JPH0379716A - 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法Info
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- JPH0379716A JPH0379716A JP21506889A JP21506889A JPH0379716A JP H0379716 A JPH0379716 A JP H0379716A JP 21506889 A JP21506889 A JP 21506889A JP 21506889 A JP21506889 A JP 21506889A JP H0379716 A JPH0379716 A JP H0379716A
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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〉
本発明は建築２ＭＡ梁、タンクなどの鉄鋼構造物に利用
される、溶接割れ感受性が低く、引張強さが６０ｋｇｆ
／−以上で降伏比が８０％以下の溶接性の良好な低降伏
比高張力鋼の製造方法に関するものである。
される、溶接割れ感受性が低く、引張強さが６０ｋｇｆ
／−以上で降伏比が８０％以下の溶接性の良好な低降伏
比高張力鋼の製造方法に関するものである。
〈従来の技術〉
建築、橋梁、タンクなどの鉄鋼構造物の大型化に伴い、
それに使用される鋼材には高強度化が求められる一方で
、構造物の安全性、すなわち脆性破壊防止の奴点から降
伏比の低いこと、溶接性の良いことが求められている。
それに使用される鋼材には高強度化が求められる一方で
、構造物の安全性、すなわち脆性破壊防止の奴点から降
伏比の低いこと、溶接性の良いことが求められている。
しかしながら、−ｆＱに高強度化とともに降伏比は上昇
し、溶接性は低下する（頃向にあり、引張強さが６０ｋ
ｇｆ／−以上の高張力鋼では８０％以下の低降伏比と良
好な溶１妾性を兼備させることは容易ではない。
し、溶接性は低下する（頃向にあり、引張強さが６０ｋ
ｇｆ／−以上の高張力鋼では８０％以下の低降伏比と良
好な溶１妾性を兼備させることは容易ではない。
従来の低降伏比高張力鋼の製造方法としては、例えば特
公昭５５−５００９０号公報に開示された方法があるが
、これは炭素当量が０．３５〜０．５０％の鋼を単にフ
ェライトとオーステナイトの２相域温度に再加熱してか
ら焼入れるもので、低降伏比化には有効であるが、炭素
当量が０．３５〜０．５０％と高いため溶接性があまり
良くない、炭素当量が高いと、例えば日本鋼管技報Ｎａ
１２２ （１９８８） Ｐ ９で示されるように、炭
素当１ （Ｃ，、、） ０．４５％からなる組成鋼では
引張強さで６０ｋｇｆ／ｓ４以上、降伏比で８０％以下
が得られるものの、溶接性はＹ割れ防止予熱温度で１０
０℃と高い、このように従来法では溶接性の良好な低降
伏比６０キロ鋼が得られなかった。
公昭５５−５００９０号公報に開示された方法があるが
、これは炭素当量が０．３５〜０．５０％の鋼を単にフ
ェライトとオーステナイトの２相域温度に再加熱してか
ら焼入れるもので、低降伏比化には有効であるが、炭素
当量が０．３５〜０．５０％と高いため溶接性があまり
良くない、炭素当量が高いと、例えば日本鋼管技報Ｎａ
１２２ （１９８８） Ｐ ９で示されるように、炭
素当１ （Ｃ，、、） ０．４５％からなる組成鋼では
引張強さで６０ｋｇｆ／ｓ４以上、降伏比で８０％以下
が得られるものの、溶接性はＹ割れ防止予熱温度で１０
０℃と高い、このように従来法では溶接性の良好な低降
伏比６０キロ鋼が得られなかった。
〈発明が解決しようとするｉ＊ｉ＞
本発明はこのような現状に鑑みてなされたもので、その
目的とするところは、Ｙ型割れ防止予熱温度で２５°Ｃ
以下の良好な溶接性を有し、かつ降伏比で８０％以下、
引張強さで６０ｋｇｆ／ｍＪ以上の溶接性の優れた低降
伏比高張力鋼及びその製造方法を提案することである。
目的とするところは、Ｙ型割れ防止予熱温度で２５°Ｃ
以下の良好な溶接性を有し、かつ降伏比で８０％以下、
引張強さで６０ｋｇｆ／ｍＪ以上の溶接性の優れた低降
伏比高張力鋼及びその製造方法を提案することである。
く課題を解決するための手段〉
本発明者らは、溶接性が良好で、かつ高張力で低降伏比
の得られる成分系および熱処理方法について研究を重ね
た結果、Ｃ，９，を殆ど高めない、即ち溶接性をあまり
低下させない元素であるＣｕ及びＮｉを主成分とし、フ
ェライトとオーステナイトの２相域に加熱保持した後、
