JP2002003985A - 高温強度に優れた高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents
高温強度に優れた高張力鋼およびその製造方法Info
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Abstract
高張力鋼およびその製造方法の提供。 【解決手段】 質量%で、C:0.05〜0.15%、
Si:0.6%以下、Mn:0.8%以下、P:0.0
2%以下、S:0.01%以下、Mo:0.7〜1.2
%、Al:0.06%以下、N:0.006%以下、残
部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が面積
分率で80%以上がポリゴナル、擬ポリゴナルフェライ
ト以外で、旧γ粒の平均円相当直径が150μm以下で
あり、特定量のCu、Ni、Cr、Nb、V、B、T
i、Mg、Ca、REMを含有する。製造方法として
は、1000〜1250℃に再加熱後、1000℃以下
での累積圧下量を30%以上として750℃以上の温度
で圧延を終了後放冷又は700℃以上から600℃以下
の温度まで加速冷却あるいは熱間圧延後、Ac3以上9
50℃以下の温度で焼きならし又は焼き入れする。
Description
観点からの低降伏比、高靭性と同時に、火災時の高温強
度を保証し得る建築用鋼などとしての要求に耐える高張
力鋼およびその製造方法に関するもので、鉄鋼業におい
ては厚板ミルへの適用が最も適している。なお、用途と
しては、建築分野のみならず、土木、海洋構造物、造
船、各種の貯槽タンクなどの一般的な溶接構造用鋼とし
て広範な用途に適用できる。
計)から、1981年6月に施行された新耐震設計基準
に基づく終局耐力設計への移行に伴い、低降伏比が求め
られている。低降伏比化を達成するため、一般に、鋼組
織の二相(Dual phase)化、すなわち、降伏
を支配する軟質相(通常、フェライト)と引張強さを確
保するための硬質相(パーライト、ベイナイト、マルテ
ンサイトなど)を形成させる方法が広く用いられてい
る。具体的には、制御圧延を含む熱間圧延後の鋼または
焼入後の鋼を、フェライトとオーステナイトの二相域温
度に再加熱して、フェライトとCが濃化されたオーステ
ナイトとし、その後空冷以上の冷速で冷却(、さらにそ
の後焼き戻し処理)する方法が特開平2−266378
号公報などに開示されている。このとき、成分的には、
C量が高いほど二相組織化が容易となるばかりでなく、
硬質相がより硬化し、低降伏比が容易となる。しかし、
高C化は、溶接性や低温靭性には不利になるという問題
があった。それに対し、低温靭性を改善するためには、
低C化や制御圧延が有効であるが、いずれも降伏比を上
昇させるため、低温靭性向上と低降伏比化とは相容れ
ず、両立が極めて困難であった。従来、建築用途では、
靭性要求レベルが低く、低降伏比化に有利な高C鋼でも
特に問題となることはなかったが、阪神大震災を契機と
した近年の耐震性能への要求の厳格化傾向には、必ずし
も十分に対応できないという問題があった。
途でのいわゆる耐火鋼は、特開平2−77523号公報
他多くの公開公報で、含Mo鋼の製造方法が開示されて
いる。しかし、Moは鋼の焼き入れ性を顕著に高めると
ともに、Cとの相互作用が極めて強いために、材質変化
が製造条件の変動に敏感で、常温での強度−靭性バラン
スやそのばらつき、常温強度と高温強度のバランスを考
慮した場合、高温強度上は有効であるが、一般的な溶接
構造用鋼としては、多く添加されることはなかった。ま
た、Moの多量添加は、溶接性の顕著な劣化に加え、母
材および溶接部の靭性も著しく劣化させるため、高温強
度を向上させる目的であってもあまり多く添加されるこ
とはなかった。
来技術の問題点をクリアすべく、優れた高温強度ととも
に、靭性や溶接性にも優れる高張力鋼を得るため、Mo
量を比較的多く添加した上で溶接割れ感受性組成PCMも
限定し、さらに、旧オーステナイト粒径を特定のサイズ
以下とすること、あるいはそのための製造方法を限定す
ることで、上述した複合特性を有する鋼、および該鋼を
工業的に安定して供給可能な方法を提供するものであ
る。
o量を比較的多く添加することで高温強度を安定して確
保することを第一義とした上で、Mo多量添加による溶
接性の劣化や靭性の劣化を保証するため、C、Si、M
nをはじめとする個々の合金元素量およびPCMを限定
し、さらに旧オーステナイト粒径およびそのための製造
条件を限定することで、優れた高温強度と溶接性、靭性
などの複合特性を両立し得ることにある。
明の通り限定したものであるが、その要旨は以下に示す
通りである。
〜0.15%、Si:0.6%以下、Mn:0.8%以
下、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Mo:
0.7〜1.2%、Al:0.06%以下、N:0.0
06%以下、かつ、 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni
/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B と定義する溶接割れ感受性組成PCMが0.25%以下
で、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼板の最
終圧延方向の板厚断面方向1/4厚位置のミクロ組織
が、面積分率で80%以上がポリゴナルあるいは擬ポリ
ゴナルフェライト以外からなり、かつ、該断面および位
置での旧オーステナイト粒の平均円相当直径が150μ
m以下であることを特徴とする高温強度に優れた高張力
鋼。
u:0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、
かつ、Cu添加量の1/2以上、Cr:0.05〜1.
