JPH0726150B2 - 溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH0726150B2 JPH0726150B2 JP1210431A JP21043189A JPH0726150B2 JP H0726150 B2 JPH0726150 B2 JP H0726150B2 JP 1210431 A JP1210431 A JP 1210431A JP 21043189 A JP21043189 A JP 21043189A JP H0726150 B2 JPH0726150 B2 JP H0726150B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高
張力鋼板の製造方法に関し、さらに詳しくは、タンク、
橋梁、ペンストック等に使用される引張強さ60kgf/mm2
以上の溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高張
力鋼板の製造方法に関するものである。
張力鋼板の製造方法に関し、さらに詳しくは、タンク、
橋梁、ペンストック等に使用される引張強さ60kgf/mm2
以上の溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高張
力鋼板の製造方法に関するものである。
［従来技術］ 従来より、タンク、橋梁、ペンストック等には引張強さ
60〜80kgf/mm2クラスの調質高張力鋼板が使用されてき
ている。
60〜80kgf/mm2クラスの調質高張力鋼板が使用されてき
ている。
これらの鋼板は、高い強度を確保するために、Mn、Ni、
Cr、Mo等の合金元素を多く含有さているため、また、溶
接低温割れを防止するためには、100℃程度の温度の予
熱を必要とし、溶接性は充分ではなかった。
Cr、Mo等の合金元素を多く含有さているため、また、溶
接低温割れを防止するためには、100℃程度の温度の予
熱を必要とし、溶接性は充分ではなかった。
従って、耐溶接割れ性に最も悪影響をおよぼすＣ含有量
を従来鋼より大幅に低くし、このＣ含有量低減による強
度低下を微量のＢの焼入れ性向上効果を活用することに
よって補なった溶接性の優れた調質高張力鋼板が開発さ
れ、既に広範囲に使用されている。
を従来鋼より大幅に低くし、このＣ含有量低減による強
度低下を微量のＢの焼入れ性向上効果を活用することに
よって補なった溶接性の優れた調質高張力鋼板が開発さ
れ、既に広範囲に使用されている。
しかしながら、調質高張力鋼板においてＣ含有量を低減
すると、原因は未だ充分に明確ではないが、脆性破壊伝
播停止特性がＣ含有量の多い従来鋼に比べて良好でない
という問題がある。
すると、原因は未だ充分に明確ではないが、脆性破壊伝
播停止特性がＣ含有量の多い従来鋼に比べて良好でない
という問題がある。
この脆性破壊伝播停止特性を改善するためには、靭性を
顕著に改善するNiを含有させることが有効ではあるが、
Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15
＋V/10＋5Bの増大により溶接性が劣化すると共に、さら
に、コストアップになるという問題があり、好ましくな
い。
顕著に改善するNiを含有させることが有効ではあるが、
Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15
＋V/10＋5Bの増大により溶接性が劣化すると共に、さら
に、コストアップになるという問題があり、好ましくな
い。
この従来の技術的問題から、鋼の含有成分および成分割
合の調整ではなく、製造条件を適正化することにより、
脆性破壊伝播停止特性を改善するための技術が開発され
た（特公昭62−001456号公報および特公昭63−058906号
公報参照）。
合の調整ではなく、製造条件を適正化することにより、
脆性破壊伝播停止特性を改善するための技術が開発され
た（特公昭62−001456号公報および特公昭63−058906号
公報参照）。
しかして、特公昭63−058906号公報の発明は、制御圧延
後の直接焼入れにより、組織をフェライトと微細な分散
マルテンサイトの混合組織とすることによって、フェラ
イトの高い塑性変形能と、混合組織の高い加工硬化性能
を利用することにより、破壊を停止させるという技術で
あるが、この技術はフェライトを生成させるので60kgf/
mm2以上の強度を確保することが困難であるという問題
がある。
後の直接焼入れにより、組織をフェライトと微細な分散
マルテンサイトの混合組織とすることによって、フェラ
イトの高い塑性変形能と、混合組織の高い加工硬化性能
を利用することにより、破壊を停止させるという技術で
あるが、この技術はフェライトを生成させるので60kgf/
mm2以上の強度を確保することが困難であるという問題
がある。
また、特公昭63−058906号公報の発明は、制御圧延後の
直接焼入れにより、表層部組織の伸長したマルテンサイ
ト組織とすることによって、板厚方向各位置における良
好な靭性を確保し、脆性破壊伝播停止特性を改善すると
いう技術であるが、この技術は制御圧延の厳密な制御が
不可決であり、低温における圧下が過大であると板厚中
心部が焼入れ不足になり、上部ベイナイトの生成により
靭性が劣化し、逆に低温における圧下が過小であると表
層部が伸長した組織とならず、表層部の靭性が劣化する
という問題があった。
直接焼入れにより、表層部組織の伸長したマルテンサイ
ト組織とすることによって、板厚方向各位置における良
好な靭性を確保し、脆性破壊伝播停止特性を改善すると
いう技術であるが、この技術は制御圧延の厳密な制御が
不可決であり、低温における圧下が過大であると板厚中
心部が焼入れ不足になり、上部ベイナイトの生成により
靭性が劣化し、逆に低温における圧下が過小であると表
層部が伸長した組織とならず、表層部の靭性が劣化する
という問題があった。
［発明が解決しようとする課題］ 本発明は上記に説明した従来の溶接性および脆性破壊伝
播停止特性を改善した鋼の製造法における種々の問題点
に鑑みなされたもので、即ち、本発明者は低Ｃ系鋼の引
張強さ60〜80kgf/mm2クラスの調質高張力鋼板の脆性破
壊伝播停止特性を改善するために、鋭意研究を行い、検
討を重ねた結果、脆性破壊伝播停止特性が劣化する原因
として、低Ｃ含有量であるためオーステナイト粒が粗大
となり、焼入れ時の冷却速度が速い表層部は粗粒マルテ
ンサイト組織となって、靭性が劣化することを知見し
