JPH08283899A - 異方性の小さな高靭性高張力鋼板及びその製造方法 - Google Patents
異方性の小さな高靭性高張力鋼板及びその製造方法Info
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- JPH08283899A JPH08283899A JP8723095A JP8723095A JPH08283899A JP H08283899 A JPH08283899 A JP H08283899A JP 8723095 A JP8723095 A JP 8723095A JP 8723095 A JP8723095 A JP 8723095A JP H08283899 A JPH08283899 A JP H08283899A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、主としてペンストックに用いられ
る異方性が少ない高靭性高張力鋼板及びその製造法に関
するものである。 【構成】 重量比で、主としてＣ：０．０７〜０．１５
％、Ｃｕ：０．２％〜０．８％、Ｎｉ：０．８〜３．５
％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０
％、Ｖ：０．０１％〜０．１％からなる鋼組成を有し、
且つ鋼板表面に平行な結晶面が（１００）面に平行は加
工組織を有しない異方性の小さな高靭性高張力鋼板及び
その製造方法。
る異方性が少ない高靭性高張力鋼板及びその製造法に関
するものである。 【構成】 重量比で、主としてＣ：０．０７〜０．１５
％、Ｃｕ：０．２％〜０．８％、Ｎｉ：０．８〜３．５
％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０
％、Ｖ：０．０１％〜０．１％からなる鋼組成を有し、
且つ鋼板表面に平行な結晶面が（１００）面に平行は加
工組織を有しない異方性の小さな高靭性高張力鋼板及び
その製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、靭性が優れた引張強さ
７８０N/mm2 以上級の高張力鋼板及びその製造方法に関
するものである。
７８０N/mm2 以上級の高張力鋼板及びその製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】昨今、安全上の視点から原子力発電所建
設が極めて困難になりつつある反面、電力需要は伸びる
一方であり特に夏期ピーク時の消費量は極めて高い。こ
のような情勢の中で火力や水力発電所建設は産業界の急
務であり、特に急激な電力使用量変動の調整用発電に不
可欠な大型揚水発電にかかる期待は大きい。特に、高い
落差のペンストックを有した大型揚水発電の建設は急務
であり、これにともなう高水圧に耐える高張力鋼板も必
要である。
設が極めて困難になりつつある反面、電力需要は伸びる
一方であり特に夏期ピーク時の消費量は極めて高い。こ
のような情勢の中で火力や水力発電所建設は産業界の急
務であり、特に急激な電力使用量変動の調整用発電に不
可欠な大型揚水発電にかかる期待は大きい。特に、高い
落差のペンストックを有した大型揚水発電の建設は急務
であり、これにともなう高水圧に耐える高張力鋼板も必
要である。
【０００３】このような用途に供される高張力鋼板の中
で特に多量の需要が期待されるのが直管部等に使用され
る引張強さ７８０N/mm2 以上級の高張力鋼板であるが、
これらは施工メーカーによって冷間で曲げ加工され水圧
鉄管に供される。この際、鋼板に特性の異方性すなわち
圧延方向（Ｌ方向）と圧延方向に対して垂直な方向（Ｃ
方向）での引張および靭性に差があれば、この曲げ加工
によってこれらの差がさらに拡大され、構造物としての
破壊の亀裂進展等に不安定要因をもたらし、安全上大き
な問題となり得る。
で特に多量の需要が期待されるのが直管部等に使用され
る引張強さ７８０N/mm2 以上級の高張力鋼板であるが、
これらは施工メーカーによって冷間で曲げ加工され水圧
鉄管に供される。この際、鋼板に特性の異方性すなわち
圧延方向（Ｌ方向）と圧延方向に対して垂直な方向（Ｃ
方向）での引張および靭性に差があれば、この曲げ加工
によってこれらの差がさらに拡大され、構造物としての
破壊の亀裂進展等に不安定要因をもたらし、安全上大き
な問題となり得る。
【０００４】そこで、本用途に供される７８０N/mm2 以
上級の高張力鋼板は、機械的特性の異方性が極めて小さ
