WO2006004228A1 - 高張力鋼板の製造方法 - Google Patents

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Akihide Nagao
Kenji Oi
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Jfe Steel Corporation
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Definitions

  • This invention is excellent in quenching and tempering material strength and toughness balance (high strength and high toughness, ie, the horizontal axis is strength and the vertical axis is fracture surface transition temperature. It is related to the manufacturing method of high-tensile steel sheet.
  • the present invention relates to a method of manufacturing a high-strength steel sheet that is subjected to stress relief annealing after welding (hereinafter referred to as PWH T (post welded heat treatment)).
  • PWH T post welded heat treatment
  • the conventional material also relates to a method for producing a high-strength steel sheet with an excellent balance of strength and toughness before and after PWHT. Background art
  • quenched and tempered steel sheets are manufactured by directly quenching after rolling and then tempering as described in, for example, Japanese Patent Publication No. 5-5-4 9 1 3 1. I came.
  • high-strength steel sheets used for tanks, penstocks, etc. are subjected to PWHT after the welding process performed at the time of manufacturing the structure, thereby reducing residual stress. It is often possible to prevent the deformation of structures and the occurrence of brittle fractures.
  • a method of manufacturing a steel sheet with excellent strength and toughness after PWHT is disclosed by applying technology or using heat treatment before PWHT.
  • the maximum temperature at the center of the plate thickness is tempered to 520 ° C or higher. 3.
  • Cu 2% or less
  • Ni 4 ⁇ 1 ⁇ 2 or less
  • Cr 2% or less
  • Mo 1% or less It contains more than seeds.
  • Nb 0.05% or less
  • V 0.5% or less
  • T i 0.03% or less It contains seeds or two or more.
  • the steel plate manufactured by the manufacturing method according to any one of 5 from 1 above is a high-tensile steel plate for stress relief annealing.
  • Figure 1 An example of the rolling equipment and heat treatment equipment of the present invention. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • the present invention makes it possible to finely disperse and precipitate cementite by regulating the rate of temperature rise at the center of the plate thickness particularly during the tempering treatment of quenching and tempering materials.
  • the strength and toughness balance before PWHT and after PWHT is extremely superior by suppressing the cementite aggregation and coarsening due to PWHT, which is the main cause of deterioration of strength and ⁇ before and after PWHT.
  • the present invention provides a method that enables the production of a high-strength steel sheet.
  • the C content should be between 0.02 and 0.1. Limited to within 8%. Further, it is preferably in the range of 0.03 to 0.17%.
  • Si is contained as a deoxidizer and a strength-enhancing element in the steelmaking stage, but its effect is insufficient when it is less than 0.05%.
  • the tempering temperature is set to 520 ° C or higher, sufficient finely dispersed precipitation state of cementite cannot be obtained.
  • the toughness of the base metal after T and the heat affected zone of the weld deteriorate. Therefore, the 31 content is limited to the range of 0.05 to 0.5%. Further, it is preferably in the range of 0.1 to 0.45%.
  • Mn is contained to ensure strength, but if it is less than 0.5%, the effect is insufficient. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the toughness of the weld heat-affected zone will deteriorate and the weldability will deteriorate significantly. Therefore, the Mn content is limited to the range of 0.5 to 2.0%. Furthermore, it is preferably in the range of 0.9 to 1.7%.
  • a 1 is added as a deoxidizer, it is effective in reducing the crystal grain size, but if it is less than 0.005%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, surface flaws of the steel sheet tend to occur. Therefore, 1 content is limited in the range of 0.005 to 0.1%. Furthermore, it is preferably in the range of 0.01 to 0.04%.
  • N is added in order to refine the structure by forming a nitride with Ti and the like, and to improve the toughness of the weld heat affected zone as well as the base material, but if less than 0.005%, the structure is added.
  • the effect of miniaturization is not sufficiently brought about.
  • addition exceeding 0.008% impairs the toughness of the base metal and the weld heat-affected zone because the amount of dissolved N increases. Therefore, the N content is limited to a range of 0.0005 to 0.008%. Furthermore, it is preferably in the range of 0.001 to 0.006%.
  • P and S are both impurity elements, and if it exceeds 0.03%, it becomes impossible to obtain a sound base metal and welded joint. Therefore, the P and S contents are limited to 0.03% or less. Further preferably, P and S are in a range of 0.02% or less and 0.006% or less, respectively.
  • Cu has the effect of improving the strength by solid solution strengthening and precipitation strengthening. In order to obtain the effect, 0.05% or more is preferable. However, if the Cu content exceeds 2%, hot cracking is likely to occur during slab heating or welding. Therefore, when Cu is added, its content is limited to 2% or less. Furthermore, it is preferably in the range of 0.1 to 1.8%.
  • Ni has the effect of improving toughness and hardenability. In order to obtain the effect, 0.1% or more is preferable. However, if the Ni content exceeds 4%, the economy is inferior. Therefore, when adding Ni, its content is limited to 4% or less. Further, it is preferably in the range of 0.2 to 3.5%.
  • Cr has an effect of improving strength and toughness, and is excellent in high temperature strength characteristics. In order to obtain the effect, 0.1% or more is preferable. However, if the Cr content exceeds 2%, weldability deteriorates. Therefore, when Cr is added, its content is limited to 2% or less. Furthermore, it is preferably in the range of 0.2 to 1.8%.
  • Mo has the effect of improving the hardenability and strength, and is excellent in high-temperature strength characteristics. In order to obtain the effect, 0.05% or more is preferable. However, if the Mo content exceeds 1%, the economy is inferior. Therefore, when adding Mo, the content is limited to 1% or less. Further, it is preferably in the range of 0.1 to 0.9%. (Nb: 0.05% or less)
  • Nb is added as a micro-aeration element to improve the strength. In order to obtain the effect, 0.005% or more is preferable. However, if it exceeds 0.05%, the toughness of the heat affected zone is deteriorated. Therefore, when Nb is added, its content is limited to 0.05% or less. Furthermore, it is preferably in the range of 0.01 to 0.04%.
  • V is added as a micro opening element to improve the strength. In order to obtain the effect, 0.01% or more is preferable. However, if it exceeds 0.5%, the toughness of the heat affected zone is deteriorated. Therefore, when V is added, its content is limited to 0.5% or less. Further, it is preferably in the range of 0.02 to 0.4%.
  • Ti generates TiN during rolling heating or welding, suppresses the growth of austenite grains, and improves the toughness of the heat affected zone as well as the base metal. In order to obtain the effect, 0.001% or more is preferable. However, if its content exceeds 0.03%, the toughness of the heat affected zone is deteriorated. Therefore, when Ti is added, its content is limited to 0.03% or less. Furthermore, it is preferably in the range of 0.002 to 0.025%.
  • B has the effect of improving hardenability. In order to obtain the effect, 0.0001% or more is preferable. However, if it exceeds 0.003%, the toughness deteriorates. Therefore, when B is added, its content is limited to 0.003% or less. Furthermore, it is preferably in the range of 0.0002 to 0.0025%.
