JPH07150236A - 冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法Info
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- JPH07150236A JPH07150236A JP6832894A JP6832894A JPH07150236A JP H07150236 A JPH07150236 A JP H07150236A JP 6832894 A JP6832894 A JP 6832894A JP 6832894 A JP6832894 A JP 6832894A JP H07150236 A JPH07150236 A JP H07150236A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 建築鋼構造物、建築機械、海洋鋼構造物、橋
梁、圧力容器、溶接鋼管、その他の溶接用構造物に適し
た冷間加工性に優れた５０〜８０kgf/mm2 の高張力鋼の
製造方法。 【構成】 鋼片の成分を限定し、これ等の成分による焼
入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が２５mm以上である２枚の鋼片
の間に、焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が１５mm以上であ
り、かつ鋼板より１５〜４０mm低く、鋼片と同成分範囲
の鋼片を鋳造あるいは溶接した後９００℃以上で再加熱
し、仕上げ温度７００℃以上で所定の厚板に圧延後水冷
することを特徴とする、冷間加工性に優れた高張力鋼の
製造方法。
梁、圧力容器、溶接鋼管、その他の溶接用構造物に適し
た冷間加工性に優れた５０〜８０kgf/mm2 の高張力鋼の
製造方法。 【構成】 鋼片の成分を限定し、これ等の成分による焼
入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が２５mm以上である２枚の鋼片
の間に、焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が１５mm以上であ
り、かつ鋼板より１５〜４０mm低く、鋼片と同成分範囲
の鋼片を鋳造あるいは溶接した後９００℃以上で再加熱
し、仕上げ温度７００℃以上で所定の厚板に圧延後水冷
することを特徴とする、冷間加工性に優れた高張力鋼の
製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建築鋼構造物、建築機
械、海洋鋼構造物、橋梁、圧力容器、溶接鋼管その他の
溶接用構造物に適した冷間加工性に優れた５０〜８０kg
f/mm2 の極厚高張力鋼の製造法に関するものである。
械、海洋鋼構造物、橋梁、圧力容器、溶接鋼管その他の
溶接用構造物に適した冷間加工性に優れた５０〜８０kg
f/mm2 の極厚高張力鋼の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、建築鋼構造部の柱は便利さと価格
面の優位性から、溶接四面ボックスの代替品として冷間
成形角型鋼管が大々的に使用されだしている。又、建築
鋼構造物は首都圏の過密化により超高層化の傾向にあ
り、そのため建造に際して使用される冷間成形角型鋼管
は極厚小径化で更に高張力化の傾向にある。そこで、冷
間成形角型鋼管の加工率は増大し、従来材では加工時の
表面割れの問題が生じ、その改善が望まれている。
面の優位性から、溶接四面ボックスの代替品として冷間
成形角型鋼管が大々的に使用されだしている。又、建築
鋼構造物は首都圏の過密化により超高層化の傾向にあ
り、そのため建造に際して使用される冷間成形角型鋼管
は極厚小径化で更に高張力化の傾向にある。そこで、冷
間成形角型鋼管の加工率は増大し、従来材では加工時の
表面割れの問題が生じ、その改善が望まれている。
【０００３】図１は板厚４０mmの高張力鋼を用いて、引
張強度と冷間曲げ加工による割れ発生限界の関係を求め
たものである。これより強度の上昇に伴い加工率は低下
することがわかる。従って、加工率の上昇は強度の低下
が必要となる。又、８０kgf/mm2 クラスでは加工率の限
界は１０％程度であり、冷間成形角型鋼管として適用す
るには更に５％程度の上昇が望まれる。
張強度と冷間曲げ加工による割れ発生限界の関係を求め
たものである。これより強度の上昇に伴い加工率は低下
することがわかる。従って、加工率の上昇は強度の低下
が必要となる。又、８０kgf/mm2 クラスでは加工率の限
界は１０％程度であり、冷間成形角型鋼管として適用す
るには更に５％程度の上昇が望まれる。
【０００４】曲げ加工性を上げるため、従来、特開平１
−４４１９号公報により曲げ加工性に優れた耐摩耗用鋼
板の製造方法が提案されている。これは、熱間圧延した
鋼板の焼入れに際し、鋼板の片面のみを焼入れし、ある
いは更に焼戻しすることにより、鋼板の厚さ方向に硬度
勾配を設けて片面は曲げ加工性に優れ、片面は耐摩耗性
に優れた鋼板としたものである。
−４４１９号公報により曲げ加工性に優れた耐摩耗用鋼
板の製造方法が提案されている。これは、熱間圧延した
鋼板の焼入れに際し、鋼板の片面のみを焼入れし、ある
いは更に焼戻しすることにより、鋼板の厚さ方向に硬度
勾配を設けて片面は曲げ加工性に優れ、片面は耐摩耗性
に優れた鋼板としたものである。
【０００５】又耐摩耗性鋼板の曲げ加工性を上げるた
め、特開平２−３０１５１１号公報により曲げ加工性に
優れた耐摩耗用鋼板の製造方法が提案されている。これ
