JP2706133B2 - 低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 <産業上の利用分野> 本発明は直接焼入れのままで用いる厚鋼板の製造方法
に係り、特に橋梁,建築,水圧鉄管および圧力容器など
に適した低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法に関する
ものである。
に係り、特に橋梁,建築,水圧鉄管および圧力容器など
に適した低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法に関する
ものである。
<従来の技術> 鋼材を熱間圧延後、直ちに焼入れる直接焼入れ法は、
省エネルギー,省プロセス法として、近年実用化が進め
られている。
省エネルギー,省プロセス法として、近年実用化が進め
られている。
直接焼入れ−焼もどし(以下DQ−T)法により製造し
た鋼材は、通常の再加熱焼入れ−焼もどし(以下RQ−
T)法により製造した鋼材に比べて、オーステナイト中
に十分添加元素が固溶し、かつ焼入れ性が向上すること
により高強度が得られやすいことが知られている。
た鋼材は、通常の再加熱焼入れ−焼もどし(以下RQ−
T)法により製造した鋼材に比べて、オーステナイト中
に十分添加元素が固溶し、かつ焼入れ性が向上すること
により高強度が得られやすいことが知られている。
また、一方、従来のHT80の大部分およびHT60の一部で
は、極微量で焼入れ性を大幅に向上させる元素であるB
が添加される。焼入れ性に有効なBは、焼入れ時に析出
物となっていない所謂固溶B(以下B)であり、焼入れ
性はB=3〜5ppmで最高となることが、例えば、「鉄と
鋼」vol.59(1973)P212,「鉄と鋼」vol.62(1976)P31
0等で公知である。
は、極微量で焼入れ性を大幅に向上させる元素であるB
が添加される。焼入れ性に有効なBは、焼入れ時に析出
物となっていない所謂固溶B(以下B)であり、焼入れ
性はB=3〜5ppmで最高となることが、例えば、「鉄と
鋼」vol.59(1973)P212,「鉄と鋼」vol.62(1976)P31
0等で公知である。
しかし、一般にDQ−T鋼板はRQ−T鋼板に比べて粗大
オーステナイト粒であり靱性が劣るため、特開昭61−48
517号公報や特開昭63−235430号公報にみられるよう
に、低温域圧延の適用でオーステナイト粒を細粒化し、
靱性改善をはかる工夫がなされている。
オーステナイト粒であり靱性が劣るため、特開昭61−48
517号公報や特開昭63−235430号公報にみられるよう
に、低温域圧延の適用でオーステナイト粒を細粒化し、
靱性改善をはかる工夫がなされている。
また、一般に、焼入れまま鋼板では板厚方向の強度の
均質性が劣り、また靱性も低いため、600℃程度の焼も
どし処理を行い所望する強度,靱性バランスの鋼板を得
るのが常法である。しかし、焼もどし処理後のHT80キロ
級高張力鋼板の降伏比は一般に90%を超える高い値とな
り、鋼構造物の安全性,疲労特性の点で問題がある。こ
の問題を解決する試みとして、焼もどし工程を省いて焼
入れままでの低降伏比を利用することも考えられてはい
るが、単なる焼入れまま鋼板では靱性が低く、未だ実用
に供し得る鋼板は製造されていない。
均質性が劣り、また靱性も低いため、600℃程度の焼も
どし処理を行い所望する強度,靱性バランスの鋼板を得
るのが常法である。しかし、焼もどし処理後のHT80キロ
級高張力鋼板の降伏比は一般に90%を超える高い値とな
り、鋼構造物の安全性,疲労特性の点で問題がある。こ
の問題を解決する試みとして、焼もどし工程を省いて焼
入れままでの低降伏比を利用することも考えられてはい
るが、単なる焼入れまま鋼板では靱性が低く、未だ実用
に供し得る鋼板は製造されていない。
<発明が解決しようとする課題> 本発明は、低コストな成分系で直接焼入れのままで用
いることのできる引張強さが80kgf/mm2以上、降伏比が9
0%以下で、かつ靱性に優れた低降伏比高靱性高張力鋼
板の製造方法を提供することを目的とするものである。
いることのできる引張強さが80kgf/mm2以上、降伏比が9
0%以下で、かつ靱性に優れた低降伏比高靱性高張力鋼
板の製造方法を提供することを目的とするものである。
<課題を解決するための手段> 本発明は、重量%にて、C:0.01〜0.25%,Si:0.05〜0.
