JPH0448848B2 - - Google Patents
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- JPH0448848B2 JPH0448848B2 JP59142898A JP14289884A JPH0448848B2 JP H0448848 B2 JPH0448848 B2 JP H0448848B2 JP 59142898 A JP59142898 A JP 59142898A JP 14289884 A JP14289884 A JP 14289884A JP H0448848 B2 JPH0448848 B2 JP H0448848B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
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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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
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- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
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- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は引張強度が50Kgｆ／mm2級以上の溶接用
の高張力鋼板の圧延焼き入れ焼き戻し法による製
造法に関するものである。 （従来の技術） 鋼の圧延焼き入れ焼き戻し法（以下「DQT」
と略す）は調質鋼の製造プロセスの中の再加熱工
程を省略して製造コストの削減をはかると同時
に、一般的に再加熱焼き入れ焼き戻し法（以下
「QT」と略す）に比較して高い強度が得られる
ので添加合金量を削減でき、それにより合金コス
トの低減と溶接割れ性や溶接継手部靱性の向上を
はかれることが公知となつている。 たとえば、特開昭57−158320号公報や特公昭58
−3011号公報などに開示された知見はDQTに関
するものであり、その技術的要件は、(i)溶接用の
構造用鋼であつて溶接低温割れ、および、溶接継
手靱性を考慮した鋼成分組成であること、(ii)焼き
入れ開始温度はAr3以上であり、しかも、圧延加
工組織を残さないように圧延焼き入れ開始までに
圧延加工組織の回復・再結晶を促進するか、また
は、オーステナイトの圧延再結晶を抑制するよう
な析出物を形成しない鋼組成とし、(iii)焼き入れ
後、再加熱によりAc1以下の温度で焼き戻すこと
などである。 しかしながら、従来のDQTプロセスでは再加
熱QTプロセスに比べて鋼板の低温靱性が劣る欠
点を有していた。すなわち、従来のDQプロセス
の考え方は圧延加工組織を回復・再結晶させるこ
とによつてDQ時の焼き入れ性を高めようとする
ことにあり、そのためにたとえば特公昭58−3011
号公報記載の方法では「Ar3変態点以上の温度域
で50％以上の圧下を加え、熱間圧延を行い、所定
の板厚寸法で鋼板に仕上げた後、Ac3変態点未満
〜Ar3変態点の間で１〜15分間の等温保持または
冷却過程を経たのち」急冷することを技術的要件
としている。 このようなDQにおいては圧延加工組織は等温
保持または冷却過程において回復・再結晶してし
まうために、DQによつて形成される焼き入れ組
織はDQ直前のオーステナイト粒にほぼ対応する
大きさになつてしまう。ところが、DQ直前のオ
ーステナイト粒は粗く、DQT後に十分に良好な
低温靱性が得られない場合が多い。一方、従来の
考え方において、DQ前の圧延加工組織を回復・
再結晶させないで焼き入れると十分な硬化性が確
保されず、DQT後の強度が出ないという難点が
ある。 （発明が解決しようとする課題） 本発明は従来のDQTプロセスとは異なり、熱
間圧延によつて導入された加工組織を回復・再結
晶させることなく、しかも、DQ時の焼き入れ性
を低下させないで微細な焼き入れ組織をうること
を目的としている。 （課題を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは以下のとおりであ
る。 (1) 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下、 を含み、残部鉄および通常の製鋼法において不
可避に混入する不純物元素を含み、しかも、(1)
式で与えられるDI *値が0.60以上の成分組成よ
りなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造後の冷却過程
で、あるいは、冷片から1000℃以上1300℃以下
の範囲内の温度に再加熱したのちの冷却過程
で、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度範囲におい
て累積圧下率30％以上の圧下を加えたのち、
120秒以内にAr3−30℃以上の温度から焼き入
れてAc1以下の温度で焼き戻すことを特徴とす
る高張力高靱性鋼板の製造法。 (1)式： DI *＝1.11√（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ (2) 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下、 を基本成分とし、 Nb：0.10％以下、 Cr：0.50％以下、 Ni：4.00％以下、 のうちの１種を含み、残部鉄および通常の製鋼
