JPH0120210B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0120210B2 JPH0120210B2 JP58177701A JP17770183A JPH0120210B2 JP H0120210 B2 JPH0120210 B2 JP H0120210B2 JP 58177701 A JP58177701 A JP 58177701A JP 17770183 A JP17770183 A JP 17770183A JP H0120210 B2 JPH0120210 B2 JP H0120210B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- content
- strength
- toughness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
この発明は、降伏点：90Kgf/mm2以上、引張強
さ：97Kgf/mm2以上、衝撃破面遷移温度：−60℃以
下の高強度高靭性鋼材の製造方法、特に前記特性
を備えた板厚：40〜150mmの高張力鋼板をも安定
して製造し得る方法に関するものである。 近年、各種鋼構造物は大型化の一途をたどつて
おり、これにともない使用される高張力鋼板は
益々高強度化される傾向があり、例えば、揚水発
電所の水圧鉄管には180mm厚のHT80鋼板（引張
強さ：80Kgf/mm2以上を目安とするもの）が使用さ
れるに至つている。 しかしながら、現在、この種の構造物には、引
張強さ：60Kgf/mm2以上を目安とするHT60鋼板
や、前記HT80鋼板が使用に供されてはいるもの
の、降伏点：90Kgf/mm2以上、引張強さ：97Kgf/mm2
以上の高強度を有するHT100級鋼板の使用に踏
み切れないでいるのが現状であつた。なぜなら、 板厚：40mm以上の厚鋼板について、降伏点：
90Kgf/mm2以上、引張強さ：97Kgf/mm2以上の高強
度を得ることが極めて困難であること、 前記所定の強度と同時に、衝撃破面遷移温
度：−60℃以下という優れた低温靭性を鋼材に
満足せしめることが極めて困難であること、 更に、実際の構造物施工上何ら問題ないだけ
の溶接性を上述のような高強度鋼に付与するこ
とが難かしいこと、 等のような問題を解決できないからであつた。 ところで、従来試作されているHT100鋼材は、
主として板厚：20〜40mmの鋼板であり、強度を確
保するためにＣを0.15％以上、或いはＶを0.06％
以上含有しており、このため母材靭性に劣る上
（衝撃破面遷移温度：−40℃以上）、溶接性につい
ても十分に配慮されているとは言い難いものであ
つた。しかも、板厚を100mm程度に増加させるた
めには、焼入れ性を従来以上に増加させる必要が
あり、必然的に合金元素の添加量を増加せざるを
得ないという事情が生ずるが、単純に合金元素量
を増加させるだけでは母材靭性や溶接性の更なる
劣化を招くという問題を免れることができなかつ
たのである。 本発明者等は、上述のような観点から、溶接構
造物部材として使用できるだけの靭性値（衝撃破
面遷移温度：−60℃以下）と溶接性〔溶接割れ感
受性指数（PcM）が0.31％以下：但し、PcMは、
式、 PcM＝Ｃ（％）＋Si（％）／30＋Mn（％）／20 ＋Cu（％）／20＋Ni（％）／60＋Cr（％）／20 ＋Mo（％）／15＋Ｖ（％）／10＋５×Ｂ（％） で表わされるものであり、以下、成分割合を表わ
す％は重量％とする〕とを備え、更に構造物の大
型化に対応できるだけの肉厚（40mm〜150mm）を
有するHT100鋼材を提供すべく、特に、従来の
高張力鋼における微量元素の影響に着目して研究
を行つた結果、以下(a)〜(e)に示される如き知見を
得るに至つたのである。即ち、 (a) 従来の高張力鋼は、通常、0.008〜0.015％程
度のＮを不純物として含有しているが、このＮ
含有量を、特に0.0040％以下という低い値にま
で低減すると鋼の焼入れ性が一段と向上し、合
金成分を多量に添加することなくマルテンサイ
トとベイナイトとの混合組織を容易に得られる
ようになること、 (b) 鋼中のＮ含有量を0.0040％以下に低減する
と、微量のＶ添加で十分な析出強化を得ること
ができ、このためＶの添加量を0.06％以下に制
限することが可能となつて、析出強化による母
材靭性の劣化、溶接性の劣化を抑制できるこ
と、 (c) 更に、Ｐ含有量を0.008％以下に下げ、かつ
焼入れ処理に続いて、所定温度に加熱保持した
後の冷却を水冷とした焼もどし処理を施すと、
従来の焼もどし温度よりも低い焼もどし温度で
あつても十分に満足し得る低温靭性を備えた鋼
材が得られること、 (d) また、従来の高張力鋼は、脱酸及び焼もどし
軟化抵抗を付与することを目的として0.3％程
度のSiを含有しているが、このSi含有量を、特
