JPH0277521A - 板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH0277521A JPH0277521A JP22759888A JP22759888A JPH0277521A JP H0277521 A JPH0277521 A JP H0277521A JP 22759888 A JP22759888 A JP 22759888A JP 22759888 A JP22759888 A JP 22759888A JP H0277521 A JPH0277521 A JP H0277521A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
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焼戻し処理による厚鋼板の製造方法
に係り、特に板j7方向の均質性と溶接性に優れ、かつ
異方性の少ない引張強さ100kgf/mj級の超高張
力高靭性鋼板の製造方法に関するものである。
に係り、特に板j7方向の均質性と溶接性に優れ、かつ
異方性の少ない引張強さ100kgf/mj級の超高張
力高靭性鋼板の製造方法に関するものである。
〈従来の技j4t >
近年、ペンストック、圧力容器や海洋構造物等の大型化
、高性能化に対応し、使用鋼板も引張強さ100kgf
/mj級の超高張力を有する厚内鋼板の適用が検討され
るようになっている。
、高性能化に対応し、使用鋼板も引張強さ100kgf
/mj級の超高張力を有する厚内鋼板の適用が検討され
るようになっている。
これまで、この種の超高張力鋼の製造にあたっては熱間
圧延後の再加熱、焼入れ焼戻し処理が適用されており、
厚鋼板の中心部の強度・靭性を満足させるため添加合金
元素量を多くせざるを得なかった。そのため、焼入れ時
の冷却速度が早い表層部近傍では、過剰焼入れとなり靭
性が低下し、板厚方向の不均質が問題となっていた。
圧延後の再加熱、焼入れ焼戻し処理が適用されており、
厚鋼板の中心部の強度・靭性を満足させるため添加合金
元素量を多くせざるを得なかった。そのため、焼入れ時
の冷却速度が早い表層部近傍では、過剰焼入れとなり靭
性が低下し、板厚方向の不均質が問題となっていた。
この問題を解決すべく、再加熱焼入れ処理を2回以上繰
り返したり、Nb添加を行ってオーステナイト粒を細粒
化させる方法などがとられていた。
り返したり、Nb添加を行ってオーステナイト粒を細粒
化させる方法などがとられていた。
しかし近年、熱間圧延後室温まで空冷することなく直ち
に焼入れを行い、その後焼戻し処理を施す直接焼入れ焼
戻し処理法が開発され、この方法を利用した板厚方向の
均質なtl!l板製造法について、いくつか提案がなさ
れている。
に焼入れを行い、その後焼戻し処理を施す直接焼入れ焼
戻し処理法が開発され、この方法を利用した板厚方向の
均質なtl!l板製造法について、いくつか提案がなさ
れている。
例えば、特開昭61−56268号公報においては溶体
化処理後のスラブを用い、熱間圧延時の930〜800
゛Cの低温域で累積圧下率40%以上の熱間圧延を施し
、続いて直接焼入れ焼戻し処理し、表層部近傍を焼戻し
マルテンサイト組繊、中心部を焼戻しマルテンサイトと
下部ベイナイト混合組織としだ鋼板とする方法が開示さ
れている。また、特開昭62−196326号公報にお
いてはTI添加によりBの焼入性向上効果を61保し、
さらに900℃以下の低温域(オーステナイト粒の未再
結晶領域)で軽圧下を加えることにより表層部近傍のみ
に加工歪を蓄積し、焼入性を中心部と同程度に低下させ
る方法が開示されている。
化処理後のスラブを用い、熱間圧延時の930〜800
゛Cの低温域で累積圧下率40%以上の熱間圧延を施し
、続いて直接焼入れ焼戻し処理し、表層部近傍を焼戻し
マルテンサイト組繊、中心部を焼戻しマルテンサイトと
下部ベイナイト混合組織としだ鋼板とする方法が開示さ
れている。また、特開昭62−196326号公報にお