焼入れ焼もどしすることにより、溶接性の優れた低降伏
比高張力鋼が製造できることを見出した。
の得られる成分系および熱処理方法について研究を重ね
た結果、Ｃ，９，を殆ど高めない、即ち溶接性をあまり
低下させない元素であるＣｕ及びＮｉを主成分とし、フ
ェライトとオーステナイトの２相域に加熱保持した後、
焼入れ焼もどしすることにより、溶接性の優れた低降伏
比高張力鋼が製造できることを見出した。
即ち本発明は、重量％にて、Ｃ： ０．０３〜０．０８
％。
％。
Ｓｉ ： ０．０５〜１．２０％、 Ｍｎ ： ０．５
０〜１．６０％、 Ｃｕ ： ０．８０−２．５０％、
Ｎｉ ： ０．４０〜２．００％、 Ｐ ： ０
．０３０％以下Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎ ：
０．００６０％以下を含有し、さらに必要に応じてＣｒ
： ０．５０％以下、 Ｍｏ ： ０．５０％以下、
Ｖ：０．０６％以下、 Ｎｂ！ ０．０４０％以下１
Ｂ＝０、００５０％以下、 Ｔｉ ： ０．０６０％
以下のｔ種以上を含み、かつ ４６ ４０ ５ ４ １４ が０．３５％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなる鋼を、Ａｃ３〜Ａｃ＋変態点間の２相域
温度に加熱保持した後、空冷以上温度で焼入れし、その
ｉ！ｔＡｃ＋点以下の温度で焼もどしを行うことを特徴
とする引張り強さが６０ｋｇｆ／−以上、かつ降伏比が
８０％以下である溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製
造方法である。
０〜１．６０％、 Ｃｕ ： ０．８０−２．５０％、
Ｎｉ ： ０．４０〜２．００％、 Ｐ ： ０
．０３０％以下Ｓ ： ０．０２０％以下、 Ｎ ：
０．００６０％以下を含有し、さらに必要に応じてＣｒ
： ０．５０％以下、 Ｍｏ ： ０．５０％以下、
Ｖ：０．０６％以下、 Ｎｂ！ ０．０４０％以下１
Ｂ＝０、００５０％以下、 Ｔｉ ： ０．０６０％
以下のｔ種以上を含み、かつ ４６ ４０ ５ ４ １４ が０．３５％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなる鋼を、Ａｃ３〜Ａｃ＋変態点間の２相域
温度に加熱保持した後、空冷以上温度で焼入れし、その
ｉ！ｔＡｃ＋点以下の温度で焼もどしを行うことを特徴
とする引張り強さが６０ｋｇｆ／−以上、かつ降伏比が
８０％以下である溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製
造方法である。
〈作 用〉
次に、まず成分組成の限定理由を述べる。
Ｃ： ０．０３〜０．０８％
Ｃは高強度を得るために０．０３％以上必要であるが、
０．０８％を超えると良好な溶接性が得られない。
０．０８％を超えると良好な溶接性が得られない。
Ｓｔ ： ０．０５〜１．２０％
Ｓｉは０．０５％以上は脱酸剤とし°ζ必要であるが、
１．２０％を超えると溶接性、靭性を低下させる。
１．２０％を超えると溶接性、靭性を低下させる。
Ｍｎ ： ０．５０〜１．６０％
Ｍｎは焼入性の確保及び強度確保のため０．５０％以上
必要であるが、■、６０％超の過剰添加は溶接性を低下
させる。
必要であるが、■、６０％超の過剰添加は溶接性を低下
させる。
Ｃｕ ： ０．８０〜２．５０％、 Ｎｉ ： ０．４
０〜２．００％Ｃｕ、 Ｎｉは固溶強化元素として溶接
性をほとんど低下させることなく強度向上に寄与する。
０〜２．００％Ｃｕ、 Ｎｉは固溶強化元素として溶接
性をほとんど低下させることなく強度向上に寄与する。
またＡｃ３〜＾Ｃ８変態点間の温度保持中に、オーステ
ナイト相中にＣと同様に濃化し焼入性向上に寄与する。
ナイト相中にＣと同様に濃化し焼入性向上に寄与する。
さらにオーステナイト中に濃化したＣｕは焼入れで過飽
和状態となり、その後の焼もどし時に析出して強化する
。この析出強化は主としてＣｕの濃化した硬化相で生じ
るため、フェライトをあまり硬化しない、そのため降伏
比を高めず、引張強さを向上させるに有効である。この
ような析出強化作ｍを得るためにはＣｕ０．８０％以上
が必要であるが、Ｃｕは熱間加工性を低下させる。 Ｃ
ｕの熱間加工性の低下を抑えるにはほぼ当量のＮｉ添加
が必要であり、経済性の観点からＣｕの上限を２．５０
％とした。Ｎｉは強度、靭性とも向上するが、０．４０
％以下ではその効果が小さい、しかし高価なＮｉの過剰
添加は経済的でないことからＮｔＧ、４０〜２．００％
に制限した。
和状態となり、その後の焼もどし時に析出して強化する