に0.15％以下にすると焼入れの際に微量のベイ
ナイトが生成することとなり、低温靭性が大幅
に向上すること、 (e) このように、鋼中のＮ量を低減し、更にSi、
Ｐ及びＳの含有量をも低く抑え、かつ微量のＶ
とＢを添加した上で、これに焼入れ処理と、所
定温度に加熱後水冷するという焼もどし処理と
を施すと、例え肉厚が40mmを越えるものであつ
ても、強度と靭性に優れ、かつ良好な溶接性を
備えた100Kgf/mm2級高張力鋼材が安定して得ら
れること。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.07〜0.15％、Si：0.15％以下、 Mn：0.40〜1.00％、Cr：0.40〜1.20％、 Ni：2.0〜4.2％、Mo：0.40〜0.80％、 Ｖ：0.01〜0.06％、 Ｂ：0.0004〜0.0015％、 Cu：0.50％以下、 Sol.Al：0.010〜0.100％、 Ｐ：0.008％以下、Ｓ：0.003％以下、 Ｎ：0.0040％以下、 Fe及びその他の不可避不純物：残り、 から成り、かつ溶接割れ感受性指数（PcM）が
0.31％以下である成分組成範囲を有し、板厚：40
mm〜150mmの鋼板を、〔Ac3変態点〜1000℃〕の温
度域に加熱後、焼入れし、次いで560〜630℃に加
熱後水冷するという焼もどし処理を施すことによ
り、優れた靭性と高強度を備え、かつ溶接性の良
好な、40mm〜150mmの肉厚のものをも含む高張力
鋼材を安定して製造する点に特徴を有するもので
ある。 次いで、この発明の方法において、鋼の化学成
分組成及び熱処理条件を上記のように数値限定し
た理由を説明する。 Ａ 鋼の化学成分組成 ａ） Ｃ Ｃ成分には、鋼の焼入れ性と強度を確保す
る作用があるが、その含有量が0.07％未満で
は前記作用に所望の効果を得ることができ
ず、他方0.15％を越えて含有させると溶接
性、特に低温割れ性を著しく劣化させること
から、Ｃ含有量を0.07〜0.15％と定めた。 ｂ） Si Siは、通常、鋼の脱酸と強度確保のために
0.3％程度添加されるものであるが、この発
明の方法においてはSi含有量を0.15％以下に
制限する点に特徴があり、これによつてベイ
ナイトの生成を促進し、マルテンサイトとベ
イナイトの混合組織を得て鋼材の靭性を向上
させるものである。そして、Si含有量が0.15
％を越えると前記ベイナイト生成促進効果が
減少することから、Si含有量を0.15％以下と
定めた。 なお、Si含有量の下限は格別に定める必要
がなく、少ないほど良好な効果が得られる
が、製鋼の容易さを考慮すれば0.01％程度に
まで低減するのを限度とすることが好まし
い。 ｃ） Mn Mn成分には、鋼の焼入れ性を確保する作
用があるが、その含有量が0.40％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、他方1.00％
を越えて含有させると靭性並びに溶接性を劣
化するようになることから、Mn含有量を
0.40〜1.00％と定めた。 ｄ） Cr Cr成分は、焼入れ性と強度を確保するた
めに0.40％以上含有させるが、1.20％を越え
て含有させると靭性を劣化するようになるこ
とから、Cr含有量を0.40〜1.20％と定めた。 ｅ） Ni Ni成分には、焼入れ性の確保と低温靭性
向上作用があるので2.0％以上含有せしめる
が、経済性を考慮してその上限を4.2％と定
めた。なお、Niは靭性を低下させることな
く焼入れ性を増加できる元素であり、40〜
150mm厚のHT100鋼板を製造するためには2.7
％以上の量で含有させることが望ましい。 ｆ） Mo Mo成分には、鋼の焼入れ性を増大させ、
かつ焼もどし軟化抵抗を高めてその強度上昇
を達成する作用があるが、その含有量が0.40
％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、他方0.80％を越えて含有させると溶接性
を著しく劣化させることから、Mo含有量を
0.40〜0.80％と定めた。 ｇ） Ｖ Ｖ成分には、析出強化により強度を増加さ
せる作用があり、所望の強度を確保するため
に0.01％以上含有せしめるものであるが、
0.06％を越えて含有させると靭性及び溶接性
を劣化するようになることから、Ｖ含有量を
0.01〜0.06％と定めた。 なお、本発明の方法においては、Ｎ含有量
を0.004％以下と低く抑えていること、また
低温焼もどしを行うことにより、微量のＶ添
加で十分な強度を確保できるので、Ｖ含有量
を0.01〜0.04％に調整することが靭性確保上
最も望ましい。 ｈ） Ｂ Ｂ成分は、微量添加で鋼の焼入れ性を大幅
に向上できるので0.0004％以上含有せしめる
ものであるが、0.0015％を越えて含有せしめ
ると靭性が劣化するようになることから、Ｂ
含有量を0.0004〜0.0015％と定めた。なお、
