JPH0125371B2 - - Google Patents
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- JPH0125371B2 JPH0125371B2 JP58228521A JP22852183A JPH0125371B2 JP H0125371 B2 JPH0125371 B2 JP H0125371B2 JP 58228521 A JP58228521 A JP 58228521A JP 22852183 A JP22852183 A JP 22852183A JP H0125371 B2 JPH0125371 B2 JP H0125371B2
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- 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
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- 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)
Description
（発明の分野）
この発明は、高張力鋼板、特に強度、靭性、溶
接性の優れた調質型高張力厚鋼板の製造方法に関
する。 （従来技術） 近年の傾向として溶接構造物の大型化に伴い構
造物の軽量化を図るために高張力鋼板の使用量が
増加している。これは高張力鋼板を使用すること
によつて、構造物自体の軽量化、そしてそれに伴
う運搬、組立作業性の向上、さらには各構造部材
の薄肉化による溶接施行性の向上等のメリツトを
利用しようとするものである。 例えば、近年、揚水発電所を初めとして、圧力
容器、橋梁、海洋構造物等の溶接構造物において
も大型化が指向されており、使用される高張力鋼
板も高張度化されている。 従来よりこの種の高張力鋼板としては、
HT60、HT80クラスの鋼種が使用されているが、
降伏点90Kgｆ／mm2以上という高強度を有する
HT100クラスの鋼種は未だ実用上使用されるに
はいたつていない。 これは、降伏強さ90Kgｆ／mm2以上、引張強さ
97Kgｆ／mm2以上という所定強度を安定して確保し
難いこと、たとえ上記所定強度を満足したとし
ても同時に優れた低温靭性を付与し難いこと、
さらに、施行上問題とならないだけの溶接性を付
与することがきわめて難しいことなどの問題点を
有するためである。 従来から開発されているHT100クラスの鋼種
は強度を確保するためにＣを0.15％より多量に、
あるいはＶを0.06％より多量に含有しているた
め、母材の靭性はあまり良好ではなく、脆性破面
遷温度（vTs）は−40℃以上であり、また溶接性
も十分であるとは言えなかつた。 一方、同系鋼種として母材靭性の良好なものは
Niを５％以上も含有しており、そのため経済性
が著しく劣るという欠点を有する。 （関連発明） 発明者らは、Niを２〜３％含有する強度、靭
性および溶接性の良好なHT100クラスの鋼をす
でに提案しているが（特願昭58−177701）、それ
でもHT80鋼に比較すればかなり多量のNiを含有
しており、製造コストが高いという欠点を有す
る。 （発明の要約） この発明の発明者らは、上記従来技術および先
行発明にみられる欠点を改善するために、微量元
素、特に鋼中不純物に着目して、詳細な研究を行
つた結果、次のような知見を得てこの発明を完成
した： (i) HT100クラスの高強度鋼においても、通常
高張力鋼板中に不純物として多量に含有される
Ｎを低減することによつて、母材の焼入性を増
加させることができ、したがつて、合金成分を
多量に添加することなく単に低Ｎ化を図るだけ
で高強度を達成でき、一方、また、そのような
低Ｎ化によつて溶接継手部の靭性も向上する。 (ii) 通常、鋼中のＮ量を低減すると、オーステナ
イト結晶粒が粗大化して靭性が劣化するという
欠点を有する。しかし、低Ｎ鋼においても、微
量のNbを添加することによつて、オーステナ
イト粒を微細化し、靭性を改善できる。 Nbは従来制御圧延鋼について、析出強化元
素あるいは再結晶抑制元素として多用されてい
るが、調質鋼で使用されることはまれである。
この発明では、Nbを析出強化元素と言うより
は、むしろ結晶粒微細化元素として使用する点
が従来技術と大きく異なるところである。 (iii) 低Ｎ化することによつて、Ｖ添加量を0.06％
以下に制限しても、そのような微量のＶで十分
な析出強化を得ることができるため、Ｖの多量
添加による母材靭性の劣化、溶接性の劣化を抑
制し、溶接性厚鋼板として利用できる十分な靭
性を付与できる。 (iv) 一方、Si含有量を0.15％以下に抑制すること
によつてマルテンサイト＋微細ベイナイトの混
