JPS604250B2 - 高靭性調質型高張力鋼の製造方法 - Google Patents
高靭性調質型高張力鋼の製造方法Info
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- JPS604250B2 JPS604250B2 JP56096342A JP9634281A JPS604250B2 JP S604250 B2 JPS604250 B2 JP S604250B2 JP 56096342 A JP56096342 A JP 56096342A JP 9634281 A JP9634281 A JP 9634281A JP S604250 B2 JPS604250 B2 JP S604250B2
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- steel
- quenching
- slab
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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
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- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は高強度高靭性をを有する高張力鋼の製造方法
に関するものである。
に関するものである。
近年構造物の大型化に伴ない、良好な溶接性を具備しつ
つ、廉価で高強度、高籾性を有する厚肉鋼板の開発が要
請されている。
つ、廉価で高強度、高籾性を有する厚肉鋼板の開発が要
請されている。
従来、板厚１０仇岬以上で引張強さ７０ｋｇ／磯以上を
得るには多量の合金元素の添加と共に、焼入性向上のた
めＢの利用が行なわれるが板厚１０仇凧以上の厚肉では
焼入性向上は容易ではない。
得るには多量の合金元素の添加と共に、焼入性向上のた
めＢの利用が行なわれるが板厚１０仇凧以上の厚肉では
焼入性向上は容易ではない。
ここにおいて、本発明者らは板厚１０比舷以上の厚肉に
おいてもＢによる暁入性向上効果を従来以上に安定して
有効に引き出す製造条件を多くの実験の結果見出したも
のである。
おいてもＢによる暁入性向上効果を従来以上に安定して
有効に引き出す製造条件を多くの実験の結果見出したも
のである。
さて、Ｂは競入時にオーステナィト粒界に偏析すること
により焼入性を向上するが、Ｎと結びついてＢＮとして
析出すれば暁入性向上を示さない。
により焼入性を向上するが、Ｎと結びついてＢＮとして
析出すれば暁入性向上を示さない。
板厚ｌｏｗ吻以下の場合、館入性に有効なＢがやや不十
分であったとしても、冷却速度の早いことが相挨つて、
焼入れ時、鋼板を十分焼入れることが可能であり、高強
度、高靭性を得ることができる。しかし、板厚が１０仇
岬を超えると焼入性に有効なＢを多くする製造方法が必
要になる。従来暁入性に有効なＢを得るためにＡＩを添
加して、Ｎを固定することが行なわれるが、この場合、
ＡＩ一Ｂ−Ｎ三元系におけるＡＩＮ，ＢＮの平衡析出反
応として検討が加えられるのが一般である。この場合Ａ
ＩＮ，ＢＮの析出反応は平衡可逆的と考えるため、焼入
れ熱処理以前のプロセスが問題になることはなく、Ｂに
よる煉入性改善にはそれ以後のプロセス対策が可能とさ
れていた。
分であったとしても、冷却速度の早いことが相挨つて、
焼入れ時、鋼板を十分焼入れることが可能であり、高強
度、高靭性を得ることができる。しかし、板厚が１０仇
岬を超えると焼入性に有効なＢを多くする製造方法が必
要になる。従来暁入性に有効なＢを得るためにＡＩを添
加して、Ｎを固定することが行なわれるが、この場合、
ＡＩ一Ｂ−Ｎ三元系におけるＡＩＮ，ＢＮの平衡析出反
応として検討が加えられるのが一般である。この場合Ａ
ＩＮ，ＢＮの析出反応は平衡可逆的と考えるため、焼入