本発明の方法においてはＮ含有量を0.0040％
以下と低く抑えているので、Ｂ含有量は
0.0004〜0.0010％の範囲が望ましい。 ｉ） Cu Cu成分には、鋼の強度、靭性、耐食性を
向上させる作用があるが、0.50％を越えて含
有させると熱間加工性、靭性、或いは溶接時
の高温割れ性を劣化するようになることか
ら、Cu含有量を0.50％以下と定めた。なお、
Cu含有量が微量であつてその添加効果は認
められるが、顕著な効果を得るためには0.05
％以上のCuを含有させることが望ましい。 ｊ） Sol.Al Sol.Al成分には、鋼の脱酸作用と、Ｂ成分
の焼入れ性向上効果を増加させる作用がある
が、その含有量が0.010％未満では前記作用
に所望の効果が得られず、他方0.100％を越
えて含有させると靭性を劣化するようになる
ことから、Sol.Al含有量を0.010〜0.100％と
定めた。 ｋ） Ｐ、及びＳ これらの不純物は、鋼の靭性向上のために
は可能な限り低減することが望ましい。 焼入れ・焼もどしによつて鋼に降伏強さ：
90Kgf/mm2以上、引張強さ：97Kgf/mm2以上を満
足させるためには、低温で焼戻すことが好ま
しいが、このときＰ含有量が0.008％を越え
て高いと焼もどし脆性によつて靭性が大幅に
低下することとなる。従つて、Ｐ含有量を
0.008％以下と定めた。 また、Ｓ含有量が0.003％を越えて増加す
ると粗大なMnSを生成し、これが圧延時に
伸長されて靭性の劣化を招くことから、Ｓ含
有量を0.003％以下と定めた。 ｌ） Ｎ Ｎを0.0040％未満にすることは、鋼の焼入
れ性を高め、母材の強度と靭性向上に極めて
有効な手段である。即ち、Ｎ含有量を0.0040
％以下とし、Sol.Al含有量を0.01〜0.10％に
調整することにより、固溶Ｂ量を0.0003ppm
以上とすることができ、焼入れ性が向上する
のである。また、Ｎ量が低いためにAlNの
粗大化が抑制され、靭性が向上する。更に、
低Ｎ化によつてVNの生成が抑制されるた
め、通常のオーステナイト化温度でＶが均一
固溶するので、Ｖの添加量を制限できる効果
もある。 このようなことから、Ｎ含有量を0.0040％
以下と定めた。 ｍ） PcM（溶接割れ感受性指数） 溶接時に、十分に高い温度で予熱を行つた
としても、式 PcM（％）＝Ｃ（％）＋Si（％）／30 ＋Mn（％）／20＋Cu（％）／20＋Ni（％）／60 ＋Cr（％）／20＋Mo（％）／15＋Ｖ（％）／10 ＋５×Ｂ（％） で表わされるPcM（溶接割れ感受性指数）が
0.31％を越えていると低温割れ発生率が極め
て高くなり、十分な溶接性を確保できなくな
ることから、PcMを0.31％以下と定めた。 Ｂ 熱処理条件 ａ） 焼入れ前の加熱温度 焼入れ前の加熱温度をAc3変態点以上とす
るのは、鋼を完全にオーステナイト化して合
金元素を均一に固溶させるためであり、Ac3
変態点以下の加熱では合金元素を均一固溶さ
せることができない。一方、該加熱温度が
1000℃を越えると、オーステナイト結晶粒が
粗大化して靭性低下を来たすようになること
から、焼入れ前の加熱温度を〔Ac3変態点〜
1000℃〕と定めた。 ｂ） 焼もどし温度 560℃以上の温度で焼もどすのは、焼入れ
により導入された歪みを除去し、かつ炭化物
を微細に析出して強度及び靭性を向上させる
理由からであり、焼もどし温度が560℃未満
では前記効果を得ることができない。一方、
焼もどし温度が630℃を越えると、鋼材強度
が低下して、降伏強さ：90Kgf/mm2以上、引張
強さ：97Kgf/mm2以上を満足しなくなることか
ら、焼もどし温度を560〜630℃と定めた。 なお、鋼材を焼もどし温度に加熱・保持し
た後水冷することは本発明方法の特徴の１つ
であるが、このような処理によつて低温靭性
を著しく向上することができるのである。こ
れは、例えば40mmを越えるような肉厚の鋼材
では焼もどし後の冷却速度が低下し、焼もど
し脆性の感受性が高まるものであるが、焼も
どし温度に加熱・保持した後に水冷を実施し
て冷却速度：0.5〜6.0℃/secを確保すると、
前記不都合が解消されるとの理由によるもの
である。 また、この発明の方法は、板厚：40mm〜
150mmの高張力厚肉鋼板の製造において特に
顕著な効果を発揮するものである。なぜな
ら、40mm未満の肉厚の鋼材では、合金元素を
多量に添加しなくても母材の強度と靭性を比
較的容易に確保できるからである。 また板厚が150mmを越えると水冷の効果が
得られなくなる。 次に、この発明を実施例により比較例と対比し
ながら説明する。 実施例 まず、第１表に示す如き化学成分組成の本発明
対象鋼Ａ〜Ｆ、及び比較鋼Ｇ〜Ｉを溶製した。 次いで、これを熱間鍛造によつて150mm厚のス
ラブとし、続いて熱間圧延によつて100mm厚の鋼
板とした。このときの圧延加熱温度は1150℃であ