いてはTI添加によりBの焼入性向上効果を61保し、
さらに900℃以下の低温域(オーステナイト粒の未再
結晶領域)で軽圧下を加えることにより表層部近傍のみ
に加工歪を蓄積し、焼入性を中心部と同程度に低下させ
る方法が開示されている。
しかし、前者においては溶体化処理が必須でありコスト
的に不利であり、また両者とも低温域圧延のみに着目し
ているため、このうち前者では鋼板の異方性が大きくな
り、また後者では安定製造と生産性に不利となることが
予想される。さらに、溶接部の軟化や衝撃特性について
の配慮もなく完成された技術とは言い難い。
的に不利であり、また両者とも低温域圧延のみに着目し
ているため、このうち前者では鋼板の異方性が大きくな
り、また後者では安定製造と生産性に不利となることが
予想される。さらに、溶接部の軟化や衝撃特性について
の配慮もなく完成された技術とは言い難い。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明の目的は、直接焼入れ焼戻し処理による経済的な
鋼板製造に当たり、高強度でしかも板厚方向の均質性が
優れ、かつ異方性が少ないことに加えて溶接部の軟化が
少なく高靭性をM(ilfl、、た鋼板の製造方法を提
供することにある。
鋼板製造に当たり、高強度でしかも板厚方向の均質性が
優れ、かつ異方性が少ないことに加えて溶接部の軟化が
少なく高靭性をM(ilfl、、た鋼板の製造方法を提
供することにある。
〈課題を解決するための手段〉
本発明は、C:0.05〜0.16師t%、 Si :
0.05〜0.20wt%、 Mn : 0.60〜
1.50wt%、 Cr : 0.30〜0.80wt
%、 Mo : 0.20〜0.80wL%、 N!
:0.80〜3.00wt%。
0.05〜0.20wt%、 Mn : 0.60〜
1.50wt%、 Cr : 0.30〜0.80wt
%、 Mo : 0.20〜0.80wL%、 N!
:0.80〜3.00wt%。
V : 0.030〜0.100 IIL%、 Al
−0,010〜0.08011t%、 B :0.00
05〜0.0025wL%、 N : 0.0040w
t%以下を含有し、さらに必要に応じてCu : 1
.OwL%以下、 Nb : 0.050wt%以下、
Ca : 0.0100wt%以下の1種又は2種以
上を含み、下記の式で定義される炭素当量ごeq、が0
.52〜0.60%であり、残部Fe及び不可避的不純
物からなる鋼を、1050〜1200℃に加熱・均熱後
、1000〜900℃の温度範囲で累積圧下率が50%
以上の熱間圧延を施し、引き続き900℃未満810℃
以上の温度範囲にて、1バス当たりの圧下率が10%未
満の軽圧下圧延により累積圧下率を10〜30%とした
後、直ちに焼入れし、その後へC1点以下の温度で焼戻
すことを特徴とする板厚方向の均質性に優れた溶接用超
高張力鋼板の製造方法である。
−0,010〜0.08011t%、 B :0.00
05〜0.0025wL%、 N : 0.0040w
t%以下を含有し、さらに必要に応じてCu : 1
.OwL%以下、 Nb : 0.050wt%以下、
Ca : 0.0100wt%以下の1種又は2種以
上を含み、下記の式で定義される炭素当量ごeq、が0
.52〜0.60%であり、残部Fe及び不可避的不純
物からなる鋼を、1050〜1200℃に加熱・均熱後
、1000〜900℃の温度範囲で累積圧下率が50%
以上の熱間圧延を施し、引き続き900℃未満810℃
以上の温度範囲にて、1バス当たりの圧下率が10%未
満の軽圧下圧延により累積圧下率を10〜30%とした
後、直ちに焼入れし、その後へC1点以下の温度で焼戻
すことを特徴とする板厚方向の均質性に優れた溶接用超
高張力鋼板の製造方法である。
記
Ceq、 = C+Mn/ 6 +Si/24+Ni
/40+Cr15+io/ 4 + V /14 (%
)〈作 用〉 以下に本発明における鋼組成および圧延条件の限定理由
を述べる。
/40+Cr15+io/ 4 + V /14 (%
)〈作 用〉 以下に本発明における鋼組成および圧延条件の限定理由