0%、Nb:0.005〜0.05%、V:0.01〜
0.05%、B:0.0002〜0.003%、Ti:
0.005〜0.025%、Mg:0.0002〜0.
005%の範囲で1種または2種以上を含有することを
特徴とする上記(1)項に記載の高温強度に優れた高張
力鋼。
0.004%、REM:0.0005〜0.004%の
いずれか1種以上をさらに含有することを特徴とする上
記(1)または(2)項に記載の高温強度に優れた高張
力鋼。
1項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を1000
〜1250℃の温度範囲に再加熱後、1000℃以下で
の累積圧下量を30%以上として750℃以上の温度で
圧延を終了し、その後放冷または700℃以上の温度か
ら放冷相当以上の冷速で600℃以下の任意の温度まで
加速冷却することを特徴とする、鋼板の最終圧延方向の
板厚断面方向1/4厚位置のミクロ組織が、面積分率で
80%以上がポリゴナルあるいは擬ポリゴナルフェライ
ト以外からなり、かつ、該断面および位置での旧オース
テナイト粒の平均円相当直径が150μm以下である高
温強度に優れた高張力鋼の製造方法。
1項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延
後、Ac3以上950℃以下の温度で焼きならしするこ
とを特徴とする、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向1
/4厚位置のミクロ組織が、面積分率で80%以上がポ
リゴナルあるいは擬ポリゴナルフェライト以外からな
り、かつ、該断面および位置での旧オーステナイト粒の
平均円相当直径が150μm以下である高温強度に優れ
た高張力鋼の製造方法。
1項に記載の鋼成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延
後、Ac3以上950℃以下の温度に再加熱後、焼き入
れすることを特徴とする、鋼板の最終圧延方向の板厚断
面方向1/4厚位置のミクロ組織が、面積分率で80%
以上がポリゴナルあるいは擬ポリゴナルフェライト以外
からなり、かつ、該断面および位置での旧オーステナイ
ト粒の平均円相当直径が150μm以下である高温強度
に優れた高張力鋼の製造方法。
板の残留応力除去の目的で、鋼板をAc1未満の温度で
焼き戻しすることを特徴とする上記(4)〜(6)項の
いずれか1項に記載の高温強度に優れた高張力鋼の製造
方法。
1超Ac3未満のフェライトとオーステナイトの二相共存
域に再加熱後、放冷またはそれ以上の冷速で600℃以
下の温度まで冷却し、その後さらに必要に応じAc1未
満の温度で焼き戻しすることを特徴とする上記(4)〜
(6)項のいずれか1項に記載の高温強度に優れた高張
力鋼の製造方法。
の大きな塑性変形能(建築用途などでは耐震性)はもち
ろん、火災時など高温にさらされる環境でも十分な耐力
を有し、また、靭性や溶接性にも優れた高張力鋼が大量
かつ安価に供給できるため、種々の用途の広範な溶接鋼
構造物の安全性向上に資することが可能となった。
る。
造方法を限定した理由について説明する。
で、下限0.05%は強度確保や溶接などの熱影響部が
必要以上に軟化することのないようにするための最小量
である。しかし、C量が多すぎると焼入性が必要以上に
上がり、鋼材が本来有すべき強度、靭性のバランス、溶
接性などに悪影響を及ぼすため、上限を0.15%とし
た。
が、多く添加すると溶接性、HAZ靭性が劣化するた
め、上限を0.6%に限定した。鋼の脱酸はTi、Al
のみでも十分可能であり、HAZ靭性、焼入性などの観
点から低いほど好ましく、必ずしも添加する必要はな
い。
な元素ではあるが、置換型の固溶強化元素であるMn
は、特に600℃超の高温強度にはあまり大きな改善効
果はなく、本発明のような比較的多量のMoを含有する
鋼において溶接性向上すなわち本発明でのPCM低減の観
点から0.8%以下に限定した。Mnの上限を低く抑え
ることにより、連続鋳造スラブの中心偏析の点からも有
利となる。なお、下限については、特に限定しないが、
母材の強度、靭性調整上、添加することが望ましい。
P量の低減はHAZにおける粒界破壊を減少させる傾向
があるため、少ないほど好ましい。含有量が多いと母