合組織を容易に得ることができ、母材靭性を大
幅に向上することができる。同時に、かかる低
Si化によつて冷却速度の比較的速い溶接継手部
においても、靭性に悪影響を及ぼす島状マルテ
ンサイトの生成を抑制できるため、溶接継手部
の靭性が向上する。 (v) 不純物元素であるＰ含有量を0.010％以下に
下げ、焼戻し後水冷することによつて焼戻し脆
性を抑制でき、従来より低い温度で焼戻しをし
ても、十分な低温靭性を付与でき、併せてさら
にＳ含有量を0.003％以下にすることによつて、
圧延方向によらず、十分な低温靭性を付与でき
る。 (vi) このように、Ｎ含有量の低減とNb添加とを
組合せるばかりでなく、さらにＶ含有量の低
減、Si含有量の低減、そしてＰ，Ｓ含有量の低
減を組合せることにより、さらにそのようにし
て得られた組成の鋼に対し、焼戻し温度の低下
と焼戻し後水冷することを組合せることによつ
て、満足すべき強度と靭性、さらにはすぐた溶
接性を確保できる。ここに、 この発明は、 重量％で、 Ｃ：0.07〜0.15％、Si：0.15％以下、 Mn：0.40〜1.20％、Ni：1.00〜3.50％、 Cr：0.40〜1.20％、Mo：0.40〜0.80％、 Ｖ：0.01〜0.06％、Nb：0.005〜0.030％、 Ｂ：0.0020％以下、sol.Al：0.01〜0.10％、 Ｎ：0.0040％以下、Ｐ：0.010％以下、 Ｓ：0.003％以下、 さらに必要に応じCu：0.50％以下、Ca：0.005
％以下および Ｗ：1.00％以下の１種以上、残部Feおよび不可
避不純物 から成り、かつ式： 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0.28％
以下である鋼を1050℃以上に加熱した後、熱間圧
延し、続いてAc3変態点〜1050℃の温度域に再加
熱した後、焼入れを行い、次いでAc1変態点以下
で焼戻しした後水冷することを特徴とする、降伏
点90Kgｆ／mm2以上、引張強さ97Kgｆ／mm2以上、衝
撃破面遷移温度：−60℃以下の溶接性の優れた調
質型高張力厚鋼板の製造方法である。 なお、ここに厚鋼板は一般には特に制限はない
が、好ましくは５mm厚以上のものをいう。 （発明の態様） 次に、この発明において鋼組成および調質条件
を上記のように限定した理由について説明する
が、以下において特にことわりがない限り「％」
は「重量％」である。 Ｃ： Ｃは焼入性と強度の確保のために必要であり、
特にYS≧97Kgｆ／mm2以上の強度を確保するため
に0.07％以上添加するが、0.15％を越えて添加す
ると溶接割れ性、さらに低温割れ性を著しく劣化
させるので、この発明にあつてはＣ含有量0.07〜
0.15％に限定した。 Si： Siは通常脱酸と強度の確保のために添加する
が、Siを低減することによつて、溶接継手部、熱
影響部の靭性を向上できる。これは、低Si化によ
り、炭化物の析出が促進されるため、溶接部での
硬化組織の生成が抑制されるためである。例え
ば、Siを0.15％以下に制限することによつてその
ような効果は十分硬保される。なお、HT100ク
ラスの高強度鋼では強度確保のために、通常0.25
％程度のSiを含有しており、このため、必ずしも
十分な溶接性が得られていない。したがつて、こ
の発明では溶接性の向上を目的としてSi含有量を
0.15％以下に限定した。 Mn： Mnは焼入性を確保するために必要であり、
0.40％以上添加するが、1.20％を越えると溶接性
と母材靭性を劣化させるので、Mn含有量を0.40
〜1.20％に限定する。 Ni： Niは焼入性の確保と低温靭性の向上に有効で
あるので1.00％以上添加するが、経済性を考慮し
てその上限を3.50％とした。 なお、Ni含有量は1.00〜3.50％の範囲内で鋼板
板厚に応じて変化させることが経済性の観点から
好ましい。 Cr： Crは焼入性と強度の確保のために0.40％以上添
加するが、1.20％を越えると溶接性と母材靭性を
劣化させるので0.40〜1.20％に制限する。 Mo： Moは焼入性を増加させ、かつ焼戻し軟化抵抗
を高めて、強度の確保に有効であるので0.40％以
上添加するが、0.80％を越えると、溶接性を著し
く劣化させるのでその含有量は0.40〜0.80％に制
限する。 Ｖ： Ｖは強度を確保するためにこの発明においては
0.01％以上添加するが、一方0.06％を越えると母
材靭性とと溶接性を著しく劣化させるので、0.01
〜0.06％に制限する。 この発明においては、Ｎ含有量を0.0040％以下
に限定しているので、0.06％以下のＶ添加量で十
分な強度を確保できるのである。 Nb： Nbは通常析出強化元素としてあるいは制御圧
延鋼においては再結晶抑制元素として使用する
