JP4038166B2 - 耐震性と溶接性に優れた鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Description
第一に、Mo添加を必須として、圧延後に焼きなましを実施することで成形性を高めた鋼材が特許文献3に開示されている。Moを添加した場合でも、焼きなましを経て製造される場合には、添加する合金元素の総量が多く、溶接性が大きく低下するため、本発明の目的である高い強度、低い降伏比、優れた溶接性を達成することはこの発明では不可能である。
C :0.005〜0.2%、 Si:0.01〜1%、
Mn:1.05〜1.50%、 Al:0.001〜0.1%、
Mo:0.15〜0.50%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、X1=Mn/Moで表されるX1が1.0以上8.0以下であり、Mn量(質量%)と最終板厚t(mm)の関係がMn≦0.006t+0.85であり、X2=C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Cr/5+Ni/40+V/14で表されるX2が0.25以上0.45以下であることを特徴とする、耐震性と溶接性に優れた鋼板。
(2)質量%でさらに、Cr:0.01〜1%を含有することを特徴とする、前記(1)に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
(3)質量%でさらに、Nb:0.001〜0.1%を含有することを特徴とする、前記(1)または(2)に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
(4)質量%でさらに、
Ti:0.001〜0.1%、 Mg:0.0005〜0.02%
の1種または2種を含有することを特徴とする、前記(1)ないし(3)のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。
C :0.005〜0.2%、 Si:0.01〜1%、
Mn:0.15〜1.50%、 Al:0.001〜0.1%、
Mo:0.15〜0.50%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、X1=Mn/Moで表されるX1が1.0以上8.0以下であり、Mn量(質量%)と最終板厚t(mm)の関係がMn≦0.006t+0.85であり、X2=C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Cr/5+Ni/40+V/14で表されるX2が0.25以上0.45以下である鋼片または鋳片を1050℃以上1350℃以下に加熱後に圧延を開始し、圧延をAr3 点以上900℃未満で終了し、900℃未満での圧下率を10%以上95%以下とし、(Ar3 点−30℃)以上で水冷を開始し、水冷時の平均冷却速度が1℃/s以上100℃/s以下とし、650℃以下で冷却を終了した後空冷することを特徴とする耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
C :0.005〜0.2%、 Si:0.01〜1%、
Mn:0.15〜1.50%、 Al:0.001〜0.1%、
Mo:0.15〜0.50%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、X1=Mn/Moで表されるX1が1.0以上8.0未満であり、Mn量(質量%)と最終板厚t(mm)の関係がMn≦0.006t+0.85であり、X2=C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Cr/5+Ni/40+V/14で表されるX2が0.25以上0.45以下である鋼片または鋳片を1050℃以上1350℃以下に加熱後に圧延を開始し、圧延を900℃以上1000℃以下で終了し、1000℃以下での圧下率を30%以上95%以下とし、 (Ar3 点−30℃)以上で水冷を開始し、水冷時の平均冷却速度が1℃/s以上30℃/s以下とし、650℃以下で冷却を終了した後空冷することを特徴とする耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
(7)質量%でさらに、Cr:0.01〜1%を含有することを特徴とする、前記(6)または(6)に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
(8)質量%でさらに、Nb:0.001〜0.1%を含有することを特徴とする、前記(5)ないし(7)のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
(9)質量%でさらに、
Ti:0.001〜0.1%、 Mg:0.0005〜0.02%、
の1種または2種を含有することを特徴とする、前記(5)ないし(8)のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
発明者らは、母材の強度が高くかつ降伏比が低いことに加え、溶接性が良好であること、すなわち溶接熱影響部の靭性に優れかつ低Pcmにより溶接予熱負荷の低い鋼材を、圧延後に水冷を開始するまでの長時間の待ちや二相域での熱処理などを行わずに製造する方法について鋭意検討を行った。この結果、MoやMnを中心とした鋼成分の調整と水冷を必須とする製造方法の最適な組み合わせによってフェライト主体の軟質組織とベイナイトあるいはマルテンサイト主体の硬質組織からなる複合組織を安定的に生成することで、前記の高強度、低降伏比、高溶接性鋼板が製造可能であることを見いだした。
