JPH07207335A - 溶接性に優れた一様伸びの大きい高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接性に優れた一様伸びの大きい高張力鋼の製造法Info
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- JPH07207335A JPH07207335A JP161394A JP161394A JPH07207335A JP H07207335 A JPH07207335 A JP H07207335A JP 161394 A JP161394 A JP 161394A JP 161394 A JP161394 A JP 161394A JP H07207335 A JPH07207335 A JP H07207335A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 主として建築・土木分野での鋼構造物に使用
される溶接性に優れ、かつ一様伸びの大きい高張力鋼
板。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０、Ｓｉ：
０．６以下、Ｍｎ：０．８〜１．５、Ｐ：０．０２以
下、Ｓ：０．００８以下、Ｃｕ：０．８５〜１．８、Ｎ
ｉ：０．３〜２．０、Ｍｏ：０．３〜０．７、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５、Ｖ：０．０２〜０．０８、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３、Ａｌ：０．１０以下、Ｎ：
０．０１以下、Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃ
ｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／
１０＋５Ｂが０．２８以下、残部が鉄および不可避的不
純物からなる実質的にＢを含有しない鋼片を８００〜１
０００℃に加熱した後、圧下比が２以上で圧延を行い、
６５０〜８００℃で圧延を終了した後、その後７００〜
８５０℃に再加熱して、その後空冷し、その後、必要に
応じて４００〜６５０℃に加熱し、以後空冷する、溶接
性に優れた一様伸びの大きい高張力鋼の製造法。
される溶接性に優れ、かつ一様伸びの大きい高張力鋼
板。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０、Ｓｉ：
０．６以下、Ｍｎ：０．８〜１．５、Ｐ：０．０２以
下、Ｓ：０．００８以下、Ｃｕ：０．８５〜１．８、Ｎ
ｉ：０．３〜２．０、Ｍｏ：０．３〜０．７、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５、Ｖ：０．０２〜０．０８、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０３、Ａｌ：０．１０以下、Ｎ：
０．０１以下、Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃ
ｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／
１０＋５Ｂが０．２８以下、残部が鉄および不可避的不
純物からなる実質的にＢを含有しない鋼片を８００〜１
０００℃に加熱した後、圧下比が２以上で圧延を行い、
６５０〜８００℃で圧延を終了した後、その後７００〜
８５０℃に再加熱して、その後空冷し、その後、必要に
応じて４００〜６５０℃に加熱し、以後空冷する、溶接
性に優れた一様伸びの大きい高張力鋼の製造法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は７０kgf/mm2 以上の引張
強さを有し、溶接性に優れ、かつ塑性変形能（一様伸び
が大きい）に優れた高張力鋼の製造法に関するものであ
る。この方法で製造した鋼は建築・土木などの鋼構造物
に用いることができる。
強さを有し、溶接性に優れ、かつ塑性変形能（一様伸び
が大きい）に優れた高張力鋼の製造法に関するものであ
る。この方法で製造した鋼は建築・土木などの鋼構造物
に用いることができる。
【０００２】
【従来の技術】近年、建築用構造物に使用される鋼材
（鋼板、鋼管あるいは形鋼ほか）をはじめとする構造用
綱材において、構造物の大型化あるいはこれに伴う省エ
ネルギー化から高張力鋼を適用することによる構造物の
軽量化が進みつつある。従来の６０kgf/mm2 級超の高張
力鋼のほとんどはＢ添加鋼を焼入焼戻し処理して製造し
ていた。しかし、Ｂ添加高張力鋼は溶接性が６０kgf/mm
2 級鋼に比較して著しく劣っていた。このため、溶接施
工時には溶接割れ防止のため２００℃程度の予熱（溶接
時に鋼板の温度を一定の温度に保つ）が必要とされ、施
工能率の著しい低下を招いていた。この問題点に対し
て、特開平２−１２９３１７号、同４−３１４８２５
号、同４−３３３５１６号公報などのＢ無添加８０kgf/
mm2 級鋼などが開示されている。
（鋼板、鋼管あるいは形鋼ほか）をはじめとする構造用
綱材において、構造物の大型化あるいはこれに伴う省エ
ネルギー化から高張力鋼を適用することによる構造物の
軽量化が進みつつある。従来の６０kgf/mm2 級超の高張