材、溶接部の低温靭性を劣化させるため上限を0.02
%とした。
であり、母材の低温靭性の観点からは少ないほど好まし
い。含有量が多いと母材、溶接部の低温靭性を劣化させ
るため上限を0.01%とした。
不可欠の元素で、本発明においては最も重要な元素の一
つである。高温強度のみの考慮であれば、下限の緩和は
可能であるが、後述する低降伏比化のためのフェライト
+オーステナイトの二相域熱処理およびその後必要に応
じ焼き戻しを行ってもなお常温での高強度、高靭性を確
保するため、下限を0.7%とした。多すぎる添加は、
母材材質の制御(ばらつきの制御や靭性の劣化)が困難
になるとともに、溶接性も劣化させるため、1.2%以
下に限定した。
あるが、脱酸はSiまたはTiだけでも十分であり、本
発明鋼においては、その下限は限定しない(0%を含
む)。しかし、Al量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
るだけでなく、溶接金属の靭性が劣化するので上限を
0.06%とした。
るものであるが、後述するTiやNbを添加した場合、
TiNを形成して鋼の性質を高めたり、Nbと結合して
炭窒化物を形成して強度を増加させる。このため、N量
として最低0.001%必要である。しかしながら、N
量の増加はHAZ靭性、溶接性に極めて有害であり、本
発明鋼においてはその上限は0.006%である。
Ni、Cu、Cr、Nb、V、Ti、B、Mgの添加理
由について説明する。
添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なう
ことなく、強度、靭性などの特性を向上させるためであ
る。したがって、その添加量は自ずと制限されるべき性
質のものである。
HAZ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性
を向上させる。これら効果を発揮させるためには、少な
くとも0.05%以上の添加が必須である。一方、過剰
な添加は高価なだけでなく、溶接性に好ましくないた
め、上限を1.0%とした。なお、Cuを添加する場
合、熱間圧延時のCu−クラックを防止するため、前記
添加範囲を満足すると同時に、Cu添加量の1/2以上
とする必要がある。
し、上限の1.0%は溶接性劣化に加え、過剰な添加は
熱間圧延時にCu−クラックが発生し製造困難となるた
め規制される。下限は実質的な効果が得られるための最
小量とすべきで0.05%である。これは後述するCr
についても同様である。
せるため0.05%以上添加する。しかし、添加量が多
すぎると母材、溶接部の靭性および溶接性を劣化させる
ため、上限を1.0%とした。
靭性上の観点のみならず、耐候性にも有効であり、その
ような目的においては、溶接性を損ねない範囲で添加す
ることが好ましい。
においては、重要な役割を演ずる元素である。まず、一
般的な効果として、オーステナイトの再結晶温度を上昇
させ、熱間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮する
上で有用な元素で、最低0.005%の添加が必要であ
る。また、圧延に先立つ再加熱や焼きならしや焼き入れ
時の加熱オーステナイトの細粒化にも寄与する。さら
に、析出硬化として強度向上効果を有し、Moとの複合
添加により高温強度向上にも寄与する。しかし、過剰な
添加は、溶接部の靭性劣化を招くため上限を0.05%
とした。なお、本発明において必須元素であるMoにも
オーステナイトの再結晶温度を上昇させる効果があり、
Nb添加は必ずしも必須ではない。
であるが、Nbに比べてその効果は小さい。また、Vは
焼き入れ性にも影響を及ぼし、高温強度向上にも寄与す
る。Nbと同様の効果は0.01%未満では効果が少な
く、上限は0.05%まで許容できる。
求が厳しい場合には、添加することが好ましい。なぜな
らばTiは、Al量が少ないとき(例えば0.003%
以下)、Oと結合してTi2O3を主成分とする析出物を
形成、粒内変態フェライト生成の核となり溶接部靭性を
向上させる。また、TiはNと結合してTiNとしてス
ラブ中に微細析出し、加熱時のγ粒の粗大化を抑え圧延
組織の細粒化に有効であり、また鋼板中に存在する微細
TiNは、溶接時に溶接熱影響部組織を細粒化するため
である。これらの効果を得るためには、Tiは最低0.