を述べる。
Cは、所望の強度を得るため0.08wt%以上必要で
あるが、0.16wt%を超えると母材および溶接部の
靭性が劣化するため0.08〜0.16wt%の範囲と
する。
あるが、0.16wt%を超えると母材および溶接部の
靭性が劣化するため0.08〜0.16wt%の範囲と
する。
Siは、製鋼時の脱酸剤として、また固溶強化による強
度確保のため必要であるが、第1図に示すように溶接部
のボンド靭性に及ぼすSiの影響は顕著であり、溶接部
の高靭性を確保するためその添加量範囲を0.05〜0
.20i1t%とする。
度確保のため必要であるが、第1図に示すように溶接部
のボンド靭性に及ぼすSiの影響は顕著であり、溶接部
の高靭性を確保するためその添加量範囲を0.05〜0
.20i1t%とする。
なお、第1図はO,11wt%C0,90wt%Mn−
1,504%Ni−0,50wt%Cr−0,50wt
%Mo−0,065wt%■−B系でSi添加量を変化
させ、サブマージドアーク溶接部(入熱量:50kJ/
cm)の衝撃特性を調べたものである。
1,504%Ni−0,50wt%Cr−0,50wt
%Mo−0,065wt%■−B系でSi添加量を変化
させ、サブマージドアーク溶接部(入熱量:50kJ/
cm)の衝撃特性を調べたものである。
Mnは、焼入性を向上させ強度を確保するために0.6
(1mt%以上必要であるが、1.50mt%を超える
と鋼板及び溶接部の靭性が劣化するため0.60〜1.
50wt%の範囲とする。
(1mt%以上必要であるが、1.50mt%を超える
と鋼板及び溶接部の靭性が劣化するため0.60〜1.
50wt%の範囲とする。
Crは、焼入性を向上させ強度上昇に効果があり0.4
0wt%以上必要であるが、0.80wt%を超えると
溶接性の低下およびSR割れ感受性が高まるため0.4
0=0.80wt%の範囲とする。
0wt%以上必要であるが、0.80wt%を超えると
溶接性の低下およびSR割れ感受性が高まるため0.4
0=0.80wt%の範囲とする。
Moは、焼入性を向上しまた焼戻し軟化抵抗や耐SR割
れ性向上に効果があり0.30wt%以上必要であるが
、0.80wt%を超えると溶接性や靭性が劣化し、ま
た経済的にも不利となるため0.30〜0.80wL%
の範囲とする。
れ性向上に効果があり0.30wt%以上必要であるが
、0.80wt%を超えると溶接性や靭性が劣化し、ま
た経済的にも不利となるため0.30〜0.80wL%
の範囲とする。
■は、焼入性を向上しかつ焼戻し軟化抵抗を増大させる
元素であり強度確保の点から0.030wt%以上必要
であるが、0.100wt%を超えると溶接部の靭性が
劣化するため0.030〜0.100 wt%の範囲と
する。
元素であり強度確保の点から0.030wt%以上必要
であるが、0.100wt%を超えると溶接部の靭性が
劣化するため0.030〜0.100 wt%の範囲と
する。
Niは、鋼板および溶接部の強度、靭性の向上に効果が
あり0.60wL%以上必要であるが、3.00 wt
%を超えるとその効果が飽和し、また経済的にも不利と
なることから0.60〜3 、00w t%の範囲とす
る。
あり0.60wL%以上必要であるが、3.00 wt
%を超えるとその効果が飽和し、また経済的にも不利と
なることから0.60〜3 、00w t%の範囲とす
る。
AIは、脱酸作用があり0.010wt%以上必要であ
るが、0.080wt%を超えると鋼板および溶接部の
靭性が劣化するため、0.010〜0.080 wL%
の範囲とする。
るが、0.080wt%を超えると鋼板および溶接部の
靭性が劣化するため、0.010〜0.080 wL%
の範囲とする。
Bは、微量で焼入性を向上させ強度、靭性の確保に有効
であり0.0005wt%以上必要であるが、0.00
25wt%を超えると鋼板および溶接部の靭性を劣化さ
せるためo、ooos〜0.0025wt%の範囲とす
る。
であり0.0005wt%以上必要であるが、0.00
25wt%を超えると鋼板および溶接部の靭性を劣化さ