力鋼のほとんどはＢ添加鋼を焼入焼戻し処理して製造し
ていた。しかし、Ｂ添加高張力鋼は溶接性が６０kgf/mm
2 級鋼に比較して著しく劣っていた。このため、溶接施
工時には溶接割れ防止のため２００℃程度の予熱（溶接
時に鋼板の温度を一定の温度に保つ）が必要とされ、施
工能率の著しい低下を招いていた。この問題点に対し
て、特開平２−１２９３１７号、同４−３１４８２５
号、同４−３３３５１６号公報などのＢ無添加８０kgf/
mm2 級鋼などが開示されている。
【０００３】一方、建築構造物に対する耐震設計法の適
用に伴い、耐震性の観点から低降伏比の高張力鋼が要求
されるようになっている。さらに最近では、特に高張力
鋼において一様伸びの大きい鋼材が塑性変形能の観点か
ら極めて重要となっている。低降伏比高張力鋼の製造法
としては、たとえば特開昭５５−４１９２７号あるいは
特開昭５５−９７４２５号などが提案されている。前者
の特開昭５５−４１９２７号は制御圧延・制御冷却法の
組合せを利用した方法であり、後者の特開昭５５−９７
４２５号はいわゆる調質処理（ＱＴ）型によるものであ
る。いずれの場合も６０kgf/mm2 級鋼としては良好な低
降伏比を有するが、７０kgf/mm2 以上の高張力鋼として
は十分な低降伏比（降伏比７０％未満）が得られない。
また一様伸びも８〜１２％程度と極めて小さい。この問
題点に対して、本発明者の一部は特開平４−３１４８２
４号に示すような溶接性の優れた低降伏比７０kgf/mm2
級高張力鋼の製造法を示した。しかしながらこの場合に
は低降伏比ではあるが、実際の一様伸びは８〜１２％程
度と小さい。いずれにせよ、溶接性が良好で８０％未満
の低降伏比と１５％超の一様伸びを有する７０kgf/mm2
以上の高張力鋼を製造する技術は現在まで存在していな
い。
用に伴い、耐震性の観点から低降伏比の高張力鋼が要求
されるようになっている。さらに最近では、特に高張力
鋼において一様伸びの大きい鋼材が塑性変形能の観点か
ら極めて重要となっている。低降伏比高張力鋼の製造法
としては、たとえば特開昭５５−４１９２７号あるいは
特開昭５５−９７４２５号などが提案されている。前者
の特開昭５５−４１９２７号は制御圧延・制御冷却法の
組合せを利用した方法であり、後者の特開昭５５−９７
４２５号はいわゆる調質処理（ＱＴ）型によるものであ
る。いずれの場合も６０kgf/mm2 級鋼としては良好な低
降伏比を有するが、７０kgf/mm2 以上の高張力鋼として
は十分な低降伏比（降伏比７０％未満）が得られない。
また一様伸びも８〜１２％程度と極めて小さい。この問
題点に対して、本発明者の一部は特開平４−３１４８２
４号に示すような溶接性の優れた低降伏比７０kgf/mm2
級高張力鋼の製造法を示した。しかしながらこの場合に
は低降伏比ではあるが、実際の一様伸びは８〜１２％程
度と小さい。いずれにせよ、溶接性が良好で８０％未満
の低降伏比と１５％超の一様伸びを有する７０kgf/mm2
以上の高張力鋼を製造する技術は現在まで存在していな
い。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、この
ような従来法の問題点を解決し、最適な成分並びに製造
条件を明らかにすることにより、溶接性が良好で一様伸
びが大きい高張力鋼（７０kgf/mm2 以上）の製造法を提
供するものである。
ような従来法の問題点を解決し、最適な成分並びに製造
条件を明らかにすることにより、溶接性が良好で一様伸
びが大きい高張力鋼（７０kgf/mm2 以上）の製造法を提
供するものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：
０．００８％以下、Ｃｕ：０．８５〜１．８％、Ｎｉ：
０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．１０％以
下、Ｎ：０．０１％以下、さらには必要に応じて、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．４％、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５０％の一種または二種を含有し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ
／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／
２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％
以下、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的に
Ｂを含有しない鋼片を８００℃以上１０００℃以下の温
度範囲に加熱した後、圧下比が２以上で圧延を行ない、
６５０℃以上８００℃以下の温度範囲で圧延を終了した
後、その後７００〜８５０℃に再加熱して、その後空冷
し、その後、必要に応じて４００℃以上６５０℃以下の
温度に加熱し、以後空冷することである。
で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：
０．００８％以下、Ｃｕ：０．８５〜１．８％、Ｎｉ：
０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｎｂ：
