JP3298746B2 - 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 - Google Patents
加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は加工性および溶接性の良
い高強度熱延鋼板に係り、特に近時の建設機械の軽量化
に即応せしめ引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の建設機械に
好適な加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板に関す
るものである。
い高強度熱延鋼板に係り、特に近時の建設機械の軽量化
に即応せしめ引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の建設機械に
好適な加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板に関す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】近年における建築物の高層化にともなっ
て、トラック・クレーンなどの建設機械も大型化して高
層に高重量物を吊り上げられる機種が要求されるように
なった。それにともないクレーンの自重を軽くする必要
があり、強度の高い鋼板が必要とされるようになった。
なお、建設機械の製造工程では曲げ加工およびアーク溶
接が行われ、これらの施工性に優れた鋼板が要求され
る。
て、トラック・クレーンなどの建設機械も大型化して高
層に高重量物を吊り上げられる機種が要求されるように
なった。それにともないクレーンの自重を軽くする必要
があり、強度の高い鋼板が必要とされるようになった。
なお、建設機械の製造工程では曲げ加工およびアーク溶
接が行われ、これらの施工性に優れた鋼板が要求され
る。
【０００３】従来、前述のような需要家の要求に応える
９５０Ｎ／mm2 級以上の高強度熱延鋼板としては、特開
平５−２７１８６５号公報があり、その方法として特開
平５−２３０５２９号公報に示されるものがある。この
発明は、高強度を得るのに熱間圧延後に３０℃/s以上の
冷却速度で冷却し、微細なフェライト結晶粒と微細なＴ
ｉＣを得、所定の強度を達成するという技術であるが、
この鋼板および方法で確かに当初の目的である、良好な
加工性、溶接性は十分に確保されている。
９５０Ｎ／mm2 級以上の高強度熱延鋼板としては、特開
平５−２７１８６５号公報があり、その方法として特開
平５−２３０５２９号公報に示されるものがある。この
発明は、高強度を得るのに熱間圧延後に３０℃/s以上の
冷却速度で冷却し、微細なフェライト結晶粒と微細なＴ
ｉＣを得、所定の強度を達成するという技術であるが、
この鋼板および方法で確かに当初の目的である、良好な
加工性、溶接性は十分に確保されている。
【０００４】しかし、現実の構造物を設計する際に、耐
座屈性などの安全性に本質的に重要なのは、降伏点より
も比例限であり、需要家からは比例限が８５０Ｎ／mm2
以上の鋼板を要求されるようになった。実際に特開平５
−２７１８６５号公報の鋼板を調査すると、０．２％耐
力で定義される降伏点は８９０Ｎ／mm2 以上であるが比
例限は８００Ｎ／mm2 程度と低く、需要家の要求には到
底応えられるものではない。
座屈性などの安全性に本質的に重要なのは、降伏点より
も比例限であり、需要家からは比例限が８５０Ｎ／mm2
以上の鋼板を要求されるようになった。実際に特開平５
−２７１８６５号公報の鋼板を調査すると、０．２％耐
力で定義される降伏点は８９０Ｎ／mm2 以上であるが比
例限は８００Ｎ／mm2 程度と低く、需要家の要求には到
底応えられるものではない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、曲げ加工
性、溶接性が良好な引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の高強
度熱延鋼板で、特に比例限が８５０Ｎ／mm2 以上である
鋼板を提供することである。
性、溶接性が良好な引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上の高強
度熱延鋼板で、特に比例限が８５０Ｎ／mm2 以上である
鋼板を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は次のとお
りである。重量比でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
