JPH0579728B2 - - Google Patents
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- JPH0579728B2 JPH0579728B2 JP62020505A JP2050587A JPH0579728B2 JP H0579728 B2 JPH0579728 B2 JP H0579728B2 JP 62020505 A JP62020505 A JP 62020505A JP 2050587 A JP2050587 A JP 2050587A JP H0579728 B2 JPH0579728 B2 JP H0579728B2
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- 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
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-
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-
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Description
（産業上の利用分野）
この発明は、直接焼入れ法による引張強さ70Kg
ｆ／mm2以上、降伏比90％以下の高靭性低降伏比極
厚高張力鋼板の製造方法に関し、とくに鋼板の変
形能を増大させ、鋼構造物の安全性増加を目指し
て高張力鋼の低降伏比化を図り、橋梁，建築，水
圧鉄管および圧力容器などへの有利な適用を成就
しようとするものである。 一般に引張強さが40Kgｆ／mm2級の軟鋼では、そ
の降伏比の値がおよそ60〜70％程度と低いのに反
し、鋼の引張強さを増大させるにつれて降伏比は
高くなる傾向にあり、近年使用量の増しつつある
引張強さ70〜110Kgｆ／mm2級の高張力鋼では通常
降伏比が90％以上のように高くなるため、建造物
の設計上の要注意事項とされている。 降伏比は、鋼板が降伏したのち破断にいたるま
での余裕を示すものと考えられ、その値が低いほ
ど変形能が大きく、一様伸びおよび全伸びが大き
いので、鋼構造物の安全性の点で有利であるのは
明らかである。 また、鋼構造物の疲労特性向上の面からも低降
伏比の高張力鋼板の開発が要望される。 （従来の技術） 引張強さ70〜110Kgｆ／mm2もの高張力鋼を製造
するには、その強度確保のために組織をマルテン
サイト主体とする必要があるが、焼入れままでは
靭性が低くかつ板厚方向の強度が不均一である。
従つて、従来焼入れ後600℃程度の温度で焼もど
し処理を施すことによつて鋼板の靭性向上と板厚
方向の強度の均一化が図られてきたわけである
が、この場合、鋼板の降伏比は90％を超える高い
値となるのは避け難かつた。 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、前述の如く単なる焼入れ
まま鋼板では靭性が低く、とくに板厚方向の強度
不均一となるために、未だ実用に供しうる鋼板は
製造されていない。 また、二相域焼入れ法によつてマルテンサイト
地にフエライトを混合させた二相混合組織とする
ことによつて降伏比を低下させる試みが80Kgｆ／
mm2級高張力鋼について報じられている（“低降伏
比80キロ級高張力鋼およびその溶接部の基本特
性”、溶接学会論文集，３−３，1984（参照））。し
かし、この場合もフエライトが軟かいため従来の
焼入れ−焼もどし鋼板と同程度の強度を得るには
炭素当量を従来鋼より高める必要があつて、鋼構
造物建造時に最も重要である鋼板の溶接割れ感受
性が増加する欠点は不可避である。 （発明が解決しようとする問題点） 従来の70〜110Kgｆ／mm2級鋼の焼入れ−焼もど
し鋼と同等以下の炭素当量で、同等程度の強度を
もち、しかも降伏比を90％以下となし得る低降伏
比高張力鋼の製造を可能にすることにあわせて従
来の焼入れまま鋼において認められた板厚方向の
強度分布差をたとえ板厚75mm以上の極厚鋼板にお
いても低減することが、この発明の目的とすると
ころである。 （問題点を解決するための手段） この発明は、 Ｃ：0.05〜0.13wt％（以下単に％で示す）、 Si：0.05〜0.19％、 Mn：0.70〜1.30％、 Cr：0.40〜1.10％、 Mo：0.40〜1.10％、 Ｖ：0.01〜0.10％、 Al：0.01〜0.10％、 Ｂ：0.0005〜0.002％および Ｎ：0.0045％以下 を、下記式であらわされる炭素当量Ceq.が0.42〜