れ熱処理以前のプロセスが問題になることはなく、Ｂに
よる煉入性改善にはそれ以後のプロセス対策が可能とさ
れていた。
これは、焼入れ熱処理温度において、有効Ｂが多くなる
ようなＡＩ−Ｂ−Ｎバランスを考慮することになり、一
般に高ＡＩの成分系が選ばれることになり、焼入れ熱処
理以前のプロセスについては全く考慮がなされなかった
。
ようなＡＩ−Ｂ−Ｎバランスを考慮することになり、一
般に高ＡＩの成分系が選ばれることになり、焼入れ熱処
理以前のプロセスについては全く考慮がなされなかった
。
さらにまた、厚肉材の水素系ＵＳＴ欠陥対策の観点から
、圧延後にも温度を十分低下させることなく脱水素熱処
理効果を持たせた後に次の調質熱処理プロセスに移る方
法が採られている。
、圧延後にも温度を十分低下させることなく脱水素熱処
理効果を持たせた後に次の調質熱処理プロセスに移る方
法が採られている。
しかしながら、このようなプロセスでは必ずしも良好な
焼入性が安定して得られない。すなわち、板厚１００柳
を越える厚板材においては焼入性のバラッキとなって現
われ安定して高強度、高鞠性を得ることがむずかしい。
本発明はこのような問題点を有利に解決するためなされ
たものでその要旨とするところは、重量でＣ：０．０５
〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０
．３〜２．０％、ＡＩ：０．０２〜０．１％、Ｂ：０．
０００３〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０
１２０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．１
％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種又は２種以上を含む
鋼を常法によりスラブとし該スラブの加熱温度Ｔｏを１
１００００以上とし熱間圧延後の鋼板を前記加熱温度Ｔ
。
焼入性が安定して得られない。すなわち、板厚１００柳
を越える厚板材においては焼入性のバラッキとなって現
われ安定して高強度、高鞠性を得ることがむずかしい。
本発明はこのような問題点を有利に解決するためなされ
たものでその要旨とするところは、重量でＣ：０．０５
〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０％、Ｍｎ：０
．３〜２．０％、ＡＩ：０．０２〜０．１％、Ｂ：０．
０００３〜０．００５０％、Ｎ：０．００２０〜０．０
１２０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：３．５％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．１
％以下、Ｎｂ：０．１％以下の１種又は２種以上を含む
鋼を常法によりスラブとし該スラブの加熱温度Ｔｏを１
１００００以上とし熱間圧延後の鋼板を前記加熱温度Ｔ
。
に対応する冷却温度Ｔ＝２１２５−１．のｏ以下に冷却
した後焼入れ焼戻しを行なうことを特徴とする肉厚１０
物吻以上の高趣性調質型高張力鋼の製造方法。及び熱間
圧延後の鋼板を前記加熱温度Ｔｏに対応する冷却温度Ｔ
＝２１２５−１．３Ｔジメ下とし、その後の再加熱時の
昇温速度を２００００ノｈｒ以下として昇温した後、焼
入れ焼戻しを行なうことを特徴とする肉厚１０仇奴以上
の高靭性調質型高張力鋼の製造方法に関するものである
。すなわち、本発明者らはこのような板厚１０仇吻を越
える厚肉村においてもＢによる焼入性向上効果を大きく
引き出し得る加熱−圧延−冷却プロセスを究明したもの
である。
した後焼入れ焼戻しを行なうことを特徴とする肉厚１０
物吻以上の高趣性調質型高張力鋼の製造方法。及び熱間
圧延後の鋼板を前記加熱温度Ｔｏに対応する冷却温度Ｔ
＝２１２５−１．３Ｔジメ下とし、その後の再加熱時の
昇温速度を２００００ノｈｒ以下として昇温した後、焼