  • Ca is an indispensable element for controlling the morphology of sulfur inclusions. In order to obtain the effect, 0.0005% or more is preferable. However, addition over 0.01% causes a decrease in cleanliness. Therefore, when adding Ca, its content is set to 0. Limited to 01% or less. Further, it is preferably in the range of 0.001 to 0.009%.
  • REM improves the SR cracking resistance by reducing the amount of solid solution S at the grain boundaries by producing sulfide as REM (0, S) in the steel.
  • 0.001% or more is preferable.
  • addition over 0.02% causes a decrease in cleanliness. Therefore, when REM is added, the amount added is limited to 0.02% or less. Furthermore, it is preferably in the range of 0.002 to 0.019%.
  • Mg may be used as hot metal desulfurization material. In order to obtain the effect, 0.0005% or more is preferable. However, addition over 0.01% leads to a decrease in cleanliness. Therefore, when adding Mg, the amount added is limited to 0.01% or less. Furthermore, it is preferably in the range of 0.001 to 0.009%. Next, preferred structures in the present invention will be described below.
  • the base metal structure of the present invention has a bainite volume fraction of 50 vol% or more and the balance is mainly martensite.
  • the martensite volume fraction is 5 Ovol% or more, and the remainder is composed of a structure mainly composed of vanite. It is preferable.
  • the volume fraction of the bainite and martensite structures was determined by taking a specimen for metallographic observation from the obtained steel sheet, corroding the plate thickness section parallel to the rolling direction with a reagent, Observe at 200x, take 5 fields of view each, identify the tissue, further determine the area ratio of bainite and martensite using an image analyzer, and calculate the average of 5 fields of view and the volume ratio of bainite and martensite tissue It was.
  • This invention is also characterized by fine dispersion precipitation of cementite by rapid heating and tempering.
  • the average particle size of cementite exceeds 70 nm, the strength / toughness balance is inferior, so the average particle size of cementite is 7 Onm or less. Is preferred, and Preferably, it is better to be 65 nm or less.
  • the number of cementites having a particle diameter exceeding 3500 ⁇ m is preferably 3 or less, more preferably 2 or less, in a 50000 nm square field of view.
  • the cementite is observed with a transmission electron microscope using, for example, a thin film or a sample of an extracted replica.
  • the particle diameter is evaluated by the equivalent circle diameter by image analysis, and the average particle diameter is measured by measuring all the particle diameters of cementite observed in a 5 0 00 nm square field of view more than 5 fields. The 0 simple average value.
  • the present invention is effective for steel materials produced under any forging conditions, it is not necessary to limit the forging conditions.
  • the steel sheet After hot rolling is completed, it is necessary to perform forced cooling from the temperature above the Ar 3 transformation point to below 400 ° C to ensure the base metal strength and base metal toughness: C.
  • the reason why the steel sheet is cooled to 40 ° C or less is to complete the transformation from austenite to martensite or bainite and strengthen the base metal.
  • the cooling rate is preferably l ° C / s or more.
  • Tempering was performed using a heating device installed directly on the same production line as the rolling mill and direct quenching device or accelerated cooling device. This is because the direct connection makes it possible to shorten the time required from the rolling / quenching process to the tempering process, thereby improving productivity.
  • Figure 1 shows an example of the equipment line of the present invention.
  • the average heating rate at the center of the plate thickness from the tempering start temperature to 4600 ° C is less than 1 ° C no s.
  • the speed By lowering the speed, sufficient time is given to dissolve the cementite generated by automatic tempering during quenching, and the average of the center of the plate thickness up to a predetermined tempering temperature not less than 46 ° C and not more than the Ac transformation point.
  • the heating rate By increasing the heating rate to 1 ° C / s or higher, preferably 2 ° C / s or higher, the nucleation and growth of cementite from the prior austenite grain boundaries and lath boundaries should be suppressed.
  • the average rate of temperature increase at the center of the plate thickness from the tempering start temperature to 4600 ° C is 1.
  • the average temperature rise rate at the center of the plate thickness up to a specified tempering temperature of at least 60 ° C and below the A ci transformation point is 1 ° C / s or more, and the maximum thickness at the center of the plate is reached.
  • the temperature was tempered to 5220 ° C or higher.
  • the temperature of the steel plate in the present invention is the temperature at the center of the plate thickness, and is managed by calculation from the temperature actually measured by a radiation thermometer or the like on the surface of the steel plate.
  • the present invention is effective for any steel melted by the converter method, electric furnace method, etc., and any slab produced by the continuous forging and ingot casting method, etc. There is no need to specify a manufacturing method.
  • the heating method during tempering may be a method that achieves the required rate of temperature increase, such as induction heating, current heating, infrared radiation overheating, and atmosphere heating.
  • the average rate of temperature increase during tempering was specified at the center of the plate thickness, but the temperature history in the vicinity of the center of the plate thickness is almost the same, so it is not limited to the center of the plate thickness.
  • the temperature increase process during tempering is effective as long as a predetermined average temperature increase rate is obtained. Therefore, even if a linear temperature history is taken, a temperature history that stays at an intermediate temperature is obtained. You can take it. Therefore, the average rate of temperature rise can be obtained by dividing the temperature difference between the temperature rise start temperature and the temperature rise end temperature by the time required for the temperature rise.
  • the holding at the tempering temperature is not particularly necessary. If it is held, it is desirable to keep it to 60 sec or less in order to prevent the deterioration of toughness due to the increase in production cost, the decrease in productivity and the coarsening of precipitates.
  • the center of the plate thickness from tempering temperature to 200 ° C. It is desirable to set the average cooling rate of 0.05 ° CZ s or more.
  • the temperature for changing the heating rate is preferably 460 ° C, but due to the accuracy of the equipment and operational problems, this change temperature is in the range of 420 ° C to 500 ° C, which is 460 ° C + to 40 ° C. Even if it exists, the average temperature increase rate of cooling start temperature-460 degreeC and 460 degreeC-tempering temperature should just satisfy the predetermined range of this invention.
  • PWHT was applied to the above quenched and tempered material under the conditions of (58.degree. To 6.90.degree. C.) X (l.sub.h to 24.sub.4hr). Heating / cooling conditions, etc., conformed to JIS-Z-3700.
  • Table 1 shows the values of A Cl transformation point, A c 3 transformation point, and A r 3 transformation point, and the calculation formulas are shown outside the table.
  • Table 2 shows the steel sheet manufacturing conditions described above, and Table 3 shows the tensile strength and brittle / ductile fracture surface transition temperature (vTrs) at the center of the thickness of the steel sheet manufactured under these manufacturing conditions.
  • Tensile strength is The toughness was measured by a full thickness tensile test piece, and evaluated by the fracture surface transition temperature vTrs obtained by the Charpy impact test using a test piece taken from the center of the plate thickness.
  • Material properties targets Steel A to F and M, N PWHT before PWHT Tensile strength after PWHT: 57 OMP a or more, vTrs: -50 ° C or less, Steel G to L and 0 to U P Tensile strength before WHT and after PWHT: 780MPa or more, vTrs: —40 ° C or less, and difference in tensile strength before and after PWHT of steel A to U: 40MPa or less vTrs difference: Within 20 ° C It was.