は、焼入れを行った鋼板１を５０mm以上の厚さの厚鋼板
２に重ね合わせて焼戻しを行うもので、この方法により
鋼板２と接触する鋼１の面の昇温を抑え、鋼板の厚さ方
向に硬度勾配を設けて片面は曲げ加工性に優れ、片面は
耐摩耗性に優れた鋼板としたものである。
め、特開平２−３０１５１１号公報により曲げ加工性に
優れた耐摩耗用鋼板の製造方法が提案されている。これ
は、焼入れを行った鋼板１を５０mm以上の厚さの厚鋼板
２に重ね合わせて焼戻しを行うもので、この方法により
鋼板２と接触する鋼１の面の昇温を抑え、鋼板の厚さ方
向に硬度勾配を設けて片面は曲げ加工性に優れ、片面は
耐摩耗性に優れた鋼板としたものである。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】特開平１−４４１９号
公報及び特開平２−３０１５１１号公報は曲げ加工性に
優れた耐摩耗用鋼板の製造方法としてその効果を発揮す
るが、表裏面の強度が異なるため、本発明の目的とする
溶接用構造物の構造材として使用することは困難であ
る。又、特開平１−４４１９号公報での片面のみの焼入
れコントロールは非常に困難であり、特開平２−３０１
５１１号公報での重ね合わせての焼戻しは煩雑である。
本発明は建築鋼構造物、建築機械、海洋鋼構造物、橋
梁、圧力容器、溶接鋼管その他の溶接用構造物に適する
冷間加工性に優れた５０〜８０kgf/mm2 以上の高張力鋼
の製造方法を提供することを目的とするものである。
公報及び特開平２−３０１５１１号公報は曲げ加工性に
優れた耐摩耗用鋼板の製造方法としてその効果を発揮す
るが、表裏面の強度が異なるため、本発明の目的とする
溶接用構造物の構造材として使用することは困難であ
る。又、特開平１−４４１９号公報での片面のみの焼入
れコントロールは非常に困難であり、特開平２−３０１
５１１号公報での重ね合わせての焼戻しは煩雑である。
本発明は建築鋼構造物、建築機械、海洋鋼構造物、橋
梁、圧力容器、溶接鋼管その他の溶接用構造物に適する
冷間加工性に優れた５０〜８０kgf/mm2 以上の高張力鋼
の製造方法を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは係る課題を
解決するため加工性に優れた５０〜８０kgf/mm2 の製造
方法を検討した結果、焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）を１５
mm低下させれば、加工率は約５〜１０％上昇でき、一
方、５〜１０％の冷間加工は加工硬化によって１０〜１
５kgf/mm2 強度が上昇すること、従って、加工を実施す
る部位のみ焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）を低下させれば、
冷間加工性は上昇でき、強度は冷間加工時の加工硬化に
よって確保できることを明らかにした。
解決するため加工性に優れた５０〜８０kgf/mm2 の製造
方法を検討した結果、焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）を１５
mm低下させれば、加工率は約５〜１０％上昇でき、一
方、５〜１０％の冷間加工は加工硬化によって１０〜１
５kgf/mm2 強度が上昇すること、従って、加工を実施す
る部位のみ焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）を低下させれば、
冷間加工性は上昇でき、強度は冷間加工時の加工硬化に
よって確保できることを明らかにした。
【０００８】図２（１）に示すように加工を実施する部
位のみの焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）を１５mm低下させる
方法として、２枚の鋼片１の間にそれより焼入れ臨界直
径Ｄｉ(cal）が１５mm低い鋼片２を鋳造あるいは溶接に
よって介在させた後、図２（２）に示すように加熱圧延
によって板厚とするものである。なお、焼入れ臨界直径
Ｄｉ(cal）を１５mm低下させたことによる強度の低下は
冷間加工を与えれば、強度が確保できる。
位のみの焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）を１５mm低下させる
方法として、２枚の鋼片１の間にそれより焼入れ臨界直
径Ｄｉ(cal）が１５mm低い鋼片２を鋳造あるいは溶接に
よって介在させた後、図２（２）に示すように加熱圧延
によって板厚とするものである。なお、焼入れ臨界直径
Ｄｉ(cal）を１５mm低下させたことによる強度の低下は
冷間加工を与えれば、強度が確保できる。
【０００９】すなわち本発明の要旨とするところは、
（１）重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％を含有
し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、これ等の成
分による焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が２５mm以上である
鋼片１の間に、重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２０
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６超〜２．
０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が１５mm以上でありかつ鋼片
１より１５〜４０mm低い鋼片２を鋳造あるいは溶接した