入れ焼戻しを行なうことを特徴とする肉厚１０仇奴以上
の高靭性調質型高張力鋼の製造方法に関するものである
。すなわち、本発明者らはこのような板厚１０仇吻を越
える厚肉村においてもＢによる焼入性向上効果を大きく
引き出し得る加熱−圧延−冷却プロセスを究明したもの
である。
即ち有効Ｂは前履歴に拘らず単純にＮＮおよびＢＮの平
衡析出反応で得られるのではないこと、焼入れ熱処理以
降に有効Ｂを得るには工業的には非可逆と言ってもよく
、ＡＩＮを析出させる時期と強く関連していること、本
発明に述べる対策を施しておかないと焼入性は回復せず
低温鞠性の劣化をもたらすことを見出したのである。第
１図は熱処理パターンとＡＩＮ析出状況を示す説明図で
、本発明にしたがい圧延後の鋼板冷却を行ったもの（図
中○，△印）は冷却温度の条件を満たさないもの（図中
●，△印）に比してＮａｓ山Ｎの析出量が多くかつ一度
ＡＩＮの析出が生じるとその後の熱処理によっても幻Ｎ
は変化せず固定化されている。
衡析出反応で得られるのではないこと、焼入れ熱処理以
降に有効Ｂを得るには工業的には非可逆と言ってもよく
、ＡＩＮを析出させる時期と強く関連していること、本
発明に述べる対策を施しておかないと焼入性は回復せず
低温鞠性の劣化をもたらすことを見出したのである。第
１図は熱処理パターンとＡＩＮ析出状況を示す説明図で
、本発明にしたがい圧延後の鋼板冷却を行ったもの（図
中○，△印）は冷却温度の条件を満たさないもの（図中
●，△印）に比してＮａｓ山Ｎの析出量が多くかつ一度
ＡＩＮの析出が生じるとその後の熱処理によっても幻Ｎ
は変化せず固定化されている。
これによって多くのＢが暁入性に有効なＢとなるもので
ある。上記に加えて更に、スラブ加熱−圧延−冷却後の
再加熱時の昇温速度を２００℃／ｈｒ以下にすることよ
り（第１図中×印）ＡＩＮの析出量が増大し一層の焼入
性改善が可能となる知見を得て本発明を完成させたもの
である。
ある。上記に加えて更に、スラブ加熱−圧延−冷却後の
再加熱時の昇温速度を２００℃／ｈｒ以下にすることよ
り（第１図中×印）ＡＩＮの析出量が増大し一層の焼入
性改善が可能となる知見を得て本発明を完成させたもの
である。
さらに詳述すると、スラブ加熱を行なうと、その加熱温
度Ｔｏに応じてＡＩＮのマトリクスへの固溶が生じる。
度Ｔｏに応じてＡＩＮのマトリクスへの固溶が生じる。
このとき生じた固定されないＮがＢと結びつくことによ
り焼入性の低下が生じる。このときの山，Ｂ，Ｎの析出
の有様を第１図を参照して説明する。第１図においてス
ラブ加熱温度Ｔｏが１２５０ｏｏの場合、ＡＩＮがほぼ
完全に固溶してＮ，ＢおよびＮは固定されない状態にあ
る。
り焼入性の低下が生じる。このときの山，Ｂ，Ｎの析出
の有様を第１図を参照して説明する。第１図においてス
ラブ加熱温度Ｔｏが１２５０ｏｏの場合、ＡＩＮがほぼ
完全に固溶してＮ，ＢおよびＮは固定されない状態にあ
る。
次いで圧延後の冷却温度Ｔを○印の４００００まで冷却
後昇温すると８００００タ以上でＡＩがＮを捕え多量の
ＭＮが析出する。一方、スラブ加熱温度Ｔｏが同じもの
でも圧延後の冷却温度Ｔを●印の６００ｏ０まで冷却後
昇温すると、昇温時のＭＮ析出が○印に比べかなり遅れ
る。これは固定されないＮが多量に存在すること０を意
味し、このフリーＮが焼入れ時ＢＮとなってＢによる暁
入性向上効果を阻害し、その結果として低温鞠性を低下
させている。また、冷却温度ＴによってＡＩＮの析出状
況が変化するのは、いったん固浴されたＮＮは極端に除
夕冷しない限り冷却時には析出せず、過飽和状態で低温
に持込まれる。
後昇温すると８００００タ以上でＡＩがＮを捕え多量の
ＭＮが析出する。一方、スラブ加熱温度Ｔｏが同じもの
でも圧延後の冷却温度Ｔを●印の６００ｏ０まで冷却後
昇温すると、昇温時のＭＮ析出が○印に比べかなり遅れ
る。これは固定されないＮが多量に存在すること０を意
味し、このフリーＮが焼入れ時ＢＮとなってＢによる暁