  • the steel plate N o Compared with the steel plates N ⁇ . 9 and 10, which are examples of the present invention, the steel plate N o. Compared with steel plate No. 9 where the average temperature rise rate at the center of the thickness from tempering to 460 ° C exceeds 1 ° C, the toughness value before PWHT is improved after PWHT. is doing. Similarly, when steel plates No. 11 and 12 as examples of the present invention are compared, steel plate No. 12 has improved toughness values before and after PWHT compared to steel plate No. 11. When tempering is performed at an average temperature rise rate of less than 1 ° C at the center of the plate thickness from the start of tempering to 460 ° C, a finer dispersion of cementite is obtained.
  • steel plates Nos. 21 to 35 which are comparative examples, have a tensile strength after PWHT before PWHT, vTrs before PWHT, and vTrs after PWHT, and a difference in tensile strength before and after PWHT, At least two of the vTrs differences before and after PWHT are outside the target range.
  • these comparative examples will be described individually.
  • Steel plates No. 21, 22, and 23 whose chemical composition is out of the scope of the present invention are: Tensile strength after PWHT before PWH T, vTrs before PWHT, tensile after PWHT, and before PWHT and after PWHT It was not possible to achieve any of the two target values of the intensity difference and vTrs difference before and after PWHT.
  • the slab heating temperature is out of the scope of the present invention (Ac: 800 ° C less than 3 transformation point)
  • Steel plate No. 24 is tensile strength before and after PWHT, before PWHT and before vTrs after PWHT, before PWHT And vTrs difference after PWHT has not reached the target value.
  • the direct quenching start temperature is out of the scope of the present invention (below the Ar 3 transformation point).
  • the direct quenching stop temperature is out of the scope of the present invention (450 ° C over 400 ° C).
  • Steel plate No. 26 has the tensile strength after PWHT, the tensile strength after PWHT, vTrs before and after PWHT, and before PWHT. None of the vTrs differences after PWHT has reached the target value.
  • Steel plates No. 27, 28, 29, and 30 where the average heating rate from the start of tempering to 460 ° C and the average heating rate from 460 ° C to the tempering temperature are all outside the scope of the present invention are:
  • the tensile strength after PWHT, vTrs before and after PWHT, the difference in tensile strength before and after PWHT, and the difference between vTrs before and after PWHT have not reached the target values.
  • the method for producing a high-strength steel sheet according to the present invention can be applied to the production of a high-strength steel sheet without PWHT, as well as the production of a high-strength steel sheet with PWHT. (3 ⁇ 4 ())% masss1l.
  • Direct firing Direct firing Start of tempering ⁇ Bake; Bake after holding the dish

Abstract

焼入れ・焼戻し材の焼戻し処理時における板厚中心部の昇温速度を規定することによって、従来材よりもＰＷＨＴ前およびＰＷＨＴ後の引張強度と靭性バランスに優れた５７０MPa(Ｎ／ｍｍ2)以上の引張強度を有する高張力鋼板の製造方法を提供する。具体的には、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１８％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ａｌ：０．００５～０．１％、Ｎ：０．０００５～０．００８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を鋳造後、Ａｒ3変態点以下に冷却することなく、あるいはＡｃ3変態点以上に再加熱し、所定の板厚に熱間圧延した後、引続きＡｒ3変態点以上から直接焼入れ、あるいは加速冷却によって４００℃以下の温度まで冷却した後、圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて、４６０℃からＡｃ1変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を１℃／ｓ以上として、板厚中心部の最高到達温度を５２０℃以上に焼戻す。