後９００℃以上で加熱し、仕上げ温度７００℃以上で圧
延後水冷することを特徴とする、冷間加工性に優れた高
張力鋼の製造方法。
（１）重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％を含有
し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、これ等の成
分による焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が２５mm以上である
鋼片１の間に、重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２０
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．６超〜２．
０％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、
焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が１５mm以上でありかつ鋼片
１より１５〜４０mm低い鋼片２を鋳造あるいは溶接した
後９００℃以上で加熱し、仕上げ温度７００℃以上で圧
延後水冷することを特徴とする、冷間加工性に優れた高
張力鋼の製造方法。
【００１０】
【数４】
【００１１】（２）又、鋼片２においてＭｎ：０．３〜
０．６％の場合、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を更
に加えることを特徴とする冷間加工性に優れた高張力鋼
の製造方法。 （３）又、鋼片２においてＭｎ：０．３〜０．６％の場
合、水冷後に表裏を研削することを特徴とする冷間加工
性に優れた高張力鋼の製造方法。
０．６％の場合、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％を更
に加えることを特徴とする冷間加工性に優れた高張力鋼
の製造方法。 （３）又、鋼片２においてＭｎ：０．３〜０．６％の場
合、水冷後に表裏を研削することを特徴とする冷間加工
性に優れた高張力鋼の製造方法。
【００１２】（４）鋼片１に更に、Ｃｕ：０．１〜２．
５％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．１〜３．
０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．００５〜０．
０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｂ：０．０００
３〜０．００２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を一種あるいは二種以上
含有することを特徴とする前記（１）ないし（３）何れ
かに記載の冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法。
５％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．１〜３．
０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．００５〜０．
０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｂ：０．０００
３〜０．００２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を一種あるいは二種以上
含有することを特徴とする前記（１）ないし（３）何れ
かに記載の冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法。
【００１３】（５）鋼片２に更に、Ｃｕ：０．１〜２．
５％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．１〜３．
０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．００５〜０．
０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｂ：０．０００
３〜０．００２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を一種あるいは二種以上
含有することを特徴とする前記（１）ないし（４）何れ
かに記載の冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法。
５％、Ｎｉ：０．１〜１０．０％、Ｃｒ：０．１〜３．
０％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｖ：０．００５〜０．
０５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｂ：０．０００
３〜０．００２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％を一種あるいは二種以上
含有することを特徴とする前記（１）ないし（４）何れ
かに記載の冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法。
【００１４】
【作用】以下本発明を詳細に説明する。まず、鋼片１の
成分を限定した理由について説明する。Ｃは強度確保の
上から必須元素であり、０．０２％未満であると他の合