25%,Mn:0.50〜2.50%,Ni:0.40〜3.00%,Mo:0.05〜0.80
%,Al:0.01〜0.10%,B:0.0003〜0.0015%,N:0.0040%以
下を基本成分とし、さらに必要に応じてNb:0.01〜0.05
%,Cr:0.20〜1.00%,Cu:0.10〜1.00%,V:0.01〜0.10%,
Ti:0.005〜0.030%,Ca:0.0020〜0.0080%,REM:0.0020〜
0.0100%の1種又は2種以上を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる鋼を1000〜1200℃に加熱後、熱間
圧延において930℃から850℃の温度範囲て累積圧下率40
〜80%の圧延を施し、直ちにマルテンサイト変態開始温
度(Ms点)以下300℃以上の温度まで急冷後、空冷する
ことを特徴とする低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法
である。
25%,Mn:0.50〜2.50%,Ni:0.40〜3.00%,Mo:0.05〜0.80
%,Al:0.01〜0.10%,B:0.0003〜0.0015%,N:0.0040%以
下を基本成分とし、さらに必要に応じてNb:0.01〜0.05
%,Cr:0.20〜1.00%,Cu:0.10〜1.00%,V:0.01〜0.10%,
Ti:0.005〜0.030%,Ca:0.0020〜0.0080%,REM:0.0020〜
0.0100%の1種又は2種以上を含有し、残部Feおよび不
可避的不純物からなる鋼を1000〜1200℃に加熱後、熱間
圧延において930℃から850℃の温度範囲て累積圧下率40
〜80%の圧延を施し、直ちにマルテンサイト変態開始温
度(Ms点)以下300℃以上の温度まで急冷後、空冷する
ことを特徴とする低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法
である。
<作用> 本発明者らは、未再結晶オーステナイト域での適切な
圧延およひ圧延仕上げ温度によるマルテンサイトの高強
度高靱性化とBの焼入れ性向上効果の有効利用などにつ
いて詳細に検討し、本発明に至った。
圧延およひ圧延仕上げ温度によるマルテンサイトの高強
度高靱性化とBの焼入れ性向上効果の有効利用などにつ
いて詳細に検討し、本発明に至った。
以下にまず化学成分の限定理由を述べる。
Cは、マルテンサイトの強化に最も有効な成分である
が、0.01%未満では所望する強度が得られず、一方0.25
%を超えるとマルテンサイトが脆弱化して靱性劣化を招
くため、0.01〜0.25%の範囲とする。
が、0.01%未満では所望する強度が得られず、一方0.25
%を超えるとマルテンサイトが脆弱化して靱性劣化を招
くため、0.01〜0.25%の範囲とする。
Siは、脱酸剤としての作用の他に強化元素としての役
割を持ち、Siが0.05%未満ではそれらの効果は得られ
ず、一方その量が0.25%を超えると鋼板および溶接部の
靱性劣化が生じてくるため、0.05〜0.25%の範囲とす
る。
割を持ち、Siが0.05%未満ではそれらの効果は得られ
ず、一方その量が0.25%を超えると鋼板および溶接部の
靱性劣化が生じてくるため、0.05〜0.25%の範囲とす
る。
Mnは、強度確保のために0.50%以上必要であるが、2.
50%を超えると溶接性や加工性を劣化させるので、0.50
〜2.50%の範囲とする。
50%を超えると溶接性や加工性を劣化させるので、0.50
〜2.50%の範囲とする。
Niは、焼入れ性の向上とマルテンサイト主体組織鋼で
の靱性確保のために0.40%以上必要であるが、経済性が
低下することから0.40〜3.00%の範囲にする。
の靱性確保のために0.40%以上必要であるが、経済性が
低下することから0.40〜3.00%の範囲にする。
Moは、焼入れ性向上および整粒効果の点から必要であ
り、その効果を得るには0.05%以上必要である。しか
し、0.80%を超えるとその効果が飽和し、また経済性が
低下することから0.05〜0.80%の範囲とする。
り、その効果を得るには0.05%以上必要である。しか
し、0.80%を超えるとその効果が飽和し、また経済性が
低下することから0.05〜0.80%の範囲とする。
Alは、脱酸剤として必要であるが、0.01%未満では脱
酸効果は少なく、一方0.10%を超えると鋼板および溶接
部の靱性を著しく劣化させるため、0.01〜0.10%の範囲