つた。 次に、得られた100mm厚の鋼板を、第２表に示
されるように920℃に再加熱した後、水焼入れを
行い、引続いて580℃、或いは600℃に加熱して１
時間保持した後水冷するという焼もどしを施し
た。 また、これとは別に、本発明対象鋼Ａ〜Ｆにつ
いては、前記と同様に焼入れしたものに、600℃
に１時間加熱保持した後空冷するという従来の
さ：97Kgf/mm2以上、衝撃破面遷移温度：−60℃以
下の高強度高靭性鋼材の製造方法、特に前記特性
を備えた板厚：40〜150mmの高張力鋼板をも安定
して製造し得る方法に関するものである。 近年、各種鋼構造物は大型化の一途をたどつて
おり、これにともない使用される高張力鋼板は
益々高強度化される傾向があり、例えば、揚水発
電所の水圧鉄管には180mm厚のHT80鋼板（引張
強さ：80Kgf/mm2以上を目安とするもの）が使用さ
れるに至つている。 しかしながら、現在、この種の構造物には、引
張強さ：60Kgf/mm2以上を目安とするHT60鋼板
や、前記HT80鋼板が使用に供されてはいるもの
の、降伏点：90Kgf/mm2以上、引張強さ：97Kgf/mm2
以上の高強度を有するHT100級鋼板の使用に踏
み切れないでいるのが現状であつた。なぜなら、 板厚：40mm以上の厚鋼板について、降伏点：
90Kgf/mm2以上、引張強さ：97Kgf/mm2以上の高強
度を得ることが極めて困難であること、 前記所定の強度と同時に、衝撃破面遷移温
度：−60℃以下という優れた低温靭性を鋼材に
満足せしめることが極めて困難であること、 更に、実際の構造物施工上何ら問題ないだけ
の溶接性を上述のような高強度鋼に付与するこ
とが難かしいこと、 等のような問題を解決できないからであつた。 ところで、従来試作されているHT100鋼材は、
主として板厚：20〜40mmの鋼板であり、強度を確
保するためにＣを0.15％以上、或いはＶを0.06％
以上含有しており、このため母材靭性に劣る上
（衝撃破面遷移温度：−40℃以上）、溶接性につい
ても十分に配慮されているとは言い難いものであ
つた。しかも、板厚を100mm程度に増加させるた
めには、焼入れ性を従来以上に増加させる必要が
あり、必然的に合金元素の添加量を増加せざるを
得ないという事情が生ずるが、単純に合金元素量
を増加させるだけでは母材靭性や溶接性の更なる
劣化を招くという問題を免れることができなかつ
たのである。 本発明者等は、上述のような観点から、溶接構
造物部材として使用できるだけの靭性値（衝撃破
面遷移温度：−60℃以下）と溶接性〔溶接割れ感
受性指数（PcM）が0.31％以下：但し、PcMは、
式、 PcM＝Ｃ（％）＋Si（％）／30＋Mn（％）／20 ＋Cu（％）／20＋Ni（％）／60＋Cr（％）／20 ＋Mo（％）／15＋Ｖ（％）／10＋５×Ｂ（％） で表わされるものであり、以下、成分割合を表わ
す％は重量％とする〕とを備え、更に構造物の大
型化に対応できるだけの肉厚（40mm〜150mm）を
有するHT100鋼材を提供すべく、特に、従来の
高張力鋼における微量元素の影響に着目して研究
を行つた結果、以下(a)〜(e)に示される如き知見を
得るに至つたのである。即ち、 (a) 従来の高張力鋼は、通常、0.008〜0.015％程
度のＮを不純物として含有しているが、このＮ
含有量を、特に0.0040％以下という低い値にま
で低減すると鋼の焼入れ性が一段と向上し、合
金成分を多量に添加することなくマルテンサイ
トとベイナイトとの混合組織を容易に得られる
ようになること、 (b) 鋼中のＮ含有量を0.0040％以下に低減する
と、微量のＶ添加で十分な析出強化を得ること
ができ、このためＶの添加量を0.06％以下に制
限することが可能となつて、析出強化による母
材靭性の劣化、溶接性の劣化を抑制できるこ
と、 (c) 更に、Ｐ含有量を0.008％以下に下げ、かつ
焼入れ処理に続いて、所定温度に加熱保持した
後の冷却を水冷とした焼もどし処理を施すと、
従来の焼もどし温度よりも低い焼もどし温度で
あつても十分に満足し得る低温靭性を備えた鋼
材が得られること、 (d) また、従来の高張力鋼は、脱酸及び焼もどし
軟化抵抗を付与することを目的として0.3％程
度のSiを含有しているが、このSi含有量を、特
に0.15％以下にすると焼入れの際に微量のベイ
ナイトが生成することとなり、低温靭性が大幅
に向上すること、 (e) このように、鋼中のＮ量を低減し、更にSi、
Ｐ及びＳの含有量をも低く抑え、かつ微量のＶ
とＢを添加した上で、これに焼入れ処理と、所
定温度に加熱後水冷するという焼もどし処理と
を施すと、例え肉厚が40mmを越えるものであつ
ても、強度と靭性に優れ、かつ良好な溶接性を
備えた100Kgf/mm2級高張力鋼材が安定して得ら