が、この発明においては、特に結晶粒微細化元素
として添加する。このために0.005％以上添加す
るが、0.030％を越えると溶接性を劣化させるの
で0.005〜0.030％に限定する。 Ｂ： Ｂは微量添加で焼入性を大幅に向上させる元素
であり強度、靭性を向上させるために有効である
が、0.0020％を越えると逆に靭性を劣化させるの
で、Ｂ含有量は0.0020％以下に限定する。なお、
この発明ではＮ含有量を0.0040％以下に限定して
いるのでＢ含有量は0.0010％以下にすることが好
ましい。 sol.Al Alは脱酸作用を有するとともにオーステナイ
ト結晶粒を微細化し、靭性を向上させるので、こ
の発明ではsol.Alとして0.01％以下添加するが、
0.10％を越えると靭性を劣化させるので、0.01〜
0.10％に制限する。 Ｎ： この発明においてＮ含有量を0.0040％以下にす
ると、焼入性が高められ、母材の強度および靭性
が向上するとともに溶接継手部の靭性も向上す
る。なお、鋼中でＮは通常AlNとして固定され
ているが、溶接ボンド部、溶接熱影響部では高温
に再加熱されるため、AlNが母地中に固溶し、
フリーなＮとなり、靭性を劣化させてしまう。 またＮ含有量が高いと再加熱時にVNとして析
出し、固溶Ｖ量が減少するため、焼入れ焼戻し後
のＶの析出強化量が減少し母材の強度が低下する
結果となる。 したがつて、この発明にあつてはＮ含有量
0.0040％以下に限定する。 Ｐ： Ｐは焼戻し脆性を促進し、靭性を劣化させるほ
か、溶鋼からの凝固時に偏析しやすく、偏析部で
異常組織を生じるため低減することが好ましい。
したがつて、この発明ではＰ含有量を0.010％以
下に限定する。 Ｓ： Ｓは通常鋼中ではMnSの形態で存在し、圧延
によつて展伸して靭性の異方性を生じる。高強度
鋼においては、特に展伸した介在物は靭性に悪影
響を及ぼすのでこの発明ではＳ含有量を0.003％
以下、好ましくは0.002％以下に制限する。なお、
この発明の好適態様にあつてＰ＋Ｓは0.01％以下
に制限される。 Cu： Cuは強度と耐食性を向上させるために必要に
応じて添加するが、0.50％を越えると熱間加工
性、靭性、溶接性を劣化させるのでこの発明では
Cu添加量を0.50％以下に限定する。 Ca： CaはMnS等の介在物を球状化し、靭性の異方
性を改善するために添加するが、0.005％を越え
ると靭性を低下させるので0.005％以下に制限す
る。 Ｗ： Ｗは焼入性を増加させ、かつ焼戻し軟化抵抗を
高めて強度を増加させるので必要に応じて添加す
るが、1.00％を越えると靭性と溶接性を劣化させ
るので1.00％以下に制限する。 PCM（溶接割れ感受性指数） PCMは溶接時の低温割れ性を表わす指数で、通
常80キロクラスの高張力鋼で0.28％以下である。
この発明においては、HT100においてもHT80な
みの溶接性を付与するために、PCMを0.28％以下
に限定する。 熱問圧延前加熱温度： 熱問圧延時の加熱温度を1050℃以上にするの
は、圧延前にNbCあるいはNb（Ｃ，Ｎ）を完全
に固溶させ、圧延後にNbCあるいはNb（Ｃ，Ｎ）
を均一微細に析出させ、再加熱焼入れ時にオース
テナイト結晶粒を微細化するためである。 焼入れ加熱温度： 焼入れ前の加熱温度をAc3点以上にするのは、
Ac3変態点以下の温度では完全にオーステナイト
化されないから、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、一方その
上限を1050℃以下に制限するのは、1050℃を越え
るとNbCあるいはNb（Ｃ，Ｎ）が固溶あるいは
粗大化し、オーステナイト結晶粒が粗大化して靭
性が劣化するためである。 焼戻し温度： 焼戻し温度がAc1変態点を越えると降伏強さが
大幅に低下し安定した強度が得られないので焼戻
し温度はAc1変態点以下とする。焼戻し後水冷す
るのは、焼戻し脆性の抑制による靭性の向上と、
固溶強化の増加による強度の増加のためである。 焼戻し後水冷するのは、この発明の特徴の１つ
であり、これによつて低温靭性と強度を向上でき
る。つまり、水冷することによつて焼戻し後の冷
却速度が増加し、焼戻し脆性を抑制でき、またＣ
等の固溶強化作用が増加するためである。 次に、この発明を実施例によつてさらに説明す
るが、これらの実施例は単にこの発明を例示する
ものであつてそれらによつてこの発明が制限され
るものではない。 実施例 第１表に示すような化学組成を有する本発明の
範囲内の鋼番Ａ〜Ｊ、および比較例としての鋼番
Ｋ〜Ｑの各鋼種を溶製した。 次にこれを熱間鍛造によつて120mm厚のスラブ
とした後、鋼番Ａ〜ＤおよびＫ〜Ｍのものは、
1150℃に加熱後、熱間圧延を行い板厚25mmの鋼板
に、一方鋼番Ｅ〜ＪおよびＮ〜Ｑのものは、1150