金元素を増加しても必要な強度を確保できない。しか
し、０．２０％を超える添加量では高炭素マルテンサイ
ト組織となり低温靭性が低下する。従って、その添加量
を０．０２〜０．２０％とする。Ｓｉは焼入れ性のみで
なく製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、その量が
増えると母材靭性、ＨＡＺ靭性、溶接性を低下させるた
め、添加量を０．０１〜０．５％とする。Ｍｎは焼入れ
性を向上させ強度・靭性の確保のため０．３％以上必要
である。しかし、２．０％超では溶接性を低下させ、又
焼戻し感受性が増すので靭性が低下する。従って、添加
量を０．３〜２．０％とした。
成分を限定した理由について説明する。Ｃは強度確保の
上から必須元素であり、０．０２％未満であると他の合
金元素を増加しても必要な強度を確保できない。しか
し、０．２０％を超える添加量では高炭素マルテンサイ
ト組織となり低温靭性が低下する。従って、その添加量
を０．０２〜０．２０％とする。Ｓｉは焼入れ性のみで
なく製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、その量が
増えると母材靭性、ＨＡＺ靭性、溶接性を低下させるた
め、添加量を０．０１〜０．５％とする。Ｍｎは焼入れ
性を向上させ強度・靭性の確保のため０．３％以上必要
である。しかし、２．０％超では溶接性を低下させ、又
焼戻し感受性が増すので靭性が低下する。従って、添加
量を０．３〜２．０％とした。
【００１５】更に必要により以下に示す一種あるいは二
種以上の元素を含有することを特徴とする。Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ａｌ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔｉは全て強度
を向上させる元素として有効である。以下に、各元素の
強度とその他の効果に対する成分限定理由を述べる。ま
ずＣｕは強度を向上させる元素として有効であるが、
０．１％未満では強度の向上の効果は見られず、一方、
２．５％超では溶接時に熱間割れを生じやすくするた
め、その添加量を０．１〜２．５％以下とする。Ｎｉは
焼入れ性を高めて強度を上昇させる。この効果を得るに
はその添加量は０．１％以上必要であるが、１０％を超
えると溶接硬化性が増し溶接性の低下を招くことと、経
済性を損なう。そこでその添加量を０．１〜１０％とす
る。
種以上の元素を含有することを特徴とする。Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ａｌ，Ｂ，Ｎｂ，Ｔｉは全て強度
を向上させる元素として有効である。以下に、各元素の
強度とその他の効果に対する成分限定理由を述べる。ま
ずＣｕは強度を向上させる元素として有効であるが、
０．１％未満では強度の向上の効果は見られず、一方、
２．５％超では溶接時に熱間割れを生じやすくするた
め、その添加量を０．１〜２．５％以下とする。Ｎｉは
焼入れ性を高めて強度を上昇させる。この効果を得るに
はその添加量は０．１％以上必要であるが、１０％を超
えると溶接硬化性が増し溶接性の低下を招くことと、経
済性を損なう。そこでその添加量を０．１〜１０％とす
る。
【００１６】Ｃｒは焼入れ性を上げ強度を確保する上で
０．１％以上必要である。一方、３．０％を超えると炭
化物が異常に増加し靭性を低下させる。従って、その添
加量を０．１〜３．０％とする。Ｍｏは焼入れ性と強度
を向上させる他焼戻し脆性を防止する。又、未再結晶温
度域を拡大して低温圧延による細粒化効果を助長する。
これ等の効果は０．１％未満では十分に現れない。又、
１．５％を超えると粗大な炭化物を生成して靭性を低下
させる他ＨＡＺを著しく硬化させる。従って、その添加
量を０．１〜１．５％とする。
０．１％以上必要である。一方、３．０％を超えると炭
化物が異常に増加し靭性を低下させる。従って、その添
加量を０．１〜３．０％とする。Ｍｏは焼入れ性と強度
を向上させる他焼戻し脆性を防止する。又、未再結晶温
度域を拡大して低温圧延による細粒化効果を助長する。
これ等の効果は０．１％未満では十分に現れない。又、
１．５％を超えると粗大な炭化物を生成して靭性を低下
させる他ＨＡＺを著しく硬化させる。従って、その添加
量を０．１〜１．５％とする。
【００１７】Ｖは焼戻し時に炭・窒化物を生成して析出
硬化により強度を上昇させる。そのため０．００５％以
上の添加が必要であるが、０．０５％を超えるとＨＡＺ
靭性を低下させる。従って、その添加量を０．００５〜
０．０５％とする。Ａｌは焼入れ性を高めて強度を上昇
させたが、この効果を得るには添加量が０．０１％以上
必要である。又脱酸のために必要な元素であると同時
に、加熱時に窒化物を形成してオーステナイト粒を細粒
化する有用な元素であるが、０．０８％を超えると鋼中
にＡｌ2 Ｏ3 系のクラスターを多く生じ、溶接時の割れ
を生じるので、その量を０．０１〜０．０８％とする。
Ｂは微量添加において焼入れ性向上効果による強度・靭
性の向上、合金元素の低減を目的に積極的に添加する。
そのためには０．０００３％以上必要であるが０．００
２％を超えると靭性の低下をもたらす。従って、その添
加量を０．０００３〜０．００２％とする。
硬化により強度を上昇させる。そのため０．００５％以
上の添加が必要であるが、０．０５％を超えるとＨＡＺ
靭性を低下させる。従って、その添加量を０．００５〜
０．０５％とする。Ａｌは焼入れ性を高めて強度を上昇
させたが、この効果を得るには添加量が０．０１％以上
必要である。又脱酸のために必要な元素であると同時