れること。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.07〜0.15％、Si：0.15％以下、 Mn：0.40〜1.00％、Cr：0.40〜1.20％、 Ni：2.0〜4.2％、Mo：0.40〜0.80％、 Ｖ：0.01〜0.06％、 Ｂ：0.0004〜0.0015％、 Cu：0.50％以下、 Sol.Al：0.010〜0.100％、 Ｐ：0.008％以下、Ｓ：0.003％以下、 Ｎ：0.0040％以下、 Fe及びその他の不可避不純物：残り、 から成り、かつ溶接割れ感受性指数（PcM）が
0.31％以下である成分組成範囲を有し、板厚：40
mm〜150mmの鋼板を、〔Ac3変態点〜1000℃〕の温
度域に加熱後、焼入れし、次いで560〜630℃に加
熱後水冷するという焼もどし処理を施すことによ
り、優れた靭性と高強度を備え、かつ溶接性の良
好な、40mm〜150mmの肉厚のものをも含む高張力
鋼材を安定して製造する点に特徴を有するもので
ある。 次いで、この発明の方法において、鋼の化学成
分組成及び熱処理条件を上記のように数値限定し
た理由を説明する。 Ａ 鋼の化学成分組成 ａ） Ｃ Ｃ成分には、鋼の焼入れ性と強度を確保す
る作用があるが、その含有量が0.07％未満で
は前記作用に所望の効果を得ることができ
ず、他方0.15％を越えて含有させると溶接
性、特に低温割れ性を著しく劣化させること
から、Ｃ含有量を0.07〜0.15％と定めた。 ｂ） Si Siは、通常、鋼の脱酸と強度確保のために
0.3％程度添加されるものであるが、この発
明の方法においてはSi含有量を0.15％以下に
制限する点に特徴があり、これによつてベイ
ナイトの生成を促進し、マルテンサイトとベ
イナイトの混合組織を得て鋼材の靭性を向上
させるものである。そして、Si含有量が0.15
％を越えると前記ベイナイト生成促進効果が
減少することから、Si含有量を0.15％以下と
定めた。 なお、Si含有量の下限は格別に定める必要
がなく、少ないほど良好な効果が得られる
が、製鋼の容易さを考慮すれば0.01％程度に
まで低減するのを限度とすることが好まし
い。 ｃ） Mn Mn成分には、鋼の焼入れ性を確保する作
用があるが、その含有量が0.40％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、他方1.00％
を越えて含有させると靭性並びに溶接性を劣
化するようになることから、Mn含有量を
0.40〜1.00％と定めた。 ｄ） Cr Cr成分は、焼入れ性と強度を確保するた
めに0.40％以上含有させるが、1.20％を越え
て含有させると靭性を劣化するようになるこ
とから、Cr含有量を0.40〜1.20％と定めた。 ｅ） Ni Ni成分には、焼入れ性の確保と低温靭性
向上作用があるので2.0％以上含有せしめる
が、経済性を考慮してその上限を4.2％と定
めた。なお、Niは靭性を低下させることな
く焼入れ性を増加できる元素であり、40〜
150mm厚のHT100鋼板を製造するためには2.7
％以上の量で含有させることが望ましい。 ｆ） Mo Mo成分には、鋼の焼入れ性を増大させ、
かつ焼もどし軟化抵抗を高めてその強度上昇
を達成する作用があるが、その含有量が0.40
％未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、他方0.80％を越えて含有させると溶接性
を著しく劣化させることから、Mo含有量を
0.40〜0.80％と定めた。 ｇ） Ｖ Ｖ成分には、析出強化により強度を増加さ
せる作用があり、所望の強度を確保するため
に0.01％以上含有せしめるものであるが、
0.06％を越えて含有させると靭性及び溶接性
を劣化するようになることから、Ｖ含有量を
0.01〜0.06％と定めた。 なお、本発明の方法においては、Ｎ含有量
を0.004％以下と低く抑えていること、また
低温焼もどしを行うことにより、微量のＶ添
加で十分な強度を確保できるので、Ｖ含有量
を0.01〜0.04％に調整することが靭性確保上
最も望ましい。 ｈ） Ｂ Ｂ成分は、微量添加で鋼の焼入れ性を大幅
に向上できるので0.0004％以上含有せしめる
ものであるが、0.0015％を越えて含有せしめ
ると靭性が劣化するようになることから、Ｂ
含有量を0.0004〜0.0015％と定めた。なお、
本発明の方法においてはＮ含有量を0.0040％
以下と低く抑えているので、Ｂ含有量は
0.0004〜0.0010％の範囲が望ましい。 ｉ） Cu Cu成分には、鋼の強度、靭性、耐食性を
向上させる作用があるが、0.50％を越えて含
有させると熱間加工性、靭性、或いは溶接時
の高温割れ性を劣化するようになることか
ら、Cu含有量を0.50％以下と定めた。なお、
Cu含有量が微量であつてその添加効果は認
められるが、顕著な効果を得るためには0.05
％以上のCuを含有させることが望ましい。 ｊ） Sol.Al Sol.Al成分には、鋼の脱酸作用と、Ｂ成分
の焼入れ性向上効果を増加させる作用がある