た。
播停止特性を改善した鋼の製造法における種々の問題点
に鑑みなされたもので、即ち、本発明者は低Ｃ系鋼の引
張強さ60〜80kgf/mm2クラスの調質高張力鋼板の脆性破
壊伝播停止特性を改善するために、鋭意研究を行い、検
討を重ねた結果、脆性破壊伝播停止特性が劣化する原因
として、低Ｃ含有量であるためオーステナイト粒が粗大
となり、焼入れ時の冷却速度が速い表層部は粗粒マルテ
ンサイト組織となって、靭性が劣化することを知見し
た。
従って、本発明者は低Ｃ系鋼の含有成分および成分割合
で、表層部が靭性の良好な細粒のマルテンサイト＋下部
ベイナイトの混合組織とするための技術を検討した結
果、熱処理方法を従来の再加熱焼入れ・焼戻しを行なう
ことから、熱間圧延後の直接焼入れ・焼戻しを行ない、
その前段階である加熱・圧延条件の適切な制御を行なう
ことが有効であることを見出し、そして、その適切な条
件を定量化することにより溶接性・脆性破壊伝播停止特
性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を開発したのであ
る。
で、表層部が靭性の良好な細粒のマルテンサイト＋下部
ベイナイトの混合組織とするための技術を検討した結
果、熱処理方法を従来の再加熱焼入れ・焼戻しを行なう
ことから、熱間圧延後の直接焼入れ・焼戻しを行ない、
その前段階である加熱・圧延条件の適切な制御を行なう
ことが有効であることを見出し、そして、その適切な条
件を定量化することにより溶接性・脆性破壊伝播停止特
性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を開発したのであ
る。
［課題を解決するための手段］ 本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調
質高張力鋼板の製造方法は、 （１）C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、Mn 0.4
〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％を含有し、か
つ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、加
熱温度≦1250℃、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度Ｔ
F（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.10TF−151C−229≦−130 （１） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を第
１の発明とし、 （２）C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、Mn 0.4
〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％、Nb 0.005〜
0.1wt％ を含有し、かつ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、12
50℃以下の温度で、かつ、Nbの炭窒化物が完全に固溶す
る温度の加熱温度、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度
ＴF（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.067TF−151C−203≦−130 （２） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を第
２の発明とし、 （３）C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、Mn 0.4
〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％ を含有し、さらに、 Cu 0.05〜0.50wt％、Ni 0.05〜1.5wt％、Ti 0.005〜0.0
3wt％、 Ca 0.001〜0.005wt％ の内から選んだ１種または２種以上 を含有し、かつ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、加
熱温度≦1250℃、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度Ｔ
F（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.10TF−151C−229≦−130 （１） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を第
３の発明とし、 （４）C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、Mn 0.4
〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％、Nb 0.005〜
0.1wt％ を含有し、さらに、 Cu 0.05〜0.50wt％、Ni 0.05〜1.5wt％、Ti 0.005〜0.0
3wt％、 Ca 0.001〜0.005wt％ の内から選んだ１種または２種以上 を含有し、かつ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、12
50℃以下の温度で、かつ、Nbの炭窒化物が完全に固溶す
る温度の加熱温度、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度
ＴF（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.067TF−151C−203≦−130 （２） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を第
４の発明とする４つの発明よりなるものである。
質高張力鋼板の製造方法は、 （１）C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、Mn 0.4
〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％を含有し、か