いものでなければならない。かかる目的に使用される高
張力鋼板の製造方法の公知技術としては、たとえば特開
昭６２−５４０１９号公報に記載されている方法がある
が、圧延の温度域が低温域であるため異方性を生み、上
記要求に合致しない製造方法である。
上級の高張力鋼板は、機械的特性の異方性が極めて小さ
いものでなければならない。かかる目的に使用される高
張力鋼板の製造方法の公知技術としては、たとえば特開
昭６２−５４０１９号公報に記載されている方法がある
が、圧延の温度域が低温域であるため異方性を生み、上
記要求に合致しない製造方法である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、構造物にお
いて不安定要因を回避する異方性の小さな高靭性高張力
鋼及びその製造方法を提供するものである。本発明は、
このような事情に鑑み考案されたもので、基本的に焼入
れ性に優れた鋼組成を有するスラブの圧延を９３０℃以
上の再結晶温度域で終了し、圧延層状加工組織を完全に
再結晶させて集合組織を極力除去し、且つ左記加工組織
への析出物ＢＮの核生成を抑えることで、焼入れ・焼も
どし後の母材の靭性および引張特性の異方性を僅少にし
ようというものである。
いて不安定要因を回避する異方性の小さな高靭性高張力
鋼及びその製造方法を提供するものである。本発明は、
このような事情に鑑み考案されたもので、基本的に焼入
れ性に優れた鋼組成を有するスラブの圧延を９３０℃以
上の再結晶温度域で終了し、圧延層状加工組織を完全に
再結晶させて集合組織を極力除去し、且つ左記加工組織
への析出物ＢＮの核生成を抑えることで、焼入れ・焼も
どし後の母材の靭性および引張特性の異方性を僅少にし
ようというものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下の通
りである。 （１）重量比で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｃｕ：
０．２％〜０．８％、Ｎｉ：０．８〜３．５％、Ｃｒ：
０．２〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．
０１〜０．１％、Ａｌ：０．０２〜０．１％、Ｂ：０．
０００３〜０．００２％、Ｎ：０．００４％以下、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、且つ鋼
板表面に平行な結晶面が（１００）面に平行な加工組織
を有しない異方性の小さな高靭性高張力鋼。
りである。 （１）重量比で、Ｃ：０．０７〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｃｕ：
０．２％〜０．８％、Ｎｉ：０．８〜３．５％、Ｃｒ：
０．２〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．
０１〜０．１％、Ａｌ：０．０２〜０．１％、Ｂ：０．
０００３〜０．００２％、Ｎ：０．００４％以下、残部
Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼組成を有し、且つ鋼
板表面に平行な結晶面が（１００）面に平行な加工組織
を有しない異方性の小さな高靭性高張力鋼。
【０００７】（２）（１）記載の鋼組成に、更に、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００３〜０．
０５％の１種または２種を含有せしめた鋼成分からなる
上記（１）記載の異方性の小さな高靭性高張力鋼。 （３）（１）もしくは（２）記載の鋼組成に、更に、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０１％を含有せしめた鋼組成から
なる上記（１）記載の異方性の小さな高靭性高張力鋼。 （４）（１）もしくは（３）記載の鋼組成からなるスラ
ブを、１０５０〜１２００℃に加熱し、熱間圧延の仕上
げ圧延において仕上げ最終１パス前温度９３０℃以上で
圧延を行い、冷却後、該鋼板をＡｃ3 点以上に加熱後焼
入れ、続いてＡｃ1 点以下の温度で焼もどしすることを
特徴とする異方性の小さな高靭性高張力鋼板の製造方
法。
ｉ：０．００５〜０．０３％、Ｎｂ：０．００３〜０．
０５％の１種または２種を含有せしめた鋼成分からなる
