JPS6358906B2 - - Google Patents
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- JPS6358906B2 JPS6358906B2 JP59176039A JP17603984A JPS6358906B2 JP S6358906 B2 JPS6358906 B2 JP S6358906B2 JP 59176039 A JP59176039 A JP 59176039A JP 17603984 A JP17603984 A JP 17603984A JP S6358906 B2 JPS6358906 B2 JP S6358906B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
［産業上の利用分野］
本発明は、靭性のすぐれた引張強さ70〜100
Kg／mm2級高張力鋼およびその製造方法に関するも
のである。 近年、エネルギー需要が益々増加の傾向にあ
り、海底資源開発につながる海洋構造物の建造あ
るいは火力発電の夜間余剰電力調整用の揚水発電
用高落差ペンストツクの建造等エネルギー関連の
鋼構造物の建設が活発化している。これらに使用
される鋼材も大型化、厚肉化にともない、より安
全性確保から強度と靭性のすぐれた鋼の開発が望
まれている。 ［従来技術］ 従来から、高強度材においては、再加熱焼入れ
焼戻し型が主流となつており、特に厚肉材は、板
厚全域にわたつて強度、靭性を満足させることが
困難であり、Ni，Cr，Mo等の焼入れ性増大元素
の添加が広く用いられていた。しかし、必要以上
のNi，Cr，Mo等の合金元素は、溶接性の指標の
１つである炭素当量の増加をともない好ましくな
い。従つて今日迄Ｂの焼入れ性を最大に発揮させ
る方法が多く発表されている。例えば再加熱焼入
れ処理時にＢをできるだけ固溶状態にしておくた
め1000℃〜1050℃の加熱圧延時にAlNとしてＮ
を固定する方法がある。又、特公昭56―52970号
公報のように、低Ｎ，Ti添加により粗大TiN析
出物による靭性劣化をおさえ、TiCによる強度上
昇と、さらにＢ添加による焼入れ性向上効果を利
用した方法がある。又、特開昭55―40091号公報
のように、厚肉材について調質前処理として微細
AlNを析出させる処理を行なつて、固溶Ｂの均
斉分散をおこなつて焼入れ性を向上させる方法も
ある。これらは、いずれも再加熱焼入れ焼戻し型
の高張力鋼の製造法に関するもので、厚肉化に対
し、板厚中心部焼入れ性が安定して確保できる。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかし、これらの方法による再加熱焼入れ焼戻
し型は、板厚中心部の焼入れ性改善により強度、
靭性が向上する反面、板厚表層下については、十
分な靭性が得られない問題があつた。これは、板
厚中心部の焼入れ性向上にともない、板厚表層下
は、必然的に焼入れ時において完全マルテンサイ
ト組織となるためであり、特に厚肉材については
その傾向が強く表われる。従つて、この板厚表層
下の靭性改善の１つとして、再加熱焼入れ処理を
２回以上繰返すことによりオーステナイト粒を細
粒化することで靭性改善をはかつていた。しかし
ながら、この方法も製造コスト面で好ましくな
い。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明者等は、厚肉材の再加熱焼入れ焼戻し型
に見られる板厚表層下の靭性劣化に着目し、その
靭性改善を計り、板厚方向の靭性をより一層改善
し、さらには脆性破壊伝播停止特性および溶接性
を具備した高張力鋼を開発することを目的に、
種々の製造法について実験した結果、溶体化処理
と加工熱処理を組合わせることにより、板厚表層
下の靭性が著しく改善され、目的の鋼が製造でき
ることを知見した。 本発明は、このような知見に基いて構成したも
ので、その要旨はC0.07〜0.20％、Si0.5％以下、
Mn0.6〜2.0％、Ｐ≦0.02％、Ｓ≦0.02％、Cr0.2〜
1.0％、Mo0.1〜1.0％、SolAl0.01〜0.10％、
B0.0005〜0.0020％、Ｎ≦0.0060％を含み、さら
にV0.01〜0.1％、Ca0.001〜0.008％とNi0.3〜3.0
％、Cu0.1〜0.5％の１種又は２種、必要によつて
はさらにNb0.01〜0.1％を含有し、残部がFeから
なる鋼で、かつ板厚表層下が伸長のオーステナイ
ト粒でかつ焼戻しマルテンサイト組織で板厚中心
部が粒状のオーステナイト粒でかつ焼戻しマルテ