0.65％を満足する範囲において含有し、残部は実
質的にFeの組成になる鋼スラブを、1000〜1150
℃に加熱後、圧延仕上げ温度が鋼板表面で890〜
960℃となる熱間圧延を施し、該圧延終了後10〜
60秒の間に焼入れを開始することを特徴とする、
直接焼入れ法による引張強さ70Kgｆ／mm2以上、降
伏比90％以下の高靭性低降伏比極厚高張力鋼板の
製造方法（第１発明）である。 Ceq.＝（Ｃ）＋１／24（Si）＋１／６（Mn）＋１／５ （Cr）＋１／４（Mo）＋１／40（Ni）＋１／14（Ｖ） （式中の元素記号は合金成分含有量（％））ま
たこの発明は、上記第１発明において、さらに
Niを４％以下の範囲で含有させた鋼スラブを出
発材料として用いる極厚高張力鋼板の製造方法
（第２発明）である。 ここに、上記各発明において極厚とは、板厚が
75mm以上を意味する。 この発明の発想の基礎は概ね次のとおりであ
る。 １ 再結晶オーステナイトが主体となる適切な圧
延仕上げ温度を選定することによつて板厚方向
の強度変化を少なくする。 ２ 圧延終了後、焼入れ開始までの適切な時間範
囲を選定することによつて、Ｂの焼入れ性向上
効果を有効利用する。 ３ 直接焼入れままで高靭性となる化学成分組成
を見出し、それに基づいて成分設計する。 発明者らは多数の鋼を溶製し、そのスラブを
950〜1250℃の種々の温度に加熱後、750〜960℃
の種々の温度で圧延を終了させた後、所定時間そ
の温度に保持したのち焼入れることによつて、圧
延仕上げ温度および圧延終了後焼入れまでの時間
が鋼板の強度および靭性におよぼす影響について
詳細に調べた。 その結果、未再結晶オーステナイトが主体とな
る温度域で圧延を終了してから、焼入れる場合に
は、焼入れ温度が低いため焼入れ性が低下し、極
厚鋼板の板厚中心部において充分な強度が得られ
なかつた。 一方、再結晶オーステナイト温度域で圧延を終
了し、所定の時間が経過した後、焼入れる場合
は、焼入れままで充分な靭性を有し、かつ板厚中
心部まで充分な強度を有する鋼板が得られた。 ここに高強度、高靭性が得られるのは、Ｂの挙
動が大きく寄与している。つまりＢはオーステナ
イト粒界に存在する時に、粒界エネルギを下げて
焼入れ性を向上させるが、圧延終了後再結晶オー
ステナイト結晶粒の粒界にＢが存在する間に焼入
れることによつてＢの効果が効果的に発揮される
のである。 この発明においては、このようなＢの効果を最
も有効に活用するため、圧延終了後Ｂが粒界に存
在する間すなわち10〜60秒の間に焼入れを開始す
るようにしたところに大きな特徴がある。 （作用） つぎに、各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。0.05％未満では強化効果が小さく、強度
を得るためには他の合金成分を多量に添加する必
要が生じ好ましくない。一方、0.13％を超えると
マルテンサイトが脆弱化して靭性の劣化を招く。 Siは、脱酸剤としての作用の他に合金元素とし
ての役割を持ち、この発明においては炭化物の析
出に影響を与えるので極めて重要な成分である。
Siが0.05％未満では脱酸剤としての効果は得られ
ず、一方その量が0.19％を超えると低Si化による
靭性向上効果が期待できない。 Mnは、強度確保のために0.70％以上必要であ
るが、1.30％を超えると溶接性や加工性を劣化さ
せるので0.70〜1.30％の範囲とする。 Crは、0.40％未満では強度上昇効果に乏しく、
一方1.10％を超えると直接焼入れ時に炭化物を析
出し、靭性劣化の一因となる。 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0.40％以上必要
である。しかし1.10％を超えるとその効果が減少
するので経済性の点から0.40〜1.10％に限定す
る。 Ｖは、焼戻し時に２次析出硬化により強度を上
昇させる元素であるが、0.01％未満では十分な効
果が得られず、0.10％を超える添加は溶接性を害
するので、0.01〜0.10％の範囲に限定した。 Alは、脱酸およびＢ添加の効果を発揮させ、
かつＮをAINとして固定する目的で添加するが、
0.01％より少ないとその添加効果に乏しく、一方
0.10％を超えると、悪影響を与えるので、0.01〜
0.10％の範囲に限定した。 Ｂは、極く微量で鋼板の焼入れ性を高めるので
きわめて重要な成分である。とくにこの発明の鋼