上記（１）記載の異方性の小さな高靭性高張力鋼。 （３）（１）もしくは（２）記載の鋼組成に、更に、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０１％を含有せしめた鋼組成から
なる上記（１）記載の異方性の小さな高靭性高張力鋼。 （４）（１）もしくは（３）記載の鋼組成からなるスラ
ブを、１０５０〜１２００℃に加熱し、熱間圧延の仕上
げ圧延において仕上げ最終１パス前温度９３０℃以上で
圧延を行い、冷却後、該鋼板をＡｃ3 点以上に加熱後焼
入れ、続いてＡｃ1 点以下の温度で焼もどしすることを
特徴とする異方性の小さな高靭性高張力鋼板の製造方
法。
【０００８】（５）（１）もしくは（３）記載の鋼組成
からなるスラブを、１０５０〜１２００℃に加熱し、熱
間圧延の仕上げ圧延において仕上げ最終１パス前温度９
３０℃以上で圧延を行い、該鋼板を圧延後直ちに水冷
し、その後これをＡｃ1 点以下の温度で焼もどしするこ
とを特徴とする異方性の小さな高靭性高張力鋼板の製造
方法。
からなるスラブを、１０５０〜１２００℃に加熱し、熱
間圧延の仕上げ圧延において仕上げ最終１パス前温度９
３０℃以上で圧延を行い、該鋼板を圧延後直ちに水冷
し、その後これをＡｃ1 点以下の温度で焼もどしするこ
とを特徴とする異方性の小さな高靭性高張力鋼板の製造
方法。
【０００９】
【作用】本発明鋼板の主たる特徴は、基本的に焼入れ性
に優れた鋼組成を有するスラブを、粗大析出物ＢＮが完
全に溶解する１０５０℃以上、且つオースナイト粒の顕
著な粗大化が起こらない１２００℃以下で加熱し、熱間
圧延の仕上げ最終１パス前温度９３０℃以上の再結晶域
温度で圧延を終了することにより、圧延層状加工組織を
直ちに完全に再結晶させて集合組織を極力除去し、且つ
左記加工組織への析出物ＢＮの核生成を抑え、望ましく
は該鋼板を圧延後直ちに水冷して焼きもどすか、あるい
は圧延放冷後の該鋼板を再加熱焼入れして焼もどしする
ことにより、母材の靭性および引張特性の異方性を僅少
にしようというものである。加工組織については、後述
の製造条件の限定理由とともに詳細に説明する。
に優れた鋼組成を有するスラブを、粗大析出物ＢＮが完
全に溶解する１０５０℃以上、且つオースナイト粒の顕
著な粗大化が起こらない１２００℃以下で加熱し、熱間
圧延の仕上げ最終１パス前温度９３０℃以上の再結晶域
温度で圧延を終了することにより、圧延層状加工組織を
直ちに完全に再結晶させて集合組織を極力除去し、且つ
左記加工組織への析出物ＢＮの核生成を抑え、望ましく
は該鋼板を圧延後直ちに水冷して焼きもどすか、あるい
は圧延放冷後の該鋼板を再加熱焼入れして焼もどしする
ことにより、母材の靭性および引張特性の異方性を僅少
にしようというものである。加工組織については、後述
の製造条件の限定理由とともに詳細に説明する。
【００１０】次に、本発明の鋼組成の限定理由を説明す
る。Ｃは、最低限の焼入れ性確保上０．０７％以上が必
要であるが、０．１５％を越える添加により溶接性が著
しく低下する。よってＣの添加範囲は０．０７〜０．１
５％である。
る。Ｃは、最低限の焼入れ性確保上０．０７％以上が必
要であるが、０．１５％を越える添加により溶接性が著
しく低下する。よってＣの添加範囲は０．０７〜０．１
５％である。
【００１１】Ｓｉは、脱酸材および焼入れ性確保の点か
ら重要であり、最低０．０２％を必要とするが、０．５
％を越える添加により母材の靭性と溶接性を低下させ、
且つ溶接継手ボンド部組織を粗くしかつ島状マルテンサ
イト組織を現出させてこの部位の靭性をも著しく低下さ
せる。したがってＳｉの添加範囲は０．０２〜０．５％
とする。
ら重要であり、最低０．０２％を必要とするが、０．５
％を越える添加により母材の靭性と溶接性を低下させ、
且つ溶接継手ボンド部組織を粗くしかつ島状マルテンサ
イト組織を現出させてこの部位の靭性をも著しく低下さ
せる。したがってＳｉの添加範囲は０．０２〜０．５％
とする。
【００１２】Ｍｎは、Ｓを固定して熱間加工時の粒界割
れを防止する効果と焼入れ性の点から必須な元素であり
最低０．４％を必要とするが、１．５％を越える添加に
より、溶接性を低下させ且つ熱間加工時の粒界へのＣｕ
偏析を助長する。したがってＭｎの添加範囲は０．４〜
１．５％とする。
れを防止する効果と焼入れ性の点から必須な元素であり
最低０．４％を必要とするが、１．５％を越える添加に
より、溶接性を低下させ且つ熱間加工時の粒界へのＣｕ
偏析を助長する。したがってＭｎの添加範囲は０．４〜
１．５％とする。
【００１３】Ｃｕは固溶・析出強化による強度確保上必