入性向上効果を阻害し、その結果として低温鞠性を低下
させている。また、冷却温度ＴによってＡＩＮの析出状
況が変化するのは、いったん固浴されたＮＮは極端に除
夕冷しない限り冷却時には析出せず、過飽和状態で低温
に持込まれる。
そしてこの過飽和度は冷却温度が低いほど高くなり、Ａ
ＩＮの析出の駆動力が増すことによるものである。この
山Ｎの析出は昇温時に生じる。この場合、昇温速度を遅
くすること０により昇溢時のＡＩＮ析出が増加し、フリ
ーなＮが少なくなって焼入法に有効なＢが十分に確保さ
れることとなる。次に、スラブ加熱温度Ｔ。
ＩＮの析出の駆動力が増すことによるものである。この
山Ｎの析出は昇温時に生じる。この場合、昇温速度を遅
くすること０により昇溢時のＡＩＮ析出が増加し、フリ
ーなＮが少なくなって焼入法に有効なＢが十分に確保さ
れることとなる。次に、スラブ加熱温度Ｔ。
が１１５０℃の場合、第１図△印、△印でわかるように
、加熱時に末固藩のＡＩＮが存在する。言い替えれば固
定されないＮが１２５０ｑｏ加熱の場合に比べ大中に少
ない。次いで圧延後の冷却温度Ｔを４００ｑ０まで冷却
した後の昇温時に同様のＡＩＮ析出が生じフリーなＮが
少なくなり、競入性向上に有効なＢが多く存在して競入
性を高め低温鞠性の向上をもたらす。一方、スラブ加熱
温度Ｔｏが同じものでも圧延後の冷却温度Ｔを８００午
０まで冷却し昇温する場合は、ＡＩＮ析出の遅れは１２
５０ｑ０加熱の場合と同機に起こるが、１１５０こ０加
熱時に既に多くのＮがＡＩで固定されており、フリーな
Ｎは比較的少ない。
、加熱時に末固藩のＡＩＮが存在する。言い替えれば固
定されないＮが１２５０ｑｏ加熱の場合に比べ大中に少
ない。次いで圧延後の冷却温度Ｔを４００ｑ０まで冷却
した後の昇温時に同様のＡＩＮ析出が生じフリーなＮが
少なくなり、競入性向上に有効なＢが多く存在して競入
性を高め低温鞠性の向上をもたらす。一方、スラブ加熱
温度Ｔｏが同じものでも圧延後の冷却温度Ｔを８００午
０まで冷却し昇温する場合は、ＡＩＮ析出の遅れは１２
５０ｑ０加熱の場合と同機に起こるが、１１５０こ０加
熱時に既に多くのＮがＡＩで固定されており、フリーな
Ｎは比較的少ない。
このためＢによる焼入性向上の阻害程度が少なく、これ
に応じた膝入性が確保され相当の低温数性が得られる。
しかして、本発明が対象とする肉厚１００側以上の調質
型高張力鋼では低温鋤性を決定する主な要因は鋼板の焼
入性であり、このためにＢ添加が行なわれる。
に応じた膝入性が確保され相当の低温数性が得られる。
しかして、本発明が対象とする肉厚１００側以上の調質
型高張力鋼では低温鋤性を決定する主な要因は鋼板の焼
入性であり、このためにＢ添加が行なわれる。
この場合、ＮがＡＩで固定され、フリーなＮがほとんど
存在せず、ＢＮとすることなく凝入性に有効なフリーＢ
を確保することが重要であるということは一般に認めら
れることである。
存在せず、ＢＮとすることなく凝入性に有効なフリーＢ
を確保することが重要であるということは一般に認めら
れることである。
本発明はスラブ加熱温度Ｔｏと熱間圧延後の冷却温度Ｔ
の組み合せにより、すなわち、スラブ加熱温度Ｔｏに対
して圧延後の鋼板温度℃Ｔ＝２１２５‐１．町ｏ（℃）
以下とすることによりＡＩＮの析出量が変化し、これに
応じてフリーＮが変化し、例えば先に述べた如くスラブ
加熱温度１２５０℃−熱間圧延後６００００に冷却（第
１図●印）のケースでは、暁入時フリーＮが多く存在→
Ｂと結びつき→焼入性向上に有効なＢを減少→焼入性の
劣化→低温靭性が低下という関連で、低温靭性がプロセ
ス要因で変化するという知見によりなしたものである。
前記Ｔ＝２１２５‐１．虹ｏの式は本発明者等が実験の
結果見し、出したもので、具体的には実施例表２に示す
スラブ加熱温度Ｔｏと圧延後冷却温度Ｔと低温靭性ｖＴ
ｒｓとの関係からｖＴ岱が−４０００以下になるライン
を単純平均して導出したものであり、この関係を第３図
として示す。図中○内数字はｖＴ岱（℃）を示し冷却温