ンサイト＋下部ベイナイト組織からなる高靭性高
張力鋼であり、又、そのような鋼はスラブを溶体
化処理した後、900〜1150℃に加熱し、熱間圧延
において、仕上かみ込み温度800〜930℃で仕上厚
に対し、40％以上の累積圧下を行ない、仕上温度
750℃以上とし、この圧延完了後直ちに急冷し、
続いてAc1点以下の温度で焼戻しを行なつて製造
するものである。 以下、本発明について詳細に説明する。 先ず、本発明鋼を上記のような鋼成分に限定し
た理由を述べる。 Ｃ；Ｃは0.07％未満では強度的に不十分であ
り、0.20％を越えると溶接性、靭性が劣化
する。 Si；Siは強度向上に有効であるが、0.5％を越
えると靭性を低下させる。 Mn；0.6％未満では強度および靭性が低く、
又、2.0％を越えると溶接性、靭性を劣化
させる。 Ｐ，Ｓ；Ｐ，Ｓは可及的に少なくすることが望
ましく、Ｐを0.02％未満としたのは、Ｐは
焼戻し脆性を生じ靭性を劣化させる。又、
Ｓは非金属介在物MnSを生じ、圧延によ
りMnSが伸長し、延性および靭性の異方
性を生じるため0.02％未満とした。 Cr；Crは焼入れ性を確保するため0.2％以上添
加するが、1.0％を越えると溶接硬化性が
増大する。 Mo；MoもCrと同様に焼入れ性を増加させる
ためで0.1％未満では効果がなく、又、1.0
％を越えると溶接性、靭性が劣化する。 SolAl；Alは焼入れ性に有効なＢを確保するた
め0.01％以上の添加が必要であるが、0.10
％を越えると介在物が増大する。 Ｂ；Ｂは焼入れ性を向上させ、本発明において
焼入れ組織が得られ、強度、靭性確保に最
も有効な元素であるが、0.0020％を越える
とその効果が飽和してかえつて靭性を低下
させる。 Ｎ；Ｎは0.0060％以下にすることによりＢによ
る焼入れ性向上効果が安定化するためであ
り、0.0060％を越えると溶接性が低下する
からである。 Ｖ；Ｖは強度を確保するため0.01％以上必要で
ある。しかし0.1％を越えると靭性を著し
く劣化させる。 Ca；Caは非金属介在物の球状化に極めて有効
であり、異方性を小さくするために0.001
％は必要であるが0.008％を越えると介在
物増加により靭性を低下させる。 上記の成分組織では強度、靭性が得られる。さ
らに本発明は、その性質を改善するために以下の
成分を選択添加する。 Ni；Niは強度および靭性を確保するために添
加するもので0.3％未満ではその効果は十
分でなく、又、3.0％を越えると強度の割
りには靭性改善の効果が小さく、コスト上
昇を招くので望ましくない。 Cu；Cuは焼入れ性および靭性を確保するため
に0.1％必要とするが0.5％を越えると靭性
を劣化させる。 Nb；Nbは強度を上げる一方、本工程において
はオーステナイト粒を微細にして靭性を向
上するのに0.01％以上で有効であるが、
0.1％を越えると靭性を劣化させる。 さらに本発明において結晶組織を特定する理由
を述べる。すなわち主なる焼入れ組織が、板厚表
層下が伸長のオーステナイト粒でかつマルテンサ
イト組織で板厚中心部が粒状（球状）なオーステ
ナイト粒でかつマルテンサイト＋下部ベイナイト
組織でなくてはならない理由について述べる。一
般に、焼入れ組織は冷却速度が速い順にマルテン
サイト組織、マルテンサイト＋下部ベイナイト組
織、上部ベイナイト組織等になる。ここで、上部
ベイナイト組織は焼入れ不足により得られる組織
で強度および靭性が低下するため好ましくない。
一方、マルテンサイト組織も、粒状のオーステナ
イト粒でかつ粗粒の場合も靭性が劣化する。従つ
て、マルテンサイト＋下部ベイナイト組織が最も
高靭性が得られる組織である。すなわち、下部ベ
イナイト組織を含むと、有効粒経がより一層細粒
化するためである。一方、伸長のオーステナイト
粒でかつマルテンサイト組織はオーステナイト粒
径が細かくなると同時に、さらに変形帯等の形成
から、有効粒径が細粒化されるので粒状のものよ
りも靭性がすぐれている。 一方、板厚中心部が伸長粒となると、オーステ
ナイト粒径が細かくなり、変態点の上昇および板
厚中心部の焼入れ冷却速度が遅いことと相まつて
焼入れ性が低下し上部ベイナイトが生成し靭性が
低下する問題が起こる。以上のごとく上記組織に
限定した場合にのみ板厚方向の靭性が均一でかつ
高強度が得られる。さらに、本発明を用いて工場
規模で安定な品質を得る製造法について述べる。
まず、上記のような成分組成に構成された低合金
鋼の溶鋼を連続鋳造法もしくは造塊分塊法によつ
て鋼片にする。さらに鋼片は熱間圧延前に溶体化
処理をおこなう。この溶体化処理は鋼片製造時の