１．５０％以下、Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、Ｎｉ：
０．２５〜１．５％、Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｐ：０．０２０％
以下、Ｓ：０．０１０％以下、sol.Ａｌ：０．０１０〜
０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、必要に応じてＣ
ｒ：１．００％以下を含み、かつＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ
／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂ≦０．２７を満足し、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であって、フェラ
イト結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、かつ１０nm以
下の大きさのＴｉＣと１０μｍ以下の大きさの鉄炭化物
が析出している高強度熱延鋼板である。以下、本発明の
詳細について説明する。本発明の目的には、強度、靭
性、曲げ加工性、溶接性の４つの特性を満足する必要が
ある。曲げ加工性、溶接性については、特開平５−２７
１８６５号公報で述べられた通りである。曲げ加工性は
Ａ系介在物となるＭｎＳの存在により悪化するが、鋼中
にＴｉを添加することによりこれをＣ系介在物であるＴ
ｉＳに変え、曲げ性を改善している。溶接性の評価項目
には、溶接作業性、溶接継手の強度、靭性がある。溶接
の作業性は、溶接前の予熱温度が低いことが望ましい
が、鋼板についている露を除去するなどのため５０℃の
予熱は必要である。
りである。重量比でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：
１．５０％以下、Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、Ｎｉ：
０．２５〜１．５％、Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｐ：０．０２０％
以下、Ｓ：０．０１０％以下、sol.Ａｌ：０．０１０〜
０．１０％、Ｎ：０．００５０％以下、必要に応じてＣ
ｒ：１．００％以下を含み、かつＣ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ
／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂ≦０．２７を満足し、残部は
Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であって、フェラ
イト結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、かつ１０nm以
下の大きさのＴｉＣと１０μｍ以下の大きさの鉄炭化物
が析出している高強度熱延鋼板である。以下、本発明の
詳細について説明する。本発明の目的には、強度、靭
性、曲げ加工性、溶接性の４つの特性を満足する必要が
ある。曲げ加工性、溶接性については、特開平５−２７
１８６５号公報で述べられた通りである。曲げ加工性は
Ａ系介在物となるＭｎＳの存在により悪化するが、鋼中
にＴｉを添加することによりこれをＣ系介在物であるＴ
ｉＳに変え、曲げ性を改善している。溶接性の評価項目
には、溶接作業性、溶接継手の強度、靭性がある。溶接
の作業性は、溶接前の予熱温度が低いことが望ましい
が、鋼板についている露を除去するなどのため５０℃の
予熱は必要である。
【０００７】予熱温度５０℃で溶接割れの発生を防止す
るためには焼入れ性を制御する必要があり、そのために
は炭素等量Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋
５Ｂを０．２７以下にすれば良く、鋼成分はこれを満足
するように制限されている。溶接継手の強度に対しても
溶接予熱温度が低いことが有効である。溶接継手の靭性
は、溶接材料および溶接条件が影響するが、母材からの
対策も必要で、本発明鋼の場合にはＮｉを添加してい
る。
るためには焼入れ性を制御する必要があり、そのために
は炭素等量Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋
５Ｂを０．２７以下にすれば良く、鋼成分はこれを満足
するように制限されている。溶接継手の強度に対しても
溶接予熱温度が低いことが有効である。溶接継手の靭性