とする。
酸効果は少なく、一方0.10%を超えると鋼板および溶接
部の靱性を著しく劣化させるため、0.01〜0.10%の範囲
とする。
Bは、極微量で鋼板の焼入れ性を高めるので極めて重
要な成分である。しかし、その添加量が0.0003%未満の
場合にはBによる焼入れ性向上効果は期待できず、一方
0.0015%を超えるとその効果は飽和し、かつB析出物が
形成し易くなり焼入れ性向上効果に有効な固溶B量を減
少させるため、0.0003〜0.0015%の範囲とする。
要な成分である。しかし、その添加量が0.0003%未満の
場合にはBによる焼入れ性向上効果は期待できず、一方
0.0015%を超えるとその効果は飽和し、かつB析出物が
形成し易くなり焼入れ性向上効果に有効な固溶B量を減
少させるため、0.0003〜0.0015%の範囲とする。
Nは、B窒化物を形成してBの焼入れ性向上効果を低
減するだけでなく、鋼板および溶接部の靱性劣化を招く
ことから可能な限り低減することが好ましく、現在の製
造技術,経済性およびBを介した焼入れ性向上効果か
ら、その上限を0.0040%とする。
減するだけでなく、鋼板および溶接部の靱性劣化を招く
ことから可能な限り低減することが好ましく、現在の製
造技術,経済性およびBを介した焼入れ性向上効果か
ら、その上限を0.0040%とする。
Pは、鋼板および溶接部の靱性を劣化させ、また焼も
どし脆化を助長するため、0.015%以下とするのが望ま
しい。
どし脆化を助長するため、0.015%以下とするのが望ま
しい。
Sは、母材の延靱性を劣化させるため0.005%以下と
するのが望ましい。さらに、上記成分に加えて、鋼板お
よび溶接部の強度,靱性の改善を目的とし、下記成分を
1種又は2種以上添加できる。
するのが望ましい。さらに、上記成分に加えて、鋼板お
よび溶接部の強度,靱性の改善を目的とし、下記成分を
1種又は2種以上添加できる。
Nbは、炭窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長を
抑制し粒の微細化を容易にすると共に、未再結晶域を拡
大させ、圧延歪の蓄積を容易にし、また焼もどし軟化抵
抗をあげるため鋼板の強度確保に有効であるが、その効
果を得るためには0.01%以上必要である。しかし、0.05
%を超えると溶接部の靱性が劣化するため0.01〜0.05%
の範囲とする。
抑制し粒の微細化を容易にすると共に、未再結晶域を拡
大させ、圧延歪の蓄積を容易にし、また焼もどし軟化抵
抗をあげるため鋼板の強度確保に有効であるが、その効
果を得るためには0.01%以上必要である。しかし、0.05
%を超えると溶接部の靱性が劣化するため0.01〜0.05%
の範囲とする。
Crは、鋼板および溶接部の強度上昇に有効であるが、
その効果を得るためには0.20%以上必要である。しか
し、1.00%を超えると溶接性の低下およひSR割れ感受性
を高めるため、0.20〜1.00%の範囲とする。
その効果を得るためには0.20%以上必要である。しか
し、1.00%を超えると溶接性の低下およひSR割れ感受性
を高めるため、0.20〜1.00%の範囲とする。
Cuは、鋼板の強度上昇に有効であるが、その効果を得
るためには0.10%以上必要である。しかし、1.00%を超
えると熱間加工性や溶接性が低下するため、0.10〜1.00
%の範囲とする。
るためには0.10%以上必要である。しかし、1.00%を超
えると熱間加工性や溶接性が低下するため、0.10〜1.00
%の範囲とする。
Vは、溶接熱影響部の軟化度軽減のため必要である
が、0.01%未満ではその効果はほとんど得られず、一方
0.10%を超えると熱影響部の靱性を劣化させるため、0.
01〜0.10%の範囲とする。
が、0.01%未満ではその効果はほとんど得られず、一方
0.10%を超えると熱影響部の靱性を劣化させるため、0.
01〜0.10%の範囲とする。
Tiは、強度上昇と溶接部靱性の改善に効果を有すると
共に、N固定により間接的にBの焼入れ性を安定して向
上させるが、0.005%未満ではその効果はほとんど得ら
れず、一方0.030%超えると靱性を低下させるので0.005
〜0.030%の範囲とする。
共に、N固定により間接的にBの焼入れ性を安定して向
上させるが、0.005%未満ではその効果はほとんど得ら
れず、一方0.030%超えると靱性を低下させるので0.005
〜0.030%の範囲とする。
Caは、硫化物の形態制御による異方性の軽減のため0.