Description

明細書
高張力鋼板の製造方法
技術分野
この発明は、 焼入れ ·焼戻し材の強度 ·靭性パランスに優れる（高強度 ·高 靭性、 すなわち、 横軸を強度、 縦軸を破面遷移温度とした場合、 時計の針で 3 時から 6時の方向にシフトすることを強度 ·靭性パランスに優れると定義）高 張力鋼板の製造方法に関するものである。 特に、 本発明は、 溶接後に応力除去 焼鈍処理 （以下、 PWH T (post welded heat treatment)という） がなされる 高張力鋼板の製造方法に関し、 焼入れ ·焼戻し材の焼戻し処理時における板厚 中心部の昇温速度を規定することによって、 従来材ょりも PWHT前と PWH T後の強度 ·靭性バランスに優れる高張力鋼板の製造方法に関するものである。 背景技術
近年、 海洋構造物等の鋼構造の大型化やラインパイプの敷設コストの削減等の 要求に対応するため、 より強靭な鋼の開発が求められている。 引張強度が約 5 7 O MPa iNZmm2)以上の鋼は、 焼入れによりマルテンサイトもしくはべィナイト 変態を生じさせ、 そのままでは靭性が劣っているため、 その後の焼戻しによって 過飽和固溶炭素の炭化物としての析出等を生じさせることによって、 主として靭 性の改善を図って実用に供される例が多い。
従来、 このような焼入れ ·焼戻し鋼板は、 例えば、 特公昭 5 5—4 9 1 3 1号 公報等に記載されているように、 圧延後そのまま直接焼入れを行い、 その後、 焼 戻すことによって製造されてきた。
し力 し、 この技術における焼戻し処理の工程は、 加熱および保持に多大な時間 を要するために、 焼入れの製造ラインとは別のラインで行わざるを得ず、 このた め、 別ラインまでの鋼板の搬送等に冶金的には必ずしも必要でない時間を消費し てしまうこと力 ら、 生産性 ·製造費用の観点で改善の余地があった。
このような問題点を解決するために、 特許第 3 0 1 5 9 2 3号公報、 特許第 3 0 1 5 9 2 4号公報等に記載されているように、 焼戻し処理を急速短時間とする ことによって、 焼戻し処理を焼入れ処理と同一の製造ライン上で行うことを可能 とし、 焼入れ'焼戻し鋼板の生産性を著しく高め、 生産性'製造費用を改善する と共に、 更に、 材質の観点からも従来の焼入れ ·焼戻し鋼板よりも強靭な高強度 鋼の製造を可能とする発明がなされた。
し力 し、 上記特許第 3015923号公報や特許第 3015924号公報等に 記載されている急速短時間焼戻し材も、 寒冷地で使用される場合のような非常に 厳しい靭性要求には対応できないという問題があり、 より強靭な高強度鋼の製造 方法が求められていた。
さらに、 タンク ·ペンストック等に用いられる高張力鋼板は、 構造物作製時に 施される溶接処理後に PWHTを実施することによって、 残留応力の緩和 '溶接 硬化部の軟化 ·水素逸散等を行い、 構造物の変形や脆性破壌の発生の防止が図ら れる場合が多い。
近年、 タンク ·ペンストツク等の鋼構造物の大型化が指向され、 鋼材の高強度 化-厚肉化のニーズが高揚している。 し力 し、 鋼材を高強度化 ·厚肉化すると、 PWHT条件もより高温かつ長時間の厳しい条件となる傾向があり、 しばしば処 理後の強度低下ゃ靭性劣化を引き起こした。
このため、 例えば、 特開昭 59-232234号公報、 特開昭 62— 9331 2号公報、 特公平 9— 256037号公報、 特公平 9一 256038号公報等に、 合金元素の最適化、 加工熱処理技術の適用、 または PWHT前の熱処理の活用等 によって、 PWHT後の強度おょぴ靭性の優れた鋼板の製造方法が開示されてい る。
し力 し、 特開昭 59-232234号公報、 特開昭 62-93312号公報、 特公平 9一 256037号公報おょぴ特公平 9— 256038号公報等に開示さ れている方法によっても、 寒冷地で使用される場合等に求められる PWHT後の 厳しい強度 ·靭性特性には対応できないという問題があり、 PWHT後の強度 · 靭性パランスがより優れた高張力鋼板の製造方法が求められていた。 発明の開示 この発明は、 従来技術における上記問題点を克服すべく、 特に焼入れ'焼戻し 材の焼戻し処理時における板厚中心部の昇温速度を規定すること よつて、 セメ ンタイトを微細分散析出させ、 PWHT前および PWHT後の強度 '靭性の劣化 の主な要因となる熱処理時のセメンタイトの凝集'粗大化を抑制して、 PWHT 前おょぴ PWHT後の強度 ·靭性パランスが従来材ょりも極めて優れた高張力鋼 板の製造を可能とする方法を提供するものであり、 その要旨とするところは次の 通りである。
1. 質量0んで、 C： 0. 02〜 0. 18 %、 S i ： 0 · 05〜 0. 5 %、 M n： 0. 5〜2. 0%、 A 1 : 0. 005〜0. 1%、 N : 0. 0005〜0. 008%、 P： 0. 03%以下、 S： 0. 03%以下、 残部： F eおよび不可避 的不純物からなる鋼を铸造後、 A r 3変態点以下に冷却することなく、 あるいは A c3変態点以上に再加熱し、 所定の板厚に熱間圧延した後、 引続き Ar3変態点 以上から直接焼入れ、 あるいは加速冷却によって 400°C以下の温度まで冷却し た後、 圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン上 に直結して設置された加熱装置を用いて、 460 °Cから Ac t変態点以下の所定 の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1。C/ s以上として、 板厚中心 部の最高到達温度を 520°C以上に焼戻すものである。
2. 質量0 /0で、 C： 0. 02〜0. 18%、 S i ： 0. 05〜0. 5%、 M n： 0. 5〜2. 0%、 A 1 : 0. 005〜0. 1%、 N : 0. 0005〜0. 008%、 P： 0. 03%以下、 S： 0. 03%以下、 残部： F eおよび不可避 的不純物からなる鋼を錄造後、 A r3変態点以下に冷却することなく、 あるいは A c3変態点以上に再加熱し、 所定の板厚に熱間圧延した後、 引続き Ar3変態点 以上から直接焼入れ、 あるいは加速冷却によって 400°C以下の温度まで冷却し この後、 圧延機おょぴ直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ライン 上に直結して設置された加熱装置を用いて、 焼戻し開始温度から 460°Cまでの 板厚中心部の平均昇温速度を 1 °C/ s未満で、 かつ 460 °C以上 A c i変態点以 下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1。じ/ s以上として、 板厚中心部の最高到達温度を 520°C以上に焼戻すものである。 3. 上記の 1または 2記載の発明において、 質量％で、 さらに、 Cu ： 2%以 下、 N i ： 4<½以下、 C r ： 2%以下、 Mo ： 1 %以下の 1種または 2種以上を 含有するものである。
4. 上記の 1から 3の何れか 1つに記載の発明において、 質量％で、 さらに、 Nb ： 0. 05%以下、 V： 0. 5%以下、 T i ： 0. 03%以下の 1種または 2種以上を含有するものである。
5. 上記の 1から 4の何れか 1つに記載の発明において、 質量％で、 さらに、 B： 0. 003 %以下、 C a ： 0. 01 %以下、 R EM： 0. 02 %以下、 M g ： 0. 01 %以下の 1種または 2種以上を含有するものである。