つ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、加
熱温度≦1250℃、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度Ｔ
F（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.10TF−151C−229≦−130 （１） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を第
１の発明とし、 （２）C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、Mn 0.4
〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％、Nb 0.005〜
0.1wt％ を含有し、かつ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、12
50℃以下の温度で、かつ、Nbの炭窒化物が完全に固溶す
る温度の加熱温度、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度
ＴF（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.067TF−151C−203≦−130 （２） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を第
２の発明とし、 （３）C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、Mn 0.4
〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％ を含有し、さらに、 Cu 0.05〜0.50wt％、Ni 0.05〜1.5wt％、Ti 0.005〜0.0
3wt％、 Ca 0.001〜0.005wt％ の内から選んだ１種または２種以上 を含有し、かつ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、加
熱温度≦1250℃、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度Ｔ
F（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.10TF−151C−229≦−130 （１） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を第
３の発明とし、 （４）C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、Mn 0.4
〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％、Nb 0.005〜
0.1wt％ を含有し、さらに、 Cu 0.05〜0.50wt％、Ni 0.05〜1.5wt％、Ti 0.005〜0.0
3wt％、 Ca 0.001〜0.005wt％ の内から選んだ１種または２種以上 を含有し、かつ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、12
50℃以下の温度で、かつ、Nbの炭窒化物が完全に固溶す
る温度の加熱温度、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度
ＴF（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.067TF−151C−203≦−130 （２） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法を第
４の発明とする４つの発明よりなるものである。
本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調
質高張力鋼板の製造方法について、以下詳細に説明す
る。
質高張力鋼板の製造方法について、以下詳細に説明す
る。
先ず、本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優
れた調質高張力鋼板の製造方法において使用する鋼の含
有成分および成分割合について説明する。
れた調質高張力鋼板の製造方法において使用する鋼の含
有成分および成分割合について説明する。
Ｃは高張力鋼板としての強度を確保するために必要な元
素であり、含有量が0.04wt％未満では引張強さ60kgf/mm
2以上を確保することは困難であり、また、0.10wt％を
越えて含有させると耐溶接割れ性を害するようになる。
よって、Ｃ含有量は0.04〜0.10wt％とする。
素であり、含有量が0.04wt％未満では引張強さ60kgf/mm
2以上を確保することは困難であり、また、0.10wt％を
越えて含有させると耐溶接割れ性を害するようになる。
よって、Ｃ含有量は0.04〜0.10wt％とする。
Siは脱酸に有効な元素であり、含有量が0.01wt％未満で
はこの効果は少なく、また、0.50wt％を越えて過剰に含
有させると溶接性および靭性を劣化させる。よって、Si
含有量は0.01〜0.50wt％とする。
はこの効果は少なく、また、0.50wt％を越えて過剰に含
有させると溶接性および靭性を劣化させる。よって、Si
含有量は0.01〜0.50wt％とする。
Mnは焼入れ性を向上させ、板厚内部の強度を確保するた
めに必要な元素であり、含有量が0.4wt％未満ではこの
ような効果が充分に確保できず、また、1.5wt％を越え
て過剰に含有させると溶接性および靭性を劣化させる。
よつて、Mn含有量は0.4〜1.5wt％とする。
めに必要な元素であり、含有量が0.4wt％未満ではこの
ような効果が充分に確保できず、また、1.5wt％を越え
て過剰に含有させると溶接性および靭性を劣化させる。
よつて、Mn含有量は0.4〜1.5wt％とする。
Crは焼入れ性を向上させるのに有効な元素であり、含有
量が0.05wt％未満ではこの効果は充分に発揮することは
できず、また、1.0wt％を越えて過多に含有させると溶
接性を害するようになる。よって、Cr含有量は0.05〜1.
0wt％とする。
量が0.05wt％未満ではこの効果は充分に発揮することは
できず、また、1.0wt％を越えて過多に含有させると溶
接性を害するようになる。よって、Cr含有量は0.05〜1.