Mo量が0.15%未満ではこの効果は小さく、逆に0.50%超では溶接熱影響部におけるマルテンサイト分率が増大して溶接熱影響部靭性が大幅に低下するため、Moの添加量は0.15〜0.50%と規定した。
本発明ではフェライト変態を先行させることが重要となるが、鋼板を水冷する際に達成される冷却速度は最終板厚毎に異なり、同一の水量密度であれば最終板厚が小さいほど冷却速度は上昇するため、フェライトは不安定となる。このため、板厚が小さいほどフェライト安定化のためにMn量を低減する必要が生じる。
発明者らは、前記のMo及びMnの添加量範囲で、水量密度0.1〜3.0m3 /min.・m2 の場合にフェライトが先行生成する条件を探索し、最終板厚がt(mm)の場合には、Mnの添加量(質量%)が0.006t+0.85以下である必要があることを見出した。よって、Mnの添加量と最終板厚との関係をMn≦0.006t+0.85と規定した。なお、最終板厚とは、圧延終了後に幅方向の中心部で測定された鋼板の厚みを表し、鋼板の3箇所以上で測定した値の平均値を採用することが望ましい。
CrはMoと同様に未変態−変態界面の移動に伴うdragを通じて変態界面の移動を抑制し、フェライトとベイナイトあるいはマルテンサイト主体の複合組織を作りこむのに有利な元素であるが、Moよりもその効果は弱いため、本発明では補助的な役割に使用される。Cr量が0.01%未満では効果がなく、1%超では溶接熱影響部靭性が極めて低下するため、Cr量を0.01〜1%と規定した。
最も重要なのは圧延条件と水冷条件の組み合わせであり、フェライトを安定化するための圧延条件の指定と、その後の水冷におけるフェライト生成と残部のベイナイトやマルテンサイト化に対して2つの方法が有効であることを新たに見いだした。
本発明の成分範囲では、圧延終了温度を900℃以下とした場合にフェライトが安定化するため降伏比の低減が可能であり、逆にAr3 点未満ではフェライトの加工によって降伏比が増大するため、圧延終了温度をAr3 点以上900℃以下と規定した。また、900℃以下で実施される圧延の圧下率は、10%未満ではフェライトが安定生成しないこと、95%超では生産性が著しく低下することから、900℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を10%以上95%以下と規定した。なお、900℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を35%以上95%以下とした場合には特にフェライトの安定化による降伏比の低減効果が顕著であることから、望ましくは900℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を35%以上95%以下とする。
本発明の成分範囲と前記圧延条件のもとでは、水冷の開始温度を(Ar3 点−30℃)未満とした場合、多量のフェライトが水冷前の空冷途上で生成することでフェライトは確保できるものの、粗大なフェライトであるために母材の靭性が低下し、さらに空冷から水冷に移行する温度が鋼板の部位毎に変動することでフェライトの体積率に大きな差が生じることを通じて材質の板内における不均一性が顕著になる。そこで本発明では水冷開始温度を(Ar3 点−30℃)以上と規定した。
なお、冷却速度が5℃/s以上50℃/s以下の場合には、フェライトの先行生成と残部の低温変態が極めてバランスよく生じることで著しく低い降伏比が達成可能であることから、望ましくは冷却速度を5℃/s以上50℃/s以下と規定した。
また、水冷の停止温度はフェライト変態後の残部オーステナイトを極力パーライト変態させずにベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とするため、650℃以下と規定する。
また、水冷の開始温度とは、鋼板が水冷設備に入る直前の鋼板1/4t部における温度とし、水冷の停止温度とは、水冷設備を出た直後の鋼板1/4t部における復熱後の温度とし、水冷時の冷却速度とは水冷開始温度と水冷設備を出た直後の鋼板1/4t部における復熱前の温度の間の平均冷却速度とする。水冷に関わるこれらの温度は、鋼板内部に熱電対を埋め込み、実際の製造を模擬した冷却を実施することで測定可能である。
Ar3 点は、直接測定はできないものの、圧延前のインゴットから採取した小型試験片を使用して圧延と水冷を模擬した加工熱処理を実施し、熱膨張曲線から変態開始温度として推定可能である。
なお、1000℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を40%以上95%以下とした場合には特にフェライトの安定化による降伏比の低減効果が顕著であることから、望ましくは1000℃以下の温度で実施される圧延の圧下率を40%以上95%以下とする。
また、水冷の停止温度はフェライト変態後の残部オーステナイトを極力パーライト変態させずにベイナイトあるいはマルテンサイト主体の組織とするため、650℃以下と規定する。
Cは、強度確保に必須の元素であるため、その添加量を0.005%以上とする。しかし、一方でC量の増大は粗大析出物の生成による母材靱性の低下や溶接性の低下を招くためその上限を0.2%とする。
本発明の鋼組成を有する鋼片または鋳片を加熱する条件は、凝固時に析出した析出物を十分に固溶するために1050℃以上に加熱の上この温度域に20分以上保持する必要がある。また、1350℃を超える温度まで加熱したのちに20分以上保持することは、オーステナイトの粗大化による最終組織の粗大化を通じて母材靭性の低下をもたらすため、加熱温度の上限を1350℃とした。
なお、保持時間については、設定加熱温度に達した後設定温度±50℃以内にある時間を指す。また、加熱温度は炉内温度計で測定した値とする。