。この析出強化は主としてＣｕの濃化した硬化相で生じ
るため、フェライトをあまり硬化しない、そのため降伏
比を高めず、引張強さを向上させるに有効である。この
ような析出強化作ｍを得るためにはＣｕ０．８０％以上
が必要であるが、Ｃｕは熱間加工性を低下させる。 Ｃ
ｕの熱間加工性の低下を抑えるにはほぼ当量のＮｉ添加
が必要であり、経済性の観点からＣｕの上限を２．５０
％とした。Ｎｉは強度、靭性とも向上するが、０．４０
％以下ではその効果が小さい、しかし高価なＮｉの過剰
添加は経済的でないことからＮｔＧ、４０〜２．００％
に制限した。
Ｐ ７０．０３０％以下、 Ｓ ０．０２０％以下Ｐ、
Ｓともに溶接性、延靭性を低下さ・仕るので、それぞれ
０．０３０％以下、 ０．０２０％以下に限定した。
Ｓともに溶接性、延靭性を低下さ・仕るので、それぞれ
０．０３０％以下、 ０．０２０％以下に限定した。
Ｎ ： ０．００６０％以下
Ｎは溶接性２靭性を低下させるので０．００６０％以下
に限定した。
に限定した。
Ｃｒ ： ０．５（１％以下、Ｎｏ：０．５０％以下。
Ｖ ： ０．０６０％以下
いずれの元素もオーステナイト中に固溶して焼入性を高
めるとともに、焼もどし時に析出し焼もどし軟化抵抗を
高め強度上昇に有効であるが、過剰の添加は炭化物の析
出強化により降伏比の上昇をきたすとともに、溶接性、
延靭性を低下するのでそれぞれの上限を上記のとおりと
した。
めるとともに、焼もどし時に析出し焼もどし軟化抵抗を
高め強度上昇に有効であるが、過剰の添加は炭化物の析
出強化により降伏比の上昇をきたすとともに、溶接性、
延靭性を低下するのでそれぞれの上限を上記のとおりと
した。
Ｎｂ：０．０４０％以下、 Ｔｔ ： ０．０６０％
以下いずれも一部オーステ・）・イト中に固溶し強度を
高め、また一部は析出し結晶粒度を微細化する。
以下いずれも一部オーステ・）・イト中に固溶し強度を
高め、また一部は析出し結晶粒度を微細化する。
多量に添加すると、靭性を低下させる。
Ｂ ： ０．００５０％以下
Ｂは焼入性を高め強度上昇に有効な元素であるが、ｏ、
ｏｏｓｏ％超の添加は靭性を低下させる。
ｏｏｓｏ％超の添加は靭性を低下させる。
さらに、本発明においては鋼の溶接性を確保す２４６
５ ４ １４ を０．３５％以下とした。
５ ４ １４ を０．３５％以下とした。
以上の成分糸からなる鋼を通常の造塊または連鋳法によ
り造塊した後、熱間圧延により所定の板厚まで圧延した
後、空冷もしくはそれ以上の冷速で急冷した鋼板に以下
の熱処理を施す、圧延後の冷力１は特に規定しないが、
可能なかぎり緻密な組織としておくことが強度上好まし
い。
り造塊した後、熱間圧延により所定の板厚まで圧延した
後、空冷もしくはそれ以上の冷速で急冷した鋼板に以下
の熱処理を施す、圧延後の冷力１は特に規定しないが、
可能なかぎり緻密な組織としておくことが強度上好まし
い。
マｉ’ Ａｃｙ〜＾Ｃ７変態点間のフェライトとオース
テナイトの２相域温度に加熱保持した後、空冷以上温度
で焼入れし、その後＾ｃ１点以下の温度で焼もどしをす
ることにより、低降伏比と高強度を得ようとするもので
ある。
テナイトの２相域温度に加熱保持した後、空冷以上温度
で焼入れし、その後＾ｃ１点以下の温度で焼もどしをす
ることにより、低降伏比と高強度を得ようとするもので
ある。
ＡＣ１〜＾Ｃ３変態点間のフェライトとオーステナイト
の２相域温度に加熱保持するのは、低降伏比に有効な軟
質のフェライトと高強度化に必要な硬質の硬化Ｉｎ （
オーステナイト相）を得るために必要である。すなわら
、本発明においてはフェライトよりもオーステナイトへ
の溶解度の高いＣ，ＣｕＮｉ （Ｍｎ）等をオーステナ
イト中に十分濃化させるとともに、フェライト中のこれ
らの元素を希釈するためである。オーステナイト中に固
溶したＣｕは、その後の焼入れ、焼もどしで析出強度を
高めるのに寄与する。
の２相域温度に加熱保持するのは、低降伏比に有効な軟
質のフェライトと高強度化に必要な硬質の硬化Ｉｎ （
オーステナイト相）を得るために必要である。すなわら
、本発明においてはフェライトよりもオーステナイトへ
の溶解度の高いＣ，ＣｕＮｉ （Ｍｎ）等をオーステナ
イト中に十分濃化させるとともに、フェライト中のこれ
らの元素を希釈するためである。オーステナイト中に固
溶したＣｕは、その後の焼入れ、焼もどしで析出強度を
高めるのに寄与する。
焼入冷却速度は高強度、高靭性を得るためには急冷はど
望ましい、空冷以下の徐冷却では硬化相（オーステナイ
ト相）で十分な焼入性が得られないため、空冷以上の冷
却とした。
望ましい、空冷以下の徐冷却では硬化相（オーステナイ