法において不可避に混入する不純物元素を含
み、しかも、(1)式で与えられるDI *値が0.60以
上の成分組成よりなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造
後の冷却過程で、あるいは、冷片から1000℃以
上1300℃以下の範囲内の温度に再加熱したのち
の冷却過程で、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度
範囲において累積圧下率30％以上の圧下を加え
たのち、120秒以内にAr3−30℃以上の温度か
ら焼き入れてAc1以下の温度で焼き戻すことを
特徴とする高張力高靱性鋼板の製造法。 (1)式： DI *＝1.11√（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ (3) 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下、 を基本成分とし、 Ｖ：0.20％以下、 Nb：0.10％以下、 Cr：0.50％以下、 Ni：4.00％以下、 Cu：1.00％以下、 のうち、(i)Cr、Ｖ、(ii)Nb、Ni、(iii)Ni、Cuの
組合せで２種を含み、残部鉄および通常の製鋼
法において不可避に混入する不純物元素を含
み、しかも、(1)式で与えられるDI *値が0.60以
上の成分組成よりなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造
後の冷却過程で、あるいは、冷片から1000℃以
上1300℃以下の範囲内の温度に再加熱したのち
の冷却過程で、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度
範囲において累積圧下率30％以上の圧下を加え
たのち、120秒以内にAr3−30℃以上の温度か
ら焼き入れてAc1以下の温度で焼き戻すことを
特徴とする高張力高靱性鋼板の製造法。 (1)式： DI *＝1.11√（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ (4) 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下 を基本成分とし、 Ｖ：0.20％以下、 Ni：4.00％以下、 Cu：1.00％以下、 の３種を含み、残部鉄および通常の製鋼法にお
いて不可避に混入する不純物元素を含み、しか
も、(1)式で与えられるDI *値が0.60以上の成分
組成よりなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造後の冷却
過程で、あるいは、冷片から1000℃以上1300℃
以下の範囲内の温度に再加熱したのちの冷却過
程で、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度範囲にお
いて累積圧下率30％以上の圧下を加えたのち、
120秒以内にAr3−30℃以上の温度から焼き入
れてAc1以下の温度で焼き戻すことを特徴とす
る高張力高靱性鋼板の製造法。 (1)式： DI *＝1.1171（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ ここで、本発明において鋼の個々の成分範囲を
定めた理由を以下に述べる。 Ｃは鋼の強度を支配する最も基本的な元素であ
るため、0.03％未満では鋼の焼き入れ性を確保す
ることが難しくなる。いつぽう、Ｃ量が高くなる
と、溶接低温割れ性や溶接継手部の切り欠き靱性
が劣るようになるので、上限を0.20％とした。 Si、Ｐ、ＳおよびAl等の元素は本発明法にお
いてはとくには重要な意味はなく、本発明法の適
用が予定されている溶接用の高張力鋼板では現在
の工業技術上の制約からSiについては0.01〜0.70
％、Ｐについては0.025％以下、Ｓについては
0.015％以下、Alについては0.080以下とした。 MnはＣと並んで鋼の焼き入れ性を支配する重
要な元素であり、同時に、本発明の構成要件に基
本的に関わつているAr3値に対して大きな影響を
与えている。そのために、Mn量が低すぎると
Ar3値が高くなりすぎて、本発明にいうAr3＋150
℃以下Ar3以上の温度範囲での圧延加工が著しく
短時間に、γの回復・再結晶を促進してしまうの
で、Mnの下限は0.50％とした。一方、溶接低温
割れ性や、鋼の溶製のしやすさから上限は1.80％
とした。 Tiの添加は鋼板中に微細に析出するTiNによ
り、溶接継手熱影響部の切り欠き靱性向上に有効
である。一方、Tiの添加量が高すぎるとTiCなど
になつて溶接継手熱影響部を硬化させ、切り欠き
靱性に害をなす。そこでTi：0.03％を上限値とし
た。 Ｎは本発明の構成要件である、「Ar3＋150℃以
下Ar3以上の温度範囲において累積圧下率30％以
上の圧下を加えたのち、120秒以内にAr3−30℃
以上の温度から焼入れ」した場合、Ｎ量が高い
と、本発明法による鋼の特徴をなすγ粒内におけ
る微細な変態組織が得られない。そのため、Ｎ量
の上限を0.0030％とした。 Ｂは本発明においてはDI *値を高め、強度を高
めるのに有効であり、下限値を0.0006％とする。
また、高すぎるとAr3点が高まり、Mnの低すぎ
る場合に述べたような圧延加工の効果が得られな
くなつてしまう。この理由もをつてＢの上限は
0.0030％とした。 Nbについては、Ar3を低下させる効果が大き
いので、本発明の効果を高めるが、添加量が多す