の開発の上で最も重要な成分と云える。 しかし、その添加量が0.0005％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
0.002％を超えるとＢ析出物を成形して焼入れ性
向上に有効なＢ量をかえつて減少させ、またＢ析
出物自体も焼入れ性を低下させるので好ましくな
い。 Ｎは、BN等の窒化物を形成してＢの焼入れ性
向上効果を低減することおよび靭性の劣化を招く
ことから可能な限り低減することが好ましい。
0.0045％以下とする場合には鋼板の靭性を損なう
ことなくＢを効果的に作用せしめる。 次に下記(1)式 Ceq.＝（Ｃ）＋１／24（Si）＋１／６（Mn）＋１／５
（Cr）＋１／４（Mo）＋１／40（Ni）＋１／14（Ｖ）
…(1) で示される炭素当量Ceq.が0.42％未満であると70
Kgｆ／mm2以上の引張強さと良好な靭性を同時に得
ることは困難となり、また溶接熱影響部の軟化を
生ずる。一方、Ceq.が0.65％を超えると溶接割れ
感受性が増して割れ防止予熱温度が高くなり、溶
接施工能率の面から好ましくない。 以上必須成分について説明したが、この発明で
はその他靭性の向上や焼入性向上を目的として
Niを４％以下の範囲で添加することができる。
ここでNiの含有量を上記範囲に限定した理由は
４％を超えて添加しても得られる効果に比較して
コストが高くなるからである。 さらに、スラブ加熱温度の変化による材質バラ
ツキを避け、圧延時の鋼板表層部と中心部の温度
差を小さくして、安定した材質の鋼板を製造する
ためにはスラブ加熱温度を限定する必要がある。 この発明において、加熱温度が1150℃を超える
と、オーステナイト粒の粗大化に伴う焼入れ性の
向上によつて強度は得られるものの、靭性が劣化
し、一方、スラブ加熱温度が1000℃未満の場合に
はオーステナイト粒が細粒化し、それに伴う焼入
れ性の劣化によつて強度の低下が生じ、それに伴
なつて靭性も劣化する。 従つて、安定した強度と靭性を備えた鋼板を製
造するためには圧延前のスラブは1000〜1150℃の
温度範囲に加熱する必要がある。 圧延仕上げ温度も鋼板の材質に与える影響は大
きく、圧延仕上げ温度は鋼板表面温度で890〜960
℃とする必要がある。 というのは鋼板表面温度が890℃未満では、圧
延終了後再結晶が生じ難く、一方960℃を超える
と結晶粒が粗大化し、靭性の劣化を招くからであ
る。 ついで上記の如き仕上げ圧延後、焼入れ処理を
施すわけであるが、焼入れ開始時間は、圧延終了
後、10〜60秒の間とする必要がある。というのは
圧延終了後、再結晶オーステナイト粒界にＢが移
動するためには少なくとも10秒かかるので、10秒
未満で焼入れしても充分な強度が得られず、一方
60秒を超えるとBNが析出するので焼入れ性が低
下するからである。 （実施例） 表１はこの発明に従う化学組成を有する鋼塊と
好適成分範囲を逸脱した化学組成の鋼塊、計３鋼
塊を溶製し、スラブ加熱温度，圧延仕上げ温度，
圧延終了後から焼入れまでの時間を違えて板厚
100mmの鋼板を製造し、板厚1/4および1/2位置に
おけるY.S.，T.S.および−60℃での２mmＶノツチ
シヤルピー吸収エネルギを調べた結果である。
ｆ／mm2以上、降伏比90％以下の高靭性低降伏比極
厚高張力鋼板の製造方法に関し、とくに鋼板の変
形能を増大させ、鋼構造物の安全性増加を目指し
て高張力鋼の低降伏比化を図り、橋梁，建築，水
圧鉄管および圧力容器などへの有利な適用を成就
しようとするものである。 一般に引張強さが40Kgｆ／mm2級の軟鋼では、そ
の降伏比の値がおよそ60〜70％程度と低いのに反
し、鋼の引張強さを増大させるにつれて降伏比は
高くなる傾向にあり、近年使用量の増しつつある
引張強さ70〜110Kgｆ／mm2級の高張力鋼では通常
降伏比が90％以上のように高くなるため、建造物
の設計上の要注意事項とされている。 降伏比は、鋼板が降伏したのち破断にいたるま
での余裕を示すものと考えられ、その値が低いほ
ど変形能が大きく、一様伸びおよび全伸びが大き
いので、鋼構造物の安全性の点で有利であるのは
明らかである。 また、鋼構造物の疲労特性向上の面からも低降
伏比の高張力鋼板の開発が要望される。 （従来の技術） 引張強さ70〜110Kgｆ／mm2もの高張力鋼を製造
するには、その強度確保のために組織をマルテン
サイト主体とする必要があるが、焼入れままでは
靭性が低くかつ板厚方向の強度が不均一である。
従つて、従来焼入れ後600℃程度の温度で焼もど
し処理を施すことによつて鋼板の靭性向上と板厚
方向の強度の均一化が図られてきたわけである