005%必要である。しかし多すぎるとTiCを形成
し、低温靭性や溶接性を劣化させるので、その上限は
0.025%である。
ライトの生成を抑制することを介して、焼入性を向上さ
せ、強度向上に寄与する。この効果を享受するため、最
低0.0002%以上必要である。しかし、多すぎる添
加は焼入性向上効果が飽和するだけでなく、靭性上有害
となるB析出物を形成する可能性もあるため、上限を
0.003%とした。なお、タンク用鋼などとして、応
力腐食割れが懸念されるケースでは、母材および溶接熱
影響部の硬さの低減がポイントとなることが多く(例え
ば、硫化物応力腐食割れ(SCC)防止のためにはHR
C≦22(HV≦248)が必須とされる)、そのよう
なケースでは焼入性を増大させるB添加は好ましくな
い。
イト粒の成長を抑制し、細粒化する作用があり、溶接部
の強靭化が図れる。このような効果を享受するために
は、Mgは0.0002%以上必要である。一方、添加
量が増えると添加量に対する効果代が小さくなるため、
コスト上得策ではないので上限は0.005%とした。
態を制御し、母材の低温靭性を向上させるほか、湿潤硫
化水素環境下での水素誘起割れ(HIC、SSC、SO
HIC)感受性を低減させる。これらの効果を発揮する
ためには、最低0.0005%必要である。しかし、多
すぎる添加は、鋼の清浄度を逆に高め、母材靭性や湿潤
硫化水素環境下での水素誘起割れ(HIC、SSC、S
OHIC)感受性を高めるため、添加量の上限は0.0
04%に限定した。CaとREMは、ほぼ同等の効果を
有するため、いずれか1種を上記範囲で添加すればよ
い。
が適切でないと優れた特性は得られない。このため、P
CMの値を0.25%以下に限定する。PCMは溶接性を表
す指標で、低いほど溶接性は良好である。本発明鋼にお
いては、PCMが0.25%以下であれば優れた溶接性の
確保が可能である。なお、溶接割れ感受性組成PCMは以
下の式により定義する。
/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/1
0+5B
を0.7%以上添加した場合、焼き入れ性が高いために
圧延後放冷あるいは焼きならし後でも、靭性上好ましく
ない、いわゆるベイニティックな組織が主体となる傾向
にあり、この傾向はMo添加量が高い程顕著である。し
かし、この「ベイナイト」という組織名称は、一般に多
種多様な中間段階変態組織の総称であり、その定義は必
ずしも明確ではなく、特許上の組織の規定としては不正
確さを伴うと判断される。そこで、本発明では、当業者
であれば、定義および組織判別上ほとんど問題が生じな
いと考えられるポリゴナルあるいは擬ポリゴナルフェラ
イトか否かで判定することとし、鋼板の最終圧延方向の
板厚断面方向1/4厚位置において、面積分率で80%
以上が前記ポリゴナルあるいは擬ポリゴナルフェライト
ではないことであり、逆に、本発明のような比較的高い
Mo添加量にも関わらずポリゴナルあるいは擬ポリゴナ
ルフェライトが20%以上析出するような成分系は、焼
き入れ性が中途半端で、それ以外の組織は靭性上最も不
利な上部ベイナイト主体となるため、靭性が劣る。この
ため、組織を前記の通り限定したものである。
向1/4厚位置において、最終変態組織の旧オーステナ
イト粒径を平均円相当直径で150μm以下に限定す
る。これは、旧オーステナイト粒径が組織とともに靭性
に大きな影響を及ぼすためで、特に本発明のような比較
的多量のMo添加鋼において靭性を高めるためには、旧
オーステナイト粒径を小さく制御することは重要かつ必
須である。前記旧オーステナイト粒径の限定理由は、発
明者らの製造条件を種々変えた実験結果に基づくもの
で、平均円相当直径で150μm以下であれば、本発明
よりも低Mo鋼と遜色ない靭性を確保できる。なお、旧
オーステナイト粒は、その判別が必ずしも容易ではない