要不可欠な元素であり、本発明においては、最低０．２
％を必要とするが、０．８％を越える添加により溶接性
を低下させ且つ熱間加工時の粒界への偏析割れを引き起
こす。したがってＣｕの添加範囲は０．２〜０．８％と
する。
要不可欠な元素であり、本発明においては、最低０．２
％を必要とするが、０．８％を越える添加により溶接性
を低下させ且つ熱間加工時の粒界への偏析割れを引き起
こす。したがってＣｕの添加範囲は０．２〜０．８％と
する。
【００１４】Ｎｉは焼入れ性とマトリックスの靭性確保
上不可欠の重要元素であり、最低０．８％を必要とする
が、３．５％を越える添加により溶接性と熱間加工性を
著しく低下させる。したがって、Ｎｉの添加範囲は０．
８〜３．５％とする。
上不可欠の重要元素であり、最低０．８％を必要とする
が、３．５％を越える添加により溶接性と熱間加工性を
著しく低下させる。したがって、Ｎｉの添加範囲は０．
８〜３．５％とする。
【００１５】Ｃｒは焼入れ性確保上重要なの元素であり
最低０．２％を必要とするが、１．０％を越える添加に
より靭性と溶接性を低下させる。したがって、Ｃｒの添
加範囲は０．２〜１．０％とする。
最低０．２％を必要とするが、１．０％を越える添加に
より靭性と溶接性を低下させる。したがって、Ｃｒの添
加範囲は０．２〜１．０％とする。
【００１６】Ｍｏは、析出強化と固溶強化による強化効
果及び焼入れ性確保の点から最低０．１％の添加を必要
とするが、１．０％を越える添加により溶接性と熱間加
工性を著しく低下させる。したがって、Ｍｏの添加範囲
は０．１〜１．０％とする。
果及び焼入れ性確保の点から最低０．１％の添加を必要
とするが、１．０％を越える添加により溶接性と熱間加
工性を著しく低下させる。したがって、Ｍｏの添加範囲
は０．１〜１．０％とする。
【００１７】Ｖは、焼入れ性と翼状Ｖ炭窒化物等の炭窒
化物の析出強化による強化効果の点から最低０．０１％
を必要とするが、０．１％を超える添加は母材及び溶接
継手の靭性を著しく低下させ且つ溶接性も低下させる。
したがって、Ｖの添加範囲は０．０１〜０．１％であ
る。
化物の析出強化による強化効果の点から最低０．０１％
を必要とするが、０．１％を超える添加は母材及び溶接
継手の靭性を著しく低下させ且つ溶接性も低下させる。
したがって、Ｖの添加範囲は０．０１〜０．１％であ
る。
【００１８】Ｎｂは、添加されることによって、炭窒化
物として析出して析出強化及び結晶粒の細粒化に有効で
あるため最低０．００３％を必要とするが、０．０５％
を超えると母材及び溶接継手靭性を低下させる。したが
って、Ｎｂの添加範囲は０．００３〜０．０５％であ
る。
物として析出して析出強化及び結晶粒の細粒化に有効で
あるため最低０．００３％を必要とするが、０．０５％
を超えると母材及び溶接継手靭性を低下させる。したが
って、Ｎｂの添加範囲は０．００３〜０．０５％であ
る。
【００１９】Ａｌは重要な元素である。すなわち脱酸材
として重要であるばかりでなく、圧延中に固溶ＮをＡｌ
Ｎとしてトラップして固溶Ｂのオーステナイト粒界への
偏析を助け焼入れ性を高める効果を併せ持ち、この効果
が０．０２％以上の添加から顕著化する。しかるに０．
１％以上の添加により酸化物系介在物Ａｌ2 Ｏ3 の生を
まねき靭性を著しく低下させる。よって最適範囲は０．
０２〜０．１％とする。
として重要であるばかりでなく、圧延中に固溶ＮをＡｌ
Ｎとしてトラップして固溶Ｂのオーステナイト粒界への
偏析を助け焼入れ性を高める効果を併せ持ち、この効果
が０．０２％以上の添加から顕著化する。しかるに０．
１％以上の添加により酸化物系介在物Ａｌ2 Ｏ3 の生を
まねき靭性を著しく低下させる。よって最適範囲は０．
０２〜０．１％とする。
【００２０】Ｔｉは微細なＴｉＮとして析出してＮをト
ラップすることにより、ＡｌＮの作用と同じく固溶Ｂの
オーステナイト粒界への偏析を助ける効果を持ち最低
０．００５％の添加を必要とするが、０．０３％を超え
るとＴｉＮの粗大化が顕著化し靭性を低下させる。した
がって、Ｔｉの添加範囲は０．００５〜０．０３％であ
る。
ラップすることにより、ＡｌＮの作用と同じく固溶Ｂの
オーステナイト粒界への偏析を助ける効果を持ち最低
０．００５％の添加を必要とするが、０．０３％を超え
るとＴｉＮの粗大化が顕著化し靭性を低下させる。した
がって、Ｔｉの添加範囲は０．００５〜０．０３％であ
る。
【００２１】Ｂは本発明中もっとも重要な役割を果た
す。すなわち、オーステナイト粒界に偏析してフェライ