度Ｔ＝２１２５−１．３Ｔｏ（００）以下で良好な低温
靭性が得られる。この結果、板厚１０仇奴以上の極厚材
につき、溶酸性、低温靭性が優れ引張強さ７０ｋ９／紘
以上を得ることに成功したのである。本発明においては
圧延後の冷却速度は規定する必要がなく、また、調質熱
処理前にＡＩＮ析出のための予備熱処理も必要とせず一
回の鯛質熱処理すなわち焼入れ焼戻し処理のみで十分で
ある。又、本発明においては第２図に示すように析出す
るＡＩＮの大きさは重要でなく微細である必要がないこ
とも大きな特徴である。さらに、スラブ加熱−圧延−冷
却後の再加熱が調質熱処理に先立つ焼ならしあるいは焼
入れ熱処理があったとしてもその後の焼入れ熱処理時の
焼入性が本発明によって著しく向上するものである。
の組み合せにより、すなわち、スラブ加熱温度Ｔｏに対
して圧延後の鋼板温度℃Ｔ＝２１２５‐１．町ｏ（℃）
以下とすることによりＡＩＮの析出量が変化し、これに
応じてフリーＮが変化し、例えば先に述べた如くスラブ
加熱温度１２５０℃−熱間圧延後６００００に冷却（第
１図●印）のケースでは、暁入時フリーＮが多く存在→
Ｂと結びつき→焼入性向上に有効なＢを減少→焼入性の
劣化→低温靭性が低下という関連で、低温靭性がプロセ
ス要因で変化するという知見によりなしたものである。
前記Ｔ＝２１２５‐１．虹ｏの式は本発明者等が実験の
結果見し、出したもので、具体的には実施例表２に示す
スラブ加熱温度Ｔｏと圧延後冷却温度Ｔと低温靭性ｖＴ
ｒｓとの関係からｖＴ岱が−４０００以下になるライン
を単純平均して導出したものであり、この関係を第３図
として示す。図中○内数字はｖＴ岱（℃）を示し冷却温
度Ｔ＝２１２５−１．３Ｔｏ（００）以下で良好な低温
靭性が得られる。この結果、板厚１０仇奴以上の極厚材
につき、溶酸性、低温靭性が優れ引張強さ７０ｋ９／紘
以上を得ることに成功したのである。本発明においては
圧延後の冷却速度は規定する必要がなく、また、調質熱
処理前にＡＩＮ析出のための予備熱処理も必要とせず一
回の鯛質熱処理すなわち焼入れ焼戻し処理のみで十分で
ある。又、本発明においては第２図に示すように析出す
るＡＩＮの大きさは重要でなく微細である必要がないこ
とも大きな特徴である。さらに、スラブ加熱−圧延−冷
却後の再加熱が調質熱処理に先立つ焼ならしあるいは焼
入れ熱処理があったとしてもその後の焼入れ熱処理時の
焼入性が本発明によって著しく向上するものである。
ここにスラブ加熱温度九を１１００００以上と限定した
理由は、この温度以下の加熱では板厚１０仇舷以上を越
えると圧延が困難であるためであり圧延後の鋼板冷却温
度ＴをＴ＝２１２５‐１．虹ｏ以下と限定する理由は、
この温度以上ではＮをＡＩで十分固定できず焼入性向上
に必要な有効なＢの量を十分多くし得ないからである。
理由は、この温度以下の加熱では板厚１０仇舷以上を越
えると圧延が困難であるためであり圧延後の鋼板冷却温
度ＴをＴ＝２１２５‐１．虹ｏ以下と限定する理由は、
この温度以上ではＮをＡＩで十分固定できず焼入性向上
に必要な有効なＢの量を十分多くし得ないからである。
次に本発明での成分限定理由を述べる。Ｃ：０．０５〜
０．２５％と限定したのは強度確保の点から０．０５％
は必要であり０．２５％を越えると溶接性、靭性が劣化
するためである。
０．２５％と限定したのは強度確保の点から０．０５％
は必要であり０．２５％を越えると溶接性、靭性が劣化
するためである。
Ｓｉ：０．０５〜０．６０％と限定したのは脱酸及び強
度確保のため０．０５％は必要であり０．６０％を越え
ると靭性、溶接性が劣化するためである。
度確保のため０．０５％は必要であり０．６０％を越え
ると靭性、溶接性が劣化するためである。
Ｍｎ：０．３〜２．０％と限定したのは強度確保のため
０．３％以上必要であるが２．０％を越えると級性、溶
接性を損うからである。
０．３％以上必要であるが２．０％を越えると級性、溶
接性を損うからである。
ＡＩ：０．０２〜０．１０％と限定したのは焼入性向上