0wt％とする。
Moは焼入れ性を高くし、焼戻し軟化抵抗を増加させる元
素であり、含有量が0.05wt％未満ではこの効果は充分で
はなく、また、1.0wt％を越えて過剰に含有させると溶
接性を阻害し、かつ、高価となる。よって、Mo含有量は
0.05〜1.0wt％とする。
素であり、含有量が0.05wt％未満ではこの効果は充分で
はなく、また、1.0wt％を越えて過剰に含有させると溶
接性を阻害し、かつ、高価となる。よって、Mo含有量は
0.05〜1.0wt％とする。
Ｖは少量含有させることにより焼入れ性を増加し、焼戻
し軟化抵抗を高くする元素であり、含有量が0.01wt％未
満ではこのような効果は充分ではなく、また、0.1wt％
を越えて含有させると靭性が劣化する。よって、Ｖ含有
量は0.01〜0.1wt％とする。
し軟化抵抗を高くする元素であり、含有量が0.01wt％未
満ではこのような効果は充分ではなく、また、0.1wt％
を越えて含有させると靭性が劣化する。よって、Ｖ含有
量は0.01〜0.1wt％とする。
Ｂは微量含有させることにより、焼入れ性を著しく高く
する元素であり、含有量が0.0005wt％未満では充分な効
果は得られず、また、0.005wt％を越えて過多に含有さ
せると焼入れ性向上効果は飽和し、かつ、Ｂ化合物の析
出により靭性が劣化する。よって、Ｂ含有量は、0.0005
〜0.005wt％とする。
する元素であり、含有量が0.0005wt％未満では充分な効
果は得られず、また、0.005wt％を越えて過多に含有さ
せると焼入れ性向上効果は飽和し、かつ、Ｂ化合物の析
出により靭性が劣化する。よって、Ｂ含有量は、0.0005
〜0.005wt％とする。
Alは脱酸元素であり、また、Ｂの焼入れ性効果を確保す
るために、ＮをAlNとして固定する効果を有する元素で
あり、含有量が0.01wt％未満ではこのような効果は少な
く、また、0.1wt％を越えて含有させると靭性を劣化さ
せる。よって、Al含有量は0.01〜0.1wt％とする。
るために、ＮをAlNとして固定する効果を有する元素で
あり、含有量が0.01wt％未満ではこのような効果は少な
く、また、0.1wt％を越えて含有させると靭性を劣化さ
せる。よって、Al含有量は0.01〜0.1wt％とする。
Nbは圧延中の再結晶抑制効果を通じて、オーステナイト
粒の微細化および展伸化に有効な元素であり、含有量が
0.005wt％未満ではこのような効果は少なく、また、0.1
wt％を越える過剰な含有は靭性を劣化させる。よつて、
Nb含有量は0.005〜0.1wt％とする。
粒の微細化および展伸化に有効な元素であり、含有量が
0.005wt％未満ではこのような効果は少なく、また、0.1
wt％を越える過剰な含有は靭性を劣化させる。よつて、
Nb含有量は0.005〜0.1wt％とする。
なお、上記に説明した含有成分以外に、強度レベルおよ
び板厚に応じて焼入れ性向上元素として有効なCu、Niお
よびＮの固定元素のTiさらに介在物の形態制御元素であ
るCaの内から選んだ１種または２種以上を含有させるこ
とができる。
び板厚に応じて焼入れ性向上元素として有効なCu、Niお
よびＮの固定元素のTiさらに介在物の形態制御元素であ
るCaの内から選んだ１種または２種以上を含有させるこ
とができる。
Cuは固溶強化、析出強化により強度上昇に有効な元素で
あり、含有量が0.05wt％未満ではこのような効果を充分
に発揮することはできず、また、0.50wt％を越えて過剰
に含有させると熱間加工性が劣化し、表面割れを生じ易
くなる。よって、Cu含有量は0.05〜0.50wt％とする。
あり、含有量が0.05wt％未満ではこのような効果を充分
に発揮することはできず、また、0.50wt％を越えて過剰
に含有させると熱間加工性が劣化し、表面割れを生じ易
くなる。よって、Cu含有量は0.05〜0.50wt％とする。
Niは焼入れ性を向上させ、かつ、母材の靭性を向上させ
る元素であり、含有量が0.05wt％未満ではこのような効
果は充分ではなく、また、1.5wt％を越えて過多に含有
させるとスケール疵を発生し易くなり、さらに、コスト
の上昇をもたらす。よって、Ni含有量は0.05〜1.5wt％
とする。
る元素であり、含有量が0.05wt％未満ではこのような効
果は充分ではなく、また、1.5wt％を越えて過多に含有
させるとスケール疵を発生し易くなり、さらに、コスト
の上昇をもたらす。よって、Ni含有量は0.05〜1.5wt％
とする。
Tiは炭窒化物形成元素であり、Ｂの焼入れ性を向上させ