6. 上記の 1力 ら 5の何れか 1つに記載の製造方法により製造された鋼板が、 応力除去焼鈍用の高張力鋼板である。 図面の簡単な説明
図 1 ：本発明の圧延設備および熱処理設備の一例である。 発明を実施するための最良の形態
この発明は、 従来技術における前述の問題点を克服すべく、 特に焼入れ ·焼戻 し材の焼戻し処理時における板厚中心部の昇温速度を規定することによって、 セ メンタイトを微細分散析出させ、 PWHT前および PWHT後の強度および^ 性の劣化の主な要因となる PWHTによるセメンタイトの凝集 ·粗大化を抑制し て、 PWHT前および PWHT後の強度 ·靭性パランスが従来材ょりも極めて優 れた高張力鋼板の製造を可能とする方法を提供するものである。
先ず、 この発明における成分の限定理由について述べる。 なお、 化学成分組成 割合を示す％は、 何れも質量％である。
(C： 0. 02〜0. 18%)
Cは、 強度を確保するために含有するが、 0. 02%未満ではその効果が不十 分である。 一方、 0. 18%を超えると母材および溶接熱影響部の靭性が劣化す るとともに、 溶接性が著しく劣化する。 従って、 C含有量を 0. 02〜0. 1 8%の範囲内に限定する。 さらに、 好適には、 0. 03〜0. 17%の範囲であ る。
(S i ： 0. 05〜 0. 5%)
S iは、 製鋼段階の脱酸材および強度向上元素として含有するが、 0. 05% 未満ではその効果が不十分である。 一方、 0. 5%を超えると、 セメンタイトの 生成を抑制する効果により、 焼戻し温度を 520°C以上としてもセメンタイトの 十分な微細分散析出状態が得られず、 P WH T前おょぴ P WH T後の母材およぴ 溶接熱影響部の靭性が劣化する。 従って、 3 1含有量を0. 05〜0. 5%の範 囲内に限定する。 さらに、 好適には、 0. 1〜0. 45%の範囲である。
(Mn : 0. 5〜2. 0%)
Mnは、 強度を確保するために含有するが、 0. 5%未満ではその効果が不十 分である。 一方、 2. 0%を超えると溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、 溶接性が著しく劣化する。 従って、 Mn含有量を 0. 5〜2. 0%の範囲内に限 定する。 さらに、 好適には、 0. 9〜1. 7%の範囲である。
( A 1 ： 0. 005〜 0. 1 %)
A 1は、 脱酸材として添加されると同時に、 結晶粒径の微細化にも効果がある が、 0. 005%未満の場合にはその効果が十分でない。 一方、 0. 1%を超え て含有すると、 鋼板の表面疵が発生し易くなる。 従って、 1含有量を0. 00 5〜0. 1%の範囲内に限定する。 さらに、 好適には、 0. 01〜0. 04%の 範囲である。
(N： 0. 0005〜0. 008%)
Nは、 T i等と窒化物を形成することによって組織を微細化し、 母材ならぴに 溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有するために添加するが、 0. 000 5 %未満では組織の微細化効果が十分にもたらされない。 一方、 0. 008 %を 超える添加は固溶 N量が増加するために母材および溶接熱影響部の靭性を損なう。 従って、 N含有量を 0. 0005〜0. 008%の範囲内に限定する。 さらに、 好適には、 0. 001〜0. 006%の範囲である。
(P ： 0. 03%以下、 S ： 0. 03%以下） P、 Sは、 何れも不純物元素であり、 0. 03 %を超えると健全な母材およぴ 溶接継手を得ることができなくなる。 従って、 P、 S含有量を 0. 03%以下に 限定する。 さらに、 好適には、 P、 Sは、 それぞれ 0. 02%以下、 0. 00 6%以下の範囲である。
この発明では、 所望の特性に応じてさらに以下の成分を含有することができる。 (Cu： 2%以下）
Cuは、 固溶強化おょぴ析出強化により強度を向上する作用を有している。 そ の効果を得るためには、 0. 05%以上が好ましい。 しかしながら、 Cu含有量 が 2%を超えると、 鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。 従つ て、 Cuを添加する場合には、 その含有量を 2%以下に限定する。 さらに、 好適 には、 0. 1〜1. 8%の範囲である。
(N i ： 4 %以下）
N iは、 靭性および焼入れ性を向上する作用を有している。 その効果を得るた めには、 0. 1%以上が好ましい。 しかしながら、 N i含有量が 4%を超えると、 経済性が劣る。 従って、 N iを添加する場合には、 その含有量を 4%以下に限定 する。 さらに、 好適には、 0. 2〜3. 5%の範囲である。
(C r ： 2%以下）
C rは、 強度およぴ靭性を向上する作用を有しており、 また、 高温強度特性に 優れる。 その効果を得るためには、 0. 1%以上が好ましい。 しかしながら、 C r含有量が 2%を超えると、 溶接性が劣化する。 従って、 C rを添加する場合に は、 その含有量を 2%以下に限定する。 さらに、 好適には、 0. 2〜1. 8%の 範囲である。
(Mo ： 1%以下）
Moは、 焼入れ性おょぴ強度を向上する作用を有しており、 また高温強度特性 に優れる。 その効果を得るためには、 0. 05%以上が好ましい。 しかしながら、 Mo含有量が 1%を超えると、 経済性が劣る。 従って、 Moを添加する場合には、 その含有量を 1%以下に限定する。 さらに、 好適には、 0. 1〜0. 9%の範囲 である。 (Nb ： 0. 05%以下）
Nbは、 マイクロア口イング元素として強度を向上させるために添加する。 そ の効果を得るためには、 0. 005%以上が好ましい。 し力 しながら、 0. 0 5%を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。 従って、 Nbを添加する場合 には、 その含有量を 0. 05%以下に限定する。 さらに、 好適には、 0. 01〜 0. 04%の範囲である。
(V： 0. 5 %以下）
Vは、 マイクロア口イング元素として強度を向上させるために添加する。 その 効果を得るためには、 0. 01%以上が好ましい。 しかしながら、 0. 5%を超 えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。 従って、 Vを添加する場合には、 その 含有量を 0. 5%以下に限定する。 さらに、 好適には、 0. 02〜0. 4%の範 囲である。
(T i ： 0. 03%以下）
T iは、 圧延加熱時あるいは溶接時に T i Nを生成し、 オーステナイト粒の成 長を抑制し、 母材ならぴに溶接熱影響部の靭性を向上させる。 その効果を得るた めには、 0. 001%以上が好ましい。 しかしながら、 その含有量が 0. 03% を超えると溶接熱影響部の靭性を劣化させる。 従って、 T iを添加する場合には、 その含有量を 0. 03%以下に限定する。 さらに、 好適には、 0. 002〜0. 025%の範囲である。
(B： 0. 003%以下）
Bは、 焼入れ性を向上する作用を有している。 その効果を得るためには、 0. 0001 %以上が好ましい。 しかしながら、 0. 003%を超えると、 靭性 を劣化させる。 従って、 Bを添加する場合には、 その含有量を 0. 003%以下 に限定する。 さらに、 好適には、 0. 0002〜0. 0025%の範囲である。
(C a ： 0. 01 %以下）
Caは、 硫ィヒ物系介在物の形態制御に不可欠な元素である。 その効果を得るた めには、 0. 0005%以上が好ましい。 しかしながら、 0. 01%を超える添 加は、 清浄度の低下を招く。 従って、 C aを添加する場合には、 その含有量を 0. 01%以下に限定する。 さらに、 好適には、 0. 001〜0. 009%の範囲で ある。