が、この場合、鋼板の降伏比は90％を超える高い
値となるのは避け難かつた。 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、前述の如く単なる焼入れ
まま鋼板では靭性が低く、とくに板厚方向の強度
不均一となるために、未だ実用に供しうる鋼板は
製造されていない。 また、二相域焼入れ法によつてマルテンサイト
地にフエライトを混合させた二相混合組織とする
ことによつて降伏比を低下させる試みが80Kgｆ／
mm2級高張力鋼について報じられている（“低降伏
比80キロ級高張力鋼およびその溶接部の基本特
性”、溶接学会論文集，３−３，1984（参照））。し
かし、この場合もフエライトが軟かいため従来の
焼入れ−焼もどし鋼板と同程度の強度を得るには
炭素当量を従来鋼より高める必要があつて、鋼構
造物建造時に最も重要である鋼板の溶接割れ感受
性が増加する欠点は不可避である。 （発明が解決しようとする問題点） 従来の70〜110Kgｆ／mm2級鋼の焼入れ−焼もど
し鋼と同等以下の炭素当量で、同等程度の強度を
もち、しかも降伏比を90％以下となし得る低降伏
比高張力鋼の製造を可能にすることにあわせて従
来の焼入れまま鋼において認められた板厚方向の
強度分布差をたとえ板厚75mm以上の極厚鋼板にお
いても低減することが、この発明の目的とすると
ころである。 （問題点を解決するための手段） この発明は、 Ｃ：0.05〜0.13wt％（以下単に％で示す）、 Si：0.05〜0.19％、 Mn：0.70〜1.30％、 Cr：0.40〜1.10％、 Mo：0.40〜1.10％、 Ｖ：0.01〜0.10％、 Al：0.01〜0.10％、 Ｂ：0.0005〜0.002％および Ｎ：0.0045％以下 を、下記式であらわされる炭素当量Ceq.が0.42〜
0.65％を満足する範囲において含有し、残部は実
質的にFeの組成になる鋼スラブを、1000〜1150
℃に加熱後、圧延仕上げ温度が鋼板表面で890〜
960℃となる熱間圧延を施し、該圧延終了後10〜
60秒の間に焼入れを開始することを特徴とする、
直接焼入れ法による引張強さ70Kgｆ／mm2以上、降
伏比90％以下の高靭性低降伏比極厚高張力鋼板の
製造方法（第１発明）である。 Ceq.＝（Ｃ）＋１／24（Si）＋１／６（Mn）＋１／５ （Cr）＋１／４（Mo）＋１／40（Ni）＋１／14（Ｖ） （式中の元素記号は合金成分含有量（％））ま
たこの発明は、上記第１発明において、さらに
Niを４％以下の範囲で含有させた鋼スラブを出
発材料として用いる極厚高張力鋼板の製造方法
（第２発明）である。 ここに、上記各発明において極厚とは、板厚が
75mm以上を意味する。 この発明の発想の基礎は概ね次のとおりであ
る。 １ 再結晶オーステナイトが主体となる適切な圧
延仕上げ温度を選定することによつて板厚方向
の強度変化を少なくする。 ２ 圧延終了後、焼入れ開始までの適切な時間範
囲を選定することによつて、Ｂの焼入れ性向上
効果を有効利用する。 ３ 直接焼入れままで高靭性となる化学成分組成
を見出し、それに基づいて成分設計する。 発明者らは多数の鋼を溶製し、そのスラブを
950〜1250℃の種々の温度に加熱後、750〜960℃
の種々の温度で圧延を終了させた後、所定時間そ
の温度に保持したのち焼入れることによつて、圧
延仕上げ温度および圧延終了後焼入れまでの時間
が鋼板の強度および靭性におよぼす影響について
詳細に調べた。 その結果、未再結晶オーステナイトが主体とな
る温度域で圧延を終了してから、焼入れる場合に
は、焼入れ温度が低いため焼入れ性が低下し、極
厚鋼板の板厚中心部において充分な強度が得られ
なかつた。 一方、再結晶オーステナイト温度域で圧延を終
了し、所定の時間が経過した後、焼入れる場合
は、焼入れままで充分な靭性を有し、かつ板厚中
心部まで充分な強度を有する鋼板が得られた。 ここに高強度、高靭性が得られるのは、Ｂの挙
動が大きく寄与している。つまりＢはオーステナ
イト粒界に存在する時に、粒界エネルギを下げて
焼入れ性を向上させるが、圧延終了後再結晶オー
ステナイト結晶粒の粒界にＢが存在する間に焼入
れることによつてＢの効果が効果的に発揮される
のである。 この発明においては、このようなＢの効果を最
も有効に活用するため、圧延終了後Ｂが粒界に存
在する間すなわち10〜60秒の間に焼入れを開始す
るようにしたところに大きな特徴がある。 （作用） つぎに、各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。0.05％未満では強化効果が小さく、強度