ケースも少なからずある。特に、後述する低降伏比化の
ための二相域熱処理を行った場合、細粒化していること
もさることながら、判別が極めて困難である。このよう
な場合には、板厚1/4厚位置を中心として、鋼板の最
終圧延方向と直角方向に採取した切り欠き付き衝撃試験
片、例えば、JIS Z 2202 4号試験片(2m
mVノッチ)などを用い、十分低温で、脆性破壊させた
際の破面単位を旧オーステナイト粒径と読み替え得る有
効結晶粒径と定義し、その平均円相当直径を測定するこ
ととし、この場合でも同様に150μm以下であること
が必要である。
造条件およびその限定理由について説明する。
得られる方法であれば、種々の製造方法を採ることがで
きる。
で製造する方法について説明する。圧延に先立つ加熱温
度を1000〜1250℃に限定した理由は、加熱時の
オーステナイト粒を小さく保ち、圧延組織の微細化を図
るためである。1250℃は加熱時のオーステナイトが
極端に粗大化しない上限温度であり、加熱温度がこれを
超えるとオーステナイト粒が粗大混粒化し、変態後の組
織も粗大化するため鋼の靭性が著しく劣化する。一方、
加熱温度が低すぎると、後述する圧延終了温度(Ar3
点以上)の確保が困難となるばかりでなく、Nbを添加
した場合、オーステナイトの再結晶温度を上昇させ、熱
間圧延時の制御圧延の効果を最大限に発揮させたり、析
出硬化を発現させるためのNbの溶体化の観点から下限
を1000℃に限定した。なお、Nbを添加しない場合
は、その溶体化を考慮する必要がないため、加熱オース
テナイトを必要以上に粗大化させない観点から1150
℃以下の温度で加熱することが好ましい。
を、圧延では1000℃以下での累積圧下量を30%以
上として750℃以上で熱間圧延を終了する必要があ
る。1000℃以下での累積圧下量が少ない場合、Mo
を比較的多く添加する本発明成分においても圧延オース
テナイトの細粒化が不十分となり、本発明が規定する旧
オーステナイト粒径を満足できないためである。また、
圧延終了温度が750℃を下回ると、変態が一部開始す
る可能性が高まり、最終組織に加工(圧延)組織を残す
恐れがあり、靭性上好ましくないばかりでなく、降伏比
の上昇を招き、建築用途などとして低降伏比が求められ
た場合、圧延ままでは製造が困難となるため、圧延終了
温度は750℃以上に限定する。
から放冷相当以上の冷速で600℃以下の任意の温度ま
で加速冷却する。圧延終了時点で、本発明が規定する旧
オーステナイト粒径には制御(細粒化)されており、そ
の後の冷却によりポリゴナルまたは擬ポリゴナルフェラ
イトが必要以上に(板厚方向断面1/4厚位置における
面積分率で20%未満)変態析出しないようにすればよ
い。放冷あるいは加速冷却などの冷却条件は目的とする
強度、靭性レベルにより自ずと変えるべき性質のもので
あり、強度と靭性を同時に向上させ、より高強度、高靭
性を得る目的では放冷よりも微細組織が得られる加速冷
却の適用が好ましい。加速冷却停止温度は、600℃超
の温度では変態進行の初期段階での加速冷却の効果が十
分に得られないため、600℃以下とした。600℃以
下であれば、加速冷却停止温度は任意の温度とすること
が可能であるが、比較的高温(例えば400℃以上)で
停止した場合、その後の放冷が実質上の焼き戻しとな
り、強度調整や靭性改善、あるいは鋼板の残留応力除去
などの目的での焼き戻しを省略することも可能である。
なお、材質の要求レベルが高くない低グレードの鋼材で
は、放冷であっても十分な材質が得られ、製造容易性、
コストの面からも好ましい。
する材質(強度、靭性)レベルによっても変わるため一
概には言えないが、板厚1/4厚位置の加速冷却開始温
度から停止温度までの平均冷速で、少なくとも3℃/秒
以上とすることが望ましい。
ならしまたは焼き入れにより製造する方法について説明