(REM： 0. 02%以下）
REMは、 鋼中で REM (0、 S) として硫化物を生成することによって結晶 粒界の固溶 S量を低減して耐 SR割れ特性を改善する。 その効果を得るためには、 0. 001%以上が好ましい。 しかしながら、 0. 02%を超える添加は、 清浄 度の低下を招く。 従って、 REMを添加する場合には、 その添加量を 0. 02% 以下に限定する。 さらに、 好適には、 0. 002〜0. 019%の範囲である。
(Mg : 0. 01%以下）
Mgは、 溶銑脱硫材として使用する場合がある。 その効果を得るためには、 0. 0005%以上が好ましい。 しかしながら、 0. 01%を超える添加は、 清浄度 の低下を招く。 従って、 Mgを添加する場合には、 その添加量を 0. 01%以下 に限定する。 さらに、 好適には、 0. 001〜0. 009%の範囲である。 次に、 この発明における好適な組織について、 以下に述べる。
本発明の母材の組織は、 引張強度が 570MPa(N/mm2)以上、 780MPa(NZ ram2)未満の場合には、 ベイナイトの体積率が 50 vol%以上で、 残部がマルテ ンサイトを主体とする組織から構成され、 また、 引張強度が 780MPa(N/mm 2)以上の場合には、 マルテンサイトの体積率が 5 Ovol%以上、 残部がべィナイ トを主体とする組織から構成されることが好ましい。 なお、 ベイナイトとマルテ ンサイト組織の体積率は、 得られた鋼板から金属組織観察用試験片を採取し、 圧 延方向に平行な板厚断面を試薬で腐食し光学顕微鏡を用いてミク口組織を 200倍 で観察し、 各 5視野撮像し、 組織を同定し、 さらに画像解析装置を用いてベイナ ィトとマルテンサイトの面積率を求め、 5視野の平均をべイナィトとマルテンサ イト組織の体積率とした。
また、 この発明は、 急速加熱焼戻しによるセメンタイトの微細分散析出に特徴 を有するが、 セメンタイトの平均粒子径が 70 nmを超えると強度 ·靭性パラン スに劣るため、 セメンタイトの平均粒子径は 7 Onm以下が好ましく、 さらに、 好適には、 6 5 n m以下である方が良い。 さらに、 好適には、 粒子径が 3 5 0 η mを超えるセメンタイトは 5 0 0 0 n m四方の視野中にて 3個以下が好ましく、 さらに、 好適には、 2個以下である方が良い。
なお、 セメンタイトの観察は、 例えば、 薄膜または抽出レプリカのサンプルを 用いて、 透過型電子顕微鏡にて行う。 粒子径は、 画像解析による円相当径にて評 価し、 平均粒子径は、 任意の 5視野以上の 5 0 0 0 n m四方の視野中で観察され るセメンタイトの粒子径を全て測定して、 そ 0単純平均値とする。 次に、 この発明における製造条件の限定理由について述べる。
(鏡造条件）
この発明は、 いかなる铸造条件で製造された鋼材についても有効であるので、 特に鎳造条件を限定する必要はない。
(熱間圧延条件）
铸片を A r 3変態点以下に冷却することなく、 そのまま熱間圧延を開始しても、 一度冷却した鎳片を A c 3変態点以上に再加熱した後に熱間圧延を開始しても良 い。 これは、 この温度域で圧延を開始すれば、 この発明の有効性は失われないた めである。 なお、 この発明においては、 A r 3変態点以上で圧延を終了すれば、 その他の圧延条件に関して特に規定するものではない。 これは、 A r 3変態点以 上の温度の圧延であれば、 再結晶域で圧延を行つても未結晶域で圧延を行つても、 この発明の有効性は発揮されるためである。
(直接焼入れあるいは加速冷却）
熱間圧延終了後、 母材強度および母材靭性を確保するため、 A r 3変態点以上 の温度から 4 0 0 °C以下まで強制冷却を施すことが必要: Cある。 鋼板の温度が 4 0 o °c以下になるまで冷却する理由は、 オーステナイトからマルテンサイトもし くはべイナイトへの変態を完了させ、 母材を強化するためである。 このときの冷 却速度は、 l °C/ s以上とするのが好ましい。
(焼戻し装置の設置方法） 焼戻しは、 圧延機および直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一の製造ラ イン上に直結して設置された加熱装置を用いて行うものとした。 これは、 直結化 によって圧延 ·焼入れ処理から焼戻し処理までに要する時間を短くすることが可 能となり、 生産性の向上がもたらされるためである。 図 1に本発明の設備列の一 例を示す。
(焼戻し条件一 1 )
焼入れ時には自動焼戻し （C量が低い材料は M s (マルテンサイト変態)点が高 温となるため、 冷却中に一部の過飽和な Cがセメンタイトを形成する。 このよう な冷却中に生じる焼戻し現象を自動焼戻しと呼ぶ。 ） によって若干のセメンタイ トが生成する。 この状態にある焼入れ材を 4 6 0 °Cから A c i変態点以下の所定 の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1 / s以上、 好ましくは 2 °C Z s以上と高速にして、 5 2 0 °C以上に焼戻すと、 セメンタイトが旧オーステナ ィト粒界やラス境界のみではなく粒内にも析出することによって、 セメンタイト が微細分散析出し、 PWH T前ぉょぴPWH T後の強度 ·靭性の劣化の主な要因 となるセメンタイトの凝集'粗大化が抑制され、 この結果、 PWHT前おょぴ P WHT後の強度 ·靭性パランスが従来材ょりも向上することが本発明者等による 研究から明らかとされた。 以上より、 4 6 0 °Cから A c i変態点以下の所定の焼 戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1 °CZ s以上として、 板厚中心部の 最高到達温度を 5 2 0 °C以上に焼戻すこととした。
(焼戻し条件一 2 )
更に、 本発明者等は、 上記焼戻し条件一 1によるセメンタイトの微細分散析出 のメカニズムを詳細に調べた結果、 自動焼戻しによって若干のセメンタイトが生 成している焼入れ材を昇温した場合、 鋼板の温度が 4 6 0 °Cまでは自動焼戻しに よって生じたセメンタイトが溶解し、 4 6 0 °Cを超えると旧オーステナイト粒界 やラス境界からセメンタイトの核生成'成長が生じ、 さらに鋼板の温度が 5 2 0 °Cを超えると、 粒内からセメンタイトの核生成 ·成長が生じるようになるとい つた知見を得た。 この知見を基に、 5 2 0 °C以上の焼戻し処理を行う場合には、 焼戻し開始温度から 4 6 0 °Cまでの板厚中心部の平均昇温速度を 1 °Cノ s未満と 低速にすることにより、 焼入れ時に自動焼戻しによって生成したセメンタイトを 充分に溶解させる時間を与え、 更に、 4 6 0 °C以上 A c 変態点以下の所定の焼 戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1 °C/ s以上、 好ましくは 2 °C/ s 以上と高速にすることによって、 旧オーステナイト粒界やラス境界からのセメン タイトの核生成 ·成長をなるベく抑制し、 5 2 0 °C以上で生じる粒内からのセメ ンタイトの核生成 '成長を促進させると、 上記焼戻し条件 _ 1によって焼戻し処 理を施した場合よりも、 更に微細なセメンタイトの分散析出状態が得られ、 PW H T後の強度 ·靭性バランスが、 焼戻し条件一 1の場合と比較して向上する （具 体的には、 焼戻し条件 1よりも焼戻し条件 2の方が、 PWH T前後の靭性がそれ ぞれより良くなる。 ） ことが実験的に検証された。
以上より、 焼戻し開始温度から 4 6 0 °Cまでの板厚中心部の平均昇温速度を 1。じ/ s未満で、 かつ 4 6 0 °C以上 A c i変態点以下の所定の焼戻し温度までの 板厚中心部の平均昇温速度を 1 °C/ s以上として、 板厚中心部の最高到達温度を 5 2 0 °C以上に焼戻すこととした。