０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．１０％以
下、Ｎ：０．０１％以下、さらには必要に応じて、Ｃ
ｒ：０．０５〜０．４％、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５０％の一種または二種を含有し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ
／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／
２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％
以下、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的に
Ｂを含有しない鋼片を８００℃以上１０００℃以下の温
度範囲に加熱した後、圧下比が２以上で圧延を行ない、
６５０℃以上８００℃以下の温度範囲で圧延を終了した
後、その後７００〜８５０℃に再加熱して、その後空冷
し、その後、必要に応じて４００℃以上６５０℃以下の
温度に加熱し、以後空冷することである。
【０００６】
【作用】一般に強度が上昇するほど溶接性が劣化し、鋼
材の一様伸びは小さくなることが知られている。すなわ
ち、強度が高くなればなるほど、溶接性および塑性変形
能が劣化するために建築・土木などの鋼構造物への適用
は難しかった。そこで溶接性に優れ、塑性変形能に優れ
た７０kgf/mm2 以上の強度を有する鋼を製造するために
最適成分、圧延条件について鋭意検討し本発明に至っ
た。本発明においては、７０kgf/mm2 以上の高張力鋼と
して、その母材強度・靭性を確保するとともに、ＨＡＺ
の最高硬さ３３０Ｈｖ以下で、８０％未満の低降伏比、
１５％以上の一様伸びを達成するための必要条件として
の成分、圧延条件を明らかにした。
材の一様伸びは小さくなることが知られている。すなわ
ち、強度が高くなればなるほど、溶接性および塑性変形
能が劣化するために建築・土木などの鋼構造物への適用
は難しかった。そこで溶接性に優れ、塑性変形能に優れ
た７０kgf/mm2 以上の強度を有する鋼を製造するために
最適成分、圧延条件について鋭意検討し本発明に至っ
た。本発明においては、７０kgf/mm2 以上の高張力鋼と
して、その母材強度・靭性を確保するとともに、ＨＡＺ
の最高硬さ３３０Ｈｖ以下で、８０％未満の低降伏比、
１５％以上の一様伸びを達成するための必要条件として
の成分、圧延条件を明らかにした。
【０００７】本発明では、１）良溶接性確保のためＣ量
を低減させ、かつＢは無添加として、鋼成分のＰｃｍ値
を０．２８％以下に抑制する。２）母材強度および一様
伸びの確保のために、一定量のＣｕ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏを
含有させた鋼を低温域に加熱し、その後適正な圧延を行
ない、組織を微細フェライト−マルテンサイト化させ
る。３）一様伸び確保のためにオーステナイト−フェラ
イト２相共存域へ再加熱後、空冷することにより高強度
でかつ一様伸びの大きい鋼板を得ることにある。
を低減させ、かつＢは無添加として、鋼成分のＰｃｍ値
を０．２８％以下に抑制する。２）母材強度および一様
伸びの確保のために、一定量のＣｕ，Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏを
含有させた鋼を低温域に加熱し、その後適正な圧延を行
ない、組織を微細フェライト−マルテンサイト化させ
る。３）一様伸び確保のためにオーステナイト−フェラ
イト２相共存域へ再加熱後、空冷することにより高強度
でかつ一様伸びの大きい鋼板を得ることにある。
【０００８】以下本発明について説明する。良溶接性を
確保するためにはＢ無添加とＣ量の低減が極めて重要で
ある。これに加えて成分元素の合計がＰｃｍで０．２８
％以下とする必要がある。この限定範囲であれば、通常
の溶接条件では溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬化が少な
く、溶接施工時の予熱の軽減が可能である。また、かか
る低ＣでＢ無添加の状況において、母材強度を確保する
ためには、まず組織をフェライト−マルテンサイトの２
相組織とする必要がある。
確保するためにはＢ無添加とＣ量の低減が極めて重要で
ある。これに加えて成分元素の合計がＰｃｍで０．２８
％以下とする必要がある。この限定範囲であれば、通常
の溶接条件では溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬化が少な
く、溶接施工時の予熱の軽減が可能である。また、かか
る低ＣでＢ無添加の状況において、母材強度を確保する
ためには、まず組織をフェライト−マルテンサイトの２
相組織とする必要がある。
【０００９】ＭｏとＮｂを含有させることにより、オー
ステナイト未再結晶効果は著しく促進され、初期オース
テナイト粒を微細化させるためにスラブ再加熱温度を低
くした場合でも、オーステナイトの未再結晶化とそれに
基づくフェライトの微細化に極めて有効である。さらに
Ｍｏは延伸化した未再結晶オーステナイトからの変態時
に、微細なフェライトの生成に引き続いて、微細なマル