緩冷却で生成した粗大炭窒化物を溶解し、オース
テナイト中に固溶させるための処理で、溶体化温
度はオーステナイト化温度以上、好ましくは1200
℃以上に加熱し、保定して析出物を完全に溶体化
させた後直ちに急冷する。その場合の平均冷却速
度は10℃／min以上の速さで冷却する処理であ
る。この溶体化処理は上記のような再加熱によら
ず連続鋳造後あるいは造塊分塊後の高温度の熱を
利用して行なつてもよい。次に、この溶体化処理
された鋼片を900〜1150℃に加熱し、熱間圧延を
おこなう。ここで加熱温度900〜1150℃に限定し
て理由は、加熱時に微細な炭窒化物を多く形成さ
せ、加熱オーステナイトの細粒化と、ＮがAlで
固定されるため、固溶Ｂが増加し、熱間圧延後急
冷時の焼入れ性向上のためである。すなわち微細
に析出した炭窒化物が溶解しない温度である必要
から1150℃を上限とした。又、900℃未満の低い
温度では、熱間圧延時の変形抵抗が大きく、圧延
形状が不良となる。さらに、好ましい温度は950
〜1050℃である。第１図は連続鋳造により溶製し
た低合金鋼鋼片（Ｃ；0.11％、Si；0.025％、
Mn；0.91％、Ｐ；0.003％、Ｓ；0.001％、Ni；
1.04％、Cr；0.56％、Mo0.45％、SolAl；0.056
％、Ｂ；0.0016％、Ｎ；0.0031％、Ｖ；0.047％、
Ca；0.0019％）を溶体化処理し、加熱温度950℃
および1250℃に加熱後、熱間圧延し、850℃の仕
上温度から、直ちに急冷した鋼板の焼入れ硬さを
示したものであり、加熱温度950℃圧延材は、板
厚中心迄焼入れ硬さHv350以上あるのに対し、加
熱温度1250℃圧延材はHv280程度で焼入れ性が不
十分である。 第１図中は溶体化処理→1250℃→850℃仕上
圧延（累積圧下率62％）→水冷、は溶体化処理
→950℃加熱→850℃仕上圧延（累積圧下率62％）
→水冷を示す。 次に熱間圧延工程であるが、前述の溶体化処理
と900〜1150℃の加熱温度の必要性は、主に、板
厚中心部における細粒化と焼入れ性向上を得るた
めの必要手段である。しかしながら細粒化と硬質
化された圧延鋼材の靭性は高く評価されるもので
ない。その原因は、板厚方向結晶粒組織のバラツ
キである。したがつて本発明者等は板厚表層下の
靭性の改善と板厚中心部の靭性付与のため、この
熱間圧延工程において板厚表層下が伸長オーステ
ナイト粒で板厚中心部が粒状オーステナイト粒と
なる圧延を行なう必要があることを知見した。す
なわち、熱間圧延において、仕上かみ込み温度
800〜930℃で仕上厚に対し40％以上の累積圧下を
行ない、仕上温度750℃以上とし、この圧延完了
後直ちに急冷する。ここで仕上かみ込み温度800
〜930℃に限定した理由は、板厚表層下が伸長オ
ーステナイト粒を得る圧延温度域であり、930℃
以上を越えると伸長オーステナイト粒が得られ
ず、又800℃未満の温度では、板厚中心部迄伸長
オーステナイト粒となり、細粒化により板厚中心
部の焼入れ性が阻害される。一方、仕上厚に対し
40％以上の累積圧下率を限定したことは、板厚表
層下が伸長粒を得る十分な圧下率であるからであ
る。第２図は強度、靭性およびオーステナイト粒
度におよぼす累積圧下率の影響について示したも
のであり、40％以上の累積圧下により、板厚表層
下の靭性（vTrs）が著しく向上することが分か
る。次に仕上温度750℃以上に限定した理由は、
熱間圧延完了後急冷処理を施し板厚表層下がマル
テンサイト組織、板厚中心部がマルテンサイト＋
下部ベイナイト組織の焼入れ組織を得るために必
要である。従つて、750℃以下の温度では、特に
板厚中心部の焼入れ組織が十分に得られない。第
３図ａは、かくして得られた本発明材（鋼Ｅ：ｔ
＝50mm、仕上温度870℃、圧下率67％）の焼入れ
時のオーステナイト粒組織写真であり通常の再加
熱焼入れ材ｂと比較して示す。本発明にかかわる
鋼材ａは、板厚表層下が伸長オーステナイト粒で
かつ焼入れ組織はマルテンサイト組織で板厚中心
が粒状オーステナイト粒でかつ焼入れ組織はマル
テンサイト＋下部ベイナイト組織とからなる。し
かし、このままでは高強度が得られる反面、靭性
が不十分であり、Ac1点以下の温度で焼戻し処理
を行なう必要がある。以上のごとく製造された鋼
は、板厚表層下の靭性が著しく向上し、板厚方向
に均質でかつ優れた強度、靭性が得られるもので
ある。 ［実施例及び発明の効果］ 次に、本発明の実施例について説明する。転炉
で溶製し、連続鋳造法で製造した第１表に示す各
成分組成の鋼片を第２表に示す本発明法と比較法