せるためo、ooos〜0.0025wt%の範囲とす
る。
Nは、圧延中にBと結合しBNを析出してBの焼入性向
上効果を低減させるのでO,0040wt%以下にする
必要がある。
上効果を低減させるのでO,0040wt%以下にする
必要がある。
さらに上記成分に加えて鋼板および溶接部の軟化防止お
よび靭性の改善を目的とし、以下の成分を1種又は2種
以上添加できる。
よび靭性の改善を目的とし、以下の成分を1種又は2種
以上添加できる。
Cuは、鋼板の強度上昇に効果があるが、多過ぎると熱
間加工性および溶接性が低下するためその上限を1.0
wt%とする。
間加工性および溶接性が低下するためその上限を1.0
wt%とする。
Nbは、強度を上昇しまたオーステナイト粒を微細にし
て靭性改善に効果があるが、多過ぎると溶接部の靭性が
著しく劣化するためその上限を0.050 wt%とす
る。
て靭性改善に効果があるが、多過ぎると溶接部の靭性が
著しく劣化するためその上限を0.050 wt%とす
る。
Caは、硫化物の形態制御(球状化)効果をもち異方性
の改善に効果をもつが、多過ぎると清浄度が低下し靭性
は劣化するためその上限を0.0100wt%とする。
の改善に効果をもつが、多過ぎると清浄度が低下し靭性
は劣化するためその上限を0.0100wt%とする。
さらに、溶接部の軟化防止および靭性確保のため、Ce
q、 = C+Mn/ 6 +Si/24+Ni/40
+Cr15 +Mo/ 4 + V /14 (%)で
表される炭素当量Ceq、を0.52〜0.60%の範
囲になるように、これら各種添加元素を量的に勘案しな
ければならない。
q、 = C+Mn/ 6 +Si/24+Ni/40
+Cr15 +Mo/ 4 + V /14 (%)で
表される炭素当量Ceq、を0.52〜0.60%の範
囲になるように、これら各種添加元素を量的に勘案しな
ければならない。
これは0.52%未満では溶接部の軟化が大きいため継
手強度が不足し、また0、60%を超えると溶接部の硬
さが上昇し溶接割れ感受性を高めるためである。
手強度が不足し、また0、60%を超えると溶接部の硬
さが上昇し溶接割れ感受性を高めるためである。
次に加熱、圧延条件の限定理由について述べる。
上記の組成鋼を連続鋳造法あるいは造塊法でスラブ鋼塊
とし、1050〜1200℃に加熱、均熱後、熱間圧延
を行う、ここで加速温度の限定理由は以下の通りである
。すなわち、1050℃未満では後述する熱間圧延が困
難となり、また1200℃を超えるとオーステナイト粒
の成長、粗大化が著しく、その解消(粒の微細化)のた
めには圧延バス数の増加が必要となり、生産性が阻害さ
れ好ましくない。
とし、1050〜1200℃に加熱、均熱後、熱間圧延
を行う、ここで加速温度の限定理由は以下の通りである
。すなわち、1050℃未満では後述する熱間圧延が困
難となり、また1200℃を超えるとオーステナイト粒
の成長、粗大化が著しく、その解消(粒の微細化)のた
めには圧延バス数の増加が必要となり、生産性が阻害さ
れ好ましくない。
次に、1000〜900℃の温度範囲での高温再結晶域
での圧延は、圧延−再結晶の繰り返しによるオーステナ
イト粒の等方的微細化に非常に有効である。しかし、累
積圧下率が50%未満ではその効果が十分でなく、その
後の圧延で混粒、伸展オーステナイト粒となり鋼板の異
方性が生じやすくなるため、50%以上の累積圧下率が
必要である。第2図は0.11wt%CO,90wt%
Mn−0,12−む%5i−1,504%Ni −0,
50Ht%Cr O,50wt%Mo −0,065
wt%V−B系の鋼を用い、1000〜900℃の温度
域での圧下量のみを変化させた場合のり、C方向の特性
の相違について調べた結果である0図から、累積圧下率
を50%以上とすることにより、異方性(L。
での圧延は、圧延−再結晶の繰り返しによるオーステナ
イト粒の等方的微細化に非常に有効である。しかし、累
積圧下率が50%未満ではその効果が十分でなく、その
後の圧延で混粒、伸展オーステナイト粒となり鋼板の異