る効果を安定化するために、ＮをTiNとして固定するの
に有効な元素であり、含有量が0.005wt％未満ではこの
ような効果は充分ではなく、また、0.03wt％を越えて過
多に含有させると靭性の劣化をもたらす。よって、Ti含
有量は0.005〜0.03wt％とする。
る効果を安定化するために、ＮをTiNとして固定するの
に有効な元素であり、含有量が0.005wt％未満ではこの
ような効果は充分ではなく、また、0.03wt％を越えて過
多に含有させると靭性の劣化をもたらす。よって、Ti含
有量は0.005〜0.03wt％とする。
Caは非金属介在物の球状化作用を有し、異方性の低減に
有効な元素であり、含有量が0.001wt％未満ではこのよ
うな効果は充分ではなく、また、0.005wt％を越えて過
多に含有させると非金属介在物が増加して靭性を劣化す
る。よって、Ca含有量は0.001〜0.005wt％とする。
有効な元素であり、含有量が0.001wt％未満ではこのよ
うな効果は充分ではなく、また、0.005wt％を越えて過
多に含有させると非金属介在物が増加して靭性を劣化す
る。よって、Ca含有量は0.001〜0.005wt％とする。
次に、本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優
れた調質高張力鋼板の製造方法の製造条件について説明
する。
れた調質高張力鋼板の製造方法の製造条件について説明
する。
上記に説明した含有成分および成分割合の鋼のNbを含有
しない場合に、1250℃以下の温度に加熱するのは、この
温度より高い温度ではオーステナイト粒が異常に成長
し、充分な圧下を加えてもオーステナイト粒は微細化せ
ず、靭性が不良となるからである。
しない場合に、1250℃以下の温度に加熱するのは、この
温度より高い温度ではオーステナイト粒が異常に成長
し、充分な圧下を加えてもオーステナイト粒は微細化せ
ず、靭性が不良となるからである。
また、上記に説明した含有成分および成分割合の鋼のNb
を含有する場合には、1250℃以下で、Nbの炭窒化物が完
全に固溶する温度（Nb、Ｃ、Ｎ含有量により変化する
が、Irvine等によれば［Nb（wt％）］×［Ｃ＋12/14N］
≦2.26−6770/Tにより評価可能）とするのは、鋼中にNb
炭窒化物が粗大なまま残存すると、Nbによる圧延中のオ
ーステナイト再結晶抑制効果が充分に得られず、また、
靭性が不良となるからである。
を含有する場合には、1250℃以下で、Nbの炭窒化物が完
全に固溶する温度（Nb、Ｃ、Ｎ含有量により変化する
が、Irvine等によれば［Nb（wt％）］×［Ｃ＋12/14N］
≦2.26−6770/Tにより評価可能）とするのは、鋼中にNb
炭窒化物が粗大なまま残存すると、Nbによる圧延中のオ
ーステナイト再結晶抑制効果が充分に得られず、また、
靭性が不良となるからである。
全圧下率を75％以上とするのは、この圧下率未満では加
熱時の粗大なオーステナイト粒が板厚中心部で充分に微
細化されず、靭性が不良となるからである。
熱時の粗大なオーステナイト粒が板厚中心部で充分に微
細化されず、靭性が不良となるからである。
さらに、仕上温度ＴF（℃）を特許請求の範囲に記載の
通りの（１）式または（２）式とした理由について説明
する。
通りの（１）式または（２）式とした理由について説明
する。
第１図は種々の圧延条件により圧延した後、直接焼入
れ、焼戻しを行なって引張強さを約68kgf/mm2にした場
合の落重試験におけるNDT温度（脆性破壊伝播停止特性
の一つの尺度）と、表面3mmのvTrs（シャルピ衝撃試験
における破面遷移温度）の関係を示す図である。第１図
において使用した鋼の含有成分および成分割合は、C 0.
07〜0.10wt％−Si 0.25wt％−Mn 1.25wt％−Cr 0.15wt
％−Mo 0.10wt％−Nb 0〜0.015wt％−V 0.037wt％−B
0.001wt％−Pcm 0.16〜0.19wt％であり、加熱温度:1200
℃、全圧下率:80％、仕上温度:1000〜840℃、焼入れ：
直接焼入れ、焼戻し:TS＝68kgf/mm2を目標として温度調
整、試験片:JIS4号（5mmサブサイズ）とした。
れ、焼戻しを行なって引張強さを約68kgf/mm2にした場
合の落重試験におけるNDT温度（脆性破壊伝播停止特性
の一つの尺度）と、表面3mmのvTrs（シャルピ衝撃試験
における破面遷移温度）の関係を示す図である。第１図
において使用した鋼の含有成分および成分割合は、C 0.