なお、 この発明における鋼板の温度は、 板厚中心部の位置での温度であり、 鋼 板表面の放射温度計等による実測温度から計算により管理される。
この発明は、 転炉法 ·電気炉法等で溶製されたいかなる鋼や、 連続铸造 '造塊 法等で製造されたいかなるスラブについても有効であるので、 特に鋼の溶製方法 ゃスラプの製造方法を特定する必要は無い。
焼戻し時の加熱方式は、 誘導加熱、 通電加熱、 赤外線輻射過熱、 雰囲気加熱等、 所要の昇温速度が達成される方式で良い。
焼戻し時における平均昇温速度の規定は、 板厚中心部にて行ったが、 板厚中心 部近傍はほぼ同様の温度履歴となるため、 板厚中心部のみに限定されるものでは ない。
また、 焼戻し時の昇温過程は、 所定の平均昇温速度さえ得られれば、 この発明 は有効であるので、 直線的な温度履歴を取っても、 途中の温度で滞留するような 温度履歴を取っても構わない。 したがって、 平均昇温速度は、 昇温開始温度と昇 温終了温度の温度差を昇温に有した時間で除算することにより求められる。 焼戻し温度における保持は特に必要ではない。 もし、 保持する場合には、 製造 コストの増加や生産性の低下や析出物の粗大化に起因する靭性の劣化を防止すベ く、 6 0 s e c以下とすることが望ましい。
焼戻し後の冷却速度については、 冷却中における析出物の粗大化に起因する靭 性の劣化、 または焼戻し不足による靭性の劣化を防止すべく、 焼戻し温度〜 2 0 0 °Cまでにおける板厚中心部の平均冷却速度を 0. 0 5 °CZ s以上とすることが 望ましい。
なお、 昇温速度を変更する温度は 460°Cが好ましいが、 装置の精度や操業上の 問題等から、 この変更温度が 460°C+~40°Cの 420°C〜500°Cの範囲であっても、 冷 却開始温度〜 460°C、 460°C〜焼戻し温度の平均昇温速度が本発明の所定の範囲を 満足すればよい。
実施例 - 次に、 この発明を実施例によって更に説明する。
表 1に示す鋼 A〜Uを溶製してスラブに铸造し、 加熱炉で加熱後、 圧延を行つ た。 圧延後、 引続き直接焼入れし、 次いで、 直列に設置した 2台のソノレイド型 誘導加熱装置を用いて、 焼戻し開始から 4 6 0 °Cまでは 1台目の誘導加熱装置に より、 4 6 0 °Cから所定の焼戻し温度までは 2台目の誘導加熱装置にて連続的に 焼戻し処理を行った （昇温速度を変更する温度： 460°C) 。 また、 板厚中心部の 平均昇温速度は、 鋼板の通板速度によって管理した。 なお、 焼戻し温度にて保持 する場合には、 鋼板を往復させて加熱することによって、 ± 5 °Cの範囲内で保持 を行った。 また、.加熱後の冷却は空冷とした。
さらに、 上記焼入れ'焼戻し材に （5 8 0〜6 9 0 °C) X ( l h〜2 4 h r ) の条件で PWHTを施した。 加熱 ·冷却条件等は、 J I S -Z- 3 7 0 0に準拠し た。
表 1に A C l変態点、 A c 3変態点、 A r 3変態点の値を併せて示し、 表外 にこれらの算出式を.示す。
以上の鋼板製造条件を表 2に、 これらの製造条件で製造した鋼板の引張強度お よぴ板厚中心部の脆性 ·延性破面遷移温度 （vTrs) を表 3に示す。 引張強度は、 全厚引張試験片により測定し、 靭性は、 板厚中心部より採取した試験片を用いた シャルピー衝撃試験によつて得られる破面遷移温度 vTrsで評価した。
材料特性の目標は、 鋼 A〜Fおよび M、 Nの PWHT前おょぴ PWHT後の引 張強度： 57 OMP a以上、 vTrs：—50°C以下、 鋼 G〜Lおよび 0〜Uの P WHT前および PWHT後の引張強度： 780MP a以上、 vTrs :— 40°C以 下で、 かつ、 鋼 A〜Uの PWHT前と PWHT後の引張強度差： 40MP a以內 vTrs差： 20°C以内とした。
表 3から明らかなように、 この発明法により製造した鋼板 No. 1〜20 (本 発明例） の PWHT前おょぴ PWHT後の引張強度と vTrs、 PWHT前と PW HT後の引張強度差と vTrs差は、 何れも、 目標値を満足している。
なお、 本発明例である ϋ板 N ο. 9と 10とを比較すると、 焼戻し開始〜 46 0 °Cまでの板厚中心部の平均昇温速度が 1 °C未満である鋼板 N o. 10は、 これ と同一成分で、 焼戻し開始〜 460 °Cまでの板厚中心部の平均昇温速度が 1 °Cを 超える鋼板 No. 9と比べて PWHT前おょぴ PWHT後の靭性値が向上してい .る。 同様に、 本発明例である鋼板 No. 11と 12とを比較すると、 鋼板 No. 12は、 鋼板 No. 11と比べて PWHT前および PWHT後の靭性値が向上し ている。 焼戻し開始〜 460°Cまでの板厚中心部の平均昇温速度が 1°C未満で焼 戻し処理を施した場合は、 更に微細なセメンタイトの分散析出状態が得られ、 P WHT後においても引張強度と靭性パランスが更に向上することが確認された。 これに対して、 比較例である鋼板 No. 21〜35は、 PWHT前おょぴ PW HT後の引張強度、 PWHT前おょぴ PWHT後の vTrs、 PWHT前と PWH T後の引張強度差、 PWHT前と PWHT後の vTrs 差の内、 少なくとも二つ が上記目標範囲を外れている。 以下、 これらの比較例を個別に説明する。
化学成分が本発明範囲から外れている鋼板 No. 21， 22， 23は、 PWH T前おょぴ PWHT後の引張強度、 PWHT前おょぴ PWHT後の vTrs、 PW HT前と PWHT後の引張強度差、 PWHT前と PWHT後の vTrs差の内、 何れか二つの目標値を達成することが、 出来なかった。 スラブ加熱温度が本発明範囲から外れている （A c3変態点未満の 800°C) 鋼板 No. 24は、 PWHT前および PWHT後の引張強度、 PWHT前おょぴ PWHT後の vTrs、 PWHT前と PWHT後の vTrs差が何れも目標値に達し ていない。
直接焼入れ開始温度が本発明範囲から外れている （A r 3変態点未満の
730°C) 鋼板 No. 25は、 PWHT前おょぴ PWHT後の引張強度、 PWHT 前および PWHT後の vTrs、 PWHT前と PWHT後の vTrs差が何れも目標 値に達していない。
直接焼入れ停止温度が本発明範囲から外れている （400°C超えの 450°C) 鋼板 No. 26は、 PWHT前おょぴ PWHT後の引張強度、 PWHT前および PWHT後の vTrs、 PWHT前と PWHT後の vTrs差が何れも目標値に達 していない。
焼戻し開始〜 460°Cまでの平均昇温速度おょぴ 460°C〜焼戻し温度までの 平均昇温速度の何れもが本発明範囲から外れている鋼板 No. 27， 28， 29， 30は、 PWHT後の引張強度、 PWHT前および PWHT後の vTrs、 PWH T前と PWHT後の引張強度差、 PWHT前と PWHT後の vTrs差が何れも 目標値に達していない。
460°C〜焼戻し温度までの平均昇温速度が本発明範囲から外れている鋼板 N o. 31， 32， 33， 34， 35は、 PWHT前おょぴ PWHT後の vTrs、 PWHT前と PWHT後の引張強度差、 PWHT前と PWHT後の vTrs差が何 れも目標値に達していない。 産業上の利用可能性
この発明によれば、 P WH T前おょぴ P WH T後の引張強度と靭性パランスに 極めて優れた 570MPa(Nノ mm2)以上の引張強度を有する高張力鋼板の製造が 可能となる。 したがって、 本発明の高張力鋼板の製造方法は、 PWHTをする高 張力鋼板の製造に適用できることは、 もとより、 PWHTをしない高張力鋼板の 製造にも適用できるものである。 ( ¾ ())%masss1l.