ぎると溶接低温割れ性や溶接継手部の切れ欠き靱
性の面で有害である。そのためNbについては
0.10％を上限と限定した。 Ｖ、Crは焼き戻し軟化を抑制し、DQT後の高
強度を得るのに有効であるが、添加量が多すぎる
と溶接低温割れ性や溶接継手部の切り欠き靱性の
面で有害である。そのためＶについては0.20％、
Crについては0.50％を上限とした。 Ni、Cuは一般的に焼き入れ焼き戻し鋼の強度
を高める効果は強くはないが、鋼板の低温靱性を
高めるはたらきがある。本発明によれば、このよ
うな効果が著しく高められる。したがつて、Ni、
Cuは添加量が多い程望ましいが、経済的な観点
から4.00％を超えるNi添加の効果はその意義が見
い出しにくい。そこで、Niについては4.00％以下
を本発明の適用範囲と定めた。また、Crについ
ては添加量が高すぎると熱間割れや鋼板表面疵を
発生しやすくなるので、上限を1.00％と定めた。 本発明の個々の成分元素に関する添加濃度の限
定理由は以上のとおりであるが、本発明鋼が意図
するような圧延加工組織を残して焼きを入れるた
めには、(1)式で与えられるようなDI *値が、0.60
以上であること、しかも、Ar3＋150℃以下Ar3以
上の温度範囲で累積圧下率30％以上の圧下を加え
たのち120秒以内にAr3−30℃以上の温度から焼
き入れること、の両方の条件が満たされなければ
ならない。これらの条件のいずれか一方、また
は、両方ともが満たされない場合には焼入れ性が
低下し、強度が不足し、靱性が不良となる。 （作用） 本発明によれば、熱間圧延加工組織を回復・再
結晶させることなくしかも、DQ時の焼き入れ性
を低下させないで微細な焼き入れ組織が得られ
る。その理由を以下に述べる。 ａ DQ焼き入れ組織の強度・靱性への影響 従来法において、圧延をオーステナイト相再
結晶域で圧延を行なつて通常の工業的生産設備
によつてDQすると、DQ開始時までに圧延加
工組織が回復・再結晶してしまうために第２図
ａに示すように、マルテンサイト組織は得られ
る（即ち、焼きは入る）が、そのマルテンサイ
トは粗大なオーステナイト粒に対応する大きさ
にまで発達してしまう。このために、このよう
なDQ材を焼き戻しても低褐靱性は劣つてい
る。そこで、DQT後の靱性を高めるためにDQ
時のオーステナイト粒の細粒化をはかることを
意図して、オーステナイト未再結晶域で圧下を
加えDQすると、オーステナイト粒界や粒内の
加工組織からポリゴナルなフエライト粒が生じ
てしまい、このために、焼きが十分に入らな
い。このポリゴナルフエライトは従来の研究に
より明らかにされている。圧延加工中、あるい
は、圧延加工後の自然冷却過程でのAr3よりも
著しく高い温度から生じている。 本発明者はオーステナイト未再結晶域で圧延し
た鋼板において上記のように高い温度からフエラ
イト粒が生じる原因を種々研究した結果、(1)式で
定義されるDI *値が0.60以上の成分組成であつて
Ｎ量の低い鋼では、このような高温からのフエラ
イトが形成されず、しかも、該鋼をオーステナイ
ト未再結晶域で30％以上の累積圧下率を与えるよ
うな熱間圧延後、120秒以内、好ましくは60秒以
内にAr3−30℃以上の温度から焼き入れると、第
２図ｃに示すような方向の揃つたフエライト・プ
レートによつて細かく分割された微細なマルテン
サイト組織（以後「CR−DQ組織」と呼ぶ）が得
られることを発見した。ここで、該圧延後焼き入
れまでの時間は、このようなCR−DQ組織を得る
上で本質的に重要なことである。すなわち、第１
図に示すごとく該圧延後20秒おいたのちDQした
もの（第１図ｃ）では典型的なCR−DQ組織が得
られるが、該圧延後120秒おいたのちDQしたも
の（第１図ｂ）ではCR−DQ組織の特徴は薄れ
る。さらに、該圧延後180秒経過したのちDQし
たもの（第１図ａ）ではCR−DQ組織の特徴は全
く見られず、再結晶したオーステナイト粒径に相
当する大きさのマルテンサイト組織となつてしま
う。このため同じ鋳片から同じ熱間圧延方法で圧
延し、しかも、オーステナイト一相の状態から焼
き入れたにもかかわらず、第１図に示す三つの
DQ鋼板を焼き戻したのちの低温靱性には著しい
差異があり、CR−DQ組織を残したDQ鋼板を焼
き戻したもので低温靱性が著しくすぐれており、
かつ、強度はCR−DQ組織を残さないものとほと
んど変わらない。 実施例 実施例 １ プロセス条件、鋼中Ｎ量と鋼板の強度・靱性に
ついての検討例 表１は本発明において、そのプロセス条件の範
囲と鋼中Ｎ量とを規定するに至つた実験に供した
鋼の成分を比較例と併せて示す。また、表２は表
１の鋼に対して採用したプロセス条件とその鋼板
の強度・靱性を示す。表１に示すように比較鋼Ｃ
はＮ量が0.0037％で本発明鋼に該当する鋼Ａ、Ｂ
よりも高い。鋼Ｃにおいては表２に示すように、
そのプロセスが本発明に関わる条件に該当しても
DQT後の鋼板のシヤルピーvTrsは他の鋼Ａ、Ｂ
よりも劣つている。一方鋼Ａ、Ｂはその成分組成
は本発明に関わる成分範囲に該当するが、鋼Ａの
圧延後DQまでの時間が180秒と300秒の鋼板では
強度が低くDQT後のシヤルピーvTrsも劣つてい
る。これは、圧延後の大気放冷過程でγ／α変態
が始まつたため不完全な焼き入れとなつたためで
ある。 つぎに、鋼Ｂに用いて圧延をAr3＋150℃以下
900℃以上での累積圧下率を表２に示すように70、
50、30、および、０％ととつた後直ちに900℃に
おいて600秒、120秒、30秒加熱保持してDQTを
施した。これらの鋼板の焼き入れ組織には粒界フ
エライトは出ていないが、鋼板Ｂ−１、Ｂ−２、
Ｂ−３についてみると、Ｂ−１（圧延後600秒保
持）はＢ−２（同120秒）、Ｂ−３（同30秒）に比べ