トの生成を抑制することによって焼入れ性を確保する重
要な元素であり最低０．０００３％の添加を必要とす
る。しかし、０．００２％を超える添加でＢＮの粗大析
出が起こり靭性の著しい低下をまねく。よってその添加
範囲には制限があり、０．０００３〜０．００２％がそ
の範囲である。
す。すなわち、オーステナイト粒界に偏析してフェライ
トの生成を抑制することによって焼入れ性を確保する重
要な元素であり最低０．０００３％の添加を必要とす
る。しかし、０．００２％を超える添加でＢＮの粗大析
出が起こり靭性の著しい低下をまねく。よってその添加
範囲には制限があり、０．０００３〜０．００２％がそ
の範囲である。
【００２２】Ｎは炭窒化物の形成により靭性全般に悪影
響を及ぼすためその含有を０．００５％以下に制限する
必要がある。ＣａはＭｎＳ等の非金属介在物の球状化に
極めて有効であり異方性を小さくするために有効であ
り、この効果のためには０．００１％以上が必要である
が、０．０１％以上の添加は靭性をかえって低下させ
る。よってＣａの添加範囲は０．００１〜０．０１％と
する。
響を及ぼすためその含有を０．００５％以下に制限する
必要がある。ＣａはＭｎＳ等の非金属介在物の球状化に
極めて有効であり異方性を小さくするために有効であ
り、この効果のためには０．００１％以上が必要である
が、０．０１％以上の添加は靭性をかえって低下させ
る。よってＣａの添加範囲は０．００１〜０．０１％と
する。
【００２３】次に、本願発明の主をなす鋼板製造条件に
ついて説明する。本発明の鋼板は、鋼組成と合わせて鋼
板製造条件を特定することによって、加工組織及び析出
物（ＢＮ）の析出状態を制御して始めて得られるもので
ある。
ついて説明する。本発明の鋼板は、鋼組成と合わせて鋼
板製造条件を特定することによって、加工組織及び析出
物（ＢＮ）の析出状態を制御して始めて得られるもので
ある。
【００２４】スラブは、オーステナイト粒界の顕著な粗
大化が起こらない１２００℃以下で、且つスラブに含ま
れる析出物ＢＮを解離させ得る１０５０℃以上で加熱
し、加熱後直ちに圧延し、仕上げ最終１パス前温度が９
３０℃以上で圧延を終了させなければならない。加熱温
度が１２００℃を超えると靭性低下が顕著であり、また
逆に１０５０℃を下回るとＢのオーステナイト粒界偏析
量が減少するため焼入れ性が著しく低下する。
大化が起こらない１２００℃以下で、且つスラブに含ま
れる析出物ＢＮを解離させ得る１０５０℃以上で加熱
し、加熱後直ちに圧延し、仕上げ最終１パス前温度が９
３０℃以上で圧延を終了させなければならない。加熱温
度が１２００℃を超えると靭性低下が顕著であり、また
逆に１０５０℃を下回るとＢのオーステナイト粒界偏析
量が減少するため焼入れ性が著しく低下する。
【００２５】一方、圧延仕上げ１パス前温度が９３０℃
を下回ると鋼板の圧延最終仕上がり温度が部分的もしく
は完全未再結晶状態となり、冷却後も圧延方向に平行な
層状の加工組織が残り、これら加工組織のうち鋼板板面
に平行な結晶面が（１００）面に平行な加工組織は、冷
却後の焼入れ・焼もどしによっても消失せず残る。
を下回ると鋼板の圧延最終仕上がり温度が部分的もしく
は完全未再結晶状態となり、冷却後も圧延方向に平行な
層状の加工組織が残り、これら加工組織のうち鋼板板面
に平行な結晶面が（１００）面に平行な加工組織は、冷
却後の焼入れ・焼もどしによっても消失せず残る。
【００２６】そして、これら加工組織は鋼板の靭性レベ
ルを低下させ且つ靭性値に異方性をもたらす。同様に、
上記加工組織は圧延中もしくは圧延後において析出物Ｂ
Ｎの核生成サイトとなり、これらＢＮはすみやかに粗大
化して靭性レベルの全体的な低下および異方性をもたら
す。
ルを低下させ且つ靭性値に異方性をもたらす。同様に、
上記加工組織は圧延中もしくは圧延後において析出物Ｂ
Ｎの核生成サイトとなり、これらＢＮはすみやかに粗大
化して靭性レベルの全体的な低下および異方性をもたら
す。
【００２７】ここで言う異方性は、シャルピー試験片の
長手方向を圧延方向に対し垂直とした場合（Ｃ方向試験
片）、これの衝撃値が、圧延方向に平行な試験片（Ｌ方
向試験片）の衝撃値より低い現象を指す。
長手方向を圧延方向に対し垂直とした場合（Ｃ方向試験
片）、これの衝撃値が、圧延方向に平行な試験片（Ｌ方
向試験片）の衝撃値より低い現象を指す。
【００２８】圧延後、望ましくはＢＮの粗大化をより一
層抑制させる効果を発揮させるため直ちに水冷するか、
あるいは圧延放冷後、Ａｃ3 点以上の温度での再加熱焼