ト相）で十分な焼入性が得られないため、空冷以上の冷
却とした。
焼入れ強化された脆い硬化相はＡｃ１点以下の焼もどし
処理により靭性を向上できる。
処理により靭性を向上できる。
〈実施例〉
第１表に供試材の化学成分を示す、供試材Ａ〜Ｆ鋼は本
発明の成分範囲内からなる鋼でＣ−Ｊ＠は比較鋼である
。
発明の成分範囲内からなる鋼でＣ−Ｊ＠は比較鋼である
。
これらの鋼を１１５０℃で６０分加熱後、熱間圧延を９
００°Ｃで終了し、次いで空冷もしくは水冷し、＾Ｃ１
〜＾Ｃｊ点範囲内の温度に加熱し６０分間保持した後、
空冷もしくは水冷で焼入れし、その後５３０〜５６０°
Ｃで６０分間焼もどし処理を行った。これらの機械的性
質を第２表に示す。
００°Ｃで終了し、次いで空冷もしくは水冷し、＾Ｃ１
〜＾Ｃｊ点範囲内の温度に加熱し６０分間保持した後、
空冷もしくは水冷で焼入れし、その後５３０〜５６０°
Ｃで６０分間焼もどし処理を行った。これらの機械的性
質を第２表に示す。
本発明法では引張強さ（Ｔ Ｓ ） ６０ｋｇｆ／−以
上で、７８％以下の低降伏比（ＹＲ）が得られている。
上で、７８％以下の低降伏比（ＹＲ）が得られている。
Ｙ型溶接割れ試験による割れ防止予熱温度はいずれも２
５゛Ｃ以下で予熱を必要とせず、また、人熱量約７０ｋ
Ｊ／ｃｍのサブマージアーク溶接継手の溶接熱影響部の
シャルピー吸収エネルギーｖ Ｅ −ｓも１６．３ｋｇ
ｆ・ｍ以上と高く、良好な溶接性を有していることがわ
かる。
５゛Ｃ以下で予熱を必要とせず、また、人熱量約７０ｋ
Ｊ／ｃｍのサブマージアーク溶接継手の溶接熱影響部の
シャルピー吸収エネルギーｖ Ｅ −ｓも１６．３ｋｇ
ｆ・ｍ以上と高く、良好な溶接性を有していることがわ
かる。
これに対し、比較鋼Ｃ，，ＩＩはＴＳ≧６０ｋｇｆ／ｍ
ＪでＹＲ≦７８％であるが、炭素当量が高いためＹ割れ
防止予熱温度が７５°Ｃ以上と高く、溶接熱影響部の靭
性もｗ Ｅ −Ｓ≦９．４ｋｇｆ −ｍと低い、比較鋼
］では十分な強度が得られず、またＪ＠のようにＮｔを
含有しない鋼では熱間加工性が悪く圧延中に割れが発生
する。
ＪでＹＲ≦７８％であるが、炭素当量が高いためＹ割れ
防止予熱温度が７５°Ｃ以上と高く、溶接熱影響部の靭
性もｗ Ｅ −Ｓ≦９．４ｋｇｆ −ｍと低い、比較鋼
］では十分な強度が得られず、またＪ＠のようにＮｔを
含有しない鋼では熱間加工性が悪く圧延中に割れが発生
する。
〈発明の効果〉
本発明によれば、溶接性を良好に維持した状態で、降伏
比８０％以下、引張り強さ６０ｋｇｆ／ｍＪ以−ヒの低
降伏比高張力鋼が製造できるようになった。
比８０％以下、引張り強さ６０ｋｇｆ／ｍＪ以−ヒの低
降伏比高張力鋼が製造できるようになった。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％にて、 Ｃ：０．０３〜０．０８％、 Ｓｉ：０．０５〜１．２０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、 Ｃｕ：０．８０〜２．５０％、 Ｎｉ：０．４０〜２．００％、 Ｐ：０．０３０％以下、 Ｓ：０．０２０％以下、 Ｎ：０．００６０％以下 を含有し、かつ Ｃｅｑ．＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ（％）／
６＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｃｒ（％）／５ ＋Ｍｏ（％）／４＋Ｖ（％）／１４ が０．３５％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなる鋼を、Ａ＿ｃ＿３〜Ａ＿ｃ＿１変態点間
の２相域温度に加熱保持した後、空冷以上の冷却速度で
焼入れし、その後Ａ＿ｃ＿１点以下の温度で焼もどしを
行うことを特徴とする溶接性の良好な低降伏比高張力鋼
の製造方法。 ２ 重量％にて、 Ｃ：０．０３〜０．０８％、 Ｓｉ：０．０５〜１．２０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．６０％、 Ｃｕ：０．８０〜２．５０％、 Ｎｉ：０．４０〜２．００％、 Ｐ：０．０３０％以下、 Ｓ：０．０２０％以下、 Ｎ：０．００６０％以下 を含有し、さらに Ｃｒ：０．５０％以下、 Ｍｏ：０．５０％以下、 Ｖ：０．０６％以下、 Ｎｂ：０．０４０％以下、 Ｂ：０．００５０％以下、 Ｔｉ：０．０６０％以下 の１種以上を含み、かつ Ｃｅｑ．＝Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）／２４＋Ｍｎ（％）／