は、溶接材料および溶接条件が影響するが、母材からの
対策も必要で、本発明鋼の場合にはＮｉを添加してい
る。
【０００８】次に引張強さに関して説明する。強度を上
げる方法は冶金学的には、固溶強化、変態組織強化、析
出強化、組織微細化などの幾つかの方法があるが、９５
０Ｎ／mm2 級に引張強さを上げることは、単独の強化機
構では難しい。ここでは種々検討の結果、析出強化とフ
ェライト組織微細化効果を組み合わせて達成した。
げる方法は冶金学的には、固溶強化、変態組織強化、析
出強化、組織微細化などの幾つかの方法があるが、９５
０Ｎ／mm2 級に引張強さを上げることは、単独の強化機
構では難しい。ここでは種々検討の結果、析出強化とフ
ェライト組織微細化効果を組み合わせて達成した。
【０００９】まず、Ｔｉ添加の効果について説明する。
特開平５−２７１８６５号公報では微細なＴｉＣ量を、
TOTAL ＴｉからＯ，Ｎ，Ｓと結合したものを除いた有効
Ｔｉから、酸溶解法分析で測定したＴｉＣの量を差し引
いたものとして定義したが、その後の研究により、強度
に寄与する微細なＴｉＣの直接観察を図５（ａ），
（ｂ）のように成功し、新たに強度に寄与するＴｉＣの
定義を試みた。
特開平５−２７１８６５号公報では微細なＴｉＣ量を、
TOTAL ＴｉからＯ，Ｎ，Ｓと結合したものを除いた有効
Ｔｉから、酸溶解法分析で測定したＴｉＣの量を差し引
いたものとして定義したが、その後の研究により、強度
に寄与する微細なＴｉＣの直接観察を図５（ａ），
（ｂ）のように成功し、新たに強度に寄与するＴｉＣの
定義を試みた。
【００１０】ＴｉＣの大きさは熱間圧延の加熱温度、仕
上げ温度などで変化させることができるが、そのような
方法によりＴｉＣの平均析出物径を変化させ、引張強さ
に及ぼす影響を調査した。その結果を図１に示す。析出
物径と密度は同時に変化するため単純に評価はできない
が、析出物の微細化と共に引張強さが大きくなり、１０
nm以下の平均析出物径で９５０Ｎ／mm2 以上の引張強度
が得られることが分かる。
上げ温度などで変化させることができるが、そのような
方法によりＴｉＣの平均析出物径を変化させ、引張強さ
に及ぼす影響を調査した。その結果を図１に示す。析出
物径と密度は同時に変化するため単純に評価はできない
が、析出物の微細化と共に引張強さが大きくなり、１０
nm以下の平均析出物径で９５０Ｎ／mm2 以上の引張強度
が得られることが分かる。
【００１１】次に、フェライト結晶粒の細粒化による引
張強さ上昇の効果を説明する。結晶粒径は、Ｂの添加と
熱間圧延後の冷却速度などにより変化する。Ｂを添加し
熱間圧延後の冷却速度を変更して結晶粒径を変化させ、
結晶粒径が引張強さに及ぼす影響を調査した。その結果
を図２に示す。引張強さはフェライト結晶粒径の微細化
にともなって上昇するが、この図から分かるように１０
μｍ以下の平均フェライト結晶粒径で９５０Ｎ／mm2 以
上の引張強さが得られることが分かる。
張強さ上昇の効果を説明する。結晶粒径は、Ｂの添加と
熱間圧延後の冷却速度などにより変化する。Ｂを添加し
熱間圧延後の冷却速度を変更して結晶粒径を変化させ、
結晶粒径が引張強さに及ぼす影響を調査した。その結果
を図２に示す。引張強さはフェライト結晶粒径の微細化
にともなって上昇するが、この図から分かるように１０
μｍ以下の平均フェライト結晶粒径で９５０Ｎ／mm2 以
上の引張強さが得られることが分かる。
【００１２】前述のような方法で引張強さは目標値を確
保できる。しかし、特開平５−２７１８６５号公報の発
明では、０．２％耐力で定義される降伏点は８９０Ｎ／
mm2以上には確保されているが、実際に構造物を設計す
る際に問題となる比例限は８５０Ｎ／mm2 未満に低下し
ていることが分かった。この問題に対して、本発明者ら
は、ＴｉＣの微細析出物と微細フェライト結晶粒に加
え、残留している固溶炭素を鉄炭化物に析出させること
により、溶接性、シャルピー衝撃特性を損なうことな
く、降伏点を８９０Ｎ／mm2 以上かつ比例限を８５０Ｎ
／mm2 以上にできることを新たに知見したのである。
保できる。しかし、特開平５−２７１８６５号公報の発
明では、０．２％耐力で定義される降伏点は８９０Ｎ／
mm2以上には確保されているが、実際に構造物を設計す
る際に問題となる比例限は８５０Ｎ／mm2 未満に低下し
ていることが分かった。この問題に対して、本発明者ら
は、ＴｉＣの微細析出物と微細フェライト結晶粒に加
え、残留している固溶炭素を鉄炭化物に析出させること
により、溶接性、シャルピー衝撃特性を損なうことな
く、降伏点を８９０Ｎ／mm2 以上かつ比例限を８５０Ｎ
／mm2 以上にできることを新たに知見したのである。
【００１３】図３に鉄炭化物の析出前後の降伏点近傍を