を得るためには他の合金成分を多量に添加する必
要が生じ好ましくない。一方、0.13％を超えると
マルテンサイトが脆弱化して靭性の劣化を招く。 Siは、脱酸剤としての作用の他に合金元素とし
ての役割を持ち、この発明においては炭化物の析
出に影響を与えるので極めて重要な成分である。
Siが0.05％未満では脱酸剤としての効果は得られ
ず、一方その量が0.19％を超えると低Si化による
靭性向上効果が期待できない。 Mnは、強度確保のために0.70％以上必要であ
るが、1.30％を超えると溶接性や加工性を劣化さ
せるので0.70〜1.30％の範囲とする。 Crは、0.40％未満では強度上昇効果に乏しく、
一方1.10％を超えると直接焼入れ時に炭化物を析
出し、靭性劣化の一因となる。 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0.40％以上必要
である。しかし1.10％を超えるとその効果が減少
するので経済性の点から0.40〜1.10％に限定す
る。 Ｖは、焼戻し時に２次析出硬化により強度を上
昇させる元素であるが、0.01％未満では十分な効
果が得られず、0.10％を超える添加は溶接性を害
するので、0.01〜0.10％の範囲に限定した。 Alは、脱酸およびＢ添加の効果を発揮させ、
かつＮをAINとして固定する目的で添加するが、
0.01％より少ないとその添加効果に乏しく、一方
0.10％を超えると、悪影響を与えるので、0.01〜
0.10％の範囲に限定した。 Ｂは、極く微量で鋼板の焼入れ性を高めるので
きわめて重要な成分である。とくにこの発明の鋼
の開発の上で最も重要な成分と云える。 しかし、その添加量が0.0005％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
0.002％を超えるとＢ析出物を成形して焼入れ性
向上に有効なＢ量をかえつて減少させ、またＢ析
出物自体も焼入れ性を低下させるので好ましくな
い。 Ｎは、BN等の窒化物を形成してＢの焼入れ性
向上効果を低減することおよび靭性の劣化を招く
ことから可能な限り低減することが好ましい。
0.0045％以下とする場合には鋼板の靭性を損なう
ことなくＢを効果的に作用せしめる。 次に下記(1)式 Ceq.＝（Ｃ）＋１／24（Si）＋１／６（Mn）＋１／５
（Cr）＋１／４（Mo）＋１／40（Ni）＋１／14（Ｖ）
…(1) で示される炭素当量Ceq.が0.42％未満であると70
Kgｆ／mm2以上の引張強さと良好な靭性を同時に得
ることは困難となり、また溶接熱影響部の軟化を
生ずる。一方、Ceq.が0.65％を超えると溶接割れ
感受性が増して割れ防止予熱温度が高くなり、溶
接施工能率の面から好ましくない。 以上必須成分について説明したが、この発明で
はその他靭性の向上や焼入性向上を目的として
Niを４％以下の範囲で添加することができる。
ここでNiの含有量を上記範囲に限定した理由は
４％を超えて添加しても得られる効果に比較して
コストが高くなるからである。 さらに、スラブ加熱温度の変化による材質バラ
ツキを避け、圧延時の鋼板表層部と中心部の温度
差を小さくして、安定した材質の鋼板を製造する
ためにはスラブ加熱温度を限定する必要がある。 この発明において、加熱温度が1150℃を超える
と、オーステナイト粒の粗大化に伴う焼入れ性の
向上によつて強度は得られるものの、靭性が劣化
し、一方、スラブ加熱温度が1000℃未満の場合に
はオーステナイト粒が細粒化し、それに伴う焼入
れ性の劣化によつて強度の低下が生じ、それに伴
なつて靭性も劣化する。 従つて、安定した強度と靭性を備えた鋼板を製
造するためには圧延前のスラブは1000〜1150℃の
温度範囲に加熱する必要がある。 圧延仕上げ温度も鋼板の材質に与える影響は大
きく、圧延仕上げ温度は鋼板表面温度で890〜960
℃とする必要がある。 というのは鋼板表面温度が890℃未満では、圧
延終了後再結晶が生じ難く、一方960℃を超える
と結晶粒が粗大化し、靭性の劣化を招くからであ
る。 ついで上記の如き仕上げ圧延後、焼入れ処理を
施すわけであるが、焼入れ開始時間は、圧延終了
後、10〜60秒の間とする必要がある。というのは
圧延終了後、再結晶オーステナイト粒界にＢが移
動するためには少なくとも10秒かかるので、10秒
未満で焼入れしても充分な強度が得られず、一方
60秒を超えるとBNが析出するので焼入れ性が低
下するからである。 （実施例） 表１はこの発明に従う化学組成を有する鋼塊と