℃、1050℃あるいは1000℃に加熱後熱間圧延によ
つて板厚40mmの鋼板に仕上げ、空冷した。 次に、これらの鋼板を900℃あるいは920℃に再
加熱した後水焼入れし、600℃あるいは615℃で焼
戻しを行つた後水冷した。 また、焼入れ温度の影響を調べる目的で、比較
例として鋼番Ａ〜Ｇについては800℃または1100
℃に再加熱した後水焼入れし、580℃または615℃
で焼戻ししてから水冷する調質処理も行つた。 さらに、焼戻しした後空冷するという通常の焼
入れ焼戻しを行つたものもさらに比較例として挙
げた。 このようにして得られた各鋼板の板厚中央部か
ら、JIS ４号２mmＶノツチシヤルピー試験片と直
径8.5mmで平行部長さが50mmの丸棒引張試験片を
圧延方向と直角な方向にそれぞれ採取し、その機
械的性質を調べた。 また各鋼板より斜めｙ開先拘束割れ試験片（板
厚：25mmあるいは40mm）を採取し、125℃に予熱
後、入熱量：17KJ／cmで手溶接し（電流：
170A、電圧：25V、速度：15cm／min）、表面割
れ、ルート割れ、断面割れの有無を調べた。 これらの結果を第２表にまとめて示す。 第２表から明らかなように、試験番号１〜16に
おける結果に示されているように、この発明によ
れば、降伏点90Kgｆ／mm2以上、引張強さ97Kgｆ／
mm2以上を満足し、HT100としての必要強度を満
たすとともに、破面遷移温度も−60℃以下を満足
し、溶接構造部材として十分に使用できるだけの
優れた低温靭性が得られることがわかる。 また、125℃の予熱により、低温割れも防止で
き、優れた溶接性をも有していることが分かる。 一方、比較例である試験番号17〜23の場合に得
られた鋼板は、鋼組成がこの発明の範囲を外れる
ため、強度は満足するものの、破面遷移温度は−
60℃以上であり靭性に劣ることがわかる。 また溶接性割れは、Ｖ添加量が上限を越えた成
分の鋼を使用した場合（試験番号19、22）、Ｃお
よびPCMが上限を越えた鋼を使用した場合（試験
番号17）、SiおよびPCMが上限を越えた鋼を使用し
た場合（試験番号18）による鋼板に生じている。 圧延加熱温度が下限を外れた場合（試験番号24
〜26）では、化学成分はこの発明の範囲内にある
にもかかわらず、靭性が劣化する結果となつてい
る。 再加熱焼入温度が、下限値を外れた場合（試験
番号27，28）は強度が低下し、再加熱焼入れ温度
が上限値を外れた場合（試験番号29，30）では靭
性が著しく劣化している。 さらに、焼戻し後空冷した場合（試験番号31〜
33）では、強度、靭性ともに低下する結果となつ
ている。 以上詳述したように、この発明によれば、強度
と靭性に優れ、しかも溶接性も良好なHT100ク
ラス鋼種を、高価なNiを多量に使用することな
く、得ることができる。
接性の優れた調質型高張力厚鋼板の製造方法に関
する。 （従来技術） 近年の傾向として溶接構造物の大型化に伴い構
造物の軽量化を図るために高張力鋼板の使用量が
増加している。これは高張力鋼板を使用すること
によつて、構造物自体の軽量化、そしてそれに伴
う運搬、組立作業性の向上、さらには各構造部材
の薄肉化による溶接施行性の向上等のメリツトを
利用しようとするものである。 例えば、近年、揚水発電所を初めとして、圧力
容器、橋梁、海洋構造物等の溶接構造物において
も大型化が指向されており、使用される高張力鋼
板も高張度化されている。 従来よりこの種の高張力鋼板としては、
HT60、HT80クラスの鋼種が使用されているが、
降伏点90Kgｆ／mm2以上という高強度を有する
HT100クラスの鋼種は未だ実用上使用されるに
はいたつていない。 これは、降伏強さ90Kgｆ／mm2以上、引張強さ
97Kgｆ／mm2以上という所定強度を安定して確保し
難いこと、たとえ上記所定強度を満足したとし
ても同時に優れた低温靭性を付与し難いこと、
さらに、施行上問題とならないだけの溶接性を付
与することがきわめて難しいことなどの問題点を
有するためである。 従来から開発されているHT100クラスの鋼種
は強度を確保するためにＣを0.15％より多量に、
あるいはＶを0.06％より多量に含有しているた
め、母材の靭性はあまり良好ではなく、脆性破面
遷温度（vTs）は−40℃以上であり、また溶接性
も十分であるとは言えなかつた。 一方、同系鋼種として母材靭性の良好なものは
Niを５％以上も含有しており、そのため経済性
が著しく劣るという欠点を有する。 （関連発明） 発明者らは、Niを２〜３％含有する強度、靭
性および溶接性の良好なHT100クラスの鋼をす
でに提案しているが（特願昭58−177701）、それ
でもHT80鋼に比較すればかなり多量のNiを含有
しており、製造コストが高いという欠点を有す
る。 （発明の要約） この発明の発明者らは、上記従来技術および先