が、その含有量が0.010％未満では前記作用
に所望の効果が得られず、他方0.100％を越
えて含有させると靭性を劣化するようになる
ことから、Sol.Al含有量を0.010〜0.100％と
定めた。 ｋ） Ｐ、及びＳ これらの不純物は、鋼の靭性向上のために
は可能な限り低減することが望ましい。 焼入れ・焼もどしによつて鋼に降伏強さ：
90Kgf/mm2以上、引張強さ：97Kgf/mm2以上を満
足させるためには、低温で焼戻すことが好ま
しいが、このときＰ含有量が0.008％を越え
て高いと焼もどし脆性によつて靭性が大幅に
低下することとなる。従つて、Ｐ含有量を
0.008％以下と定めた。 また、Ｓ含有量が0.003％を越えて増加す
ると粗大なMnSを生成し、これが圧延時に
伸長されて靭性の劣化を招くことから、Ｓ含
有量を0.003％以下と定めた。 ｌ） Ｎ Ｎを0.0040％未満にすることは、鋼の焼入
れ性を高め、母材の強度と靭性向上に極めて
有効な手段である。即ち、Ｎ含有量を0.0040
％以下とし、Sol.Al含有量を0.01〜0.10％に
調整することにより、固溶Ｂ量を0.0003ppm
以上とすることができ、焼入れ性が向上する
のである。また、Ｎ量が低いためにAlNの
粗大化が抑制され、靭性が向上する。更に、
低Ｎ化によつてVNの生成が抑制されるた
め、通常のオーステナイト化温度でＶが均一
固溶するので、Ｖの添加量を制限できる効果
もある。 このようなことから、Ｎ含有量を0.0040％
以下と定めた。 ｍ） PcM（溶接割れ感受性指数） 溶接時に、十分に高い温度で予熱を行つた
としても、式 PcM（％）＝Ｃ（％）＋Si（％）／30 ＋Mn（％）／20＋Cu（％）／20＋Ni（％）／60 ＋Cr（％）／20＋Mo（％）／15＋Ｖ（％）／10 ＋５×Ｂ（％） で表わされるPcM（溶接割れ感受性指数）が
0.31％を越えていると低温割れ発生率が極め
て高くなり、十分な溶接性を確保できなくな
ることから、PcMを0.31％以下と定めた。 Ｂ 熱処理条件 ａ） 焼入れ前の加熱温度 焼入れ前の加熱温度をAc3変態点以上とす
るのは、鋼を完全にオーステナイト化して合
金元素を均一に固溶させるためであり、Ac3
変態点以下の加熱では合金元素を均一固溶さ
せることができない。一方、該加熱温度が
1000℃を越えると、オーステナイト結晶粒が
粗大化して靭性低下を来たすようになること
から、焼入れ前の加熱温度を〔Ac3変態点〜
1000℃〕と定めた。 ｂ） 焼もどし温度 560℃以上の温度で焼もどすのは、焼入れ
により導入された歪みを除去し、かつ炭化物
を微細に析出して強度及び靭性を向上させる
理由からであり、焼もどし温度が560℃未満
では前記効果を得ることができない。一方、
焼もどし温度が630℃を越えると、鋼材強度
が低下して、降伏強さ：90Kgf/mm2以上、引張
強さ：97Kgf/mm2以上を満足しなくなることか
ら、焼もどし温度を560〜630℃と定めた。 なお、鋼材を焼もどし温度に加熱・保持し
た後水冷することは本発明方法の特徴の１つ
であるが、このような処理によつて低温靭性
を著しく向上することができるのである。こ
れは、例えば40mmを越えるような肉厚の鋼材
では焼もどし後の冷却速度が低下し、焼もど
し脆性の感受性が高まるものであるが、焼も
どし温度に加熱・保持した後に水冷を実施し
て冷却速度：0.5〜6.0℃/secを確保すると、
前記不都合が解消されるとの理由によるもの
である。 また、この発明の方法は、板厚：40mm〜
150mmの高張力厚肉鋼板の製造において特に
顕著な効果を発揮するものである。なぜな
ら、40mm未満の肉厚の鋼材では、合金元素を
多量に添加しなくても母材の強度と靭性を比
較的容易に確保できるからである。 また板厚が150mmを越えると水冷の効果が
得られなくなる。 次に、この発明を実施例により比較例と対比し
ながら説明する。 実施例 まず、第１表に示す如き化学成分組成の本発明
対象鋼Ａ〜Ｆ、及び比較鋼Ｇ〜Ｉを溶製した。 次いで、これを熱間鍛造によつて150mm厚のス
ラブとし、続いて熱間圧延によつて100mm厚の鋼
板とした。このときの圧延加熱温度は1150℃であ
つた。 次に、得られた100mm厚の鋼板を、第２表に示
されるように920℃に再加熱した後、水焼入れを
行い、引続いて580℃、或いは600℃に加熱して１
時間保持した後水冷するという焼もどしを施し
た。 また、これとは別に、本発明対象鋼Ａ〜Ｆにつ
いては、前記と同様に焼入れしたものに、600℃
に１時間加熱保持した後空冷するという従来の
【表】
注２）＊印は、本発明範囲から外れていることを示す
。
。
【表】
焼入れ・焼もどし処理をも行つた。
これらの各鋼板の板厚中央部から、JIS4号シヤ
ルピー試験片と、8.5φで平行部長さ：50mmの丸棒
引張試験片とをそれぞれ圧延方向に採取し、その