の各々の製造条件に基いて板厚50〜100mmの鋼板
に製造した。その時の試験結果を第３表に示す。
上記の第３表に示す結果から明らかなように本発
明法で得られた鋼板の機械的性質は、比較法で得
られた鋼板に比べ、強度および靭性が高く、特に
板厚表層下の靭性が著しく向上し、オーステナイ
ト粒度も比較法による鋼材に比べ伸長粒で、かつ
細粒化している。又、温度勾配型ESSO試験によ
る脆性破壊伝播停止特性Kca値も比較法による鋼
材に比べすぐれている。
Kg／mm2級高張力鋼およびその製造方法に関するも
のである。 近年、エネルギー需要が益々増加の傾向にあ
り、海底資源開発につながる海洋構造物の建造あ
るいは火力発電の夜間余剰電力調整用の揚水発電
用高落差ペンストツクの建造等エネルギー関連の
鋼構造物の建設が活発化している。これらに使用
される鋼材も大型化、厚肉化にともない、より安
全性確保から強度と靭性のすぐれた鋼の開発が望
まれている。 ［従来技術］ 従来から、高強度材においては、再加熱焼入れ
焼戻し型が主流となつており、特に厚肉材は、板
厚全域にわたつて強度、靭性を満足させることが
困難であり、Ni，Cr，Mo等の焼入れ性増大元素
の添加が広く用いられていた。しかし、必要以上
のNi，Cr，Mo等の合金元素は、溶接性の指標の
１つである炭素当量の増加をともない好ましくな
い。従つて今日迄Ｂの焼入れ性を最大に発揮させ
る方法が多く発表されている。例えば再加熱焼入
れ処理時にＢをできるだけ固溶状態にしておくた
め1000℃〜1050℃の加熱圧延時にAlNとしてＮ
を固定する方法がある。又、特公昭56―52970号
公報のように、低Ｎ，Ti添加により粗大TiN析
出物による靭性劣化をおさえ、TiCによる強度上
昇と、さらにＢ添加による焼入れ性向上効果を利
用した方法がある。又、特開昭55―40091号公報
のように、厚肉材について調質前処理として微細
AlNを析出させる処理を行なつて、固溶Ｂの均
斉分散をおこなつて焼入れ性を向上させる方法も
ある。これらは、いずれも再加熱焼入れ焼戻し型
の高張力鋼の製造法に関するもので、厚肉化に対
し、板厚中心部焼入れ性が安定して確保できる。 ［発明が解決しようとする問題点］ しかし、これらの方法による再加熱焼入れ焼戻
し型は、板厚中心部の焼入れ性改善により強度、
靭性が向上する反面、板厚表層下については、十
分な靭性が得られない問題があつた。これは、板
厚中心部の焼入れ性向上にともない、板厚表層下
は、必然的に焼入れ時において完全マルテンサイ
ト組織となるためであり、特に厚肉材については
その傾向が強く表われる。従つて、この板厚表層
下の靭性改善の１つとして、再加熱焼入れ処理を
２回以上繰返すことによりオーステナイト粒を細
粒化することで靭性改善をはかつていた。しかし
ながら、この方法も製造コスト面で好ましくな
い。 ［問題点を解決するための手段］ 本発明者等は、厚肉材の再加熱焼入れ焼戻し型
に見られる板厚表層下の靭性劣化に着目し、その
靭性改善を計り、板厚方向の靭性をより一層改善
し、さらには脆性破壊伝播停止特性および溶接性
を具備した高張力鋼を開発することを目的に、
種々の製造法について実験した結果、溶体化処理
と加工熱処理を組合わせることにより、板厚表層
下の靭性が著しく改善され、目的の鋼が製造でき
ることを知見した。 本発明は、このような知見に基いて構成したも
ので、その要旨はC0.07〜0.20％、Si0.5％以下、
Mn0.6〜2.0％、Ｐ≦0.02％、Ｓ≦0.02％、Cr0.2〜
1.0％、Mo0.1〜1.0％、SolAl0.01〜0.10％、
B0.0005〜0.0020％、Ｎ≦0.0060％を含み、さら
にV0.01〜0.1％、Ca0.001〜0.008％とNi0.3〜3.0
％、Cu0.1〜0.5％の１種又は２種、必要によつて
はさらにNb0.01〜0.1％を含有し、残部がFeから
なる鋼で、かつ板厚表層下が伸長のオーステナイ
ト粒でかつ焼戻しマルテンサイト組織で板厚中心
部が粒状のオーステナイト粒でかつ焼戻しマルテ
ンサイト＋下部ベイナイト組織からなる高靭性高
張力鋼であり、又、そのような鋼はスラブを溶体
化処理した後、900〜1150℃に加熱し、熱間圧延
において、仕上かみ込み温度800〜930℃で仕上厚
に対し、40％以上の累積圧下を行ない、仕上温度
750℃以上とし、この圧延完了後直ちに急冷し、
続いてAc1点以下の温度で焼戻しを行なつて製造
するものである。 以下、本発明について詳細に説明する。 先ず、本発明鋼を上記のような鋼成分に限定し
た理由を述べる。 Ｃ；Ｃは0.07％未満では強度的に不十分であ