６＋Ｎｉ（％）／４０＋Ｃｒ（％）／５ ＋Ｍｏ（％）／４＋Ｖ（％）／１４ が０．３５％以下に規制され、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなる鋼を、Ａ＿ｃ＿１〜Ａ＿ｃ＿３変態点間
の２相域温度に加熱保持した後、空冷以上の冷却速度で
焼入れし、その後Ａ＿ｃ＿１点以下の温度で焼もどしを
行うことを特徴とする溶接性の良好な低降伏比高張力鋼
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21506889A JPH0379716A (ja) | 1989-08-23 | 1989-08-23 | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21506889A JPH0379716A (ja) | 1989-08-23 | 1989-08-23 | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0379716A true JPH0379716A (ja) | 1991-04-04 |
Family
ID=16666225
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21506889A Pending JPH0379716A (ja) | 1989-08-23 | 1989-08-23 | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0379716A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1994010355A1 (fr) * | 1992-10-30 | 1994-05-11 | Japan Casting & Forging Corporation | Tole d'acier lamine a chaud a haute resistance excellente en allongement uniforme apres ecrouissage a froid et son procede de production |
| CN112063816A (zh) * | 2019-06-10 | 2020-12-11 | 育材堂（苏州）材料科技有限公司 | 一种高强度钢的热处理方法和由此获得的产品 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63286517A (ja) * | 1987-05-19 | 1988-11-24 | Nippon Steel Corp | 低降状比高張力鋼の製造方法 |
-
1989
- 1989-08-23 JP JP21506889A patent/JPH0379716A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63286517A (ja) * | 1987-05-19 | 1988-11-24 | Nippon Steel Corp | 低降状比高張力鋼の製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5509977A (en) * | 1992-01-30 | 1996-04-23 | Japan Casting & Forging Corporation | High strength hot rolled steel plates and sheets excellent in uniform elongation after cold working and process for producing the same |
| WO1994010355A1 (fr) * | 1992-10-30 | 1994-05-11 | Japan Casting & Forging Corporation | Tole d'acier lamine a chaud a haute resistance excellente en allongement uniforme apres ecrouissage a froid et son procede de production |
| CN112063816A (zh) * | 2019-06-10 | 2020-12-11 | 育材堂（苏州）材料科技有限公司 | 一种高强度钢的热处理方法和由此获得的产品 |
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