機械的性質を調査した。 これらの結果を第２表に併せて示した。 第２表からも明らかなように、本発明法１〜12
によれば、降伏点：90Kgf/mm2以上、引張強さ：97
Kgｆ／mm2以上を満足してHT100鋼材としての強度
を満たすとともに、衝撃破面遷移温度も−60℃以
下という優れた靭性を有する鋼板の得られること
がわかる。 これに対して、比較法13〜21によつて得られた
鋼板は、いずれも本発明法によつて得られた鋼板
に比して靭性が劣つていることがわかる。 更に、本発明法１〜12によつて得られた各鋼板
よりｙ開先拘束割れ試験片（板厚：50mm）を採取
し、125℃に予熱後、入熱量：17KJ/cmでMIG溶
接し、表面割れ、ルート割れ、断面割れの有無を
調査したところ、いずれも欠陥を発生せずという
良好な結果が得られた。 上述のように、この発明によれば、優れた靭性
と高強度とを兼備し、かつ溶接性も良好な厚肉高
張力鋼材を得ることができ、鋼構造物の性能をよ
り以上に向上することが可能となるなど、工業上
有用な効果がもたらされるのである。
ルピー試験片と、8.5φで平行部長さ：50mmの丸棒
引張試験片とをそれぞれ圧延方向に採取し、その
機械的性質を調査した。 これらの結果を第２表に併せて示した。 第２表からも明らかなように、本発明法１〜12
によれば、降伏点：90Kgf/mm2以上、引張強さ：97
Kgｆ／mm2以上を満足してHT100鋼材としての強度
を満たすとともに、衝撃破面遷移温度も−60℃以
下という優れた靭性を有する鋼板の得られること
がわかる。 これに対して、比較法13〜21によつて得られた
鋼板は、いずれも本発明法によつて得られた鋼板
に比して靭性が劣つていることがわかる。 更に、本発明法１〜12によつて得られた各鋼板
よりｙ開先拘束割れ試験片（板厚：50mm）を採取
し、125℃に予熱後、入熱量：17KJ/cmでMIG溶
接し、表面割れ、ルート割れ、断面割れの有無を
調査したところ、いずれも欠陥を発生せずという
良好な結果が得られた。 上述のように、この発明によれば、優れた靭性
と高強度とを兼備し、かつ溶接性も良好な厚肉高
張力鋼材を得ることができ、鋼構造物の性能をよ
り以上に向上することが可能となるなど、工業上
有用な効果がもたらされるのである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量割合で、 Ｃ：0.07〜0.15％、 Si：0.15％以下、 Mn：0.40〜1.00％、 Cr：0.40〜1.20％、 Ni：2.0〜4.2％、 Mo：0.40〜0.80％、 Ｖ：0.01〜0.06％、 Ｂ：0.0004〜0.0015％、 Cu：0.50％以下、 sol.Al：0.010〜0.100％、 Ｐ：0.008％以下、 Ｓ：0.003％以下、 Ｎ：0.0040％以下、 Fe及びその他の不可避不純物：残り、 から成り、かつ溶接割れ感受性指数（PcM）が
0.31％以下である成分組成範囲を有し、板厚：40
mm〜150mmの鋼板を、〔Ac3変態点〜1000℃〕の温
度域に加熱後、焼入れし、次いで560〜630℃に加
熱後水冷するという焼もどし処理を施すことを特
徴とする、溶接性の良好な引張強さが97Kgf/mm2以
上の高強度高靭性鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17770183A JPS6070120A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17770183A JPS6070120A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6070120A JPS6070120A (ja) | 1985-04-20 |
| JPH0120210B2 true JPH0120210B2 (ja) | 1989-04-14 |
Family
ID=16035588
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17770183A Granted JPS6070120A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6070120A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62174321A (ja) * | 1986-01-24 | 1987-07-31 | Kobe Steel Ltd | 母材および溶接継手部の靭性の良好な８０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板の製造方法 |