テンサイトを生成させ、組織をフェライト−マルテンサ
イトの２相組織化させるのに有効である。この微細マル
テンサイト内部の転位密度は非常に高く、高強度化が容
易に達成できる。そして微細なフェライトの生成により
大きな一様伸びも確保できる。
ステナイト未再結晶効果は著しく促進され、初期オース
テナイト粒を微細化させるためにスラブ再加熱温度を低
くした場合でも、オーステナイトの未再結晶化とそれに
基づくフェライトの微細化に極めて有効である。さらに
Ｍｏは延伸化した未再結晶オーステナイトからの変態時
に、微細なフェライトの生成に引き続いて、微細なマル
テンサイトを生成させ、組織をフェライト−マルテンサ
イトの２相組織化させるのに有効である。この微細マル
テンサイト内部の転位密度は非常に高く、高強度化が容
易に達成できる。そして微細なフェライトの生成により
大きな一様伸びも確保できる。
【００１０】これらの効果を生じせしめるためには、Ｍ
ｏ量は０．３〜０．７％とする必要がある。０．３％未
満では効果が薄く、０．７％以上の添加は溶接性に好ま
しくないために上限を０．７％とした。またＮｂ量は
０．００５〜０．０５％とする必要がある。０．００５
％未満では効果が薄く、０．０５％以上の添加は溶接性
に好ましくないために上限を０．０５％とした。
ｏ量は０．３〜０．７％とする必要がある。０．３％未
満では効果が薄く、０．７％以上の添加は溶接性に好ま
しくないために上限を０．７％とした。またＮｂ量は
０．００５〜０．０５％とする必要がある。０．００５
％未満では効果が薄く、０．０５％以上の添加は溶接性
に好ましくないために上限を０．０５％とした。
【００１１】Ｃｕ，Ｖは析出硬化元素として知られてい
るが、これらはスラブの再加熱温度が低温の場合でも固
溶しやすく、強度の上昇に有効である。この効果を生じ
せしめるためには、Ｃｕ量は０．８５〜１．８％とする
必要がある。０．８５％未満では強度上昇の効果が薄
く、１．８％以上の添加はＨＡＺ靭性を損なうので上限
を１．８％とした。またＶ量は０．０２〜０．０８％と
する必要がある。０．０２％未満では効果が薄く、０．
０８％以上の添加はＨＡＺ靭性を損なうので上限を０．
０８％とした。
るが、これらはスラブの再加熱温度が低温の場合でも固
溶しやすく、強度の上昇に有効である。この効果を生じ
せしめるためには、Ｃｕ量は０．８５〜１．８％とする
必要がある。０．８５％未満では強度上昇の効果が薄
く、１．８％以上の添加はＨＡＺ靭性を損なうので上限
を１．８％とした。またＶ量は０．０２〜０．０８％と
する必要がある。０．０２％未満では効果が薄く、０．
０８％以上の添加はＨＡＺ靭性を損なうので上限を０．
０８％とした。
【００１２】Ｍｏ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｖの量だけでなく加
熱、圧延条件もまた重要である。スラブの再加熱温度は
８００〜１０００℃にする必要がある。これは加熱時の
初期オーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織を微細化
するためである。さらに初期オーステナイト粒が小さい
ほど微細フェライト−マルテンサイトの２相組織化が起
こりやすいからである。１０００℃は加熱時のオーステ
ナイト粒が粗大化しない上限温度である。一方、加熱温
度が低すぎると、添加合金元素が十分に溶体化されず、
所定の材質が得られない。また鋼片を均一に加熱するた
めに長時間加熱する必要が生じること、さらには圧延時
の変形抵抗が大きくなることから、エネルギーコストが
増大し好ましくない。このために下限を８００℃とする
必要がある。
熱、圧延条件もまた重要である。スラブの再加熱温度は
８００〜１０００℃にする必要がある。これは加熱時の
初期オーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織を微細化
するためである。さらに初期オーステナイト粒が小さい
ほど微細フェライト−マルテンサイトの２相組織化が起
こりやすいからである。１０００℃は加熱時のオーステ
ナイト粒が粗大化しない上限温度である。一方、加熱温
度が低すぎると、添加合金元素が十分に溶体化されず、
所定の材質が得られない。また鋼片を均一に加熱するた
めに長時間加熱する必要が生じること、さらには圧延時
の変形抵抗が大きくなることから、エネルギーコストが
増大し好ましくない。このために下限を８００℃とする
必要がある。
【００１３】しかしながら、加熱温度を上記のように低
く制限しても圧延条件が不適当であると、良好な材質を
得ることができないため、圧下比が２以上で圧延を行な
う必要がある。これは低温加熱に未再結晶温度域での十
分な圧延を加えることによってオーステナイト粒の細粒
化、延伸化を徹底し、さらにフェライト−マルテンサイ
トの２相組織化を図るためである。圧下比が２未満の場
合には、十分なフェライト−マルテンサイトの２相組織
化が達成されない。さらに、圧延終了温度は６５０℃以
上８００℃以下とする必要がある。８００℃を超える温
度で圧延終了した場合、組織の微細化、２相組織化が十
分に行なわれず、良好な強度、靭性および大きな一様伸
びが得られないからである。
く制限しても圧延条件が不適当であると、良好な材質を
得ることができないため、圧下比が２以上で圧延を行な
