ｐ7 2＋４（Ｋ3 ／1.9 ） Ｓi ＝（−Ｐi ＋√Ｄi ）／２ （ｉ＝１〜７） （但し、Ti、B 、Al、N はそれぞれの含有量（％）を示
す。）として、ケース１〜ケース８の場合に応じて、以
下により［Ti］* 、［Al］* を求める。（但し、［ ］
* は温度Ｔ1 での固溶量（％）を示す。） ケース１ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ1 ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ1 ケース２ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ2 ［Al］* ＝Al ケース３ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ3 ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ3 ケース４ Ti・N −Ｋ1 ≦0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ4 ケース５ Ti・N −Ｋ1 ＞0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ｋ1 ／Ｓ5 ［Al］* ＝Al ケース６ Ti・N −Ｋ1 ≦0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ＞0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Al ケース７ Ti・N −Ｋ1 ≦0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ＞0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Ｋ3 ／Ｓ7 ケース８ Ti・N −Ｋ1 ≦0 B ・Ｓ5 −Ｋ2 ≦0 Al・Ｓ2 −Ｋ3 ≦0 の場合 ［Ti］* ＝Ti ［Al］* ＝Al 以上のようにして求めた［Ti］* 、［Al］* を用いて、
以下により［Ｂ］を求める。 Ｐ＝（Ti−［Ti］* ）／3.4 ＋B/0.77＋（Al−［A
l］* ）／1.9 −N Ｄ＝Ｐ2 ＋４Ｋ／0.77 log Ｋ＝−13970 ／（Ｔ2 ＋273 ）＋5.24 ［Ｎ］＝（−Ｐ＋√Ｄ）／２ ［Ｂ］＝Ｋ／［Ｎ］ （但し、［ ］は温度Ｔ2 での固溶量（％）を示す。） - 【請求項２】 化学成分として、さらに Cu:0.10〜1.00
％、 Ni:0.10〜3.00％、 Nb:0.01〜0.03％の内から選ん
だ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記載の耐溶接割れ性の優れた引張強さ780N/mm2級鋼
板の製造方法。 - 【請求項３】 化学成分として、さらに Ca:0.0005〜0.
0050％を含有することを特徴とする請求項１または２記
載の耐溶接割れ性の優れた引張強さ780N/mm2級鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28360294A JPH08143954A (ja) | 1994-11-17 | 1994-11-17 | 耐溶接割れ性の優れた引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28360294A JPH08143954A (ja) | 1994-11-17 | 1994-11-17 | 耐溶接割れ性の優れた引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08143954A true JPH08143954A (ja) | 1996-06-04 |
Family
ID=17667635
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28360294A Withdrawn JPH08143954A (ja) | 1994-11-17 | 1994-11-17 | 耐溶接割れ性の優れた引張強さ７８０Ｎ／ｍｍ２級鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08143954A (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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1994
- 1994-11-17 JP JP28360294A patent/JPH08143954A/ja not_active Withdrawn
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