入れを施す。焼入れの目的は析出強化元素のＭｏやＶの
溶体化と組織の緻密化である。
層抑制させる効果を発揮させるため直ちに水冷するか、
あるいは圧延放冷後、Ａｃ3 点以上の温度での再加熱焼
入れを施す。焼入れの目的は析出強化元素のＭｏやＶの
溶体化と組織の緻密化である。
【００２９】焼入れ後、焼入れで得られたマルテンサイ
ト組織もしくは下部ベイナイト組織中の格子間Ｃの拡
散、変態転位組織の回復、およびＭｏ、Ｖの析出物生成
による析出強化を目的としてＡｃ1 点以下の温度で焼き
もどすことが必要である。
ト組織もしくは下部ベイナイト組織中の格子間Ｃの拡
散、変態転位組織の回復、およびＭｏ、Ｖの析出物生成
による析出強化を目的としてＡｃ1 点以下の温度で焼き
もどすことが必要である。
【００３０】
［実施例１］表１に示す成分範囲の鋼を溶製後、以下の
製造方法いずれかで供試鋼板を製造した。 製造方法Ａ：スラブを１１５０℃で加熱して熱間圧延を
行ない、９５０℃で圧延を仕上げ５０mm厚鋼板とし、直
ちに水冷した。水冷後、６３０℃の温度で焼もどしを施
して供試鋼板とした。
製造方法いずれかで供試鋼板を製造した。 製造方法Ａ：スラブを１１５０℃で加熱して熱間圧延を
行ない、９５０℃で圧延を仕上げ５０mm厚鋼板とし、直
ちに水冷した。水冷後、６３０℃の温度で焼もどしを施
して供試鋼板とした。
【００３１】製造方法Ｂ：スラブを１１２０℃で加熱し
て熱間圧延を行ない、９４０℃で圧延を仕上げ５０mm厚
鋼板とし、放冷した。冷却完了後、該鋼板を９１０℃に
再加熱して水焼入れした後、６２０℃の温度で焼もどし
を施して供試鋼板とした。
て熱間圧延を行ない、９４０℃で圧延を仕上げ５０mm厚
鋼板とし、放冷した。冷却完了後、該鋼板を９１０℃に
再加熱して水焼入れした後、６２０℃の温度で焼もどし
を施して供試鋼板とした。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】製造したそれぞれの鋼板の鋼板板厚１／４
の部位のＬ方向およびＣ方向の降伏強さ、引張強さ、−
４０℃での衝撃吸収エネルギー（vE-40 ）の成績を同表
中に示す。なお、引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４
号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２０４に準拠して行なっ
た。また衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験
片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行なった。
また、鋼板板面法線方向はＸ線で測定し、この方向が
（１００）面法線方向に対して±５°以内にあればこの
面を（１００）面と見なした。
の部位のＬ方向およびＣ方向の降伏強さ、引張強さ、−
４０℃での衝撃吸収エネルギー（vE-40 ）の成績を同表
中に示す。なお、引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２０１ ４
号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ２２０４に準拠して行なっ
た。また衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号試験
片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行なった。
また、鋼板板面法線方向はＸ線で測定し、この方向が
（１００）面法線方向に対して±５°以内にあればこの
面を（１００）面と見なした。
【００３７】表１に示す鋼のうちNo．１〜No. １７は本
発明実施例であり、No. １２〜No.３３は本発明の範囲
外の比較例である。比較例鋼No. １８は、Ｃが本発明の
下限を下回るため強度・靭性が低い。比較例No. １９及
びNo. ２１は、それぞれＳｉ及びＭｎが本発明の下限を
下回るため強度・靭性が低い。比較例No. ２０及びNo.
２２は、それぞれＳｉ及びＭｎが本発明の上限を上回る
ため靭性が低い。
発明実施例であり、No. １２〜No.３３は本発明の範囲
外の比較例である。比較例鋼No. １８は、Ｃが本発明の
下限を下回るため強度・靭性が低い。比較例No. １９及
びNo. ２１は、それぞれＳｉ及びＭｎが本発明の下限を
下回るため強度・靭性が低い。比較例No. ２０及びNo.