う必要がある。これは低温加熱に未再結晶温度域での十
分な圧延を加えることによってオーステナイト粒の細粒
化、延伸化を徹底し、さらにフェライト−マルテンサイ
トの２相組織化を図るためである。圧下比が２未満の場
合には、十分なフェライト−マルテンサイトの２相組織
化が達成されない。さらに、圧延終了温度は６５０℃以
上８００℃以下とする必要がある。８００℃を超える温
度で圧延終了した場合、組織の微細化、２相組織化が十
分に行なわれず、良好な強度、靭性および大きな一様伸
びが得られないからである。
【００１４】なお、圧延後の冷却は、圧延後空冷する方
法と、圧延後、冷却速度５〜４０℃／秒で５５０℃以
下、任意の温度まで加速冷却、その後空冷する方法があ
り、要求される板厚、強度レベルおよびコストなどの面
からどちらかを選択できる。特に厚手で高強度かつ高靭
性が要求される場合には圧延後、冷却速度５〜４０℃／
秒で５５０℃以下、任意の温度まで加速冷却、その後空
冷することが望ましい。冷却速度を５〜４０℃／秒とす
る理由は、５℃／秒未満では微細なマルテンサイト組織
が生成しにくく、強度向上が望めないためであり、また
４０℃／秒超では、粗大かつ多量のマルテンサイトが生
成し、延靭性を劣化させるからである。
法と、圧延後、冷却速度５〜４０℃／秒で５５０℃以
下、任意の温度まで加速冷却、その後空冷する方法があ
り、要求される板厚、強度レベルおよびコストなどの面
からどちらかを選択できる。特に厚手で高強度かつ高靭
性が要求される場合には圧延後、冷却速度５〜４０℃／
秒で５５０℃以下、任意の温度まで加速冷却、その後空
冷することが望ましい。冷却速度を５〜４０℃／秒とす
る理由は、５℃／秒未満では微細なマルテンサイト組織
が生成しにくく、強度向上が望めないためであり、また
４０℃／秒超では、粗大かつ多量のマルテンサイトが生
成し、延靭性を劣化させるからである。
【００１５】冷却停止温度を５５０℃以下の任意の温度
と指定したのは、余りにも低温で冷却してしまうと脱水
素効果や十分な析出硬化が得られないためである。この
場合、３５０〜５５０℃前後で冷却をやめ、空冷するこ
とが望ましい。しかし、冷却停止温度が５５０℃を超え
ると十分な強度上昇が望めない。
と指定したのは、余りにも低温で冷却してしまうと脱水
素効果や十分な析出硬化が得られないためである。この
場合、３５０〜５５０℃前後で冷却をやめ、空冷するこ
とが望ましい。しかし、冷却停止温度が５５０℃を超え
ると十分な強度上昇が望めない。
【００１６】さらに大きな一様伸びを得るために、オー
ステナイト−フェライトの２相共存域に加熱した後、空
冷する必要がある。これはフェライトからオーステナイ
トへのＣの濃化を促進させ、極めてＣ量の少ないフェラ
イトを生成させるためである。しかしながら、再加熱温
度が適切でなければ目的を達成することはできない。加
熱温度が８５０℃を超えるとフェライト相の割合が少な
くなり、一様伸びの改善効果が期待できない。また７０
０℃未満の加熱温度では、フェライトからオーステナイ
トへのＣの濃化が促進されず、一様伸びの改善効果が期
待できない。
ステナイト−フェライトの２相共存域に加熱した後、空
冷する必要がある。これはフェライトからオーステナイ
トへのＣの濃化を促進させ、極めてＣ量の少ないフェラ
イトを生成させるためである。しかしながら、再加熱温
度が適切でなければ目的を達成することはできない。加
熱温度が８５０℃を超えるとフェライト相の割合が少な
くなり、一様伸びの改善効果が期待できない。また７０
０℃未満の加熱温度では、フェライトからオーステナイ
トへのＣの濃化が促進されず、一様伸びの改善効果が期
待できない。
【００１７】その後、必要に応じて引続き４００℃以上
６５０℃以下の温度で焼戻処理する。これはマルテンサ
イトを分解し安定な炭化物として靭性を改善するためで
ある。４００℃未満では焼戻が不十分であり、６５０℃
超では強度の低下を生じる。このため、焼戻温度を４０
０℃以上６５０℃以下とした。なお、本発明において厚
鋼板とは板厚６mm以上の鋼板を示す。
６５０℃以下の温度で焼戻処理する。これはマルテンサ
イトを分解し安定な炭化物として靭性を改善するためで
ある。４００℃未満では焼戻が不十分であり、６５０℃
超では強度の低下を生じる。このため、焼戻温度を４０
０℃以上６５０℃以下とした。なお、本発明において厚
鋼板とは板厚６mm以上の鋼板を示す。
【００１８】次にその他の成分の限定理由について述べ
る。Ｃは必要な引張強度を得るために０．０４％以上の
添加が必要である。しかしながら、Ｃの過度の添加は溶
接性の劣化をもたらすことから、その上限を０．１０％
とする。Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、その
過剰添加は溶接性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を阻害
する。従って、その上限を０．６％以下とすることが必
要である。Ｍｎは、強度、靭性並びに焼入性を確保する
上で有用な元素であり、０．８％以上の添加が必要であ
る。しかしＭｎ量が多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性の劣
化を招くためその上限を１．５％とする。
る。Ｃは必要な引張強度を得るために０．０４％以上の
添加が必要である。しかしながら、Ｃの過度の添加は溶