方性が生じやすくなるため、50%以上の累積圧下率が
必要である。第2図は0.11wt%CO,90wt%
Mn−0,12−む%5i−1,504%Ni −0,
50Ht%Cr O,50wt%Mo −0,065
wt%V−B系の鋼を用い、1000〜900℃の温度
域での圧下量のみを変化させた場合のり、C方向の特性
の相違について調べた結果である0図から、累積圧下率
を50%以上とすることにより、異方性(L。
C方向による材質変化)は軽減されることがわかる。
さらに、900℃未満810℃以上の低温域における圧
延条件の限定理由は以下の通りである。すなわち、1バ
スあたりの圧下率を10%以下とした軽圧下圧延で、中
心部に比べ表層部近傍がより一層微細に展伸されたオー
ステナイト粒となり、そのため表層部の焼入性は抑制さ
れる。しかし、この時の累積圧下率が10%未満では効
果は少なく、また30%を超えると変形帯がはいりすぎ
て焼入性が低下しすぎ、Bによる焼入性効果が期待でき
なくなり、中心部の強度靭性が不良となり異方性も顕著
となってくるため累積圧下率は10〜30%の範囲とす
ることが必要である。
延条件の限定理由は以下の通りである。すなわち、1バ
スあたりの圧下率を10%以下とした軽圧下圧延で、中
心部に比べ表層部近傍がより一層微細に展伸されたオー
ステナイト粒となり、そのため表層部の焼入性は抑制さ
れる。しかし、この時の累積圧下率が10%未満では効
果は少なく、また30%を超えると変形帯がはいりすぎ
て焼入性が低下しすぎ、Bによる焼入性効果が期待でき
なくなり、中心部の強度靭性が不良となり異方性も顕著
となってくるため累積圧下率は10〜30%の範囲とす
ることが必要である。
さらに、この圧延効果をより有効に発渾する温度域は9
00℃未満810 ℃以上である。すなわち、900℃
以上の高温では再結晶領域であるためオーステナイト粒
の微細展伸化が期待できず、かつ焼入れ過剰となる。ま
た、810”C未満では焼入性が低下しすぎ表層部近傍
及び中心部とも所望の強度。
00℃未満810 ℃以上である。すなわち、900℃
以上の高温では再結晶領域であるためオーステナイト粒
の微細展伸化が期待できず、かつ焼入れ過剰となる。ま
た、810”C未満では焼入性が低下しすぎ表層部近傍
及び中心部とも所望の強度。
靭性が確保できなくなってしまう。
以上の熱間圧延後、直ちに焼入れを行い所定の性能を具
備させる。なお、前述の圧延条件、焼入れ処理により鋼
板のミク0組織は表層部近傍、中心部ともマルテンサイ
ト+下部ベイナイト混合組機であり、オーステナイト粒
形状は中心部が微細。
備させる。なお、前述の圧延条件、焼入れ処理により鋼
板のミク0組織は表層部近傍、中心部ともマルテンサイ
ト+下部ベイナイト混合組機であり、オーステナイト粒
形状は中心部が微細。
展伸粒となり、表層部近傍は中心部のそれより一層展伸
されかつ変形帯も多く導入されたものとなる。
されかつ変形帯も多く導入されたものとなる。
その後、板厚方向のより一層の均質化と高靭性化を主目
的としAc1点以下の焼戻し処理を行う必要がある。
的としAc1点以下の焼戻し処理を行う必要がある。
以上の本発明の骨子を喚言すれば以下の如(である、す
なわち溶接継手部の軟化防止と高靭性の確保に留意した
成分系を用い、板厚方向の各位置でマルテンサイト+下
部ベイナイト混合組織となるよう圧延条件を設定する。
なわち溶接継手部の軟化防止と高靭性の確保に留意した
成分系を用い、板厚方向の各位置でマルテンサイト+下
部ベイナイト混合組織となるよう圧延条件を設定する。
すなわち、高温域での圧下率を十分確保し微細整粒オー
ステナイト粒を得、さらに低温域で軽圧下圧延を施し、
表層部近傍の焼入性を抑制し板厚方向の均質性を確保す
る。
ステナイト粒を得、さらに低温域で軽圧下圧延を施し、
表層部近傍の焼入性を抑制し板厚方向の均質性を確保す
る。
本発明の鋼は転炉あるいは電気炉で溶製し、連続鋳造法
あるいは造塊法でスラブ又は鋼塊としたのち分塊圧延あ
るいはそのまま厚板圧延により鋼板とすることができる
。