に有効なＢを得るのに少くとも０．０２％以上は必要で
あるが０．１％を越える添加は鋼の溶接性を阻害すると
ともに鋼板の清浄性を害するからである。
に有効なＢを得るのに少くとも０．０２％以上は必要で
あるが０．１％を越える添加は鋼の溶接性を阻害すると
ともに鋼板の清浄性を害するからである。
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％と限定したのは鋼の
暁入性向上を図るのに０．０００３％以上は必要である
が０．００５０％を越えると鋤性を阻害するからである
。Ｎ：０．００２０〜０．０１２０％と限定したのはオ
ーステナィト粒の細粒化のため０．００２％は必要であ
り０．０１２０％を越える含有はＢの暁入性を劣化させ
るからである。上記基本成分の他に強度、靭性等の向上
を目的として選択的に添加される強化成分の含有量を規
制したのは次の通りである。
暁入性向上を図るのに０．０００３％以上は必要である
が０．００５０％を越えると鋤性を阻害するからである
。Ｎ：０．００２０〜０．０１２０％と限定したのはオ
ーステナィト粒の細粒化のため０．００２％は必要であ
り０．０１２０％を越える含有はＢの暁入性を劣化させ
るからである。上記基本成分の他に強度、靭性等の向上
を目的として選択的に添加される強化成分の含有量を規
制したのは次の通りである。
Ｃｕ：１．０％以下としたのは、Ｃｕ‘ま競入性、強度
を上げるのに有用な元素であるが１％を越えると溶接性
、鞠性を悪化させるからである。
を上げるのに有用な元素であるが１％を越えると溶接性
、鞠性を悪化させるからである。
Ｎｉ：３．５％以下としたのは高灘性を得るために添加
されるが３．５％を越えると、製造コストが高価になり
過ぎるためである。
されるが３．５％を越えると、製造コストが高価になり
過ぎるためである。
Ｃｒ：１．０％以下としたのは焼入性、強度を上げるの
に有用であるが１．０％を越えると溶接性、鞭性を悪化
させるからである。
に有用であるが１．０％を越えると溶接性、鞭性を悪化
させるからである。
Ｍｏ：１．０％以下としたのは強度を上げるのに有用で
あるが高価であること及び１．０％を越えると溶酸性、
鞠性を悪化させるからである。
あるが高価であること及び１．０％を越えると溶酸性、
鞠性を悪化させるからである。
Ｖ：０．１％以下としたのは強度を上げるため添加され
るが０．１％を越えると溶接性、靭性が劣化するからで
ある。
るが０．１％を越えると溶接性、靭性が劣化するからで
ある。
Ｎｂ：０．１％以下としたのは強度を上げるため添加さ
れるが０．１％を越えると溶接性が劣化するからである
。
れるが０．１％を越えると溶接性が劣化するからである
。
次に板厚を１０物協以上とした理由は、板厚１０比廠以
下の場合には、焼入性に有効なＢがやや不十分であって
も、冷却速度の早いことが相俊つて、焼入れ時鋼板を十
分焼入れることが可能で目的とする高強度、高鞠性が容
易に得られているが、板厚が１０物肌以上の場合には焼
入れ冷却速度が低下しその結果十分な競入を施すことが
困難となり高強度、高靭性が得られない。
下の場合には、焼入性に有効なＢがやや不十分であって
も、冷却速度の早いことが相俊つて、焼入れ時鋼板を十
分焼入れることが可能で目的とする高強度、高鞠性が容
易に得られているが、板厚が１０物肌以上の場合には焼
入れ冷却速度が低下しその結果十分な競入を施すことが
困難となり高強度、高靭性が得られない。
本発明は板厚１０仇肋以上に適用してその効果を十分に
挙げることが可能である。次に実施例を比較例とともに
挙げる。
挙げることが可能である。次に実施例を比較例とともに
挙げる。
表１に供試材の化学成分を示し表２に熱処理条件と得ら
れた鋼材の機械的性質を示す。
れた鋼材の機械的性質を示す。
表１ 化学成分
表 ２ 熱処理条件と機械的性質
※徐加熱（昇塩速度＝１５０℃／ｈｒ）
任１．焼入れ後実施例．比較例とも全て焼戻しを実施圧