てマルテンサイト主体の組織になつており、しか
も、その粒単位が粗い。しかしながら、Ｂ−２、
Ｂ−３ではマルテンサイトが十分に発達せず、微
細なベイナイトとマルテンサイトの混合組織とな
り、表２に示すようにシヤルピーvTrsもＢ−１
より明らかにすぐれている。これは、Ｂ−２、Ｂ
−３では圧延加工組織が回復する前に焼き入れさ
れたために粗大なマルテンサイトが発達せず、微
細なベイナイトとマルテンサイトが入り組んで発
達したためである。 一方、表２の鋼板Ｂ−５、Ｂ−６を比較する
と、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度域での圧下量
の大きいＢ−５のvTrsは上述のＢ−２、Ｂ−３
と同じレベルであるが、該圧下量の少ないＢ−６
ではvTrsが劣る。このことから、Ar3＋150℃以
下Ar3以上の温度範囲における累積圧下率を30％
以上とることが必須であることと考えられる。 以上の実験事実に基づいて本発明を構成する製
造プロセス条件についてはAr3＋150℃以下Ar3以
上の温度範囲における累積圧下率を30％以上と
り、しかも圧延終了後120秒以内にAr3−30℃以
上の温度で焼き入れることが必須であると考え
た。なお、焼き入れ開始温度は実質的にAr3以上
であることが重要であるが、生産技術上は圧延後
の鋼板の温度は鋼板表面温度を以つて計測される
ことが一般的であり、圧延後の鋼板の表面温度に
比べ鋼板内部の実質的な部分は本発明の適用が予
定されているような鋼板では30℃以上高いことが
ふつうなのでAr3−30℃以上の焼き入れ温度とす
ることとした。 実施例 ２ 本発明法の適用できる成分範囲の検討例 表３は本発明法の適用可能な成分範囲を明らか
にするための実験に供された鋼の成分値を示す。
表３の鋼ＤからＬまでは、いずれも本発明に関わ
る鋼成分であり、鋼Ｍ、Ｎ、Ｏは比較鋼である。
表４は表３の各鋼の圧延焼き入れのプロセス条件
を示している。鋼板Ｄ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｋ
−１、Ｌ−１は鋳造後再加熱することなく、直ち
に、圧延焼き入れプロセスに付した。他の鋼板
は、すべて、表４に示す温度に再加熱して圧延焼
き入れした。表４のプロセス条件は本発明法に関
わるものであるが、鋼板Ｍ−１はDI *が低く強度
が50Kg／mm2に満たない。また、鋼板Ｎ−１はＮ量
が高く、シヤルピーvTrsが不十分である。さら
に鋼板Ｏ−１はＢが高すぎてシヤルピーvTrsが
著しく劣つている。 これらの比較鋼に比べて、本発明法による鋼板
は成分値に応じた適切な強度とすぐれた低温靱性
を示している。なお、表３に示す鋼成分のうち、
鋼Ｆ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、ＮのＢ含有量は不可避的に含
有するものである。
の高張力鋼板の圧延焼き入れ焼き戻し法による製
造法に関するものである。 （従来の技術） 鋼の圧延焼き入れ焼き戻し法（以下「DQT」
と略す）は調質鋼の製造プロセスの中の再加熱工
程を省略して製造コストの削減をはかると同時
に、一般的に再加熱焼き入れ焼き戻し法（以下
「QT」と略す）に比較して高い強度が得られる
ので添加合金量を削減でき、それにより合金コス
トの低減と溶接割れ性や溶接継手部靱性の向上を
はかれることが公知となつている。 たとえば、特開昭57−158320号公報や特公昭58
−3011号公報などに開示された知見はDQTに関
するものであり、その技術的要件は、(i)溶接用の
構造用鋼であつて溶接低温割れ、および、溶接継
手靱性を考慮した鋼成分組成であること、(ii)焼き
入れ開始温度はAr3以上であり、しかも、圧延加
工組織を残さないように圧延焼き入れ開始までに
圧延加工組織の回復・再結晶を促進するか、また
は、オーステナイトの圧延再結晶を抑制するよう
な析出物を形成しない鋼組成とし、(iii)焼き入れ
後、再加熱によりAc1以下の温度で焼き戻すこと
などである。 しかしながら、従来のDQTプロセスでは再加
熱QTプロセスに比べて鋼板の低温靱性が劣る欠
点を有していた。すなわち、従来のDQプロセス
の考え方は圧延加工組織を回復・再結晶させるこ
とによつてDQ時の焼き入れ性を高めようとする
ことにあり、そのためにたとえば特公昭58−3011
号公報記載の方法では「Ar3変態点以上の温度域
で50％以上の圧下を加え、熱間圧延を行い、所定
の板厚寸法で鋼板に仕上げた後、Ac3変態点未満
〜Ar3変態点の間で１〜15分間の等温保持または
冷却過程を経たのち」急冷することを技術的要件
としている。 このようなDQにおいては圧延加工組織は等温
保持または冷却過程において回復・再結晶してし
まうために、DQによつて形成される焼き入れ組
織はDQ直前のオーステナイト粒にほぼ対応する
大きさになつてしまう。ところが、DQ直前のオ
ーステナイト粒は粗く、DQT後に十分に良好な
低温靱性が得られない場合が多い。一方、従来の
考え方において、DQ前の圧延加工組織を回復・
再結晶させないで焼き入れると十分な硬化性が確
保されず、DQT後の強度が出ないという難点が
ある。 （発明が解決しようとする課題） 本発明は従来のDQTプロセスとは異なり、熱
間圧延によつて導入された加工組織を回復・再結
晶させることなく、しかも、DQ時の焼き入れ性
を低下させないで微細な焼き入れ組織をうること
を目的としている。 （課題を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは以下のとおりであ