拡大した応力−歪線図を示す。実線で示したものが、鉄
炭化物が析出していない時のものであるが、降伏点は９
１０Ｎ／mm2 と目標値を達成しているが、比例限は８０
０Ｎ／mm2 まで低下しており、塑性変形が起こりやすく
なっていることが分かる。一方、鉄炭化物を析出させた
場合には、降伏点と共に比例限が９４０Ｎ／mm2 まで上
昇していることが分かる。これは、鉄炭化物を析出させ
ていない場合には、微量なマルテンサイト相、あるいは
残留オーステナイト相が存在し、複合組織鋼と同じ機構
により、降伏点近傍の応力−歪線図がラウンド状にな
り、比例限が低下したと考えられる。
拡大した応力−歪線図を示す。実線で示したものが、鉄
炭化物が析出していない時のものであるが、降伏点は９
１０Ｎ／mm2 と目標値を達成しているが、比例限は８０
０Ｎ／mm2 まで低下しており、塑性変形が起こりやすく
なっていることが分かる。一方、鉄炭化物を析出させた
場合には、降伏点と共に比例限が９４０Ｎ／mm2 まで上
昇していることが分かる。これは、鉄炭化物を析出させ
ていない場合には、微量なマルテンサイト相、あるいは
残留オーステナイト相が存在し、複合組織鋼と同じ機構
により、降伏点近傍の応力−歪線図がラウンド状にな
り、比例限が低下したと考えられる。
【００１４】一方、鉄炭化物を析出させた場合には、そ
の際の入熱によりマルテンサイト相、残留オーステナイ
ト相が分解され、また鉄炭化物も析出しているので、比
例限が大きく上昇するものと考えられる。鉄炭化物の大
きさは、例えば熱延巻取り後の再加熱温度でコントロー
ルできる。また、熱延巻取り後にレベラーなどで軽加工
を加えることで鉄炭化物の析出を促進することができ、
若干の歪を加えることは短時間の再加熱で比例限を上昇
させるために有効な方法である。
の際の入熱によりマルテンサイト相、残留オーステナイ
ト相が分解され、また鉄炭化物も析出しているので、比
例限が大きく上昇するものと考えられる。鉄炭化物の大
きさは、例えば熱延巻取り後の再加熱温度でコントロー
ルできる。また、熱延巻取り後にレベラーなどで軽加工
を加えることで鉄炭化物の析出を促進することができ、
若干の歪を加えることは短時間の再加熱で比例限を上昇
させるために有効な方法である。
【００１５】レベラーで軽加工を加え、再加熱温度を変
えることにより鉄炭化物の大きさを変え、比例限への影
響を調査した結果が図４である。鉄炭化物の形状は後で
図５（ｄ）で示すように偏状であるので、ここでは大き
さとして長径を用いているが、１０μｍ以下の大きさの
鉄炭化物が析出している場合には、比例限は８５０Ｎ／
mm2 以上になり目標値は達成されているが、１０μｍ以
上の大きな鉄炭化物を析出させた場合には、強度と共に
比例限が低下し８５０Ｎ／mm2 以下になる。
えることにより鉄炭化物の大きさを変え、比例限への影
響を調査した結果が図４である。鉄炭化物の形状は後で
図５（ｄ）で示すように偏状であるので、ここでは大き
さとして長径を用いているが、１０μｍ以下の大きさの
鉄炭化物が析出している場合には、比例限は８５０Ｎ／
mm2 以上になり目標値は達成されているが、１０μｍ以
上の大きな鉄炭化物を析出させた場合には、強度と共に
比例限が低下し８５０Ｎ／mm2 以下になる。
【００１６】１０μｍ以下の適度な大きさの鉄炭化物を
析出させる方法として、例えば特願平５−２８６７２９
号の発明に示されるように、熱間圧延巻取り後にレベラ
ーなどで軽加工し、その後再加熱する、などが考えられ
る。以上のような、微細フェライト結晶粒、微細Ｔｉ
Ｃ、および鉄炭化物を得ることにより、所定の強度が得
られ、また、このような組織を有するため、この鋼板の
衝撃値も良好で−２０℃以下のシャルピー衝撃試験破面
遷移温度が得られる。
析出させる方法として、例えば特願平５−２８６７２９
号の発明に示されるように、熱間圧延巻取り後にレベラ
ーなどで軽加工し、その後再加熱する、などが考えられ
る。以上のような、微細フェライト結晶粒、微細Ｔｉ
Ｃ、および鉄炭化物を得ることにより、所定の強度が得
られ、また、このような組織を有するため、この鋼板の
衝撃値も良好で−２０℃以下のシャルピー衝撃試験破面
遷移温度が得られる。
【００１７】本発明における上記鋼成分の限定理由は次
の如くである。 Ｃ：Ｃは高い引張強さを得るために最も効果的な元素で
あって、この目的のために少なくとも０．０５％を必要
とする。しかし、Ｃの増加と共に加工性、靭性および溶
接割れ感受性が劣化するので、その上限を０．１５％と
し、０．０５〜０．１５％の範囲に限定した。 Ｓｉ：Ｓｉは強化元素として有用であるが、鋼を経済的
に製造するために１．５０％を上限として添加すること
とした。