行発明にみられる欠点を改善するために、微量元
素、特に鋼中不純物に着目して、詳細な研究を行
つた結果、次のような知見を得てこの発明を完成
した： (i) HT100クラスの高強度鋼においても、通常
高張力鋼板中に不純物として多量に含有される
Ｎを低減することによつて、母材の焼入性を増
加させることができ、したがつて、合金成分を
多量に添加することなく単に低Ｎ化を図るだけ
で高強度を達成でき、一方、また、そのような
低Ｎ化によつて溶接継手部の靭性も向上する。 (ii) 通常、鋼中のＮ量を低減すると、オーステナ
イト結晶粒が粗大化して靭性が劣化するという
欠点を有する。しかし、低Ｎ鋼においても、微
量のNbを添加することによつて、オーステナ
イト粒を微細化し、靭性を改善できる。 Nbは従来制御圧延鋼について、析出強化元
素あるいは再結晶抑制元素として多用されてい
るが、調質鋼で使用されることはまれである。
この発明では、Nbを析出強化元素と言うより
は、むしろ結晶粒微細化元素として使用する点
が従来技術と大きく異なるところである。 (iii) 低Ｎ化することによつて、Ｖ添加量を0.06％
以下に制限しても、そのような微量のＶで十分
な析出強化を得ることができるため、Ｖの多量
添加による母材靭性の劣化、溶接性の劣化を抑
制し、溶接性厚鋼板として利用できる十分な靭
性を付与できる。 (iv) 一方、Si含有量を0.15％以下に抑制すること
によつてマルテンサイト＋微細ベイナイトの混
合組織を容易に得ることができ、母材靭性を大
幅に向上することができる。同時に、かかる低
Si化によつて冷却速度の比較的速い溶接継手部
においても、靭性に悪影響を及ぼす島状マルテ
ンサイトの生成を抑制できるため、溶接継手部
の靭性が向上する。 (v) 不純物元素であるＰ含有量を0.010％以下に
下げ、焼戻し後水冷することによつて焼戻し脆
性を抑制でき、従来より低い温度で焼戻しをし
ても、十分な低温靭性を付与でき、併せてさら
にＳ含有量を0.003％以下にすることによつて、
圧延方向によらず、十分な低温靭性を付与でき
る。 (vi) このように、Ｎ含有量の低減とNb添加とを
組合せるばかりでなく、さらにＶ含有量の低
減、Si含有量の低減、そしてＰ，Ｓ含有量の低
減を組合せることにより、さらにそのようにし
て得られた組成の鋼に対し、焼戻し温度の低下
と焼戻し後水冷することを組合せることによつ
て、満足すべき強度と靭性、さらにはすぐた溶
接性を確保できる。ここに、 この発明は、 重量％で、 Ｃ：0.07〜0.15％、Si：0.15％以下、 Mn：0.40〜1.20％、Ni：1.00〜3.50％、 Cr：0.40〜1.20％、Mo：0.40〜0.80％、 Ｖ：0.01〜0.06％、Nb：0.005〜0.030％、 Ｂ：0.0020％以下、sol.Al：0.01〜0.10％、 Ｎ：0.0040％以下、Ｐ：0.010％以下、 Ｓ：0.003％以下、 さらに必要に応じCu：0.50％以下、Ca：0.005
％以下および Ｗ：1.00％以下の１種以上、残部Feおよび不可
避不純物 から成り、かつ式： 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0.28％
以下である鋼を1050℃以上に加熱した後、熱間圧
延し、続いてAc3変態点〜1050℃の温度域に再加
熱した後、焼入れを行い、次いでAc1変態点以下
で焼戻しした後水冷することを特徴とする、降伏
点90Kgｆ／mm2以上、引張強さ97Kgｆ／mm2以上、衝
撃破面遷移温度：−60℃以下の溶接性の優れた調
質型高張力厚鋼板の製造方法である。 なお、ここに厚鋼板は一般には特に制限はない
が、好ましくは５mm厚以上のものをいう。 （発明の態様） 次に、この発明において鋼組成および調質条件
を上記のように限定した理由について説明する
が、以下において特にことわりがない限り「％」
は「重量％」である。 Ｃ： Ｃは焼入性と強度の確保のために必要であり、
特にYS≧97Kgｆ／mm2以上の強度を確保するため
に0.07％以上添加するが、0.15％を越えて添加す
ると溶接割れ性、さらに低温割れ性を著しく劣化
させるので、この発明にあつてはＣ含有量0.07〜
0.15％に限定した。 Si： Siは通常脱酸と強度の確保のために添加する
が、Siを低減することによつて、溶接継手部、熱
影響部の靭性を向上できる。これは、低Si化によ
り、炭化物の析出が促進されるため、溶接部での
硬化組織の生成が抑制されるためである。例え
ば、Siを0.15％以下に制限することによつてその
ような効果は十分硬保される。なお、HT100ク
ラスの高強度鋼では強度確保のために、通常0.25
％程度のSiを含有しており、このため、必ずしも
十分な溶接性が得られていない。したがつて、こ