07〜0.10wt％−Si 0.25wt％−Mn 1.25wt％−Cr 0.15wt
％−Mo 0.10wt％−Nb 0〜0.015wt％−V 0.037wt％−B
0.001wt％−Pcm 0.16〜0.19wt％であり、加熱温度:1200
℃、全圧下率:80％、仕上温度:1000〜840℃、焼入れ：
直接焼入れ、焼戻し:TS＝68kgf/mm2を目標として温度調
整、試験片:JIS4号（5mmサブサイズ）とした。
この第１図から、NDT温度と表面のvTrsは良好な相関関
係があり、脆性破壊伝播停止特性を改善するためには、
表面部の靭性を改善する必要があることは明らかであ
る。
係があり、脆性破壊伝播停止特性を改善するためには、
表面部の靭性を改善する必要があることは明らかであ
る。
この靭性を支配する因子として、焼入れままの硬さ（焼
入れ組織の指標）およびオーステナイト粒径が重要であ
り、これらと靭性との関係を表面部の場合について定量
化した。その結果、表面のvTrsは焼入れままのビッカー
ス硬さHVQと、亀裂の進行方向のオーステナイト粒の平
均幅ｄ（cm）およびＣ含有量（wt％）を用いて次式によ
り精度よく推定できるということがわかった（第２図参
照）。
入れ組織の指標）およびオーステナイト粒径が重要であ
り、これらと靭性との関係を表面部の場合について定量
化した。その結果、表面のvTrsは焼入れままのビッカー
ス硬さHVQと、亀裂の進行方向のオーステナイト粒の平
均幅ｄ（cm）およびＣ含有量（wt％）を用いて次式によ
り精度よく推定できるということがわかった（第２図参
照）。
vTrs＝0.063｛HVQ−0.83（1120C＋270）｝２ −66.7logd−1/2−68（℃） （３） HVQ：焼入れままのビッカース硬さ d:亀裂進行方向のオーステナイト粒の平均幅 C:炭素含有量（wt％） この式よりvTrsに対してはＣ含有量毎にHVQの最適値が
存在し、その値よりも高すぎても、低すぎても靭性は劣
化し、また、ｄを小さくする程靭性は良好となることが
わかる。
存在し、その値よりも高すぎても、低すぎても靭性は劣
化し、また、ｄを小さくする程靭性は良好となることが
わかる。
次に、この式にあるHVQおよびｄを支配する因子とし
て、加熱温度、圧下率、仕上温度およびＣ含有量を選定
し、これらとHVQ、ｄとの関係を定量化した。
て、加熱温度、圧下率、仕上温度およびＣ含有量を選定
し、これらとHVQ、ｄとの関係を定量化した。
その結果、加熱温度が1250℃以下（Nbを含有する場合に
は、1250℃以下で、かつ、Nbの炭窒化物が完全に固溶す
る温度）であり、全圧下率75％以上である限り、HVQお
よびｄは、圧延仕上温度ＴFのみによって定まり、次式
のように表すことができることがわかった（第３図、第
４図参照）。
は、1250℃以下で、かつ、Nbの炭窒化物が完全に固溶す
る温度）であり、全圧下率75％以上である限り、HVQお
よびｄは、圧延仕上温度ＴFのみによって定まり、次式
のように表すことができることがわかった（第３図、第
４図参照）。
この第３図において、 HVQ＝0.333TF＋1000C−81 （４） ＴF：圧延仕上温度（℃） C:炭素含有量（wt％） である。
第４図において、 logd−1/2＝−1.5TF/1000＋2.26C＋2.42 （５） （Nb無含有の場合） logd−1/2＝ＴF/1000＋2.26C＋2.03 （５′） （Nb含有の場合） ＴF：圧延仕上温度（℃） C:炭素含有量（wt％） 第４図（ａ）はNbは含まず（上記式（５）で示す。）、
第４図（ｂ）はNb含有量は0.015wt％（上記式（５′）
で示す。）である。
第４図（ｂ）はNb含有量は0.015wt％（上記式（５′）
で示す。）である。
Ｃ含有量の比較的に多い従来鋼と同等以上の脆性破壊伝
播停止特性を確保するためには、NDT温度を−50℃以下
とする必要があり、これを満足するためには、第１図よ
り表面のvTrsを−130℃以下とする必要があることがわ
かる。（３）式のvTrs≦−130という不等式に、（４）
（５）（５′）式を代入して整理すると、特許請求の範
囲に記載の（１）（２）式が得られる。
播停止特性を確保するためには、NDT温度を−50℃以下
とする必要があり、これを満足するためには、第１図よ
り表面のvTrsを−130℃以下とする必要があることがわ
かる。（３）式のvTrs≦−130という不等式に、（４）
（５）（５′）式を代入して整理すると、特許請求の範
囲に記載の（１）（２）式が得られる。
以上に説明した理由により、仕上温度ＴFを特許請求の
範囲の（１）（２）式に規定したのである。
範囲の（１）（２）式に規定したのである。
また、オーステナイト域の温度から直接焼入れを行なう
のは、加熱、圧延条件の制御により得られた変形帯等の
ベイナイト変態の核を多数含んだ微粒オーステナイト組
織から、靭性の良好な微細なマルテンサイトと下部ベイ
ナイトの混合組織を表面部に生成させるためである。
のは、加熱、圧延条件の制御により得られた変形帯等の
ベイナイト変態の核を多数含んだ微粒オーステナイト組
織から、靭性の良好な微細なマルテンサイトと下部ベイ
ナイトの混合組織を表面部に生成させるためである。
そして、この直接焼入れをオーステナイト域から行なう
のは、それより低い温度から焼入れを行なうと、フェラ
イトが生成して60kgf/mm2以上の強度を確保するのが困
難となるためである。
のは、それより低い温度から焼入れを行なうと、フェラ
イトが生成して60kgf/mm2以上の強度を確保するのが困
難となるためである。
さらに焼戻し温度をAc1点未満の温度とするのは、Ac1点
以上の温度では組織が部分的にオーステナイトに変態し
て、焼戻し後にフェライトおよび上部ベイナイトが生成
し、強度の著しい低下をもたらすからである。