圧延終了後に実施する水冷において、その前半と後半の冷却速度を変化させ、Ar3 点から650℃までで規定される前半の冷却速度を1℃/s以上10℃/s以下、650℃以下水冷停止温度までで規定される後半の冷却速度を5℃/s以上100℃/s以下とすることで、さらに降伏比が低く、かつ強度は同等以上の鋼板を製造することができる。
該冷却の前半部の冷却速度を低くするのは、フェライトの生成量を増やしかつ未変態オーステナイトへのCの濃化を通じて後半の冷却で形成させるベイナイトの変態温度を下げるためであり、後半部の冷却速度を高くするのは、未変態オーステナイトの変態温度を極力低くするためである。
なお、この二段階の冷却における冷却速度も、鋼板1/4t部における当該温度範囲における平均冷却速度とし、鋼板中に熱電対を埋め込んだ予備試料を使用して、実際の水冷を模擬した水冷を行うことで測定が可能である。
サブマージアーク溶接の場合、突合せ溶接のボンドから0.5mmはなれた場所がシャルピー試験片のノッチ位置に対応するように試験片を採取し、0℃で行った3本の試験における衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。板厚20mm、50mm、100mmそれぞれに対応する試験片採取部位及び溶接入熱はそれぞれ2.5kJ/mm、1/2t部、4.0kJ/mm、1/4t部、5.5kJ/mm、1/4t部である。
エレクトロスラグ溶接の場合、ボックス柱のスキンプレートとダイヤフラムの溶接に相当する継手を作成し、スキンプレート側のボンド部から0.5mmはなれた場所がシャルピー試験片のノッチ位置に対応するように試験片を採取し、0℃で行った3本の試験における衝撃吸収エネルギーの平均値を採用した。溶接入熱は、板厚20mm、50mm、100mmそれぞれに対して、40、60、90kJ/mm程度である。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例1は、参考例1と類似の鋼板および製造方法であるものの、Moの添加量が本発明の範囲と異なり0.15%未満であるために降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例2は、参考例2と類似の鋼板および製造方法であるものの、Mnの添加量が0.006t+0.85で計算される値よりも高く、フェライトが十分に安定化しないため、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは500N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例3は、発明例3と類似の鋼板および製造方法であるものの、Mnの添加量が本発明の範囲である0.15%以上1.5%未満を超えているため、フェライトが十分に安定化せず、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは800N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例4は、参考例4と類似の鋼板および製造方法であるものの、Mnの添加量が0.006t+0.85で計算される値よりも大きく、かつMn/Moの値が8.0を超えているため、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が水冷時の二段冷却によりさらに促進されているため、降伏比がきわめて低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例5は、参考例5と類似の鋼板および製造方法であるものの、Cの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比は低いもののPcmが高く、溶接熱影響部靭性がきわめて低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例6は、参考例6と類似の鋼板および製造方法であるものの、Siの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比は低いものの溶接熱影響部靭性がきわめて低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは500N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例7は、参考例7と類似の鋼板および製造方法であるものの、Ceq.が本発明の範囲より小さいため、降伏比は低く溶接熱影響部靭性は高いものの、引張強さが低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは800N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例8は、参考例8と類似の鋼板および製造方法であるものの、Alの添加量が本発明の範囲を超えているために、溶接熱影響部靭性が極めて低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例9は、参考例9と類似の鋼板および製造方法であるものの、Nbの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比が高く、溶接熱影響部靭性が極めて低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例10は、参考例10と類似の鋼板および製造方法であるものの、Tiの