好適成分範囲を逸脱した化学組成の鋼塊、計３鋼
塊を溶製し、スラブ加熱温度，圧延仕上げ温度，
圧延終了後から焼入れまでの時間を違えて板厚
100mmの鋼板を製造し、板厚1/4および1/2位置に
おけるY.S.，T.S.および−60℃での２mmＶノツチ
シヤルピー吸収エネルギを調べた結果である。
【表】
【表】
化学組成，スラブ加熱温度，圧延仕上げ温度，
圧延終了後から焼入れまでの時間のいずれもがこ
の発明の範囲内にある場合には板厚1/4および1/2
位置いずれにおいても良好な強度と靭性を有する
低降伏比の高張力鋼板が得られた。 一方、上記製造条件のいずれか一つが欠けると
化学組成が同一であつても強度は低く、また1/2
ｔ位置における靭性はきわめて低い。とくに製造
条件がこの発明範囲内であつても化学組成が範囲
外の場合は、1/4ｔおよび1/2ｔいずれの位置にお
いても靭性は低かつた。 （発明の効果） この発明は、従来の焼入れ−焼もどし法と同等
ないしはそれ以下の炭素当量の組成で、同程度の
強度を有しかつ高靭性低降伏比の極厚高張力鋼板
を容易に得ることができ、従来法と比較すると省
工程、省エネルギーおよび添加元素の削減などの
面で有利なだけでなく、引張強さ70〜110Kgｆ／
mm2級の高張力鋼を用いる橋梁，建築，海洋構造
物，水圧鉄管，圧力容器等の鋼構造物の安全性を
高めることができるので、これらの分野に広く適
用することが可能である。
圧延終了後から焼入れまでの時間のいずれもがこ
の発明の範囲内にある場合には板厚1/4および1/2
位置いずれにおいても良好な強度と靭性を有する
低降伏比の高張力鋼板が得られた。 一方、上記製造条件のいずれか一つが欠けると
化学組成が同一であつても強度は低く、また1/2
ｔ位置における靭性はきわめて低い。とくに製造
条件がこの発明範囲内であつても化学組成が範囲
外の場合は、1/4ｔおよび1/2ｔいずれの位置にお
いても靭性は低かつた。 （発明の効果） この発明は、従来の焼入れ−焼もどし法と同等
ないしはそれ以下の炭素当量の組成で、同程度の
強度を有しかつ高靭性低降伏比の極厚高張力鋼板
を容易に得ることができ、従来法と比較すると省
工程、省エネルギーおよび添加元素の削減などの
面で有利なだけでなく、引張強さ70〜110Kgｆ／
mm2級の高張力鋼を用いる橋梁，建築，海洋構造
物，水圧鉄管，圧力容器等の鋼構造物の安全性を
高めることができるので、これらの分野に広く適
用することが可能である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.05〜0.13wt％、 Si：0.05〜0.19wt％、 Mn：0.70〜1.30wt％、 Cr：0.40〜1.10wt％、 Mo：0.40〜1.10wt％、 Ｖ：0.01〜0.10wt％、 Al：0.01〜0.10wt％、 Ｂ：0.0005〜0.002wt％および Ｎ：0.0045wt％以下 を、下記式であらわされる炭素当量Ceq.が0.42〜
0.65wt％を満足する範囲において含有し、残部は
実質的にFeの組成になる鋼スラブを、1000〜
1150℃に加熱後、圧延仕上げ温度が鋼板表面で
890〜960℃となる熱間圧延を施し、該圧延終了後
10〜60秒の間に焼入れを開始することを特徴とす
る、直接焼入れ法による引張強さ70Kgｆ／mm2以
上、降伏比90％以下の高靭性低降伏比極厚高張力
鋼板の製造方法。 Ceq.＝(C)＋１／24（Si）＋１／６（Mn）＋１／５
（Cr）＋ １／４（Mo）＋１／40（Ni）＋１／14（Ｖ） （式中の元素記号は合金成分含有量（wt％）） ２ Ｃ：0.05〜0.13wt％、 Si：0.05〜0.19wt％、 Mn：0.70〜1.30wt％、 Cr：0.40〜1.10wt％、 Mo：0.40〜1.10wt％、 Ｖ：0.01〜0.10wt％、 Al：0.01〜0.10wt％、 Ｂ：0.0005〜0.002wt％、 Ｎ：0.0045wt％以下および Ni：4wt％以下 を、下記式であらわされる炭素当量Ceq.が0.42〜
0.65wt％を満足する範囲において含有し、残部は
実質的にFeの組成になる鋼スラブを、1000〜
1150℃に加熱後、圧延仕上げ温度が鋼板表面で
890〜960℃となる熱間圧延を施し、該圧延終了後
10〜60秒の間に焼入れを開始することを特徴とす
る、直接焼入れ法による引張強さ70Kgｆ／mm2以
上、降伏比90％以下の高靭性低降伏比極厚高張力
鋼板の製造方法。 Ceq.＝（Ｃ）＋１／24（Si）＋１／６（Mn）＋１／５ （Cr）＋１／４（Mo）＋１／40（Ni）＋１／14（Ｖ） （式中の元素記号は合金成分含有量（wt％））