0020%以上必要であるが、0.0080%を超えると清浄度が
低下するため、0.0020〜0.008%の範囲とする。
0020%以上必要であるが、0.0080%を超えると清浄度が
低下するため、0.0020〜0.008%の範囲とする。
REMは、溶接部靱性向上のため0.0020%以上必要であ
るが、0.0100%を超えると介在物が多量に生成し清浄度
が低下するため、0.0020〜0.0100%の範囲とする。
るが、0.0100%を超えると介在物が多量に生成し清浄度
が低下するため、0.0020〜0.0100%の範囲とする。
次に、圧延条件の限定理由について述べる。スラブ加
熱温度は、添加元素が十分固溶するために1000℃以上が
必要であり、また1200℃を超えるとオーステナイト粒が
粗大化し、その後の圧延によっても細粒化が十分になさ
れず靱性劣化の要因となるので1000〜1200℃に限定す
る。本発明では、加工歪の導入をはかり、かつ細粒化に
よる高強度,高靱性を図ることがその技術的特徴であ
り、加工歪の効果的導入のため、930℃以下の未再結晶
オーステナイト域での圧延が必要であり、また圧延仕上
げ温度を850℃未満とした場合、オーステナイト粒界お
よび変形帯に固溶Bが十分拡散できず、またBNの析出が
促進されて焼入れ性が低下するため、圧延仕上げ温度の
下限を850℃とする。
熱温度は、添加元素が十分固溶するために1000℃以上が
必要であり、また1200℃を超えるとオーステナイト粒が
粗大化し、その後の圧延によっても細粒化が十分になさ
れず靱性劣化の要因となるので1000〜1200℃に限定す
る。本発明では、加工歪の導入をはかり、かつ細粒化に
よる高強度,高靱性を図ることがその技術的特徴であ
り、加工歪の効果的導入のため、930℃以下の未再結晶
オーステナイト域での圧延が必要であり、また圧延仕上
げ温度を850℃未満とした場合、オーステナイト粒界お
よび変形帯に固溶Bが十分拡散できず、またBNの析出が
促進されて焼入れ性が低下するため、圧延仕上げ温度の
下限を850℃とする。
また、930℃から850℃の温度範囲での累積圧下率が、
40%未満では上記高強度,高靱性化が十分でなくその下
限を40%とする。また、上限は特に限定されるものでは
ないが、圧延効率の低下や圧延機への過負荷の考慮から
その上限を80%とする。
40%未満では上記高強度,高靱性化が十分でなくその下
限を40%とする。また、上限は特に限定されるものでは
ないが、圧延効率の低下や圧延機への過負荷の考慮から
その上限を80%とする。
熱間圧延後直ちに焼入れする。焼入れは、鋼板をマル
テンサイト主体組織とするため急冷する。
テンサイト主体組織とするため急冷する。
焼入れの急冷は、途中で停止する。冷却停止温度は鋼
板をマルテンサイト主体組織とするためにはMs点以下と
し、さらに水素による遅れ破壊防止の考慮から300℃以
上とする必要がある。この急冷の途中停止により、それ
以後の空冷で鋼板中の水素が拡散し鋼板外へ抜け耐遅れ
破壊性能が向上する。そのため焼もどし工程の省略が可
能になる。
板をマルテンサイト主体組織とするためにはMs点以下と
し、さらに水素による遅れ破壊防止の考慮から300℃以
上とする必要がある。この急冷の途中停止により、それ
以後の空冷で鋼板中の水素が拡散し鋼板外へ抜け耐遅れ
破壊性能が向上する。そのため焼もどし工程の省略が可
能になる。
次に、本発明の基礎になった実験結果を説明する。本
発明成分の範囲である0.07%C−0.18%Si−0.83%Mn−
0.99%Ni−0.50%Mo−0.052%Al−0.0009%B鋼を用
い、930℃から850℃までの圧延条件を種々に変化させた
直接焼入れ鋼板(板厚40mm)の機械的性質と累積圧下率
の関係を第1図に示す。
発明成分の範囲である0.07%C−0.18%Si−0.83%Mn−
0.99%Ni−0.50%Mo−0.052%Al−0.0009%B鋼を用
い、930℃から850℃までの圧延条件を種々に変化させた
直接焼入れ鋼板(板厚40mm)の機械的性質と累積圧下率
の関係を第1図に示す。
この図から本発明法の範囲である累積圧下率40%以上
において、強度,靱性ともに良好な値を有することがわ
かる。
において、強度,靱性ともに良好な値を有することがわ
かる。
<実施例> 真空溶解法で、表1に示す各成分鋼塊を溶製し、表2
に示す熱間圧延条件で板厚15mm,40mmおよび55mm鋼板と
し、直ちに焼入れを行った。これら各種鋼板から衝撃試
験片と丸棒引張試験片を採取し、材質特性の調査を行っ
た。得られた結果を表3−1,表3−2に示す。
に示す熱間圧延条件で板厚15mm,40mmおよび55mm鋼板と
し、直ちに焼入れを行った。これら各種鋼板から衝撃試
験片と丸棒引張試験片を採取し、材質特性の調査を行っ
た。得られた結果を表3−1,表3−2に示す。
本発明範囲成分鋼A,B,C,D,EおよびFは、本発明法の
圧延により80kgf/mm2以上の引張強さを有し、vTrsも−7
0℃以下の良好な靱性を有している。比較鋼KはB無添
加系であり、焼入れ性が低く、所望する強度を満足でき
ないことがわかる。本発明鋼G,H,IおよびJは、第1請
求範囲成分系にNb,V,Cu,Cr,Ti,CaおよびREMを添加した
ものであり、一層の高強度化高靱性化が達成されること
がわかる。
圧延により80kgf/mm2以上の引張強さを有し、vTrsも−7
0℃以下の良好な靱性を有している。比較鋼KはB無添
加系であり、焼入れ性が低く、所望する強度を満足でき
ないことがわかる。本発明鋼G,H,IおよびJは、第1請