２．板厚は １２７物任３．材質試験片採取位置 １／
４ｔ 試験方向／引張試験：Ｌ，シャルピー試験：○表２に示
す如くスラブ加熱温度を１１００℃以上とし熱間圧延後
の冷却温度が本発明で限定する冷却温度以下まで−亘冷
却した実施例１〜６及び８〜１０はいずれも高温度と高
軸性を備えた鋼板となっているのに対し、圧延後の冷却
温度が高い比較例１〜６はいずれも轍性レベルが著しく
低い。
２．板厚は １２７物任３．材質試験片採取位置 １／
４ｔ 試験方向／引張試験：Ｌ，シャルピー試験：○表２に示
す如くスラブ加熱温度を１１００℃以上とし熱間圧延後
の冷却温度が本発明で限定する冷却温度以下まで−亘冷
却した実施例１〜６及び８〜１０はいずれも高温度と高
軸性を備えた鋼板となっているのに対し、圧延後の冷却
温度が高い比較例１〜６はいずれも轍性レベルが著しく
低い。
Ａ鋼の実施例２は焼入れ焼戻しの熱処理に先立って暁な
らしを加えたものであるが、その他の条件が同一の実施
例１に比して強度、鋤性ともに改善されている。更に実
施例５及び７は本願第２発明の例を示し焼入れ熱処理時
の昇温速度を１５０ｑ０／ｈｒとする徐加熱を行ったも
ので同一成分の実施例１，２及び６，８と比べて靭‘性
値が大幅に改善されることがわかる。
らしを加えたものであるが、その他の条件が同一の実施
例１に比して強度、鋤性ともに改善されている。更に実
施例５及び７は本願第２発明の例を示し焼入れ熱処理時
の昇温速度を１５０ｑ０／ｈｒとする徐加熱を行ったも
ので同一成分の実施例１，２及び６，８と比べて靭‘性
値が大幅に改善されることがわかる。
第１図は熱処理パターンとＡＩＮ析出状況を示す説明図
で、第「２図は本発明実施例と比較例における析出ＡＩ
Ｎの大きさを示す金属組織の顕微鏡写真である。 第３図はスラブ加熱温度Ｔｏと圧延後冷却温度Ｔと低温
靭性ｖＴねの関係を示す説明図である。矛３図 汁ｌ図 矛Ｚ図
で、第「２図は本発明実施例と比較例における析出ＡＩ
Ｎの大きさを示す金属組織の顕微鏡写真である。 第３図はスラブ加熱温度Ｔｏと圧延後冷却温度Ｔと低温
靭性ｖＴねの関係を示す説明図である。矛３図 汁ｌ図 矛Ｚ図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量でＣ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５
〜０．６０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０
２〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎ
：０．００２０〜０．０１２０％にＣｕ：１．０％以下
、Ｎｉ：３．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１
．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の
１種又は２種以上を含む鋼を常法によりスラブとなし、
該スラブの加熱温度Ｔ＿０を１１００℃以上とし、熱間
圧延後の鋼板を前記加熱温度Ｔ＿０に対応する冷却温度
Ｔ＝２１２５−１．３Ｔ＿０以下に冷却した後、焼入れ
焼戻しを行なうことを特徴とする肉厚１００ｍｍ以上の
高靭性調質型高張力鋼の製造方法。 ２ 重量でＣ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．０５
〜０．６０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ａｌ：０．０
２〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｎ
：０．００２０〜０．０１２０％にＣｕ：１．０％以下
、Ｎｉ：３．５％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１