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2050587A JPS63190117A (ja) | 1987-02-02 | 1987-02-02 | 直接焼入れ法による引張強さ７０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上，降伏比９０％以下の高靭性低降伏比極厚高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2050587A JPS63190117A (ja) | 1987-02-02 | 1987-02-02 | 直接焼入れ法による引張強さ７０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上，降伏比９０％以下の高靭性低降伏比極厚高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63190117A JPS63190117A (ja) | 1988-08-05 |
| JPH0579728B2 true JPH0579728B2 (ja) | 1993-11-04 |
Family
ID=12029017
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2050587A Granted JPS63190117A (ja) | 1987-02-02 | 1987-02-02 | 直接焼入れ法による引張強さ７０Ｋｇｆ／ｍｍ２以上，降伏比９０％以下の高靭性低降伏比極厚高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63190117A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2706133B2 (ja) * | 1989-04-11 | 1998-01-28 | 川崎製鉄株式会社 | 低降伏比高靱性高張力鋼板の製造方法 |
| JP3576017B2 (ja) * | 1998-11-30 | 2004-10-13 | 石川島播磨重工業株式会社 | 耐衝撃貫通特性に優れた鋼の製造方法 |
| JP4410836B2 (ja) * | 2008-04-09 | 2010-02-03 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性の優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法 |
| JP4842402B2 (ja) * | 2009-04-17 | 2011-12-21 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性の優れた高生産型７８０ＭＰａ級高張力鋼板の製造方法 |
| CN103710640B (zh) * | 2013-12-30 | 2016-05-25 | 钢铁研究总院 | 一种经济节约型调质处理690MPa级高强高韧钢板 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6148517A (ja) * | 1984-08-10 | 1986-03-10 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 抗張力６０Ｋｇ／ｍｍ↑２以上の高張力鋼の製造方法 |
-
1987
- 1987-02-02 JP JP2050587A patent/JPS63190117A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6148517A (ja) * | 1984-08-10 | 1986-03-10 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 抗張力６０Ｋｇ／ｍｍ↑２以上の高張力鋼の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63190117A (ja) | 1988-08-05 |
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Legal Events
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