以上の温度では組織が部分的にオーステナイトに変態し
て、焼戻し後にフェライトおよび上部ベイナイトが生成
し、強度の著しい低下をもたらすからである。
［実 施 例］ 本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調
質高張力鋼の製造方法の実施例を説明する。
質高張力鋼の製造方法の実施例を説明する。
実 施 例 第１表に示す含有成分および成分割合の鋼を常法により
溶製してスラブを製造し、このスラブを第２表に示す加
熱条件、圧延条件により種々の板厚に圧延を行ない、第
２表に示す熱処理を行なった後、引張試験および衝撃試
験を行ない、さらに、斜めＹ型溶接割れ試験により溶接
性を評価した。
溶製してスラブを製造し、このスラブを第２表に示す加
熱条件、圧延条件により種々の板厚に圧延を行ない、第
２表に示す熱処理を行なった後、引張試験および衝撃試
験を行ない、さらに、斜めＹ型溶接割れ試験により溶接
性を評価した。
また、落重試験或いは二重引張試験によって脆性破壊伝
播停止特性を評価した。
播停止特性を評価した。
第３表にこれらの結果を示す。
第３表から明らかなように、本発明に係る溶接性・脆性
破壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼の製造方法によ
り製造された鋼板Ａ〜Ｇは、その何れもが60kgf/mm2以
上の引張強さおよび割れ防止予熱温度25℃以上の良好な
溶接性を有しているものである。
破壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼の製造方法によ
り製造された鋼板Ａ〜Ｇは、その何れもが60kgf/mm2以
上の引張強さおよび割れ防止予熱温度25℃以上の良好な
溶接性を有しているものである。
さらに、落重試験におけるNDT温度−60℃以下、０℃に
おけるKca値 以上の優れた脆性破壊伝播停止特性を有している。
おけるKca値 以上の優れた脆性破壊伝播停止特性を有している。
この本発明に係る溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れ
た調質高張力鋼の製造方法により製造された鋼板に対し
て、比較鋼ＨはPcm値が高すぎるために、溶接性が充分
ではなく、比較鋼Ｉ〜Ｍは圧延条件が適切でないため、
脆性破壊伝播停止特性は充分ではない。
た調質高張力鋼の製造方法により製造された鋼板に対し
て、比較鋼ＨはPcm値が高すぎるために、溶接性が充分
ではなく、比較鋼Ｉ〜Ｍは圧延条件が適切でないため、
脆性破壊伝播停止特性は充分ではない。
［発明の効果］ 以上説明したように、本発明に係る溶接性・脆性破壊伝
播停止特性の優れた調質高張力鋼の製造方法は上記の構
成であるから、溶接性および脆性破壊伝播停止特性の優
れた低Ｃ系の引張強さが60〜80kgf/mm2クラスの調質高
張力鋼板を効果的に製造することができるという効果を
有するものである。
播停止特性の優れた調質高張力鋼の製造方法は上記の構
成であるから、溶接性および脆性破壊伝播停止特性の優
れた低Ｃ系の引張強さが60〜80kgf/mm2クラスの調質高
張力鋼板を効果的に製造することができるという効果を
有するものである。
【図面の簡単な説明】 第１図は表面3mmのvTrs（℃）とNDT温度（℃）との関係
を示す図、第２図は表面の実測vTrs（℃）と計算vTrs
（℃）との関係を示す図、第３図は圧延仕上温度ＴF
（℃）とDQままの硬さ（HVQ）との関係を示す図、第４
図（ａ）（ｂ）はNbを含有しない場合とNbを含有する場
合の圧延仕上温度ＴF（℃）とlogd12（cm12）との関係
を示す図である。
を示す図、第２図は表面の実測vTrs（℃）と計算vTrs
（℃）との関係を示す図、第３図は圧延仕上温度ＴF
（℃）とDQままの硬さ（HVQ）との関係を示す図、第４
図（ａ）（ｂ）はNbを含有しない場合とNbを含有する場
合の圧延仕上温度ＴF（℃）とlogd12（cm12）との関係
を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、M
n 0.4〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％を含有し、か
つ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、加
熱温度≦1250℃、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度Ｔ
F（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.10TF−151C−229≦−130 （１） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、M
n 0.4〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％、Nb 0.005〜
0.1wt％ を含有し、かつ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、12
50℃以下の温度で、かつ、Nbの炭窒化物が完全に固溶す
る温度の加熱温度、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度
ＴF（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.067TF−151C−203≦−130 （２） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項３】C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、M