る。 (1) 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下、 を含み、残部鉄および通常の製鋼法において不
可避に混入する不純物元素を含み、しかも、(1)
式で与えられるDI *値が0.60以上の成分組成よ
りなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造後の冷却過程
で、あるいは、冷片から1000℃以上1300℃以下
の範囲内の温度に再加熱したのちの冷却過程
で、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度範囲におい
て累積圧下率30％以上の圧下を加えたのち、
120秒以内にAr3−30℃以上の温度から焼き入
れてAc1以下の温度で焼き戻すことを特徴とす
る高張力高靱性鋼板の製造法。 (1)式： DI *＝1.11√（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ (2) 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下、 を基本成分とし、 Nb：0.10％以下、 Cr：0.50％以下、 Ni：4.00％以下、 のうちの１種を含み、残部鉄および通常の製鋼
法において不可避に混入する不純物元素を含
み、しかも、(1)式で与えられるDI *値が0.60以
上の成分組成よりなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造
後の冷却過程で、あるいは、冷片から1000℃以
上1300℃以下の範囲内の温度に再加熱したのち
の冷却過程で、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度
範囲において累積圧下率30％以上の圧下を加え
たのち、120秒以内にAr3−30℃以上の温度か
ら焼き入れてAc1以下の温度で焼き戻すことを
特徴とする高張力高靱性鋼板の製造法。 (1)式： DI *＝1.11√（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ (3) 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下、 を基本成分とし、 Ｖ：0.20％以下、 Nb：0.10％以下、 Cr：0.50％以下、 Ni：4.00％以下、 Cu：1.00％以下、 のうち、(i)Cr、Ｖ、(ii)Nb、Ni、(iii)Ni、Cuの
組合せで２種を含み、残部鉄および通常の製鋼
法において不可避に混入する不純物元素を含
み、しかも、(1)式で与えられるDI *値が0.60以
上の成分組成よりなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造
後の冷却過程で、あるいは、冷片から1000℃以
上1300℃以下の範囲内の温度に再加熱したのち
の冷却過程で、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度
範囲において累積圧下率30％以上の圧下を加え
たのち、120秒以内にAr3−30℃以上の温度か
ら焼き入れてAc1以下の温度で焼き戻すことを
特徴とする高張力高靱性鋼板の製造法。 (1)式： DI *＝1.11√（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ (4) 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下 を基本成分とし、 Ｖ：0.20％以下、 Ni：4.00％以下、 Cu：1.00％以下、 の３種を含み、残部鉄および通常の製鋼法にお
いて不可避に混入する不純物元素を含み、しか
も、(1)式で与えられるDI *値が0.60以上の成分
組成よりなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造後の冷却
過程で、あるいは、冷片から1000℃以上1300℃
以下の範囲内の温度に再加熱したのちの冷却過
程で、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度範囲にお
いて累積圧下率30％以上の圧下を加えたのち、
120秒以内にAr3−30℃以上の温度から焼き入
れてAc1以下の温度で焼き戻すことを特徴とす
る高張力高靱性鋼板の製造法。 (1)式： DI *＝1.1171（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ ここで、本発明において鋼の個々の成分範囲を
定めた理由を以下に述べる。 Ｃは鋼の強度を支配する最も基本的な元素であ
るため、0.03％未満では鋼の焼き入れ性を確保す
ることが難しくなる。いつぽう、Ｃ量が高くなる
と、溶接低温割れ性や溶接継手部の切り欠き靱性
が劣るようになるので、上限を0.20％とした。 Si、Ｐ、ＳおよびAl等の元素は本発明法にお
いてはとくには重要な意味はなく、本発明法の適
用が予定されている溶接用の高張力鋼板では現在
の工業技術上の制約からSiについては0.01〜0.70
％、Ｐについては0.025％以下、Ｓについては
0.015％以下、Alについては0.080以下とした。 MnはＣと並んで鋼の焼き入れ性を支配する重
要な元素であり、同時に、本発明の構成要件に基
本的に関わつているAr3値に対して大きな影響を
与えている。そのために、Mn量が低すぎると
Ar3値が高くなりすぎて、本発明にいうAr3＋150
℃以下Ar3以上の温度範囲での圧延加工が著しく
短時間に、γの回復・再結晶を促進してしまうの