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l788Zl0/S00Zdf/X3d ひ 00/900Z OAV
Figure imgf000018_0001
Figure imgf000018_0002
0Zdf/X3d ひ 00/900Z OAV 表 2(その 1)
460°C〜焼戻
直接焼 直接焼 焼戻し開始〜 焼 し;皿 保持後の焼
スラブ 焼戻し 焼戻し 460。Cまでの し温度までの 戻し温度〜
板厚 入れ開
NO. 入れ停 度での保 PWHT条
鋼種 加熱温 ：曰
1开]口/皿 /M.ISI. 板厚中心部の板厚中心部の 200°Cまでの 備考 (mm) 口；皿度 止温度 持時間
度 (°c) 度 (°c) (°C) 平均昇温速度 平均昇速度 平均冷却速 件
(°c) (。c) (s)
(°C/s) (°C/s) 度 (°C/s)
1 A 10 1150 830 170 140 550 0.9 1.2 0 1 580°C lh 本発明
2 B 25 1130 810 100 80 550 0.8 2.0 0 0.3 620°C 1h 本発明
3 C 25 1130 850 180 150 600 0.1 20.0 0 0.3 660°C 1h 本発明
4 D 25 1100 830 50 40 600 0.3 15.0 0 0.3 620°C X 2h 本発明
5 E 25 1050 820 170 140 600 0.5 52.0 0 0.3 620。C x 4h 本発明
6 F 25 1200 830 50 40 650 2.0 1.5 10 0.3 690°C x 24h 本発明
7 G 30 1100 850 130 100 680 0.7 10.0 60 0.25 620°Cx16h 本発明
8 H 40 1130 820 170 140 680 0.5 6.0 0 0.22 660°C x 4h 本発明
9 I 50 1150 830 380 350 650 5.5 5.5 0 0.2 660°C x 4h 本発明
10 I 50 1150 830 380 350 650 0.3 5.5 0 0.2 660°C x 4h 本発明
11 J 60 1130 850 100 80 550 4.0 4.0 0 0.18 660°C x 4h 本発明
12 J 60 1130 850 100 80 550 0.5 4.0 0 0.18 660°C x 4h 本発明
13 K 70 1100 820 300 270 650 0.6 1.8 0 0.15 660。C x 4h 本発明
14 し 100 1150 830 160 130 620 0.6 1.5 0 0.08 660°C X 4h 本発明
15 M 80 1120 850 330 300 600 0.5 1.3 0 0.12 660°C x 4h 本発明
16 N 25 1200 830 50 40 650 0.6 23.0 10 0.3 660°C X 4h 本発明
17 0 25 1100 850 140 110 640 0.3 3.5 0 0.3 660°C x 4h 本発明
Figure imgf000020_0001
表 3 (その 1 )
PWH I flij PWHT後 【PWHT後】-【PWH I j】の特性差
NO. 板厚
鋼種 (mm) 備考 引張強度 板厚中心部 引張強度 板厚中心部 引張強度 板厚中心部
(MPa) vTrs (°C) (MPa) vTrs (°C) (MPa) vTrs (°C)
1 A 10 641 -1 10 650 -107 9 3 本発明例
2 B 25 647 -105 651 一 101 4 4 本発明例
3 C 25 615 一 83 610 一 80 一 5 3 本発明例
4 D 25 617 -79 613 - 77 -4 2 本発明例
5 E 25 610 -87 605 -84 一 5 3 本発明例
6 F 25 630 一 66 612 -66 一 18 0 本発明例
7 G 30 841 一 90 820 -82 -21 8 本発明例
8 H 40 836 一 86 830 -81 一 6 5 本発明例
9 I 50 824 -65 821 -62 一 3 3 本発明例
10 I 50 824 -76 821 -74 一 3 2 本発明例
1 1 J 60 992 -61 970 - 59 - 22 2 本発明例
12 J 60 992 -70 970 -70 -22 0 本発明例
13 K 70 997 -65 965 一 63 一 32 2 本発明例
14 し 100 101 1 -60 992 -59 -19 1 本発明例
15 M 80 634 -67 631 -66 一 3 1 本発明例
16 N 25 624 一 85 61 1 一 82 -13 3 本発明例
17 0 25 1 151 -77 1 143 -73 一 8 4 本発明例
表 3(その 2)
Figure imgf000022_0001
下線部:特性値目標外

Claims

請求の範囲
1. 質量％で、 C ： 0. 02〜0. 18%、 S i ： 0. 05〜0. 5 %、 Mn ： 0. 5〜 2. 0 %、 A 1 ： 0. 005〜 0. 1 %、 N： 0. 000
5〜0. 008%、 P ： 0. 03%以下、 S ： 0. 03 %以下、 残部： F e および不可避的不純物からなる鋼を铸造後、 A r 3変態点以下に冷却することな く、 あるいは Ac 3変態点以上に再加熱し、 所定の板厚に熱間圧延した後、 弓 I続 き Ar3変態点以上から直接焼入れ、 あるいは加速冷却によって 400°C以下の 温度まで冷却した後、 圧延機おょぴ直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と同一 の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて、 460でから 変 態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1°0 s以上と して、 板厚中心部の最高到達温度を 520°C以上に焼戻す高張力鋼板の製造方法。
2. 質量0 /。で、 C： 0. 02〜0. 18%、 S i ： 0. 05〜0. 5%、 Mn : 0. 5〜2. 0%、 A1 : 0. 005〜0. 1%、 N： 0. 000
5〜 0. 008%、 P ： 0. 03。/。以下、 S ： 0. 03。/。以下、 残部： F e および不可避的不純物からなる鋼を鎳造後、 A r 3変態点以下に冷却することな く、 あるいは Ac 3変態点以上に再加熱し、 所定の板厚に熱間圧延した後、 引続 き A r3変態点以上から直接焼入れ、 あるいは加速冷却によって 400°C以下の 温度まで冷却し、 この後、 圧延機およぴ直接焼入れ装置もしくは加速冷却装置と 同一の製造ライン上に直結して設置された加熱装置を用いて、 焼戻し開始温度か ら 460 °Cまでの板厚中心部の平均昇温速度を 1 °C/ s未満で、 かつ 460で以 上 A c i変態点以下の所定の焼戻し温度までの板厚中心部の平均昇温速度を 1 °C / s以上として、 板厚中心部の最高到達温度を 520°C以上に焼戻す高張力鋼板 の製造方法。
3. 質量％で、 さらに、 Cu ： 2%以下、 N i ： 4%以下、 Cr ： 2% 以下、 Mo ： 1%以下の 1種または 2種以上を含有する請求項 1または 2に記 載の高張力鋼板の製造方法。
4. 質量％で、 さらに、 Nb ： 0. 05%以下、 V： 0. 5%以下、
T i ： 0. 03%以下の 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から 3の何れか 1つに曾己载の高張力鋼板の製造方法。
5. 質量0 /0で、 さらに、 B： 0. 003%以下、 C a ： 0. 01 %以下 REM： 0. 02%以下、 Mg ： 0. 01%以下の 1種または 2種以上を含有 する請求項 1から 4の何れか 1つに記載の高張力鋼板の製造方法。
6. 請求項 1から 5の何れか 1つに記載の製造方法により製造された鋼板が、 応 力除去焼鈍用の高張力鋼板である。
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