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比が高く溶接熱影響部靭性が極めて低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは800N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例11は、参考例11と類似の鋼板および製造方法であるものの、Cuの添加量が本発明の範囲を超えているために降伏比が高く、溶接熱影響部の靭性が極めて低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が成されているため、降伏比が低く、引張強さは500N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例12は、参考例12と類似の鋼板および製造方法であるものの、Moの添加量が本発明の範囲を超えているために溶接熱影響部靭性が低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例13は、参考例13と類似の鋼板および製造方法であるものの、Mnの添加量が本発明の範囲より少なく、かつMn/Moの値が1.0より小さいため、引張強さが低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例14は、参考例14と類似の鋼板および製造方法であるものの、Mnの添加量が0.006t+0.85で計算される値の1.15よりも高いため、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは500N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例15は、発明例15と類似の鋼板および製造方法であるものの、Mgの添加量が本発明の範囲を超えているため、溶接熱影響部靭性が極めて低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは800N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例16は、参考例16と類似の鋼板および製造方法であるものの、Vの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比が高く、かつ溶接熱影響部靭性が極めて低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例17は、参考例17と類似の鋼板および製造方法であるものの、Bの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比が高く、かつ溶接熱影響部靭性が低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例18は、参考例18と類似の鋼板および製造方法であるものの、加熱温度が本発明の範囲を超えているために、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは500N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例19は、参考例19と類似の鋼板および製造方法であるものの、Crの添加量が本発明の範囲を超えているため、降伏比が高く溶接熱影響部靭性が低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは800N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例20は、参考例20と類似の鋼板および製造方法であるものの、加熱温度が本発明の範囲より低いため、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例21は、参考例21と類似の鋼板および製造方法であるものの、圧延の仕上げ温度が1000℃を超えているため、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例22は、参考例22と類似の鋼板および製造方法であるものの、Niの添加量が高いために溶接熱影響部の靭性が低く、さらに圧延の仕上げ終了温度がAr3 点未満であるために降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは500N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例23は、参考例23と類似の鋼板および製造方法であるものの、900℃以下での圧下率が10%未満であるためにフェライトが安定化せず、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは800N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例24は、発明例24と類似の鋼板および製造方法であるものの、1000℃以下での圧下率が20%未満であるためにフェライトが安定化せず、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例25は、参考例25と類似の鋼板および製造方法であるものの、水冷開始温度が(Ar3 点−30℃)未満であるため、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例26は、参考例26と類似の鋼板および製造方法であるものの、冷却速度が本発明の範囲より小さいため、降伏比は低いものの強度が低い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例27は、発明例27と類似の鋼板および製造方法であるものの、Mnの添加量が0.006t+0.85で計算される値よりも高く、フェライトが十分に安定化しないため、降伏比が高い。