の発明では溶接性の向上を目的としてSi含有量を
0.15％以下に限定した。 Mn： Mnは焼入性を確保するために必要であり、
0.40％以上添加するが、1.20％を越えると溶接性
と母材靭性を劣化させるので、Mn含有量を0.40
〜1.20％に限定する。 Ni： Niは焼入性の確保と低温靭性の向上に有効で
あるので1.00％以上添加するが、経済性を考慮し
てその上限を3.50％とした。 なお、Ni含有量は1.00〜3.50％の範囲内で鋼板
板厚に応じて変化させることが経済性の観点から
好ましい。 Cr： Crは焼入性と強度の確保のために0.40％以上添
加するが、1.20％を越えると溶接性と母材靭性を
劣化させるので0.40〜1.20％に制限する。 Mo： Moは焼入性を増加させ、かつ焼戻し軟化抵抗
を高めて、強度の確保に有効であるので0.40％以
上添加するが、0.80％を越えると、溶接性を著し
く劣化させるのでその含有量は0.40〜0.80％に制
限する。 Ｖ： Ｖは強度を確保するためにこの発明においては
0.01％以上添加するが、一方0.06％を越えると母
材靭性とと溶接性を著しく劣化させるので、0.01
〜0.06％に制限する。 この発明においては、Ｎ含有量を0.0040％以下
に限定しているので、0.06％以下のＶ添加量で十
分な強度を確保できるのである。 Nb： Nbは通常析出強化元素としてあるいは制御圧
延鋼においては再結晶抑制元素として使用する
が、この発明においては、特に結晶粒微細化元素
として添加する。このために0.005％以上添加す
るが、0.030％を越えると溶接性を劣化させるの
で0.005〜0.030％に限定する。 Ｂ： Ｂは微量添加で焼入性を大幅に向上させる元素
であり強度、靭性を向上させるために有効である
が、0.0020％を越えると逆に靭性を劣化させるの
で、Ｂ含有量は0.0020％以下に限定する。なお、
この発明ではＮ含有量を0.0040％以下に限定して
いるのでＢ含有量は0.0010％以下にすることが好
ましい。 sol.Al Alは脱酸作用を有するとともにオーステナイ
ト結晶粒を微細化し、靭性を向上させるので、こ
の発明ではsol.Alとして0.01％以下添加するが、
0.10％を越えると靭性を劣化させるので、0.01〜
0.10％に制限する。 Ｎ： この発明においてＮ含有量を0.0040％以下にす
ると、焼入性が高められ、母材の強度および靭性
が向上するとともに溶接継手部の靭性も向上す
る。なお、鋼中でＮは通常AlNとして固定され
ているが、溶接ボンド部、溶接熱影響部では高温
に再加熱されるため、AlNが母地中に固溶し、
フリーなＮとなり、靭性を劣化させてしまう。 またＮ含有量が高いと再加熱時にVNとして析
出し、固溶Ｖ量が減少するため、焼入れ焼戻し後
のＶの析出強化量が減少し母材の強度が低下する
結果となる。 したがつて、この発明にあつてはＮ含有量
0.0040％以下に限定する。 Ｐ： Ｐは焼戻し脆性を促進し、靭性を劣化させるほ
か、溶鋼からの凝固時に偏析しやすく、偏析部で
異常組織を生じるため低減することが好ましい。
したがつて、この発明ではＰ含有量を0.010％以
下に限定する。 Ｓ： Ｓは通常鋼中ではMnSの形態で存在し、圧延
によつて展伸して靭性の異方性を生じる。高強度
鋼においては、特に展伸した介在物は靭性に悪影
響を及ぼすのでこの発明ではＳ含有量を0.003％
以下、好ましくは0.002％以下に制限する。なお、
この発明の好適態様にあつてＰ＋Ｓは0.01％以下
に制限される。 Cu： Cuは強度と耐食性を向上させるために必要に
応じて添加するが、0.50％を越えると熱間加工
性、靭性、溶接性を劣化させるのでこの発明では
Cu添加量を0.50％以下に限定する。 Ca： CaはMnS等の介在物を球状化し、靭性の異方
性を改善するために添加するが、0.005％を越え
ると靭性を低下させるので0.005％以下に制限す
る。 Ｗ： Ｗは焼入性を増加させ、かつ焼戻し軟化抵抗を
高めて強度を増加させるので必要に応じて添加す
るが、1.00％を越えると靭性と溶接性を劣化させ
るので1.00％以下に制限する。 PCM（溶接割れ感受性指数） PCMは溶接時の低温割れ性を表わす指数で、通
常80キロクラスの高張力鋼で0.28％以下である。
この発明においては、HT100においてもHT80な
みの溶接性を付与するために、PCMを0.28％以下
に限定する。 熱問圧延前加熱温度： 熱問圧延時の加熱温度を1050℃以上にするの
は、圧延前にNbCあるいはNb（Ｃ，Ｎ）を完全
に固溶させ、圧延後にNbCあるいはNb（Ｃ，Ｎ）
を均一微細に析出させ、再加熱焼入れ時にオース
テナイト結晶粒を微細化するためである。 焼入れ加熱温度： 焼入れ前の加熱温度をAc3点以上にするのは、