２２は、それぞれＳｉ及びＭｎが本発明の上限を上回る
ため靭性が低い。
【００３８】比較例No. ２３は、Ｃｕが本発明の下限を
下回るため強度が低い。比較例No.２４は、Ｃｕが本発
明の上限を上回るため強度・靭性が低い。比較例No. ２
５は、Ｎｉが本発明の下限を下回るため強度・靭性が低
い。比較例No. ２６は、Ｃｒが本発明の下限を下回るた
め強度・靭性が低く、No. ２８はＭｏが下限を下回るた
め強度・靭性が低い。No. ２７は、Ｃｒが本発明の上限
を上回るため靭性が低い。比較例No. ２９は、Ｖが本発
明の下限を下回って添加されているため強度が低く、N
o. ３０は、Ｖが上限を上回るため靭性が低い。
下回るため強度が低い。比較例No.２４は、Ｃｕが本発
明の上限を上回るため強度・靭性が低い。比較例No. ２
５は、Ｎｉが本発明の下限を下回るため強度・靭性が低
い。比較例No. ２６は、Ｃｒが本発明の下限を下回るた
め強度・靭性が低く、No. ２８はＭｏが下限を下回るた
め強度・靭性が低い。No. ２７は、Ｃｒが本発明の上限
を上回るため靭性が低い。比較例No. ２９は、Ｖが本発
明の下限を下回って添加されているため強度が低く、N
o. ３０は、Ｖが上限を上回るため靭性が低い。
【００３９】比較例No. ３１は、Ｎｂが上限を上回るた
め靭性が低い。比較例No. ３２は、Ａｌが本発明の下限
を下回るため強度・靭性が低く、No. ３３は上限を上回
るため靭性が低い。比較例No. ３４は、Ｔｉが本発明の
上限を上回るため靭性が低い。比較例No. ３５は、Ｂが
本発明の下限を下回るため強度・靭性が低く、No. ３６
は上限を上回るため靭性が低いうえ異方性も強い。
め靭性が低い。比較例No. ３２は、Ａｌが本発明の下限
を下回るため強度・靭性が低く、No. ３３は上限を上回
るため靭性が低い。比較例No. ３４は、Ｔｉが本発明の
上限を上回るため靭性が低い。比較例No. ３５は、Ｂが
本発明の下限を下回るため強度・靭性が低く、No. ３６
は上限を上回るため靭性が低いうえ異方性も強い。
【００４０】比較例No. ３７は、Ｎが本発明の上限を上
回って添加されているため靭性が低い。比較例No. ３８
は、Ｃａが本発明の上限を上回って添加されているため
靭性が低い。これらに対し、本発明実施例No. １〜No.
１７は、鋼板全般にわたって強度と靭性のバランスが申
し分ない特性を示す。
回って添加されているため靭性が低い。比較例No. ３８
は、Ｃａが本発明の上限を上回って添加されているため
靭性が低い。これらに対し、本発明実施例No. １〜No.
１７は、鋼板全般にわたって強度と靭性のバランスが申
し分ない特性を示す。
【００４１】［実施例２］表２に示す本発明範囲内の成
分系の鋼を溶製後、表３で示すような製造条件で４８mm
厚の供試鋼板とし、それぞれの鋼板板厚１／４の部位の
Ｌ方向およびＣ方向の降伏強さ、引張強さ、−４０℃で
の衝撃吸収エネルギー（vE-40 ）の成績を同表中に示
す。
分系の鋼を溶製後、表３で示すような製造条件で４８mm
厚の供試鋼板とし、それぞれの鋼板板厚１／４の部位の
Ｌ方向およびＣ方向の降伏強さ、引張強さ、−４０℃で
の衝撃吸収エネルギー（vE-40 ）の成績を同表中に示
す。
【００４２】
【表５】
【００４３】
【表６】
【００４４】なお、引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２０１
４号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２０４に準拠して行
なった。また衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号
試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行なっ
た。また、鋼板板面法線方向はＸ線で測定し、この方向
が（１００）面法線方向に対して±５°以内にあればこ
の面を（１００）面と見なした。
４号試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２０４に準拠して行
なった。また衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２０２ ４号
試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して行なっ
た。また、鋼板板面法線方向はＸ線で測定し、この方向
が（１００）面法線方向に対して±５°以内にあればこ
の面を（１００）面と見なした。
【００４５】表３に示す供試鋼のうち、Ａ〜Ｃは本発明
の例であり、Ｄ〜Ｉは熱処理が異なる比較例である。比
較例Ｄ及びＥは、加熱温度が本発明の下限を下回るのた
め強度・靭性が低く、Ｆ及びＧは上限を上回るため靭性
が低い。比較例Ｈ〜Ｉは、仕上げ１パス前温度が本発明
の下限を下回るため板面方位が（１００）面に平行なた
め靭性が低く且つ異方性も大きい。これらに対し、本発
明実施例Ａ〜Ｃは強度、靭性すべてが申し分ない特性を
示す。
の例であり、Ｄ〜Ｉは熱処理が異なる比較例である。比
較例Ｄ及びＥは、加熱温度が本発明の下限を下回るのた
め強度・靭性が低く、Ｆ及びＧは上限を上回るため靭性
が低い。比較例Ｈ〜Ｉは、仕上げ１パス前温度が本発明
の下限を下回るため板面方位が（１００）面に平行なた
め靭性が低く且つ異方性も大きい。これらに対し、本発
明実施例Ａ〜Ｃは強度、靭性すべてが申し分ない特性を
示す。
【００４６】
【発明の効果】本発明により、引張強さ７８０N/mm2 以
上の異方性の小さな高靭性高張力鋼板の提供が可能とな
り産業界に与える効果は極めて大きいと言える。
上の異方性の小さな高靭性高張力鋼板の提供が可能とな
り産業界に与える効果は極めて大きいと言える。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量比で、 Ｃ ：０．０７〜０．１５％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｍｎ：０．４〜１．５％、 Ｃｕ：０．２％〜０．８％、 Ｎｉ：０．８〜３．５％、 Ｃｒ：０．２〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ａｌ：０．０２〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２％、 Ｎ ：０．００５％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物
からなる鋼組成を有し、且つ鋼板表面に平行な結晶面が
（１００）面に平行な加工組織を有しない異方性の小さ
な高靭性高張力鋼。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼組成に、更に、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０５％、の１種または２種を含
有せしめた鋼成分からなる請求鋼１記載の異方性の小さ
な高靭性高張力鋼。 - 【請求項３】 請求項１もしくは２記載の鋼組成に、更
に、 Ｃａ：０．００１〜０．０１％を含有せしめた鋼組成か
らなる請求項１記載の異方性の小さな高靭性高張力鋼。 - 【請求項４】 請求項１もしくは３記載の鋼組成からな
るスラブを、１０５０〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
の仕上げ圧延において仕上げ最終１パス前温度９３０℃