の如くである。 Ｃ：Ｃは高い引張強さを得るために最も効果的な元素で
あって、この目的のために少なくとも０．０５％を必要
とする。しかし、Ｃの増加と共に加工性、靭性および溶
接割れ感受性が劣化するので、その上限を０．１５％と
し、０．０５〜０．１５％の範囲に限定した。 Ｓｉ：Ｓｉは強化元素として有用であるが、鋼を経済的
に製造するために１．５０％を上限として添加すること
とした。
【００１８】Ｍｎ：Ｍｎも強度の向上には効果的な元素
であるが、溶接割れ感受性を劣化させる。強化元素とし
て少なくとも０．７０％を必要とするが、２．５０％を
超すと溶接割れ感受性の劣化が大となるので上限を２．
５０％とし、０．７０〜２．５０％の範囲に限定した。 Ｎｉ：Ｎｉは溶接継手部の靭性向上に有効な元素であ
る。継手部シャルピーの破面遷移温度を０℃以下にする
ためには、少なくとも０．２５％の添加が必要である。
Ｎｉの添加は多ければ多いほど、溶接継手部の靭性向上
に有効であるが、経済性の観点から上限を１．５％とし
た。
であるが、溶接割れ感受性を劣化させる。強化元素とし
て少なくとも０．７０％を必要とするが、２．５０％を
超すと溶接割れ感受性の劣化が大となるので上限を２．
５０％とし、０．７０〜２．５０％の範囲に限定した。 Ｎｉ：Ｎｉは溶接継手部の靭性向上に有効な元素であ
る。継手部シャルピーの破面遷移温度を０℃以下にする
ためには、少なくとも０．２５％の添加が必要である。
Ｎｉの添加は多ければ多いほど、溶接継手部の靭性向上
に有効であるが、経済性の観点から上限を１．５％とし
た。
【００１９】Ｔｉ：Ｔｉは安価で、しかも少量の添加に
よってＣと結合してＴｉＣを形成し鋼を強化するので少
なくとも０．１２％を必要とする。Ｔｉが多くなると表
面疵の原因になるので上限を０．３０％とした。 Ｂ：Ｂは熱間圧延終了後の冷却速度が２０℃/s以上の急
冷下においてオーステナイトを安定化させ、微細組織を
得やすくする作用があるが、０．０００５％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、一方０．００３０％以
上含有させてもその効果が飽和し、さらに鋳片割れなど
の表面疵が発生しやすくなることから、その含有量を
０．０００５〜０．００３０％に限定した。
よってＣと結合してＴｉＣを形成し鋼を強化するので少
なくとも０．１２％を必要とする。Ｔｉが多くなると表
面疵の原因になるので上限を０．３０％とした。 Ｂ：Ｂは熱間圧延終了後の冷却速度が２０℃/s以上の急
冷下においてオーステナイトを安定化させ、微細組織を
得やすくする作用があるが、０．０００５％未満では前
記作用に所望の効果が得られず、一方０．００３０％以
上含有させてもその効果が飽和し、さらに鋳片割れなど
の表面疵が発生しやすくなることから、その含有量を
０．０００５〜０．００３０％に限定した。
【００２０】Ａｌ：Ａｌ（sol.Ａｌ）は脱酸上０．０１
０％以上必要であるが、０．１０％を超すとフェライト
結晶粒の粗大化をきたし強度を劣化させるので０．１０
％以下に限定した。 Ｐ，Ｓ：Ｐ，Ｓは、何れも不純物元素であって、鋼の延
性や靭性を害するので少ないほど好ましいものでＰは
０．０２０％以下、Ｓは０．０１０％以下にする必要が
ある。
０％以上必要であるが、０．１０％を超すとフェライト
結晶粒の粗大化をきたし強度を劣化させるので０．１０
％以下に限定した。 Ｐ，Ｓ：Ｐ，Ｓは、何れも不純物元素であって、鋼の延
性や靭性を害するので少ないほど好ましいものでＰは
０．０２０％以下、Ｓは０．０１０％以下にする必要が
ある。
【００２１】Ｎ：Ｎは本発明で特に添加したＢと結合し
てＢＮを形成して、オーステナイトの安定に対し有効に
作用しなくなる。この防止策としてＴｉを添加するので
あるが、Ｎが多量にあるとＢＮを形成しその効果を減少
させてしまうので上限を０．００５０％に限定した。 Ｃｒ：ＣｒはＭｎと同様に鋼の強靭化に有効な元素であ
る。鋼の強靭化には望ましくは０．１％以上添加するの
が望ましいが、１．０％を超えて含有させてもそれ以上
の効果が得られないことから、その含有量を１．０％以
下とした。
てＢＮを形成して、オーステナイトの安定に対し有効に
作用しなくなる。この防止策としてＴｉを添加するので
あるが、Ｎが多量にあるとＢＮを形成しその効果を減少
させてしまうので上限を０．００５０％に限定した。 Ｃｒ：ＣｒはＭｎと同様に鋼の強靭化に有効な元素であ
る。鋼の強靭化には望ましくは０．１％以上添加するの
が望ましいが、１．０％を超えて含有させてもそれ以上
の効果が得られないことから、その含有量を１．０％以
下とした。
【００２２】上記の化学成分の範囲で、Ｃ＋Ｓｉ／３０
＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂなる式で示す値を０．
２７以下に限定したのは、これを上まわると溶接時の予
熱温度が高くなり、作業性を悪化させるためである。 フェライト結晶粒：フェライト結晶粒を細かくすること
は強度を高くし、同時に靭性を向上させるのに有効であ
る。この効果を得るには微細ＴｉＣが析出した状態でフ
ェライト結晶粒を１０μｍ以下に微細化することが必要
である。
＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂなる式で示す値を０．
２７以下に限定したのは、これを上まわると溶接時の予
熱温度が高くなり、作業性を悪化させるためである。 フェライト結晶粒：フェライト結晶粒を細かくすること
は強度を高くし、同時に靭性を向上させるのに有効であ
る。この効果を得るには微細ＴｉＣが析出した状態でフ
ェライト結晶粒を１０μｍ以下に微細化することが必要
である。
【００２３】微細ＴｉＣ：引張強さ９５０Ｎ／mm2 以上
にするためには１０nm以下の大きさのＴｉＣが必要であ
る。大きさを変化させると、添加されているＴｉ量はあ
る範囲で一定なので、析出物の密度も同時に変化する。
強度を出すための密度としては、直接サンプルから析出
物を抽出したレプリカ法による電子顕微鏡観察から、写
真上で１０13個／ｍ2 程度以上が必要である。
にするためには１０nm以下の大きさのＴｉＣが必要であ
る。大きさを変化させると、添加されているＴｉ量はあ
る範囲で一定なので、析出物の密度も同時に変化する。
強度を出すための密度としては、直接サンプルから析出
物を抽出したレプリカ法による電子顕微鏡観察から、写
真上で１０13個／ｍ2 程度以上が必要である。
【００２４】鉄炭化物：比例限を上昇させるためには鉄
炭化物を析出させることが必要である。析出する鉄炭化
物の形状は偏状であるので大きさの定義が難しいが、通
常の抽出レプリカ法による電子顕微鏡観察で、長径が大
体１０μｍ以下にすることで比例限を８５０Ｎ／mm2 以
上にすることができる。その時の密度は、電子顕微鏡写
真上で、１０8 個／ｍ2 以上程度である。
炭化物を析出させることが必要である。析出する鉄炭化
物の形状は偏状であるので大きさの定義が難しいが、通
常の抽出レプリカ法による電子顕微鏡観察で、長径が大
体１０μｍ以下にすることで比例限を８５０Ｎ／mm2 以
上にすることができる。その時の密度は、電子顕微鏡写
真上で、１０8 個／ｍ2 以上程度である。
【００２５】
【実施例】表１に示す本発明の範囲に含まれた成分を有
した鋼を、表２に示す条件で熱間圧延後、表３に示す加
工熱処理条件の鉄炭化物析出処理の有無による鋼板の材
質、組織を調査した。
した鋼を、表２に示す条件で熱間圧延後、表３に示す加
工熱処理条件の鉄炭化物析出処理の有無による鋼板の材
質、組織を調査した。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【表３】
【００２９】
【表４】
【００３０】
【表５】
【００３１】表４に、得られた鋼板の平均フェライト結
晶粒径、ＴｉＣの平均粒径、鉄炭化物の大きさ、およ
び、鋼板の機械的性質、溶接性試験結果を示す。引張試
験片およびシャルピー試験片は鋼板より圧延方向に並行
に採取し、広幅曲げ試験片は圧延方向に直角に採取し
た。溶接継手試験は６０度のＶ開先形状で入熱１０kJ／
cmのＭＡＧ溶接を行い、溶接ビードを削除して継手引張
試験を行い、ボンド部の継手シャルピー試験を行った。
晶粒径、ＴｉＣの平均粒径、鉄炭化物の大きさ、およ
び、鋼板の機械的性質、溶接性試験結果を示す。引張試
験片およびシャルピー試験片は鋼板より圧延方向に並行
に採取し、広幅曲げ試験片は圧延方向に直角に採取し
た。溶接継手試験は６０度のＶ開先形状で入熱１０kJ／
cmのＭＡＧ溶接を行い、溶接ビードを削除して継手引張
試験を行い、ボンド部の継手シャルピー試験を行った。
【００３２】これによると、鋼板No．１〜２は、熱間圧
延後に軽加工を施し、再加熱して鉄炭化物析出処理を施
したものであるが、ＴｉＣの大きさ、フェライト結晶粒
径、鉄炭化物の大きさ、を満足しており、目的の降伏
点、比例限、引張強さ、曲げ加工性、靭性および溶接性
が得られている。No．１の鋼板のＴｉＣ、鉄炭化物を観
察したものが図５（ｂ），（ｄ）である。２nm程度の極
めて微細なＴｉＣと１μｍ程度の大きさの鉄炭化物が析
出している様子が観察できる。
延後に軽加工を施し、再加熱して鉄炭化物析出処理を施
したものであるが、ＴｉＣの大きさ、フェライト結晶粒
径、鉄炭化物の大きさ、を満足しており、目的の降伏
点、比例限、引張強さ、曲げ加工性、靭性および溶接性