接性の劣化をもたらすことから、その上限を０．１０％
とする。Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、その
過剰添加は溶接性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を阻害
する。従って、その上限を０．６％以下とすることが必
要である。Ｍｎは、強度、靭性並びに焼入性を確保する
上で有用な元素であり、０．８％以上の添加が必要であ
る。しかしＭｎ量が多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性の劣
化を招くためその上限を１．５％とする。
【００１９】本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓをそ
れぞれ０．０２％、０．００８％以下とした理由は、母
材、溶接部の低温靭性を向上させるためである。Ｐの低
減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靭性
の劣化を防止する。Ｎｉは溶接性への悪影響が少なく強
度、靭性を向上させるほか、Ｃｕクラックの防止にも効
果がある。しかし２％を超えると溶接性に好ましくない
ため、上限を２．０％とする。また０．３％未満では、
その効果が少ないため下限を０．３％とする。Ｔｉは溶
接時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性
を確保する上で有用である。しかし、０．００５％未満
の添加では効果がなく、また０．０３％以上の添加では
ＴｉＣの析出硬化により逆にＨＡＺ靭性の劣化を招くた
め、その添加量を０．００５〜０．０３％とする。
れぞれ０．０２％、０．００８％以下とした理由は、母
材、溶接部の低温靭性を向上させるためである。Ｐの低
減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる靭性
の劣化を防止する。Ｎｉは溶接性への悪影響が少なく強
度、靭性を向上させるほか、Ｃｕクラックの防止にも効
果がある。しかし２％を超えると溶接性に好ましくない
ため、上限を２．０％とする。また０．３％未満では、
その効果が少ないため下限を０．３％とする。Ｔｉは溶
接時のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ靭性
を確保する上で有用である。しかし、０．００５％未満
の添加では効果がなく、また０．０３％以上の添加では
ＴｉＣの析出硬化により逆にＨＡＺ靭性の劣化を招くた
め、その添加量を０．００５〜０．０３％とする。
【００２０】Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であ
るが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行
なわれるので、本発明ではＡｌについては下限を限定し
ない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
り、ＨＡＺ靭性が劣化するので上限を０．１％とする。
Ｎは一般に不可避的不純物として鋼中に含まれるが、Ｎ
の過量添加はＨＡＺ靭性の劣化を招くため、その上限を
０．０１％とする。本発明鋼においては、さらに必要に
よりＣｒ：０．０５〜０．４％、Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％のいずれか一種、または二種を含有させ
る。これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼の
特徴を損なうことなく、強度、靭性の向上および製造板
厚の拡大を可能にするところにあり、その添加量は溶接
性およびＨＡＺ靭性などの面から自ずと制限されるべき
性質のものである。Ｃｒは母材の強度を高める元素であ
り、０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒ
量が０．４％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させ
るため、その上限を０．４％とする。Ｃａは硫化物の形
態を制御し、シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温
靭性を向上させるほか、耐水素誘起割れ性の改善にも効
果を発揮する。しかしＣａ量は０．０００５％以下では
実用上効果がなく、また０．００５％を超えるとＣａ
Ｏ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、鋼の靭
性のみならず清浄度も害し、さらに溶接性にも悪影響を
与えるので、Ｃａ添加量の範囲を０．０００５〜０．０
０５０％とする。
るが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行
なわれるので、本発明ではＡｌについては下限を限定し
ない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
り、ＨＡＺ靭性が劣化するので上限を０．１％とする。
Ｎは一般に不可避的不純物として鋼中に含まれるが、Ｎ
の過量添加はＨＡＺ靭性の劣化を招くため、その上限を