以上で圧延を行い、冷却後、該鋼板をＡｃ3 点以上に加
熱後焼入れ、続いてＡｃ1 点以下の温度で焼もどしする
ことを特徴とする異方性の小さな高靭性高張力鋼板の製
造方法。 - 【請求項５】 請求項１もしくは３記載の鋼組成からな
るスラブを、１０５０〜１２００℃に加熱し、熱間圧延
の仕上げ圧延において仕上げ最終１パス前温度９３０℃
以上で圧延を行い、該鋼板を圧延後直ちに水冷し、その
後これをＡｃ1 点以下の温度で焼もどしすることを特徴
とする異方性の小さな高靭性高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8723095A JPH08283899A (ja) | 1995-04-12 | 1995-04-12 | 異方性の小さな高靭性高張力鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8723095A JPH08283899A (ja) | 1995-04-12 | 1995-04-12 | 異方性の小さな高靭性高張力鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08283899A true JPH08283899A (ja) | 1996-10-29 |
Family
ID=13909065
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8723095A Withdrawn JPH08283899A (ja) | 1995-04-12 | 1995-04-12 | 異方性の小さな高靭性高張力鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08283899A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010038470A1 (ja) * | 2008-10-01 | 2010-04-08 | 新日本製鐵株式会社 | 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| KR101031945B1 (ko) * | 2008-04-09 | 2011-04-29 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 저온 인성이 우수한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법 |
| CN102407234A (zh) * | 2010-09-26 | 2012-04-11 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高镍铬合金钢板的生产方法 |
| WO2013051231A1 (ja) * | 2011-10-03 | 2013-04-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-04-12 JP JP8723095A patent/JPH08283899A/ja not_active Withdrawn
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR101031945B1 (ko) * | 2008-04-09 | 2011-04-29 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 저온 인성이 우수한 780㎫급 고장력 강판의 제조 방법 |
| WO2010038470A1 (ja) * | 2008-10-01 | 2010-04-08 | 新日本製鐵株式会社 | 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| JP4538095B2 (ja) * | 2008-10-01 | 2010-09-08 | 新日本製鐵株式会社 | 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| US7967923B2 (en) | 2008-10-01 | 2011-06-28 | Nippon Steel Corporation | Steel plate that exhibits excellent low-temperature toughness in a base material and weld heat-affected zone and has small strength anisotropy, and manufacturing method thereof |
| JPWO2010038470A1 (ja) * | 2008-10-01 | 2012-03-01 | 新日本製鐵株式会社 | 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| CN102407234A (zh) * | 2010-09-26 | 2012-04-11 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高镍铬合金钢板的生产方法 |
| WO2013051231A1 (ja) * | 2011-10-03 | 2013-04-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2013091845A (ja) * | 2011-10-03 | 2013-05-16 | Jfe Steel Corp | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN103874777A (zh) * | 2011-10-03 | 2014-06-18 | 杰富意钢铁株式会社 | 焊接热影响部的低温韧性优良的高张力钢板及其制造方法 |
| JPWO2013051231A1 (ja) * | 2011-10-03 | 2015-03-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| EP2765210A4 (en) * | 2011-10-03 | 2015-06-24 | Jfe Steel Corp | HIGH STRENGTH TENSILE STEEL PLATE PROVIDING A WELDING HEAT AFFECTED ZONE HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE TENACITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
| US9945015B2 (en) | 2011-10-03 | 2018-04-17 | Jfe Steel Corporation | High-tensile steel plate giving welding heat-affected zone with excellent low-temperature toughness, and process for producing same |
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| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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