が得られている。No．１の鋼板のＴｉＣ、鉄炭化物を観
察したものが図５（ｂ），（ｄ）である。２nm程度の極
めて微細なＴｉＣと１μｍ程度の大きさの鉄炭化物が析
出している様子が観察できる。
【００３３】No．３は鉄炭化物析出処理を施していない
ものであるが、微細ＴｉＣ、フェライト結晶粒径は所定
の範囲に含まれているが、鉄炭化物は析出していないの
で、比例限は８００Ｎ／mm2 と低下している。この時の
ＴｉＣおよび鉄炭化物を観察したものが、図５（ａ），
（ｃ）である。ＴｉＣは基本的には再加熱後のものと変
わらず、２nm程度の微細なものが観察される。鉄炭化物
に関しては、試料表面の凹凸によるコントラストが見ら
れるものの鉄炭化物は観察できない。No．４は、No．２
と同じ鋼であるが、やはり鉄炭化物析出処理を施してい
ないので、微細ＴｉＣ、フェライト結晶粒径は所定の範
囲に含まれているが、比例限が７５０Ｎ／mm2 と低下し
ている。
ものであるが、微細ＴｉＣ、フェライト結晶粒径は所定
の範囲に含まれているが、鉄炭化物は析出していないの
で、比例限は８００Ｎ／mm2 と低下している。この時の
ＴｉＣおよび鉄炭化物を観察したものが、図５（ａ），
（ｃ）である。ＴｉＣは基本的には再加熱後のものと変
わらず、２nm程度の微細なものが観察される。鉄炭化物
に関しては、試料表面の凹凸によるコントラストが見ら
れるものの鉄炭化物は観察できない。No．４は、No．２
と同じ鋼であるが、やはり鉄炭化物析出処理を施してい
ないので、微細ＴｉＣ、フェライト結晶粒径は所定の範
囲に含まれているが、比例限が７５０Ｎ／mm2 と低下し
ている。
【００３４】
【発明の効果】本発明は、降伏点８９０Ｎ／mm2 以上、
比例限８５０Ｎ／mm2 以上、引張強さ９５０Ｎ／mm2 以
上を有し、かつ曲げ加工性、溶接性に優れた高強度熱延
鋼板であるから建設機械用の高強度熱延鋼板として極め
て有用である。
比例限８５０Ｎ／mm2 以上、引張強さ９５０Ｎ／mm2 以
上を有し、かつ曲げ加工性、溶接性に優れた高強度熱延
鋼板であるから建設機械用の高強度熱延鋼板として極め
て有用である。
【図１】ＴｉＣの平均粒径が引張強さに及ぼす影響を示
した図表。
した図表。
【図２】平均フェライト結晶粒径が引張強さに及ぼす影
響を示した図表。
響を示した図表。
【図３】降伏点の挙動に及ぼす鉄炭化物の影響を示した
図表。
図表。
【図４】鉄炭化物の大きさが比例限に及ぼす影響を示し
た図表。
た図表。
【図５】（ａ）〜（ｄ）は発明鋼、比較鋼の微細ＴｉＣ
と鉄炭化物の結晶構造を示す電子顕微鏡写真である。
と鉄炭化物の結晶構造を示す電子顕微鏡写真である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 塩見 直樹 姫路市広畑区富士町１番地 新日本製鐵 株式会社 広畑製鐵所内 (56)参考文献 特開 平５−271865（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−230529（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−295485（ＪＰ，Ａ) 特開 昭53−29219（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−301540（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−8349（ＪＰ，Ａ) 特開 昭51−126320（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−138638（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C22C 38/14 C22C 38/54 C22C 38/58
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、 Ｎｉ：０．２５〜１．５％、 Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 sol.Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、 Ｎ ：０．００５０％以下 を含み、かつ Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂ≦０．
２７ を満足し、 残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であって、
フェライト結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、かつ１