あるいは造塊法でスラブ又は鋼塊としたのち分塊圧延あ
るいはそのまま厚板圧延により鋼板とすることができる
。
〈実施例〉
表1に示す各組成の5トン鋼塊を造塊法で溶製し、表2
に示す各製造条件で50〜75r1m厚鋼板を製造した
後、その機械的性質を調査した。
に示す各製造条件で50〜75r1m厚鋼板を製造した
後、その機械的性質を調査した。
得られた結果を表3に示す0表3から本発明範囲の圧延
条件の適用で異方性の少ない均質性の優れた超高張力鋼
板が安定して製造可能であることがわかる。しかし、添
加合金量が少ない場合(A綱)は強度が不足し、また多
い場合(E鋼)は表層下の靭性確保が困難となることが
わかる。加えて表4に示すように溶接継手部の硬さ測定
結果からA鋼は溶接部の軟化、またE鋼は溶接部の硬さ
が高く溶接割れが懸念されるのに対し、本発明成分鋼B
、C,Dは溶接部の最高硬さもHT−80鋼並みであり
、十分な溶接性を有していることがわかる。
条件の適用で異方性の少ない均質性の優れた超高張力鋼
板が安定して製造可能であることがわかる。しかし、添
加合金量が少ない場合(A綱)は強度が不足し、また多
い場合(E鋼)は表層下の靭性確保が困難となることが
わかる。加えて表4に示すように溶接継手部の硬さ測定
結果からA鋼は溶接部の軟化、またE鋼は溶接部の硬さ
が高く溶接割れが懸念されるのに対し、本発明成分鋼B
、C,Dは溶接部の最高硬さもHT−80鋼並みであり
、十分な溶接性を有していることがわかる。
〈発明の効果〉
本発明によりペンストンク、圧力容器や海洋構造物用鋼
として、HT−80キロ鋼と同等の溶接性を有し板厚方
向の均質性に優れた超高張力鋼板が安価に提供できるこ
とになりその意義は大きい。
として、HT−80キロ鋼と同等の溶接性を有し板厚方
向の均質性に優れた超高張力鋼板が安価に提供できるこ
とになりその意義は大きい。
第1図は溶接部の衝撃特性に及ぼすSi添加量の影響を
示すグラフ、第2図は鋼材の異方性に及ぼす高温域での
圧下量の影響を示すグラフである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第1図 Si含有量(int%) 第2図 累積圧下率(%)
示すグラフ、第2図は鋼材の異方性に及ぼす高温域での
圧下量の影響を示すグラフである。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第1図 Si含有量(int%) 第2図 累積圧下率(%)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.05〜0.16wt%、Si:0.05〜
0.20wt%、Mn:0.60〜1.50wt%、C
r:0.30〜0.80wt%、Mo:0.20〜0.
80wt%、Ni:0.80〜3.00wt%、V:0
.030〜0.100wt%、Al:0.010〜0.
080wt%、B:0.0005〜0.0025wt%
、N:0.0040wt%以下を含有し、下記の式で定
義される炭素当量Ceq.が0.52〜0.60%であ
り、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼を、105
0〜1200℃に加熱・均熱後、1000〜900℃の
温度範囲で累積圧下率が50%以上の熱間圧延を施し、
引き続き900℃未満810℃以上の温度範囲にて、1
バス当たりの圧下率が10%未満の軽圧下圧延により累
積圧下率を10〜30%とした後、直ちに焼入れし、そ
の後Ac_1点以下の温度で焼戻すことを特徴とする板
厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法
。 記 Ceq.=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+C
r/5+Mo/4+V/14(%) 2、C:0.05〜0.16wt%、Si:0.05〜
0.20wt%、Mn:0.60〜1.50wt%、C
r:0.30〜0.80wt%、Mo:0.20〜0.