求範囲成分系にNb,V,Cu,Cr,Ti,CaおよびREMを添加した
ものであり、一層の高強度化高靱性化が達成されること
がわかる。
なおこれら供試鋼のMs点は400℃から470℃の間にあっ
た。
た。
<発明の効果> 本発明は、経済的な製造プロセスである直接焼入れプ
ロセスにより引張強さ80kgf/mm2以上、90%以下の低降
伏比で、従来鋼より優れた強度,靱性を有する鋼板の製
造を可能としたものであり、しかも焼もどし工程をも省
略したもので、その産業上の効果は顕著なものがある。
ロセスにより引張強さ80kgf/mm2以上、90%以下の低降
伏比で、従来鋼より優れた強度,靱性を有する鋼板の製
造を可能としたものであり、しかも焼もどし工程をも省
略したもので、その産業上の効果は顕著なものがある。
第1図は、板厚40mm直接焼入れ鋼板の機械的性質と累積
圧下率(930℃−850℃)の関係を示したグラフである。
圧下率(930℃−850℃)の関係を示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−190117(JP,A) 特開 昭61−48517(JP,A) 特開 昭61−3834(JP,A) 特開 平2−236223(JP,A)
Claims (2)
- 【請求項1】重量%にて、C:0.01〜0.25%,Si:0.05〜0.
25%,Mn:0.50〜2.50%,Ni:0.40〜3.00%,Mo:0.05〜0.80
%,Al:0.01〜0.10%,B:0.0003〜0.0015%,N:0.0040%以
下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を
1000〜1200℃に加熱後、熱間圧延において930℃から850
℃の温度範囲で累積圧下率40〜80%の圧延を施し、直ち
にマルテンサイト変態開始温度(Ms点)以下300℃以上
の温度まで急冷後、空冷することを特徴とする低降伏比
高靱性高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項2】重量%にて、C:0.01〜0.25%,Si:0.05〜0.
25%,Mn:0.50〜2.50%,Ni:0.40〜3.00%,Mo:0.05〜0.80
%,Al:0.01〜0.10%,B:0.0003〜0.0015%,N:0.0040%以
下を基本成分とし、さらに、Nb:0.01〜0.05%,Cr:0.20
〜1.00%,Cu:0.10〜1.00%,V:0.01〜0.10%,Ti:0.005〜
0.030%,Ca:0.0020〜0.0080%,REM:0.0020〜0.0100%の
1種又は2種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純
物からなる鋼を1000〜1200℃に加熱後、熱間圧延におい
て930℃から850℃の温度範囲で累積圧下率40〜80%の圧
延を施し、直ちにマルテンサイト変態開始温度(Ms点)
以下300℃以上の温度まで急冷後、空冷することを特徴
とする低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1089729A JP2706133B2 (ja) | 1989-04-11 | 1989-04-11 | 低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法 |
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---|---|---|---|
JP1089729A JP2706133B2 (ja) | 1989-04-11 | 1989-04-11 | 低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法 |
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Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02270913A JPH02270913A (ja) | 1990-11-06 |
JP2706133B2 true JP2706133B2 (ja) | 1998-01-28 |
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---|---|
JP (1) | JP2706133B2 (ja) |
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---|---|---|---|---|
JPH06145782A (ja) * | 1992-11-16 | 1994-05-27 | Kawasaki Steel Corp | 高張力鋼板の製造方法 |
JP4735191B2 (ja) * | 2005-10-27 | 2011-07-27 | Jfeスチール株式会社 | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 |
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-
1989
- 1989-04-11 JP JP1089729A patent/JP2706133B2/ja not_active Expired - Fee Related
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