に、加熱時に窒化物を形成してオーステナイト粒を細粒
化する有用な元素であるが、０．０８％を超えると鋼中
にＡｌ2 Ｏ3 系のクラスターを多く生じ、溶接時の割れ
を生じるので、その量を０．０１〜０．０８％とする。
Ｂは微量添加において焼入れ性向上効果による強度・靭
性の向上、合金元素の低減を目的に積極的に添加する。
そのためには０．０００３％以上必要であるが０．００
２％を超えると靭性の低下をもたらす。従って、その添
加量を０．０００３〜０．００２％とする。
【００１８】Ｎｂは０．００５％以上の添加でＭｏと同
じく未再結晶温度域を拡大して低温圧延による細粒化効
果を助長するほか焼戻し時に炭・窒化物を生成して強度
を上昇させる。しかし、０．０５％を超えるとＨＡＺ靭
性を低下させる。従って、その添加量を０．００５〜
０．０５％とする。Ｔｉは焼入れ性を高めて強度を上昇
させたが、この効果を得るには添加量が０．００５％以
上必要である。又オーステナイト粒及びＨＡＺ組織の粗
大化を防ぎ、母材及びＨＡＺ靭性の向上に有効な元素で
あるが、０．００５％未満ではその効果は小さく、０．
０３％を超える添加はＨＡＺ靭性だけでなく母材靭性ま
で低下させる。従って、その添加量を０．００５〜０．
０３％とする。上記成分の他に、不可避的不純物元素と
してＮ，Ｐ，Ｓ等は靭性を低下させる有害な元素である
からその量は少ない方が良く、好ましくはＮ≦０．０１
％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．００５％である。
じく未再結晶温度域を拡大して低温圧延による細粒化効
果を助長するほか焼戻し時に炭・窒化物を生成して強度
を上昇させる。しかし、０．０５％を超えるとＨＡＺ靭
性を低下させる。従って、その添加量を０．００５〜
０．０５％とする。Ｔｉは焼入れ性を高めて強度を上昇
させたが、この効果を得るには添加量が０．００５％以
上必要である。又オーステナイト粒及びＨＡＺ組織の粗
大化を防ぎ、母材及びＨＡＺ靭性の向上に有効な元素で
あるが、０．００５％未満ではその効果は小さく、０．
０３％を超える添加はＨＡＺ靭性だけでなく母材靭性ま
で低下させる。従って、その添加量を０．００５〜０．
０３％とする。上記成分の他に、不可避的不純物元素と
してＮ，Ｐ，Ｓ等は靭性を低下させる有害な元素である
からその量は少ない方が良く、好ましくはＮ≦０．０１
％、Ｐ≦０．０１％、Ｓ≦０．００５％である。
【００１９】以上が本発明の対象とする鋼片１の成分で
あるが、更に本発明においてこれ等の成分による焼入れ
臨界直径Ｄｉ(cal）が２５mm以上であることを骨子の一
つとしている。Ｄｉ(cal）とは丸棒をできるだけ早く水
冷した時に、中心まで焼きの入る（中心部５０％マルテ
ンサイト）最大直径の成分回帰計算式を表わすもので、
（mm）単位で示される。この場合Ｄｉ(cal）が２５mm未
満では、組織がフェライト・パーライトである５０kgf/
mm2 の強度が確保できない。又、上限は特に指定しない
が２５０mm超では板厚全てマルテンサイト組織となり、
冷間加工材には適さないためＤｉ(cal）は２５〜２５０
mmが好ましい。この場合、
あるが、更に本発明においてこれ等の成分による焼入れ
臨界直径Ｄｉ(cal）が２５mm以上であることを骨子の一
つとしている。Ｄｉ(cal）とは丸棒をできるだけ早く水
冷した時に、中心まで焼きの入る（中心部５０％マルテ
ンサイト）最大直径の成分回帰計算式を表わすもので、
（mm）単位で示される。この場合Ｄｉ(cal）が２５mm未
満では、組織がフェライト・パーライトである５０kgf/
mm2 の強度が確保できない。又、上限は特に指定しない
が２５０mm超では板厚全てマルテンサイト組織となり、
冷間加工材には適さないためＤｉ(cal）は２５〜２５０
mmが好ましい。この場合、
【数５】 であってこの式はＧｒｏｓｓｍａｎ氏が１９７９年９月
２５日、日刊工業新聞社初版発行の「焼入れ性」の３４
頁５行で提唱した式より導かれたものであり、Ｃ％と結
晶粒度（この場合Ｎγ＝８とした）から決まるＤｉ値
に、各種添加元素の影響力を、各元素の倍数に元素量
（重量％）をかけて求めたものである。
２５日、日刊工業新聞社初版発行の「焼入れ性」の３４
頁５行で提唱した式より導かれたものであり、Ｃ％と結
晶粒度（この場合Ｎγ＝８とした）から決まるＤｉ値
に、各種添加元素の影響力を、各元素の倍数に元素量
（重量％）をかけて求めたものである。
【００２０】次に本発明の最大の骨子である２枚の鋼片
１の間に、介在する鋼片２について説明する。本発明の
鋼片２は、焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が１５mm以上であ
り、かつ鋼片１より１５〜４０mm低く、鋼片１と同成分
範囲とすることを特徴とする。すなわち、本発明におい
ては冷間加工を実施する位置の鋼片２の焼入れ臨界直径
Ｄｉ(cal）を鋼片１より低め強度を低下させて冷間加工
性の上昇を図り、一方冷間加工による加工硬化を利用し
て全厚板を通して均一な強度を得るものである。
１の間に、介在する鋼片２について説明する。本発明の
鋼片２は、焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が１５mm以上であ
り、かつ鋼片１より１５〜４０mm低く、鋼片１と同成分
範囲とすることを特徴とする。すなわち、本発明におい
ては冷間加工を実施する位置の鋼片２の焼入れ臨界直径
Ｄｉ(cal）を鋼片１より低め強度を低下させて冷間加工
性の上昇を図り、一方冷間加工による加工硬化を利用し