．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下の
１種又は２種以上を含む鋼を常法によりスラブとなし、
該スラブの加熱温度Ｔ＿０を１１００℃以上とし、熱間
圧延後の鋼板を前記加熱温度Ｔ＿０に対応する冷却温度
Ｔ＝２１２５−１．３Ｔ＿０以下とし、その後の加熱時
の昇温速度を２００℃／ｈｒ以下として昇温した後、焼
入れ焼戻しを行なうことを特徴とする肉厚１００ｍｍ以
上の高靭性調質型高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56096342A JPS604250B2 (ja) | 1981-06-22 | 1981-06-22 | 高靭性調質型高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56096342A JPS604250B2 (ja) | 1981-06-22 | 1981-06-22 | 高靭性調質型高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57210915A JPS57210915A (en) | 1982-12-24 |
| JPS604250B2 true JPS604250B2 (ja) | 1985-02-02 |
Family
ID=14162331
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56096342A Expired JPS604250B2 (ja) | 1981-06-22 | 1981-06-22 | 高靭性調質型高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS604250B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6021326A (ja) * | 1983-07-15 | 1985-02-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 靭性の優れた調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS6070120A (ja) * | 1983-09-26 | 1985-04-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法 |
| JPS60121219A (ja) * | 1983-12-05 | 1985-06-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 調質型高張力厚鋼板の製造方法 |
| JPS6187818A (ja) * | 1984-10-03 | 1986-05-06 | Nippon Steel Corp | 高温高圧容器用極厚鋼材の製造方法 |
| JPH062904B2 (ja) * | 1984-12-04 | 1994-01-12 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度低合金鋼極厚鋼材の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5530048A (en) * | 1978-08-25 | 1980-03-03 | Iseki & Co Ltd | Culvert former |
-
1981
- 1981-06-22 JP JP56096342A patent/JPS604250B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57210915A (en) | 1982-12-24 |
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