80wt%、Ni:0.80〜3.00wt%、V:0
.030〜0.100wt%、M:0.010〜0.0
80wt%、B:0.0005〜0.0025wt%、
N:0.0040wt%以下を含有し、さらにCu:1
.0wt%以下、Nb:0.050wt%以下、Ca:
0.0100wt%以下の1種又は2種以上を含み、下
記の式で定義される炭素当量Ceq.が0.52〜0.
60%であり、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼
を、1050〜1200℃に加熱・均熱後、1000〜
900℃の温度範囲で累積圧下率が50%以上の熱間圧
延を施し、引き続き900℃未満810℃以上の温度範
囲にて、1バス当たりの圧下率が10%未満の軽圧下圧
延により累積圧下率を10〜30%とした後、直ちに焼
入れし、その後Ac_1点以下の温度で焼戻すことを特
徴とする板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板
の製造方法。 記 Ceq.=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+C
r/5+Mo/4+V/14(%)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22759888A JPH0670248B2 (ja) | 1988-09-13 | 1988-09-13 | 板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22759888A JPH0670248B2 (ja) | 1988-09-13 | 1988-09-13 | 板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH0277521A true JPH0277521A (ja) | 1990-03-16 |
JPH0670248B2 JPH0670248B2 (ja) | 1994-09-07 |
Family
ID=16863441
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP22759888A Expired - Fee Related JPH0670248B2 (ja) | 1988-09-13 | 1988-09-13 | 板厚方向の均質性に優れた溶接用超高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0670248B2 (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02254120A (ja) * | 1989-03-29 | 1990-10-12 | Nippon Steel Corp | 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたht80鋼の製造方法 |
JPH04358020A (ja) * | 1991-05-09 | 1992-12-11 | Nippon Steel Corp | 結晶粒径の微細な厚鋼板の製造法 |
EP1052296A2 (de) * | 1999-05-08 | 2000-11-15 | Thyssen Krupp AG | Panzerblech und Verfahren zu seiner Herstellung |
WO2014141633A1 (ja) * | 2013-03-12 | 2014-09-18 | Jfeスチール株式会社 | 多層溶接継手ctod特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
WO2014141632A1 (ja) * | 2013-03-12 | 2014-09-18 | Jfeスチール株式会社 | 多層溶接継手ctod特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4715156B2 (ja) * | 2004-10-14 | 2011-07-06 | Jfeスチール株式会社 | 板厚方向の均質性に優れた極厚高張力鋼板の製造方法 |
-
1988
- 1988-09-13 JP JP22759888A patent/JPH0670248B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02254120A (ja) * | 1989-03-29 | 1990-10-12 | Nippon Steel Corp | 高溶接性、耐応力腐食割れ性および低温靭性にすぐれたht80鋼の製造方法 |
JPH04358020A (ja) * | 1991-05-09 | 1992-12-11 | Nippon Steel Corp | 結晶粒径の微細な厚鋼板の製造法 |
EP1052296A2 (de) * | 1999-05-08 | 2000-11-15 | Thyssen Krupp AG | Panzerblech und Verfahren zu seiner Herstellung |
EP1052296A3 (de) * | 1999-05-08 | 2002-06-26 | ThyssenKrupp Stahl AG | Panzerblech und Verfahren zu seiner Herstellung |
WO2014141633A1 (ja) * | 2013-03-12 | 2014-09-18 | Jfeスチール株式会社 | 多層溶接継手ctod特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
WO2014141632A1 (ja) * | 2013-03-12 | 2014-09-18 | Jfeスチール株式会社 | 多層溶接継手ctod特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
JP5618036B1 (ja) * | 2013-03-12 | 2014-11-05 | Jfeスチール株式会社 | 多層溶接継手ctod特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
JP5618037B1 (ja) * | 2013-03-12 | 2014-11-05 | Jfeスチール株式会社 | 多層溶接継手ctod特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
US10023946B2 (en) | 2013-03-12 | 2018-07-17 | Jfe Steel Corporation | Thick steel sheet having excellent CTOD properties in multilayer welded joints, and manufacturing method for thick steel sheet |
US10036079B2 (en) | 2013-03-12 | 2018-07-31 | Jfe Steel Corporation | Thick steel sheet having excellent CTOD properties in multilayer welded joints, and manufacturing method for thick steel sheet |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0670248B2 (ja) | 1994-09-07 |
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