て全厚板を通して均一な強度を得るものである。
【００２１】ここで、鋼片２は焼入れ臨界直径Ｄｉ(ca
l）が１５mm以上としないと冷間加工を与えても５０kgf
/mm2 の強度の確保ができない。又、鋼片１と同成分範
囲で鋼片１より１５mm以上低くしないと鋼片１より５％
以上の加工率の上昇が達成できず、一方、鋼片１より４
０mm以下の低さとするのは、８０kgf/mm2 で限界とされ
る１０％の冷間加工を与えても強度確保が困難となるた
めである。
l）が１５mm以上としないと冷間加工を与えても５０kgf
/mm2 の強度の確保ができない。又、鋼片１と同成分範
囲で鋼片１より１５mm以上低くしないと鋼片１より５％
以上の加工率の上昇が達成できず、一方、鋼片１より４
０mm以下の低さとするのは、８０kgf/mm2 で限界とされ
る１０％の冷間加工を与えても強度確保が困難となるた
めである。
【００２２】又鋼片２でＭｎが０．６％以下の場合には
加工性は優れるが熱間圧延時に微小なキズが発生してし
まう。この微小なキズは冷間加工時に割れ発生を引き起
こすため、キズ発生防止のための何らかの対策が必要で
ある。この対策としては、研削によって除去する方法と
Ｃａを添加する方法の２通りがある。このうち、Ｃａ添
加は、Ｃａが不純物として鋼中に存在するＳと結びつく
ことによって微小なキズの発生を防ぐ汞化がある。Ｃａ
を０．０００５％以上添加しないと防止効果は現れず、
その量が多すぎると鋼中にＣａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系の介在
物が多く生じて溶接時に割れの問題を生じる。従って、
Ｍｎ添加量が０．６％以下の場合、その添加量を０．０
００５〜０．０１％とする。なお、望ましい範囲として
は０．００２〜０．００４％である。
加工性は優れるが熱間圧延時に微小なキズが発生してし
まう。この微小なキズは冷間加工時に割れ発生を引き起
こすため、キズ発生防止のための何らかの対策が必要で
ある。この対策としては、研削によって除去する方法と
Ｃａを添加する方法の２通りがある。このうち、Ｃａ添
加は、Ｃａが不純物として鋼中に存在するＳと結びつく
ことによって微小なキズの発生を防ぐ汞化がある。Ｃａ
を０．０００５％以上添加しないと防止効果は現れず、
その量が多すぎると鋼中にＣａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ系の介在
物が多く生じて溶接時に割れの問題を生じる。従って、
Ｍｎ添加量が０．６％以下の場合、その添加量を０．０
００５〜０．０１％とする。なお、望ましい範囲として
は０．００２〜０．００４％である。
【００２３】次に、製造方法は鋼片１と同成分範囲の鋼
片２を鋳造あるいは溶接した後９００℃以上で加熱し、
仕上げ温度７００℃以上で所定の厚さに圧延することを
特徴とする。まず接合方法は鋼片１の間に鋼片２を鋳造
あるいは溶接によって一体にするもので、その場合、鋼
片１と鋼片２の面積率は、厚板に圧延された鋼片２で加
工が実施される幅によって種々選定する。
片２を鋳造あるいは溶接した後９００℃以上で加熱し、
仕上げ温度７００℃以上で所定の厚さに圧延することを
特徴とする。まず接合方法は鋼片１の間に鋼片２を鋳造
あるいは溶接によって一体にするもので、その場合、鋼
片１と鋼片２の面積率は、厚板に圧延された鋼片２で加
工が実施される幅によって種々選定する。
【００２４】加熱温度を９００℃以上とするのは９００
℃未満では、焼入れ性の低下やＣｕ，Ｎｂ等の析出元素
の溶体化が不十分となり、強度が低下するためである。
加熱温度の上限は特に制限しないが、１２００℃を超え
るとγ粒の粗大化をきたし、母材靭性が低下する。そこ
で加熱温度は９００〜１２００℃が望ましい。
℃未満では、焼入れ性の低下やＣｕ，Ｎｂ等の析出元素
の溶体化が不十分となり、強度が低下するためである。
加熱温度の上限は特に制限しないが、１２００℃を超え
るとγ粒の粗大化をきたし、母材靭性が低下する。そこ
で加熱温度は９００〜１２００℃が望ましい。
【００２５】仕上げ温度７００℃以上で圧延し水冷する
のは、７００℃未満では圧延時の変形抵抗が増大し、圧
延が困難となるためであり、又水冷しないと５０kgf/mm
2 の強度確保が困難で、更に２５μｍ以上と粒の大きい
フェライトとアッパーベイナイトの混合組織となり、靭
性が低下するためである。
のは、７００℃未満では圧延時の変形抵抗が増大し、圧
延が困難となるためであり、又水冷しないと５０kgf/mm
2 の強度確保が困難で、更に２５μｍ以上と粒の大きい
フェライトとアッパーベイナイトの混合組織となり、靭
性が低下するためである。
【００２６】
【実施例】表１の組成を有する鋼を溶製して得た板厚１
２０mm、幅３００mm、長さ６００mmの鋼片１の間に、表
２の組成を有する鋼を図２（１）に示すように鋼片２と
して鋳造した後、表３に示す種々の条件で、図２（２）
のように加熱後圧延して４０mmとした。圧延後の鋼片１
及び鋼片２、更に、８０kgf/mm2 で限界とされる１０％
の冷間加工を鋼片２に与えた板厚１／４ｔ部についての
引張強度を調査した。その結果を表４に示す。なお、試
験No．７にのみ水冷後表面を研削した後冷間加工を施
し、他は表面研削を行わなかった。
２０mm、幅３００mm、長さ６００mmの鋼片１の間に、表
２の組成を有する鋼を図２（１）に示すように鋼片２と
して鋳造した後、表３に示す種々の条件で、図２（２）
のように加熱後圧延して４０mmとした。圧延後の鋼片１
及び鋼片２、更に、８０kgf/mm2 で限界とされる１０％
の冷間加工を鋼片２に与えた板厚１／４ｔ部についての