で、Mnの下限は0.50％とした。一方、溶接低温
割れ性や、鋼の溶製のしやすさから上限は1.80％
とした。 Tiの添加は鋼板中に微細に析出するTiNによ
り、溶接継手熱影響部の切り欠き靱性向上に有効
である。一方、Tiの添加量が高すぎるとTiCなど
になつて溶接継手熱影響部を硬化させ、切り欠き
靱性に害をなす。そこでTi：0.03％を上限値とし
た。 Ｎは本発明の構成要件である、「Ar3＋150℃以
下Ar3以上の温度範囲において累積圧下率30％以
上の圧下を加えたのち、120秒以内にAr3−30℃
以上の温度から焼入れ」した場合、Ｎ量が高い
と、本発明法による鋼の特徴をなすγ粒内におけ
る微細な変態組織が得られない。そのため、Ｎ量
の上限を0.0030％とした。 Ｂは本発明においてはDI *値を高め、強度を高
めるのに有効であり、下限値を0.0006％とする。
また、高すぎるとAr3点が高まり、Mnの低すぎ
る場合に述べたような圧延加工の効果が得られな
くなつてしまう。この理由もをつてＢの上限は
0.0030％とした。 Nbについては、Ar3を低下させる効果が大き
いので、本発明の効果を高めるが、添加量が多す
ぎると溶接低温割れ性や溶接継手部の切れ欠き靱
性の面で有害である。そのためNbについては
0.10％を上限と限定した。 Ｖ、Crは焼き戻し軟化を抑制し、DQT後の高
強度を得るのに有効であるが、添加量が多すぎる
と溶接低温割れ性や溶接継手部の切り欠き靱性の
面で有害である。そのためＶについては0.20％、
Crについては0.50％を上限とした。 Ni、Cuは一般的に焼き入れ焼き戻し鋼の強度
を高める効果は強くはないが、鋼板の低温靱性を
高めるはたらきがある。本発明によれば、このよ
うな効果が著しく高められる。したがつて、Ni、
Cuは添加量が多い程望ましいが、経済的な観点
から4.00％を超えるNi添加の効果はその意義が見
い出しにくい。そこで、Niについては4.00％以下
を本発明の適用範囲と定めた。また、Crについ
ては添加量が高すぎると熱間割れや鋼板表面疵を
発生しやすくなるので、上限を1.00％と定めた。 本発明の個々の成分元素に関する添加濃度の限
定理由は以上のとおりであるが、本発明鋼が意図
するような圧延加工組織を残して焼きを入れるた
めには、(1)式で与えられるようなDI *値が、0.60
以上であること、しかも、Ar3＋150℃以下Ar3以
上の温度範囲で累積圧下率30％以上の圧下を加え
たのち120秒以内にAr3−30℃以上の温度から焼
き入れること、の両方の条件が満たされなければ
ならない。これらの条件のいずれか一方、また
は、両方ともが満たされない場合には焼入れ性が
低下し、強度が不足し、靱性が不良となる。 （作用） 本発明によれば、熱間圧延加工組織を回復・再
結晶させることなくしかも、DQ時の焼き入れ性
を低下させないで微細な焼き入れ組織が得られ
る。その理由を以下に述べる。 ａ DQ焼き入れ組織の強度・靱性への影響 従来法において、圧延をオーステナイト相再
結晶域で圧延を行なつて通常の工業的生産設備
によつてDQすると、DQ開始時までに圧延加
工組織が回復・再結晶してしまうために第２図
ａに示すように、マルテンサイト組織は得られ
る（即ち、焼きは入る）が、そのマルテンサイ
トは粗大なオーステナイト粒に対応する大きさ
にまで発達してしまう。このために、このよう
なDQ材を焼き戻しても低褐靱性は劣つてい
る。そこで、DQT後の靱性を高めるためにDQ
時のオーステナイト粒の細粒化をはかることを
意図して、オーステナイト未再結晶域で圧下を
加えDQすると、オーステナイト粒界や粒内の
加工組織からポリゴナルなフエライト粒が生じ
てしまい、このために、焼きが十分に入らな
い。このポリゴナルフエライトは従来の研究に
より明らかにされている。圧延加工中、あるい
は、圧延加工後の自然冷却過程でのAr3よりも
著しく高い温度から生じている。 本発明者はオーステナイト未再結晶域で圧延し
た鋼板において上記のように高い温度からフエラ
イト粒が生じる原因を種々研究した結果、(1)式で
定義されるDI *値が0.60以上の成分組成であつて
Ｎ量の低い鋼では、このような高温からのフエラ
イトが形成されず、しかも、該鋼をオーステナイ
ト未再結晶域で30％以上の累積圧下率を与えるよ
うな熱間圧延後、120秒以内、好ましくは60秒以
内にAr3−30℃以上の温度から焼き入れると、第
２図ｃに示すような方向の揃つたフエライト・プ
レートによつて細かく分割された微細なマルテン
サイト組織（以後「CR−DQ組織」と呼ぶ）が得
られることを発見した。ここで、該圧延後焼き入
れまでの時間は、このようなCR−DQ組織を得る
上で本質的に重要なことである。すなわち、第１
図に示すごとく該圧延後20秒おいたのちDQした
もの（第１図ｃ）では典型的なCR−DQ組織が得
られるが、該圧延後120秒おいたのちDQしたも
の（第１図ｂ）ではCR−DQ組織の特徴は薄れ
る。さらに、該圧延後180秒経過したのちDQし
たもの（第１図ａ）ではCR−DQ組織の特徴は全
く見られず、再結晶したオーステナイト粒径に相
当する大きさのマルテンサイト組織となつてしま
う。このため同じ鋳片から同じ熱間圧延方法で圧
延し、しかも、オーステナイト一相の状態から焼
き入れたにもかかわらず、第１図に示す三つの
DQ鋼板を焼き戻したのちの低温靱性には著しい
差異があり、CR−DQ組織を残したDQ鋼板を焼
き戻したもので低温靱性が著しくすぐれており、
かつ、強度はCR−DQ組織を残さないものとほと
んど変わらない。 実施例 実施例 １ プロセス条件、鋼中Ｎ量と鋼板の強度・靱性に
ついての検討例 表１は本発明において、そのプロセス条件の範