り、0.20％を越えると溶接性、靭性が劣化
する。 Si；Siは強度向上に有効であるが、0.5％を越
えると靭性を低下させる。 Mn；0.6％未満では強度および靭性が低く、
又、2.0％を越えると溶接性、靭性を劣化
させる。 Ｐ，Ｓ；Ｐ，Ｓは可及的に少なくすることが望
ましく、Ｐを0.02％未満としたのは、Ｐは
焼戻し脆性を生じ靭性を劣化させる。又、
Ｓは非金属介在物MnSを生じ、圧延によ
りMnSが伸長し、延性および靭性の異方
性を生じるため0.02％未満とした。 Cr；Crは焼入れ性を確保するため0.2％以上添
加するが、1.0％を越えると溶接硬化性が
増大する。 Mo；MoもCrと同様に焼入れ性を増加させる
ためで0.1％未満では効果がなく、又、1.0
％を越えると溶接性、靭性が劣化する。 SolAl；Alは焼入れ性に有効なＢを確保するた
め0.01％以上の添加が必要であるが、0.10
％を越えると介在物が増大する。 Ｂ；Ｂは焼入れ性を向上させ、本発明において
焼入れ組織が得られ、強度、靭性確保に最
も有効な元素であるが、0.0020％を越える
とその効果が飽和してかえつて靭性を低下
させる。 Ｎ；Ｎは0.0060％以下にすることによりＢによ
る焼入れ性向上効果が安定化するためであ
り、0.0060％を越えると溶接性が低下する
からである。 Ｖ；Ｖは強度を確保するため0.01％以上必要で
ある。しかし0.1％を越えると靭性を著し
く劣化させる。 Ca；Caは非金属介在物の球状化に極めて有効
であり、異方性を小さくするために0.001
％は必要であるが0.008％を越えると介在
物増加により靭性を低下させる。 上記の成分組織では強度、靭性が得られる。さ
らに本発明は、その性質を改善するために以下の
成分を選択添加する。 Ni；Niは強度および靭性を確保するために添
加するもので0.3％未満ではその効果は十
分でなく、又、3.0％を越えると強度の割
りには靭性改善の効果が小さく、コスト上
昇を招くので望ましくない。 Cu；Cuは焼入れ性および靭性を確保するため
に0.1％必要とするが0.5％を越えると靭性
を劣化させる。 Nb；Nbは強度を上げる一方、本工程において
はオーステナイト粒を微細にして靭性を向
上するのに0.01％以上で有効であるが、
0.1％を越えると靭性を劣化させる。 さらに本発明において結晶組織を特定する理由
を述べる。すなわち主なる焼入れ組織が、板厚表
層下が伸長のオーステナイト粒でかつマルテンサ
イト組織で板厚中心部が粒状（球状）なオーステ
ナイト粒でかつマルテンサイト＋下部ベイナイト
組織でなくてはならない理由について述べる。一
般に、焼入れ組織は冷却速度が速い順にマルテン
サイト組織、マルテンサイト＋下部ベイナイト組
織、上部ベイナイト組織等になる。ここで、上部
ベイナイト組織は焼入れ不足により得られる組織
で強度および靭性が低下するため好ましくない。
一方、マルテンサイト組織も、粒状のオーステナ
イト粒でかつ粗粒の場合も靭性が劣化する。従つ
て、マルテンサイト＋下部ベイナイト組織が最も
高靭性が得られる組織である。すなわち、下部ベ
イナイト組織を含むと、有効粒経がより一層細粒
化するためである。一方、伸長のオーステナイト
粒でかつマルテンサイト組織はオーステナイト粒
径が細かくなると同時に、さらに変形帯等の形成
から、有効粒径が細粒化されるので粒状のものよ
りも靭性がすぐれている。 一方、板厚中心部が伸長粒となると、オーステ
ナイト粒径が細かくなり、変態点の上昇および板
厚中心部の焼入れ冷却速度が遅いことと相まつて
焼入れ性が低下し上部ベイナイトが生成し靭性が
低下する問題が起こる。以上のごとく上記組織に
限定した場合にのみ板厚方向の靭性が均一でかつ
高強度が得られる。さらに、本発明を用いて工場
規模で安定な品質を得る製造法について述べる。
まず、上記のような成分組成に構成された低合金
鋼の溶鋼を連続鋳造法もしくは造塊分塊法によつ
て鋼片にする。さらに鋼片は熱間圧延前に溶体化
処理をおこなう。この溶体化処理は鋼片製造時の
緩冷却で生成した粗大炭窒化物を溶解し、オース
テナイト中に固溶させるための処理で、溶体化温
度はオーステナイト化温度以上、好ましくは1200
℃以上に加熱し、保定して析出物を完全に溶体化
させた後直ちに急冷する。その場合の平均冷却速
度は10℃／min以上の速さで冷却する処理であ
る。この溶体化処理は上記のような再加熱によら
ず連続鋳造後あるいは造塊分塊後の高温度の熱を
利用して行なつてもよい。次に、この溶体化処理
された鋼片を900〜1150℃に加熱し、熱間圧延を
おこなう。ここで加熱温度900〜1150℃に限定し