引張強度を調査した。その結果を表４に示す。なお、試
験No．７にのみ水冷後表面を研削した後冷間加工を施
し、他は表面研削を行わなかった。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】本発明では５kgf/mm2 の強度低下で５〜１
０％加工性が上昇する。そこで、加工性５％上昇のため
の鋼片１と鋼片２における強度差（以下ΔＴｓ略記；Δ
Ｔｓ＝引張強さ（（鋼片１）−引張強さ（鋼片２））を
５kgf/mm2 以上、鋼片１及び鋼片２の強度を５０kgf/mm
2 以上、更に鋼片２における加工後の強度が鋼片１と同
等あるいはそれ以上であることを目標とした。
０％加工性が上昇する。そこで、加工性５％上昇のため
の鋼片１と鋼片２における強度差（以下ΔＴｓ略記；Δ
Ｔｓ＝引張強さ（（鋼片１）−引張強さ（鋼片２））を
５kgf/mm2 以上、鋼片１及び鋼片２の強度を５０kgf/mm
2 以上、更に鋼片２における加工後の強度が鋼片１と同
等あるいはそれ以上であることを目標とした。
【００３２】まず、比較法の結果は以下の通りである。
No．８，９は鋼片２の焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が鋼片
１に対して１５〜４０mm低い範囲にないため、No．８で
は鋼片２における加工後の強度が鋼片１より低い。一
方、No．９ではΔＴｓが目標を満足しないため、本発明
で目標とする鋼片２の鋼片１に対する５％の加工性の向
上が望めない。No．１０，１１，１２は製造条件が本発
明に適合していないためNo．１０，１２では５０kgf/mm
2 の強度が達成できず、No．１１では圧延が不良となっ
ている。No．１３，１４は成分は本発明に適合していな
いため、No．１３では加工後の強度が、No．１４では鋼
片１の強度がそれぞれ５０kgf/mm2 を達成できない。
No．８，９は鋼片２の焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が鋼片
１に対して１５〜４０mm低い範囲にないため、No．８で
は鋼片２における加工後の強度が鋼片１より低い。一
方、No．９ではΔＴｓが目標を満足しないため、本発明
で目標とする鋼片２の鋼片１に対する５％の加工性の向
上が望めない。No．１０，１１，１２は製造条件が本発
明に適合していないためNo．１０，１２では５０kgf/mm
2 の強度が達成できず、No．１１では圧延が不良となっ
ている。No．１３，１４は成分は本発明に適合していな
いため、No．１３では加工後の強度が、No．１４では鋼
片１の強度がそれぞれ５０kgf/mm2 を達成できない。
【００３３】No．１５では鋼片２のＭｎが０．４５％で
あるにもかかわらずＣａを添加せず、又、表裏を研削も
していないために、曲げ加工性には優れるものの圧延時
に微小な割れが発生して、１０％曲げ加工時に割れが発
生している。本発明No．１〜６ではΔＴｓは５kgf/mm2
以上であり、鋼片１及び鋼片２の強度は５０kgf/mm2以
上、更に鋼片２における加工後の強度は鋼片１と同等あ
るいはそれ以上となっている。又、No．７ではＭｎが
０．４５％でＣａを添加していないが、水冷後表面を研
削したため、１０％曲げ加工性が得られている。
あるにもかかわらずＣａを添加せず、又、表裏を研削も
していないために、曲げ加工性には優れるものの圧延時
に微小な割れが発生して、１０％曲げ加工時に割れが発
生している。本発明No．１〜６ではΔＴｓは５kgf/mm2
以上であり、鋼片１及び鋼片２の強度は５０kgf/mm2以
上、更に鋼片２における加工後の強度は鋼片１と同等あ
るいはそれ以上となっている。又、No．７ではＭｎが
０．４５％でＣａを添加していないが、水冷後表面を研
削したため、１０％曲げ加工性が得られている。
【００３４】
【発明の効果】本発明による組成範囲及び製造法によ
り、従来の高張力鋼に比べ、５〜１０％冷間加工性の優
れた高強度鋼の製造が可能となった。又、建築用冷間成
形角型鋼管のように加工部が溶接されるような場合、合
金成分の低下が図られているため溶接性にも有利となっ
た。
り、従来の高張力鋼に比べ、５〜１０％冷間加工性の優
れた高強度鋼の製造が可能となった。又、建築用冷間成
形角型鋼管のように加工部が溶接されるような場合、合
金成分の低下が図られているため溶接性にも有利となっ
た。
【図１】板厚４０mmの従来高張力鋼を用いて、引張強度
と冷間曲げ加工による割れ発生限界の関係を求めた図
表。
と冷間曲げ加工による割れ発生限界の関係を求めた図
表。
【図２】本発明の製造工程を示し（１）は接合方法の断
面図、（２）は加熱圧延後の断面図。
面図、（２）は加熱圧延後の断面図。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量比にて、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 残部が鉄及び不可避的不純物からなり、これ等の成分に
よる焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が２５mm以上である鋼片
１の間に、重量比にて、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．６超〜２．０％、 残部が鉄及び不可避的不純物からなり、焼入れ臨界直径
Ｄｉ(cal）が１５mm以上でかつ鋼片１より１５〜４０mm
低い鋼片２を鋳造あるいは溶接した後９００℃以上で加
熱し、仕上げ温度７００℃以上で圧延後水冷することを