する。
延後、用途や鋼材規格上の制約などにより、焼きならし
または焼き入れを行っても、本発明鋼材の優れた特性を
損なうものではない。むしろ、鋼板の組織や結果として
材質が均質化するため、目的によっては好ましい方法で
ある。ただし、組織や旧オーステナイト粒径を本発明の
通りとするため、前記焼きならしあるいは焼き入れ温度
はAc3以上950℃以下の温度とする必要がある。下
限は、その焼きならしあるいは焼き入れの定義上、オー
ステナイト単相域への加熱が必須であること、また上限
は、再加熱時のオーステナイト粒径を必要以上に大きく
しないためである。
は、その後、Ac1未満の温度で焼き戻ししても、本発
明の優れた特性はいささかも損なわれるものではない。
むしろ、強度調整や脆化組織であるマルテンサイトなど
の低温変態生成組織の分解による靭性改善、あるいは鋼
板の残留応力除去などの目的で焼き戻しを行うことが好
ましい場合もある。また、Nb、V、Cuなどの析出硬
化効果を有する元素を添加した場合には、焼き戻し処理
により、析出物の微細析出が促進され、析出硬化現象を
発現させることができる。
テナイト+フェライト二相共存域での熱処理を適用する
製造方法について説明する。
の熱処理は、本発明鋼を例えば建築分野に適用する用途
などにおいて、耐震性の観点から低降伏比が要求された
場合に適用するものである。オーステナイト+フェライ
ト二相共存域での熱処理の冶金的意味合いは、Cを排出
した未変態フェライトとCが濃化された逆変態オーステ
ナイトとに分離し、後者は冷却過程で再変態させて硬化
組織を得、前者の実質的な高温焼き戻しによる軟化組織
とにより低降伏比を達成するものである。熱処理時の加
熱温度は、オーステナイトとフェライトの構成比率に関
わり、鋼成分や目的とする降伏比のレベルに応じて変わ
るべき性質のものである。冷却時の冷速は、同様に鋼成
分や目的とする強度レベルなどに応じて放冷またはそれ
以上の冷速とすることができる。放冷を超える冷速、い
わゆる加速冷却は、600℃以下の温度まで行えばよ
く、その理由は、上述した圧延後の加速冷却の際と同様
である。これらは、さらに必要に応じ、Ac1未満の温
度で焼き戻しを行ってもよく、その理由も上述したもの
と同様である。なお、この二相共存域熱処理に先立つ前
組織は、特に規定するものではなく、二相共存域熱処理
により得られる組織は、本発明の組織限定範囲を十分満
足するものである。
鋼板(厚さ15〜80mm)を製造し、その強度、降伏
比(YR)、靭性、600℃における降伏強さおよび溶
接性(斜めy形溶接割れ試験)を調査した。
を、表2に鋼板の製造条件および組織、諸特性の調査結
果を示す。
法による鋼板(本発明鋼)は、すべて良好な特性を有す
る。これに対し、本発明の限定範囲を逸脱する比較鋼
は、靭性や高温YSが劣り、PCMが高い鋼では室温での
y割れ試験によりルート割れが発生している。また、特
に、比較例24では、Cu添加量に対してNi添加量が
低いため、熱間圧延時にクラックが生じ、製造が困難と
なった。さらに、比較例26では、Mo添加量が高いた
めに、PCMは本発明の限定範囲内であるが、室温でのy
割れ試験によりルート割れが発生した。
方法によっては低降伏比をも同時に達成する高温強度に
優れた鋼の提供が可能となった。その結果、溶接鋼構造
物としての各種用途向けに高温強度はもとより、溶接性
や靭性にも優れた高張力鋼、あるいはさらに耐震性能に
も優れた建築用耐火鋼として、大量かつ安価に供給でき
るようになった。このような鋼材を用いることにより、
火災時などの高温での強度を維持し、さらに溶接性や靭
性にも優れ、建築用鋼としては低降伏比も達成されてい
るため、各種の溶接鋼構造物の安全性を一段と向上させ
ることが可能となった。
Claims (8)
- 【請求項1】 鋼成分が質量%で、C:0.05〜0.