て理由は、加熱時に微細な炭窒化物を多く形成さ
せ、加熱オーステナイトの細粒化と、ＮがAlで
固定されるため、固溶Ｂが増加し、熱間圧延後急
冷時の焼入れ性向上のためである。すなわち微細
に析出した炭窒化物が溶解しない温度である必要
から1150℃を上限とした。又、900℃未満の低い
温度では、熱間圧延時の変形抵抗が大きく、圧延
形状が不良となる。さらに、好ましい温度は950
〜1050℃である。第１図は連続鋳造により溶製し
た低合金鋼鋼片（Ｃ；0.11％、Si；0.025％、
Mn；0.91％、Ｐ；0.003％、Ｓ；0.001％、Ni；
1.04％、Cr；0.56％、Mo0.45％、SolAl；0.056
％、Ｂ；0.0016％、Ｎ；0.0031％、Ｖ；0.047％、
Ca；0.0019％）を溶体化処理し、加熱温度950℃
および1250℃に加熱後、熱間圧延し、850℃の仕
上温度から、直ちに急冷した鋼板の焼入れ硬さを
示したものであり、加熱温度950℃圧延材は、板
厚中心迄焼入れ硬さHv350以上あるのに対し、加
熱温度1250℃圧延材はHv280程度で焼入れ性が不
十分である。 第１図中は溶体化処理→1250℃→850℃仕上
圧延（累積圧下率62％）→水冷、は溶体化処理
→950℃加熱→850℃仕上圧延（累積圧下率62％）
→水冷を示す。 次に熱間圧延工程であるが、前述の溶体化処理
と900〜1150℃の加熱温度の必要性は、主に、板
厚中心部における細粒化と焼入れ性向上を得るた
めの必要手段である。しかしながら細粒化と硬質
化された圧延鋼材の靭性は高く評価されるもので
ない。その原因は、板厚方向結晶粒組織のバラツ
キである。したがつて本発明者等は板厚表層下の
靭性の改善と板厚中心部の靭性付与のため、この
熱間圧延工程において板厚表層下が伸長オーステ
ナイト粒で板厚中心部が粒状オーステナイト粒と
なる圧延を行なう必要があることを知見した。す
なわち、熱間圧延において、仕上かみ込み温度
800〜930℃で仕上厚に対し40％以上の累積圧下を
行ない、仕上温度750℃以上とし、この圧延完了
後直ちに急冷する。ここで仕上かみ込み温度800
〜930℃に限定した理由は、板厚表層下が伸長オ
ーステナイト粒を得る圧延温度域であり、930℃
以上を越えると伸長オーステナイト粒が得られ
ず、又800℃未満の温度では、板厚中心部迄伸長
オーステナイト粒となり、細粒化により板厚中心
部の焼入れ性が阻害される。一方、仕上厚に対し
40％以上の累積圧下率を限定したことは、板厚表
層下が伸長粒を得る十分な圧下率であるからであ
る。第２図は強度、靭性およびオーステナイト粒
度におよぼす累積圧下率の影響について示したも
のであり、40％以上の累積圧下により、板厚表層
下の靭性（vTrs）が著しく向上することが分か
る。次に仕上温度750℃以上に限定した理由は、
熱間圧延完了後急冷処理を施し板厚表層下がマル
テンサイト組織、板厚中心部がマルテンサイト＋
下部ベイナイト組織の焼入れ組織を得るために必
要である。従つて、750℃以下の温度では、特に
板厚中心部の焼入れ組織が十分に得られない。第
３図ａは、かくして得られた本発明材（鋼Ｅ：ｔ
＝50mm、仕上温度870℃、圧下率67％）の焼入れ
時のオーステナイト粒組織写真であり通常の再加
熱焼入れ材ｂと比較して示す。本発明にかかわる
鋼材ａは、板厚表層下が伸長オーステナイト粒で
かつ焼入れ組織はマルテンサイト組織で板厚中心
が粒状オーステナイト粒でかつ焼入れ組織はマル
テンサイト＋下部ベイナイト組織とからなる。し
かし、このままでは高強度が得られる反面、靭性
が不十分であり、Ac1点以下の温度で焼戻し処理
を行なう必要がある。以上のごとく製造された鋼
は、板厚表層下の靭性が著しく向上し、板厚方向
に均質でかつ優れた強度、靭性が得られるもので
ある。 ［実施例及び発明の効果］ 次に、本発明の実施例について説明する。転炉
で溶製し、連続鋳造法で製造した第１表に示す各
成分組成の鋼片を第２表に示す本発明法と比較法
の各々の製造条件に基いて板厚50〜100mmの鋼板
に製造した。その時の試験結果を第３表に示す。
上記の第３表に示す結果から明らかなように本発
明法で得られた鋼板の機械的性質は、比較法で得
られた鋼板に比べ、強度および靭性が高く、特に
板厚表層下の靭性が著しく向上し、オーステナイ
ト粒度も比較法による鋼材に比べ伸長粒で、かつ
細粒化している。又、温度勾配型ESSO試験によ
る脆性破壊伝播停止特性Kca値も比較法による鋼
材に比べすぐれている。
【表】
【表】
【表】
【表】
第１図は、低合金鋼鋼片を溶体化処理し、加熱