Ac3変態点以下の温度では完全にオーステナイト
化されないから、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、一方その
上限を1050℃以下に制限するのは、1050℃を越え
るとNbCあるいはNb（Ｃ，Ｎ）が固溶あるいは
粗大化し、オーステナイト結晶粒が粗大化して靭
性が劣化するためである。 焼戻し温度： 焼戻し温度がAc1変態点を越えると降伏強さが
大幅に低下し安定した強度が得られないので焼戻
し温度はAc1変態点以下とする。焼戻し後水冷す
るのは、焼戻し脆性の抑制による靭性の向上と、
固溶強化の増加による強度の増加のためである。 焼戻し後水冷するのは、この発明の特徴の１つ
であり、これによつて低温靭性と強度を向上でき
る。つまり、水冷することによつて焼戻し後の冷
却速度が増加し、焼戻し脆性を抑制でき、またＣ
等の固溶強化作用が増加するためである。 次に、この発明を実施例によつてさらに説明す
るが、これらの実施例は単にこの発明を例示する
ものであつてそれらによつてこの発明が制限され
るものではない。 実施例 第１表に示すような化学組成を有する本発明の
範囲内の鋼番Ａ〜Ｊ、および比較例としての鋼番
Ｋ〜Ｑの各鋼種を溶製した。 次にこれを熱間鍛造によつて120mm厚のスラブ
とした後、鋼番Ａ〜ＤおよびＫ〜Ｍのものは、
1150℃に加熱後、熱間圧延を行い板厚25mmの鋼板
に、一方鋼番Ｅ〜ＪおよびＮ〜Ｑのものは、1150
℃、1050℃あるいは1000℃に加熱後熱間圧延によ
つて板厚40mmの鋼板に仕上げ、空冷した。 次に、これらの鋼板を900℃あるいは920℃に再
加熱した後水焼入れし、600℃あるいは615℃で焼
戻しを行つた後水冷した。 また、焼入れ温度の影響を調べる目的で、比較
例として鋼番Ａ〜Ｇについては800℃または1100
℃に再加熱した後水焼入れし、580℃または615℃
で焼戻ししてから水冷する調質処理も行つた。 さらに、焼戻しした後空冷するという通常の焼
入れ焼戻しを行つたものもさらに比較例として挙
げた。 このようにして得られた各鋼板の板厚中央部か
ら、JIS ４号２mmＶノツチシヤルピー試験片と直
径8.5mmで平行部長さが50mmの丸棒引張試験片を
圧延方向と直角な方向にそれぞれ採取し、その機
械的性質を調べた。 また各鋼板より斜めｙ開先拘束割れ試験片（板
厚：25mmあるいは40mm）を採取し、125℃に予熱
後、入熱量：17KJ／cmで手溶接し（電流：
170A、電圧：25V、速度：15cm／min）、表面割
れ、ルート割れ、断面割れの有無を調べた。 これらの結果を第２表にまとめて示す。 第２表から明らかなように、試験番号１〜16に
おける結果に示されているように、この発明によ
れば、降伏点90Kgｆ／mm2以上、引張強さ97Kgｆ／
mm2以上を満足し、HT100としての必要強度を満
たすとともに、破面遷移温度も−60℃以下を満足
し、溶接構造部材として十分に使用できるだけの
優れた低温靭性が得られることがわかる。 また、125℃の予熱により、低温割れも防止で
き、優れた溶接性をも有していることが分かる。 一方、比較例である試験番号17〜23の場合に得
られた鋼板は、鋼組成がこの発明の範囲を外れる
ため、強度は満足するものの、破面遷移温度は−
60℃以上であり靭性に劣ることがわかる。 また溶接性割れは、Ｖ添加量が上限を越えた成
分の鋼を使用した場合（試験番号19、22）、Ｃお
よびPCMが上限を越えた鋼を使用した場合（試験
番号17）、SiおよびPCMが上限を越えた鋼を使用し
た場合（試験番号18）による鋼板に生じている。 圧延加熱温度が下限を外れた場合（試験番号24
〜26）では、化学成分はこの発明の範囲内にある
にもかかわらず、靭性が劣化する結果となつてい
る。 再加熱焼入温度が、下限値を外れた場合（試験
番号27，28）は強度が低下し、再加熱焼入れ温度
が上限値を外れた場合（試験番号29，30）では靭
性が著しく劣化している。 さらに、焼戻し後空冷した場合（試験番号31〜
33）では、強度、靭性ともに低下する結果となつ
ている。 以上詳述したように、この発明によれば、強度
と靭性に優れ、しかも溶接性も良好なHT100ク
ラス鋼種を、高価なNiを多量に使用することな
く、得ることができる。
【表】
【表】
(注) (1) ＊ この発明の範囲から外れているこ
とを示す。
Si(％) Mn(％) Cu
(％) Ni(％) Cr(％) Mo(％) V(％)
(2) ＊＊ PＣＭ(％)＝C(％)＋
とを示す。
Si(％) Mn(％) Cu
(％) Ni(％) Cr(％) Mo(％) V(％)
(2) ＊＊ PＣＭ(％)＝C(％)＋