０．０１％とする。本発明鋼においては、さらに必要に
よりＣｒ：０．０５〜０．４％、Ｃａ：０．０００５〜
０．００５０％のいずれか一種、または二種を含有させ
る。これらの元素を含有させる主たる目的は本発明鋼の
特徴を損なうことなく、強度、靭性の向上および製造板
厚の拡大を可能にするところにあり、その添加量は溶接
性およびＨＡＺ靭性などの面から自ずと制限されるべき
性質のものである。Ｃｒは母材の強度を高める元素であ
り、０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒ
量が０．４％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させ
るため、その上限を０．４％とする。Ｃａは硫化物の形
態を制御し、シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温
靭性を向上させるほか、耐水素誘起割れ性の改善にも効
果を発揮する。しかしＣａ量は０．０００５％以下では
実用上効果がなく、また０．００５％を超えるとＣａ
Ｏ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、鋼の靭
性のみならず清浄度も害し、さらに溶接性にも悪影響を
与えるので、Ｃａ添加量の範囲を０．０００５〜０．０
０５０％とする。
【００２１】
【実施例】表１に供試鋼の化学成分と製造条件および機
械的性質を示す。種々の板厚の鋼板を製造し、機械的性
質および溶接性（ＨＡＺ最高硬さ試験）を調査した。
械的性質を示す。種々の板厚の鋼板を製造し、機械的性
質および溶接性（ＨＡＺ最高硬さ試験）を調査した。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】表１において、鋼１〜５は本発明鋼、鋼６
〜２０は比較鋼を示す。本発明鋼１〜５は７０kgf/mm2
以上の引張強度を有し、ＨＡＺ最高硬さが３３０Ｈｖ以
下で、８０％未満の低降伏比さらには１５％以上の一様
伸びを示す。これに対して比較鋼６はＭｏ量が少ないた
めに組織が微細なフェライト−マルテンサイトの２相組
織とならず、強度および一様伸びが低下している。比較
鋼７はＮｂ量が少ないために組織が微細なフェライト−
マルテンサイトの２相組織とならず、強度および一様伸
びが低下している。比較鋼８はＣｕ量が少なく、強度が
低下している。
〜２０は比較鋼を示す。本発明鋼１〜５は７０kgf/mm2
以上の引張強度を有し、ＨＡＺ最高硬さが３３０Ｈｖ以
下で、８０％未満の低降伏比さらには１５％以上の一様
伸びを示す。これに対して比較鋼６はＭｏ量が少ないた
めに組織が微細なフェライト−マルテンサイトの２相組
織とならず、強度および一様伸びが低下している。比較
鋼７はＮｂ量が少ないために組織が微細なフェライト−
マルテンサイトの２相組織とならず、強度および一様伸
びが低下している。比較鋼８はＣｕ量が少なく、強度が
低下している。
【００２５】比較鋼９はＶ量が少なく、強度が低下して
いる。比較鋼１０はＢを添加しているために最高硬さが
高く、溶接性が劣化している。比較鋼１１はＰｃｍが高
いために最高硬さが高く、溶接性が劣化している。比較
鋼１２は加熱温度が低いために析出強化に寄与する合金
元素の溶体化が十分に行なわれず強度が低下している。
比較鋼１３は加熱温度が高いために初期オーステナイト
粒が大きくなり、微細フェライト−マルテンサイトの２
相組織化が起こらず、強度および一様伸びが低下してい
る。比較鋼１４は圧下比が小さいために十分なフェライ
ト−マルテンサイトの２相組織化が得られず、強度およ
び一様伸びが低下している。
いる。比較鋼１０はＢを添加しているために最高硬さが
高く、溶接性が劣化している。比較鋼１１はＰｃｍが高
いために最高硬さが高く、溶接性が劣化している。比較
鋼１２は加熱温度が低いために析出強化に寄与する合金
元素の溶体化が十分に行なわれず強度が低下している。
比較鋼１３は加熱温度が高いために初期オーステナイト
粒が大きくなり、微細フェライト−マルテンサイトの２
相組織化が起こらず、強度および一様伸びが低下してい
る。比較鋼１４は圧下比が小さいために十分なフェライ
ト−マルテンサイトの２相組織化が得られず、強度およ
び一様伸びが低下している。
【００２６】比較鋼１５は圧延終了温度が低いためにフ
ェライトの加工量が大きくなり、低温靭性が劣化してい
る。比較鋼１６は圧延終了温度が高いために組織の微細
化、２相組織化が十分に行なわれず、良好な強度、低温
靭性および大きな一様伸びが得られない。比較鋼１７は
圧延後の加熱温度が低いためにフェライト相の割合が少
なくなり、一様伸びが低下している。比較鋼１８は圧延
後の加熱温度が高いためにフェライトからオーステナイ
トへのＣの濃化が促進されず、一様伸びが低下してい
る。比較鋼１９は焼戻温度が低いために焼戻が不十分と
なり低温靭性が低下している。比較鋼２０は焼戻温度が
高いために強度が低下している。
ェライトの加工量が大きくなり、低温靭性が劣化してい
る。比較鋼１６は圧延終了温度が高いために組織の微細
化、２相組織化が十分に行なわれず、良好な強度、低温
靭性および大きな一様伸びが得られない。比較鋼１７は
圧延後の加熱温度が低いためにフェライト相の割合が少
なくなり、一様伸びが低下している。比較鋼１８は圧延