n 0.4〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％ を含有し、さらに、 Cu 0.05〜0.50wt％、Ni 0.05〜1.5wt％、Ti 0.005〜0.0
3wt％、 Ca 0.001〜0.005wt％ の内から選んだ１種または２種以上 を含有し、かつ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、加
熱温度≦1250℃、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度Ｔ
F（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.10TF−151C−229≦−130 （１） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項４】C 0.04〜1.10wt％、Si 0.01〜0.50wt％、M
n 0.4〜1.5wt％、 Cr 0.05〜1.0wt％、Mo 0.05〜1.0wt％、V 0.01〜0.1wt
％、 B 0.0005〜0.005wt％、Al 0.01〜0.1wt％、Nb 0.005〜
0.1wt％ を含有し、さらに、 Cu 0.05〜0.50wt％、Ni 0.05〜1.5wt％、Ti 0.005〜0.0
3wt％、 Ca 0.001〜0.005wt％ の内から選んだ１種または２種以上 を含有し、かつ、 Pcm＝Ｃ＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60 ＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B≦0.22wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼を、12
50℃以下の温度で、かつ、Nbの炭窒化物が完全に固溶す
る温度の加熱温度、全圧下率≧75％、さらに、仕上温度
ＴF（℃）が下記式 0.063（0.333TF＋70.4C−300）２ ＋0.067TF−151C−203≦−130 （２） （Ｃはwt％の炭素量） を満足する条件で熱間圧延を終了した後、オーステナイ
ト域の温度から直接焼入れを行い、その後、Ac1点未満
の温度で焼戻しを行うことを特徴とする溶接性・脆性破
壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1210431A JPH0726150B2 (ja) | 1989-08-15 | 1989-08-15 | 溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1210431A JPH0726150B2 (ja) | 1989-08-15 | 1989-08-15 | 溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0375310A JPH0375310A (ja) | 1991-03-29 |
| JPH0726150B2 true JPH0726150B2 (ja) | 1995-03-22 |
Family
ID=16589209
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1210431A Expired - Fee Related JPH0726150B2 (ja) | 1989-08-15 | 1989-08-15 | 溶接性・脆性破壊伝播停止特性の優れた調質高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0726150B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002349564A (ja) | 2001-05-31 | 2002-12-04 | Thk Co Ltd | 直線案内装置の軌道レール取付構造 |
| JP5874664B2 (ja) * | 2013-03-15 | 2016-03-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 落重特性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP6253974B2 (ja) * | 2013-12-27 | 2017-12-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 脆性亀裂伝播停止特性に優れる原子炉格納容器用厚鋼板 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0227407B2 (ja) * | 1984-06-19 | 1990-06-18 | Nippon Steel Corp | Yosetsuseinisuguretakokyodokonoseizohoho |
| JPS63145711A (ja) * | 1986-12-08 | 1988-06-17 | Kobe Steel Ltd | 低温靭性にすぐれる高張力鋼板の製造方法 |
-
1989
- 1989-08-15 JP JP1210431A patent/JPH0726150B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0375310A (ja) | 1991-03-29 |
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