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、 Ｃ：0.07〜0.15％、Si：0.15％以下、 Mn：0.40〜1.20％、Ni：1.00〜3.50％、 Cr：0.40〜1.20％、Mo：0.40〜0.80％、 Ｖ：0.01〜0.06％、Nb：0.005〜0.030％、 Ｂ：0.0020％以下、sol.Al：0.01〜0.10％、 Ｎ：0.0040％以下、Ｐ：0.010％以下、 Ｓ：0.003％以下、 残部Feおよび不可避不純物 から成り、かつ式： 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0.28％
以下である鋼を1050℃以上に加熱した後、熱間圧
延し、続いてAc3変態点〜1050℃の温度域に再加
熱した後、焼入れを行い、次いでAc1変態点以下
で焼戻しした後水冷することを特徴とする、降伏
点90Kgｆ／mm2以上、引張強さ97Kgｆ／mm2以上、衝
撃破面遷移温度−60℃以下の溶接性の優れた調質
型高張力厚鋼板の製造方法。 ２ 重量％で、 Ｃ：0.07〜0.15％、Si：0.15％以下、 Mn：0.40〜1.20％、Ni：1.00〜3.50％、 Cr：0.40〜1.20％、Mo：0.40〜0.80％、 Ｖ：0.01〜0.06％、Nb：0.005〜0.030％、 Ｂ：0.0020％以下、sol.Al：0.01〜0.10％、 Ｎ：0.0040％以下、Ｐ：0.010％以下、 Ｓ：0.003％以下、 Cu：0.50％以下、Ca：0.005％以下および Ｗ：1.00％以下の１種以上、 残部Feおよび不可避不純物 から成り、かつ式： 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0.28％
以下である鋼を1050℃以上に加熱した後、熱間圧
延し、続いてAc3変態点〜1050℃の温度域に再加
熱した後、焼入れを行い、次いでAc1変態点以下
で焼戻しした後水冷することを特徴とする、降伏
点90Kgｆ／mm2以上、引張強さ97Kgｆ／mm2以上、衝
撃破面遷移温度−60℃以下の溶接性の優れた調質
型高張力厚鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22852183A JPS60121219A (ja) | 1983-12-05 | 1983-12-05 | 調質型高張力厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22852183A JPS60121219A (ja) | 1983-12-05 | 1983-12-05 | 調質型高張力厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60121219A JPS60121219A (ja) | 1985-06-28 |
| JPH0125371B2 true JPH0125371B2 (ja) | 1989-05-17 |
Family
ID=16877721
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22852183A Granted JPS60121219A (ja) | 1983-12-05 | 1983-12-05 | 調質型高張力厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60121219A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN100372962C (zh) * | 2005-03-30 | 2008-03-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 屈服强度1100Mpa以上超高强度钢板及其制造方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5397924A (en) * | 1977-02-07 | 1978-08-26 | Kobe Steel Ltd | Manufacture of low crack sensibility high strength steel for high heat input welding |
| 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
- 1983-12-05 JP JP22852183A patent/JPS60121219A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60121219A (ja) | 1985-06-28 |
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