後の加熱温度が高いためにフェライトからオーステナイ
トへのＣの濃化が促進されず、一様伸びが低下してい
る。比較鋼１９は焼戻温度が低いために焼戻が不十分と
なり低温靭性が低下している。比較鋼２０は焼戻温度が
高いために強度が低下している。
【００２７】
【発明の効果】本発明は溶接性が良好で低降伏比と大き
な一様伸びを有し、かつ７０kgf/mm2以上の高強度を合
わせ持つ画期的な高張力鋼を製造する手段を提供するも
のであり、建築・土木構造物の軽量化や地震に対する安
全性を図ることができる。
な一様伸びを有し、かつ７０kgf/mm2以上の高強度を合
わせ持つ画期的な高張力鋼を製造する手段を提供するも
のであり、建築・土木構造物の軽量化や地震に対する安
全性を図ることができる。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０４〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．００８％以下、 Ｃｕ：０．８５〜１．８％、 Ｎｉ：０．３〜２．０％、 Ｍｏ：０．３〜０．７％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｖ ：０．０２〜０．０８％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ａｌ：０．１０％以下、 Ｎ ：０．０１％以下、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
（％）が０．２８％以下、 残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含
有しない鋼片を８００℃以上１０００℃以下の温度範囲
に加熱した後、圧下比が２以上で圧延を行ない、６５０
℃以上８００℃以下の温度範囲で圧延を終了した後、そ
の後７００〜８５０℃に再加熱して、その後空冷し、そ
の後、必要に応じて４００℃以上６５０℃以下の温度に
加熱し、以後空冷することを特徴とする溶接性に優れた
一様伸びの大きい高張力鋼の製造法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃｒ：０．０５〜０．４％を
含有する請求項１記載の溶接性に優れた一様伸びの大き
い高張力鋼の製造法。 - 【請求項３】 重量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５０％を含有する請求項１あるいは２記載の溶接性に
優れた一様伸びの大きい高張力鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP161394A JPH07207335A (ja) | 1994-01-12 | 1994-01-12 | 溶接性に優れた一様伸びの大きい高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP161394A JPH07207335A (ja) | 1994-01-12 | 1994-01-12 | 溶接性に優れた一様伸びの大きい高張力鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07207335A true JPH07207335A (ja) | 1995-08-08 |
Family
ID=11506370
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP161394A Withdrawn JPH07207335A (ja) | 1994-01-12 | 1994-01-12 | 溶接性に優れた一様伸びの大きい高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07207335A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010209373A (ja) * | 2009-03-09 | 2010-09-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 水圧鉄管用高張力鋼材およびその製造方法ならびに水圧鉄管 |
| JP2017197787A (ja) * | 2016-04-25 | 2017-11-02 | 新日鐵住金株式会社 | 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法 |
-
1994
- 1994-01-12 JP JP161394A patent/JPH07207335A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010209373A (ja) * | 2009-03-09 | 2010-09-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 水圧鉄管用高張力鋼材およびその製造方法ならびに水圧鉄管 |
| JP2017197787A (ja) * | 2016-04-25 | 2017-11-02 | 新日鐵住金株式会社 | 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20010403 |