後、熱間圧延し、直ちに水焼入れした時の板厚方
向の焼入れ硬さに及ぼすスラブ加熱温度の影響に
ついて示した図、第２図は、本発明材における強
度、靭性およびオーステナイト粒度におよぼす熱
間圧延時の累積圧下率の影響について示した図、
第３図はａは、本発明材の特徴を示したオーステ
ナイト粒組織写真（×200）、第３図ｂは、通常の
再加熱焼入れ材のオーステナイト粒組織写真（×
200）である。
後、熱間圧延し、直ちに水焼入れした時の板厚方
向の焼入れ硬さに及ぼすスラブ加熱温度の影響に
ついて示した図、第２図は、本発明材における強
度、靭性およびオーステナイト粒度におよぼす熱
間圧延時の累積圧下率の影響について示した図、
第３図はａは、本発明材の特徴を示したオーステ
ナイト粒組織写真（×200）、第３図ｂは、通常の
再加熱焼入れ材のオーステナイト粒組織写真（×
200）である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ 0.07〜0.20％ Si 0.5％以下 Mn 0.6〜2.0％ Cr 0.2〜1.0％ Mo 0.1〜1.0％ Ｐ ≦0.02％ Ｓ ≦0.02％ SolAl 0.01〜0.10％ Ｂ 0.0005〜0.0020％ Ｎ ≦0.0060％ Ｖ 0.01〜0.1％ Ca 0.001〜0.008％ を含み、さらに Ni 0.3〜3.0％ Cu 0.1〜0.5％ の１種又は２種を含有し、残部がFeからなる鋼
で、かつ板厚表層下が伸長のオーステナイト粒で
かつ焼戻しマルテンサイト組織で、板厚中心部が
粒状のオーステナイト粒でかつ焼戻しマルテンサ
イト＋下部ベイナイト組織からなることを特徴と
する高靭性高張力鋼。 ２ Ｃ 0.07〜0.20％ Si 0.5％以下 Mn 0.6〜2.0％ Cr 0.2〜1.0％ Mo 0.1〜1.0％ Ｐ ≦0.02％ Ｓ ≦0.02％ SolAl 0.01〜0.10％ Ｂ 0.0005〜0.0020％ Ｎ ≦0.0060％ Ｖ 0.01〜0.1％ Ca 0.001〜0.008％ Nb 0.01〜0.1％ を含み、さらに Ni 0.3〜3.0％ Cu 0.1〜0.5％ の１種又は２種を含有し、残部がFeからなる鋼
で、かつ板厚表層下が伸長のオーステナイト粒で
かつ焼戻しマルテンサイト組織で、板厚中心部が
粒状のオーステナイト粒でかつ焼戻しマルテンサ
イト＋下部ベイナイト組織からなることを特徴と
する高靭性高張力鋼。 ３ Ｃ 0.07〜0.20％ Si 0.5％以下 Mn 0.6〜2.0％ Cr 0.2〜1.0％ Mo 0.1〜1.0％ Ｐ ≦0.02％ Ｓ ≦0.02％ SolAl 0.01〜0.10％ Ｂ 0.0005〜0.0020％ Ｎ ≦0.0060％ Ｖ 0.01〜0.1％ Ca 0.001〜0.008％ を含み、さらに Ni 0.3〜3.0％ Cu 0.1〜0.5 の１種又は２種を含有し、残部がFeからなる鋼
のスラブを溶体化処理した後、900〜1150℃に加
熱し、熱間圧延において、仕上かみ込み温度800
〜930℃で仕上り厚に対し40％以上の累積圧下を
行ない、仕上温度750℃以上とし、この圧延完了
後直ちに急冷して板厚表層下が伸長のオーステナ
イト粒でかつマルテンサイト組織で、板厚中心部
が粒状のオーステナイト粒でかつマルテンサイト
＋下部ベイナイト組織とし、続いてAc1点以下の
温度で焼戻しすることを特徴とする高靭性高張力
鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17603984A JPS6156268A (ja) | 1984-08-24 | 1984-08-24 | 高靭性高張力鋼およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17603984A JPS6156268A (ja) | 1984-08-24 | 1984-08-24 | 高靭性高張力鋼およびその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6156268A JPS6156268A (ja) | 1986-03-20 |
| JPS6358906B2 true JPS6358906B2 (ja) | 1988-11-17 |
Family
ID=16006648