囲と鋼中Ｎ量とを規定するに至つた実験に供した
鋼の成分を比較例と併せて示す。また、表２は表
１の鋼に対して採用したプロセス条件とその鋼板
の強度・靱性を示す。表１に示すように比較鋼Ｃ
はＮ量が0.0037％で本発明鋼に該当する鋼Ａ、Ｂ
よりも高い。鋼Ｃにおいては表２に示すように、
そのプロセスが本発明に関わる条件に該当しても
DQT後の鋼板のシヤルピーvTrsは他の鋼Ａ、Ｂ
よりも劣つている。一方鋼Ａ、Ｂはその成分組成
は本発明に関わる成分範囲に該当するが、鋼Ａの
圧延後DQまでの時間が180秒と300秒の鋼板では
強度が低くDQT後のシヤルピーvTrsも劣つてい
る。これは、圧延後の大気放冷過程でγ／α変態
が始まつたため不完全な焼き入れとなつたためで
ある。 つぎに、鋼Ｂに用いて圧延をAr3＋150℃以下
900℃以上での累積圧下率を表２に示すように70、
50、30、および、０％ととつた後直ちに900℃に
おいて600秒、120秒、30秒加熱保持してDQTを
施した。これらの鋼板の焼き入れ組織には粒界フ
エライトは出ていないが、鋼板Ｂ−１、Ｂ−２、
Ｂ−３についてみると、Ｂ−１（圧延後600秒保
持）はＢ−２（同120秒）、Ｂ−３（同30秒）に比べ
てマルテンサイト主体の組織になつており、しか
も、その粒単位が粗い。しかしながら、Ｂ−２、
Ｂ−３ではマルテンサイトが十分に発達せず、微
細なベイナイトとマルテンサイトの混合組織とな
り、表２に示すようにシヤルピーvTrsもＢ−１
より明らかにすぐれている。これは、Ｂ−２、Ｂ
−３では圧延加工組織が回復する前に焼き入れさ
れたために粗大なマルテンサイトが発達せず、微
細なベイナイトとマルテンサイトが入り組んで発
達したためである。 一方、表２の鋼板Ｂ−５、Ｂ−６を比較する
と、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度域での圧下量
の大きいＢ−５のvTrsは上述のＢ−２、Ｂ−３
と同じレベルであるが、該圧下量の少ないＢ−６
ではvTrsが劣る。このことから、Ar3＋150℃以
下Ar3以上の温度範囲における累積圧下率を30％
以上とることが必須であることと考えられる。 以上の実験事実に基づいて本発明を構成する製
造プロセス条件についてはAr3＋150℃以下Ar3以
上の温度範囲における累積圧下率を30％以上と
り、しかも圧延終了後120秒以内にAr3−30℃以
上の温度で焼き入れることが必須であると考え
た。なお、焼き入れ開始温度は実質的にAr3以上
であることが重要であるが、生産技術上は圧延後
の鋼板の温度は鋼板表面温度を以つて計測される
ことが一般的であり、圧延後の鋼板の表面温度に
比べ鋼板内部の実質的な部分は本発明の適用が予
定されているような鋼板では30℃以上高いことが
ふつうなのでAr3−30℃以上の焼き入れ温度とす
ることとした。 実施例 ２ 本発明法の適用できる成分範囲の検討例 表３は本発明法の適用可能な成分範囲を明らか
にするための実験に供された鋼の成分値を示す。
表３の鋼ＤからＬまでは、いずれも本発明に関わ
る鋼成分であり、鋼Ｍ、Ｎ、Ｏは比較鋼である。
表４は表３の各鋼の圧延焼き入れのプロセス条件
を示している。鋼板Ｄ−１、Ｇ−１、Ｈ−１、Ｋ
−１、Ｌ−１は鋳造後再加熱することなく、直ち
に、圧延焼き入れプロセスに付した。他の鋼板
は、すべて、表４に示す温度に再加熱して圧延焼
き入れした。表４のプロセス条件は本発明法に関
わるものであるが、鋼板Ｍ−１はDI *が低く強度
が50Kg／mm2に満たない。また、鋼板Ｎ−１はＮ量
が高く、シヤルピーvTrsが不十分である。さら
に鋼板Ｏ−１はＢが高すぎてシヤルピーvTrsが
著しく劣つている。 これらの比較鋼に比べて、本発明法による鋼板
は成分値に応じた適切な強度とすぐれた低温靱性
を示している。なお、表３に示す鋼成分のうち、
鋼Ｆ、Ｉ、Ｊ、Ｍ、ＮのＢ含有量は不可避的に含
有するものである。
【表】
【表】
【表】
保持して所定の時間保持して焼き入れた。
(注２) 焼き戻し：600℃、15分保持
(注２) 焼き戻し：600℃、15分保持
【表】
【表】
（発明の効果）
本発明法はDQTによつて、すぐれた低温靱性
を有する引張強度が50Kg／mm2級以上の高張力鋼板
を製造を可能にするものである。本発明による鋼
板の応用分野例は以下のようなものがある。 ａ 原油タンク、常温使用の各種圧力容器、ライ
ンパイプ、橋梁、船舶、海洋構造物などの、主
として、熱帯〜温帯域に設置、ないし、主要な
使用用途を見い出す鋼構造物に使用される調質
型HT50〜HT100鋼板。 ｂ 設計使用温度が−20℃以下の液化石油ガス類
の貯蔵容器、船舶・海洋構造物、ラインパイ
プ、各種冷凍機器類用の主としてNi添加量の
高いHT50〜HT100鋼板。 このような用途の鋼板は従来は、再加熱による
焼き入れ焼き戻しや、その他再加熱による多数回
の熱処理法により製造されてきた。本発明法によ
れば圧延後再加熱焼き入れすることなく、これら
の従来鋼と同等以上の特性を有する鋼板が製造で
きるようになるので産業上裨益するところが極め
て大である。
を有する引張強度が50Kg／mm2級以上の高張力鋼板
を製造を可能にするものである。本発明による鋼
板の応用分野例は以下のようなものがある。 ａ 原油タンク、常温使用の各種圧力容器、ライ
ンパイプ、橋梁、船舶、海洋構造物などの、主
として、熱帯〜温帯域に設置、ないし、主要な
使用用途を見い出す鋼構造物に使用される調質
型HT50〜HT100鋼板。 ｂ 設計使用温度が−20℃以下の液化石油ガス類
の貯蔵容器、船舶・海洋構造物、ラインパイ
プ、各種冷凍機器類用の主としてNi添加量の
高いHT50〜HT100鋼板。 このような用途の鋼板は従来は、再加熱による