特徴とする、冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法。 【数１】 - 【請求項２】 重量比にて、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 残部が鉄及び不可避的不純物からなり、これ等の成分に
よる焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が２５mm以上である鋼片
１の間に、重量比にて、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜０．６％、 Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 残部が鉄及び不可避的不純物からなり、焼入れ臨界直径
Ｄｉ(cal）が１５mm以上でかつ鋼片１より１５〜４０mm
低い鋼片２を鋳造あるいは溶接した後９００℃以上で加
熱し、仕上げ温度７００℃以上で圧延後水冷することを
特徴とする、冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法。 【数２】 - 【請求項３】 重量比にて、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 残部が鉄及び不可避的不純物からなり、これ等の成分に
よる焼入れ臨界直径Ｄｉ(cal）が２５mm以上である鋼片
１の間に、重量比にて、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜０．６％、 残部が鉄及び不可避的不純物からなり、焼入れ臨界直径
Ｄｉ(cal）が１５mm以上でかつ鋼片１より１５〜４０mm
低い鋼片２を鋳造あるいは溶接した後９００℃以上で加
熱し、仕上げ温度７００℃以上で圧延後水冷し、表面を
研削することを特徴とする、冷間加工性に優れた高張力
鋼の製造方法。 【数３】 - 【請求項４】 鋼片１に、 Ｃｕ：０．１〜２．５％、 Ｎｉ：０．１〜１０．０％、 Ｃｒ：０．１〜３．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．５％、 Ｖ ：０．００５〜０．０５％、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ を一種あるいは二種以上含有することを特徴とする請求
項１ないし３何れかに記載の冷間加工性に優れた高張力
鋼の製造方法。 - 【請求項５】 鋼片２に、 Ｃｕ：０．１〜２．５％、 Ｎｉ：０．１〜１０．０％、 Ｃｒ：０．１〜３．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．５％、 Ｖ ：０．００５〜０．０５％、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ を一種あるいは二種以上含有することを特徴とする請求
項１ないし４何れかに記載の冷間加工性に優れた高張力
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6832894A JPH07150236A (ja) | 1993-10-07 | 1994-04-06 | 冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5-251936 | 1993-10-07 | ||
| JP25193693 | 1993-10-07 | ||
| JP6832894A JPH07150236A (ja) | 1993-10-07 | 1994-04-06 | 冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07150236A true JPH07150236A (ja) | 1995-06-13 |
Family
ID=26409549
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6832894A Pending JPH07150236A (ja) | 1993-10-07 | 1994-04-06 | 冷間加工性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07150236A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113913696A (zh) * | 2021-10-13 | 2022-01-11 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种420MPa级高层建筑用钢板及其生产方法 |
-
1994
- 1994-04-06 JP JP6832894A patent/JPH07150236A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113913696A (zh) * | 2021-10-13 | 2022-01-11 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种420MPa级高层建筑用钢板及其生产方法 |
| CN113913696B (zh) * | 2021-10-13 | 2022-11-25 | 新余钢铁股份有限公司 | 一种420MPa级高层建筑用钢板及其生产方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030819 |