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17603984A Granted JPS6156268A (ja) | 1984-08-24 | 1984-08-24 | 高靭性高張力鋼およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6156268A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DD268258A1 (de) * | 1988-01-08 | 1989-05-24 | Florin Stahl Walzwerk | Hoeherfester stahl, insbesondere betonstahl bzw. ziehereivormaterial, mit verbesserten werkstoffeigenschaften und besserer verarbeitbarkeit |
| JPH0774380B2 (ja) * | 1990-01-25 | 1995-08-09 | 新日本製鐵株式会社 | 強靭鋼の製造法 |
| CN105316015B (zh) * | 2014-05-31 | 2017-12-01 | 肖自江 | 粉煤油页岩粉上热下行低温热解炉 |
| JP7381838B2 (ja) * | 2019-06-17 | 2023-11-16 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| CN113462972A (zh) * | 2021-06-21 | 2021-10-01 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种海洋工程用调质处理高强度耐低温h型钢及其制备方法 |
Citations (5)
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|---|---|---|---|---|
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| JPS5140325A (en) * | 1974-10-03 | 1976-04-05 | Kawasaki Steel Co | Hitsuparitsuyosa 70kg*mm2 ijono kojinseichoshitsugatakokyoryokukono seizoho |
| JPS5219111A (en) * | 1975-08-05 | 1977-02-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Heat treated high tensile steel plate cont. b |
| JPS5526163A (en) * | 1978-08-15 | 1980-02-25 | Harada Kogyo Kk | Method of heaping tiles on pallet |
| JPS5792125A (en) * | 1980-11-28 | 1982-06-08 | Nippon Steel Corp | Production of b-v-containing steel of low stress relief annealing crack sensitivity |
-
1984
- 1984-08-24 JP JP17603984A patent/JPS6156268A/ja active Granted
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50159409A (ja) * | 1974-06-14 | 1975-12-24 | ||
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| JPS5526163A (en) * | 1978-08-15 | 1980-02-25 | Harada Kogyo Kk | Method of heaping tiles on pallet |
| JPS5792125A (en) * | 1980-11-28 | 1982-06-08 | Nippon Steel Corp | Production of b-v-containing steel of low stress relief annealing crack sensitivity |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6156268A (ja) | 1986-03-20 |
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