焼き入れ焼き戻しや、その他再加熱による多数回
の熱処理法により製造されてきた。本発明法によ
れば圧延後再加熱焼き入れすることなく、これら
の従来鋼と同等以上の特性を有する鋼板が製造で
きるようになるので産業上裨益するところが極め
て大である。
第１図ａは実施例１の鋼板Ｂ−１、第１図ｂは
同じく鋼板Ｂ−２、第１図ｃは同じく鋼板Ｂ−３
のDQままミクロ組織を示す金属顕微鏡組織写真
図（倍率500）である。
同じく鋼板Ｂ−２、第１図ｃは同じく鋼板Ｂ−３
のDQままミクロ組織を示す金属顕微鏡組織写真
図（倍率500）である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下、 を含み、残部鉄および通常の製鋼法において不可
避に混入する不純物元素を含み、しかも、(1)式で
与えられるDI *値が0.60以上の成分組成よりなる
鋼鋳片または鋼塊を鋳造後の冷却過程で、あるい
は、冷片から1000℃以上1300℃以下の範囲内の温
度に再加熱したのちの冷却過程で、Ar3＋150℃
以下Ar3以上の温度範囲において累積圧下率30％
以上の圧下を加えたのち、120秒以内にAr3−30
℃以上の温度から焼き入れてAc1以下の温度で焼
き戻すことを特徴とする高張力高靱性鋼板の製造
法。 (1)式： DI *＝1.11√（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ ２ 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下、 を基本成分とし、 Nb：0.10％以下、 Cr：0.50％以下、 Ni：4.00％以下、 のうちの１種を含み、残部鉄および通常の製鋼法
において不可避に混入する不純物元素を含み、し
かも、(1)式で与えられるDI *値が0.60以上の成分
組成よりなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造後の冷却過
程で、あるいは、冷片から1000℃以上1300℃以下
の範囲内の温度に再加熱したのちの冷却過程で、
Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度範囲において累積
圧下率30％以上の圧下を加えたのち、120秒以内
にAr3−30℃以上の温度から焼き入れてAc1以下
の温度で焼き戻すことを特徴とする高張力高靱性
鋼板の製造法。 (1)式： DI *＝1.11√（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ ３ 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下、 を基本成分とし、 Ｖ：0.20％以下、 Nb：0.10％以下、 Cr：0.50％以下、 Ni：4.00％以下、 Cu：1.00％以下、 のうち、(i)Cr、Ｖ、(ii)Nb、Ni、(iii)Ni、Cuの組
合せで２種を含み、残部鉄および通常の製鋼法に
おいて不可避に混入する不純物元素を含み、しか
も、(1)式で与えられるDI *値が0.60以上の成分組
成よりなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造後の冷却過程
で、あるいは、冷片から1000℃以上1300℃以下の
範囲内の温度に再加熱したのちの冷却過程で、
Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度範囲において累積
圧下率30％以上の圧下を加えたのち、120秒以内
にAr3−30℃以上の温度から焼き入れてAc1以下
の温度で焼き戻すことを特徴とする高張力高靱性
鋼板の製造法。 (1)式： DI *＝1.11√（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％ ４ 重量％濃度で Ｃ：0.03〜0.20％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜1.80％、 Ti：0.005〜0.03％又はＢ：0.0006〜0.0030％の
１種又は２種、 Ｐ：0.025％以下、 Ｓ：0.015％以下、 Al：0.080％以下、 Ｎ：0.0030％以下 を基本成分とし、 Ｖ：0.20％以下、 Ni：4.00％以下、 Cu：1.00％以下、 の３種を含み、残部鉄および通常の製鋼法におい
て不可避に混入する不純物元素を含み、しかも、
(1)式で与えられるDI *値が0.60以上の成分組成よ
りなる鋼鋳片または鋼塊を鋳造後の冷却過程で、
あるいは、冷片から1000℃以上1300℃以下の範囲
内の温度に再加熱したのちの冷却過程で、Ar3＋
150℃以下Ar3以上の温度範囲において累積圧下
率30％以上の圧下を加えたのち、120秒以内に
Ar3−30℃以上の温度から焼き入れてAc1以下の
温度で焼き戻すことを特徴とする高張力高靱性鋼
板の製造法。 (1)式： DI *＝1.11√（１＋0.7Si）（5.1Mn−1.12）×〔tan-1
｛５＋（104×Ｂ／４）2｝−1.09〕 ×（１＋3Mo）（１＋2.16Cr）（１＋0.36Ni）（１＋0
.365Cu） 成分の単位は重量％
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14289884A JPS6123715A (ja) | 1984-07-10 | 1984-07-10 | 高張力高靭性鋼板の製造法 |
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