フェライトの先行生成と残部の低温変態が達成されているため、降伏比が低く、引張強さは600N/mm2 程度となっており、さらに全体の合金元素添加量が少ないためにPcmが低く、かつサブマージアーク溶接及びエレクトロスラグ溶接の溶接熱影響部靭性にも優れている。
一方、比較例28は、発明例28と類似の鋼板および製造方法であるものの、Mnの添加量が0.006t+0.85で計算される値よりも高いため、フェライトが安定化せず、降伏比が高い。
Claims (10)
- 鋼が、質量%で、
C :0.005〜0.2%、
Si:0.01〜1%、
Mn:1.05〜1.50%、
Al:0.001〜0.1%、
Mo:0.15〜0.50%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、X1=Mn/Moで表されるX1が1.0以上8.0以下であり、Mn量(質量%)と最終板厚t(mm)の関係がMn≦0.006t+0.85であり、X2=C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Cr/5+Ni/40+V/14で表されるX2が0.25以上0.45以下であることを特徴とする、耐震性と溶接性に優れた鋼板。 - 質量%でさらに、
Cr:0.01〜1%
を含有することを特徴とする、請求項1に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。 - 質量%でさらに、
Nb:0.001〜0.1%
を含有することを特徴とする、請求項1又は2に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。 - 質量%でさらに、
Ti:0.001〜0.1%、
Mg:0.0005〜0.02%
の1種または2種を含有することを特徴とする、請求項1乃至3のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板。 - 質量%で、
C :0.005〜0.2%、
Si:0.01〜1%、
Mn:0.15〜1.50%、
Al:0.001〜0.1%、
Mo:0.15〜0.50%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、X1=Mn/Moで表されるX1が1.0以上8.0以下であり、Mn量(質量%)と最終板厚t(mm)の関係がMn≦0.006t+0.85であり、X2=C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Cr/5+Ni/40+V/14で表されるX2が0.25以上0.45以下である鋼片または鋳片を1050℃以上1350℃以下に加熱後に圧延を開始し、圧延をAr3 点以上900℃未満で終了し、900℃未満での圧下率を10%以上95%以下とし、(Ar3 点−30℃)以上で水冷を開始し、水冷時の平均冷却速度が1℃/s以上100℃/s以下とし、650℃以下で冷却を終了した後空冷することを特徴とする、耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 - 質量%で、
C :0.005〜0.2%、
Si:0.01〜1%、
Mn:0.15〜1.50%、
Al:0.001〜0.1%、
Mo:0.15〜0.50%
を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼組成とし、X1=Mn/Moで表されるX1が1.0以上8.0未満であり、Mn量(質量%)と最終板厚t(mm)の関係がMn≦0.006t+0.85であり、X2=C+Mn/6+Si/24+Mo/4+Cr/5+Ni/40+V/14で表されるX2が0.25以上0.45以下である鋼片または鋳片を1050℃以上1350℃以下に加熱後に圧延を開始し、圧延を900℃以上1000℃以下で終了し、1000℃以下での圧下率を30%以上95%以下とし、 (Ar3 点−30℃)以上で水冷を開始し、水冷時の平均冷却速度が1℃/s以上30℃/s以下とし、650℃以下で冷却を終了した後空冷することを特徴とする耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 - 質量%でさらに、
Cr:0.01〜1%
を含有することを特徴とする、請求項5または6に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 - 質量%でさらに、
Nb:0.001〜0.1%
を含有することを特徴とする、請求項5乃至7のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 - 質量%でさらに、
Ti:0.001〜0.1%、
Mg:0.0005〜0.02%
の1種または2種を含有することを特徴とする、請求項5乃至8のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。 - 圧延終了後に開始する水冷において、650℃以上Ar3 点以下の平均冷却速度が1℃/s以上10℃/s以下であり、かつ水冷停止温度以上650℃以下の平均冷却速度が5℃/s以上100℃/s以下であることを特徴とする、請求項5乃至9のいずれか1項に記載の耐震性と溶接性に優れた鋼板の製造方法。
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