15%、Si:0.6%以下、Mn:0.8%以下、
P:0.02%以下、S:0.01%以下、Mo:0.
7〜1.2%、Al:0.06%以下、N:0.006
%以下、かつ、 PCM=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni
/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B と定義する溶接割れ感受性組成PCMが0.25%以下
で、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼板の最
終圧延方向の板厚断面方向1/4厚位置のミクロ組織
が、面積分率で80%以上がポリゴナルあるいは擬ポリ
ゴナルフェライト以外からなり、かつ、該断面および位
置での旧オーステナイト粒の平均円相当直径が150μ
m以下であることを特徴とする高温強度に優れた高張力
鋼。 - 【請求項2】 上記鋼成分に加え、質量%で、Cu:
0.05〜1.0%、Ni:0.05〜1.0%、か
つ、Cu添加量の1/2以上、Cr:0.05〜1.0
%、Nb:0.005〜0.05%、V:0.01〜
0.05%、B:0.0002〜0.003%、Ti:
0.005〜0.025%、Mg:0.0002〜0.
005%の範囲で1種または2種以上を含有することを
特徴とする請求項1に記載の高温強度に優れた高張力
鋼。 - 【請求項3】 質量%で、Ca:0.0005〜0.0
04%、REM:0.0005〜0.004%のいずれ
か1種以上をさらに含有することを特徴とする請求項1
または2に記載の高温強度に優れた高張力鋼。 - 【請求項4】 請求項1〜3のいずれか1項に記載の鋼
成分からなる鋼片または鋳片を1000〜1250℃の
温度範囲に再加熱後、1000℃以下での累積圧下量を
30%以上として750℃以上の温度で圧延を終了し、
その後放冷または700℃以上の温度から放冷相当以上
の冷速で600℃以下の任意の温度まで加速冷却するこ
とを特徴とする、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向1
/4厚位置のミクロ組織が、面積分率で80%以上がポ
リゴナルあるいは擬ポリゴナルフェライト以外からな
り、かつ、該断面および位置での旧オーステナイト粒の
平均円相当直径が150μm以下である高温強度に優れ
た高張力鋼の製造方法。 - 【請求項5】 請求項1〜3のいずれか1項に記載の鋼
成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ac3以上
950℃以下の温度で焼きならしすることを特徴とす
る、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向1/4厚位置の
ミクロ組織が、面積分率で80%以上がポリゴナルある
いは擬ポリゴナルフェライト以外からなり、かつ、該断
面および位置での旧オーステナイト粒の平均円相当直径
が150μm以下である高温強度に優れた高張力鋼の製
造方法。 - 【請求項6】 請求項1〜3のいずれか1項に記載の鋼
成分からなる鋼片または鋳片を熱間圧延後、Ac3以上
950℃以下の温度に再加熱後、焼き入れすることを特
徴とする、鋼板の最終圧延方向の板厚断面方向1/4厚
位置のミクロ組織が、面積分率で80%以上がポリゴナ
ルあるいは擬ポリゴナルフェライト以外からなり、か
つ、該断面および位置での旧オーステナイト粒の平均円
相当直径が150μm以下である高温強度に優れた高張
力鋼の製造方法。 - 【請求項7】 強度調整や靭性改善、あるいは鋼板の残
留応力除去の目的で、鋼板をAc1未満の温度で焼き戻
しすることを特徴とする請求項4〜6のいずれか1項に
記載の高温強度に優れた高張力鋼の製造方法。 - 【請求項8】 低降伏比化の目的で、鋼板をAc1超A
c3未満のフェライトとオーステナイトの二相共存域に
再加熱後、放冷またはそれ以上の冷速で600℃以下の
温度まで冷却し、その後さらに必要に応じAc1未満の
温度で焼き戻しすることを特徴とする請求項4〜6のい
ずれか1項に記載の高温強度に優れた高張力鋼の製造方
法。
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