０nm以下の大きさのＴｉＣと１０μｍ以下の大きさの鉄
炭化物が析出していることを特徴とする加工性および溶
接性の良い高強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 重量比で Ｃ ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：１．５０％以下、 Ｍｎ：０．７０〜２．５０％、 Ｎｉ：０．２５〜１．５％、 Ｔｉ：０．１２〜０．３０％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％、 Ｃｒ：１．００％以下、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 sol.Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、 Ｎ ：０．００５０％以下 を含み、かつ Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｎｉ／６０＋５Ｂ≦０．
２７ を満足し、 残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であって、
フェライト結晶粒の粒径が１０μｍ以下であり、かつ１
０nm以下の大きさのＴｉＣと１０μｍ以下の大きさの鉄
炭化物が析出していることを特徴とする加工性および溶
接性の良い高強度熱延鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21476094A JP3298746B2 (ja) | 1994-09-08 | 1994-09-08 | 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21476094A JP3298746B2 (ja) | 1994-09-08 | 1994-09-08 | 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0873985A JPH0873985A (ja) | 1996-03-19 |
| JP3298746B2 true JP3298746B2 (ja) | 2002-07-08 |
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ID=16661097
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|---|---|---|---|
| JP21476094A Expired - Fee Related JP3298746B2 (ja) | 1994-09-08 | 1994-09-08 | 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 |
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| JP (1) | JP3298746B2 (ja) |
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|---|---|---|---|---|
| JP3918589B2 (ja) * | 2002-03-08 | 2007-05-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 熱処理用鋼板およびその製造方法 |
| US7220325B2 (en) * | 2002-04-03 | 2007-05-22 | Ipsco Enterprises, Inc. | High-strength micro-alloy steel |
| JP5765080B2 (ja) | 2010-06-25 | 2015-08-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP5541263B2 (ja) | 2011-11-04 | 2014-07-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1994
- 1994-09-08 JP JP21476094A patent/JP3298746B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH0873985A (ja) | 1996-03-19 |
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