| US7967923B2 (en) | 2008-10-01 | 2011-06-28 | Nippon Steel Corporation | Steel plate that exhibits excellent low-temperature toughness in a base material and weld heat-affected zone and has small strength anisotropy, and manufacturing method thereof |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5782459A (en) * | 1980-11-10 | 1982-05-22 | Nippon Steel Corp | Steel products with superior weldability |
| JPS604250B2 (ja) * | 1981-06-22 | 1985-02-02 | 新日本製鐵株式会社 | 高靭性調質型高張力鋼の製造方法 |
-
1983
- 1983-09-26 JP JP17770183A patent/JPS6070120A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6070120A (ja) | 1985-04-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6466582B2 (ja) | 降伏強度８００ＭＰａ級高強度鋼及びその製造方法 | |
| JP5659758B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JPH08176659A (ja) | 低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| CN104532158A (zh) | 一种屈服强度800MPa级调质高强钢及其生产方法 | |
| JPS59159932A (ja) | 強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH05105957A (ja) | 耐熱性高強度ボルトの製造方法 | |
| JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
| JPS60121228A (ja) | 調質型高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP3879639B2 (ja) | 優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材及びその製造方法 | |
| JPH0693332A (ja) | 高張力・高靱性微細ベイナイト鋼の製造法 | |
| JP4770415B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0120210B2 (ja) | ||
| JP2898455B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP3229107B2 (ja) | 一様伸びの優れた低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2706159B2 (ja) | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JPH0277521A (ja) | 板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3313440B2 (ja) | 高耐食性高強度クラッド鋼およびその製造方法 | |
| JP2671732B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH05117745A (ja) | 建築構造用４９０Ｎ／ｍｍ２級耐候性耐火鋼材の製造方法 | |
| JP3298718B2 (ja) | 極厚調質型高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3864880B2 (ja) | 優れた溶接性を有する高靭性高降伏点鋼材の製造方法 | |
| JPH0967620A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた調質型高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH02141528A (ja) | 靭性の優れた調質型高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS6021326A (ja) | 靭性の優れた調質高張力鋼の製造方法 | |
| JP3956634B2 (ja) | 強靭性に優れた鋼板およびその製造方法 |