JP4730102B2 - 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 - Google Patents
溶接性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4730102B2 JP4730102B2 JP2006005736A JP2006005736A JP4730102B2 JP 4730102 B2 JP4730102 B2 JP 4730102B2 JP 2006005736 A JP2006005736 A JP 2006005736A JP 2006005736 A JP2006005736 A JP 2006005736A JP 4730102 B2 JP4730102 B2 JP 4730102B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- mpa
- yield ratio
- martensite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 67
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 67
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 9
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 49
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 40
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 18
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 9
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 6
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 claims description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 24
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 23
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 15
- 238000000034 method Methods 0.000 description 14
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 13
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 11
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 9
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 9
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 9
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 8
- 230000008569 process Effects 0.000 description 5
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 5
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 5
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 3
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 2
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 230000002596 correlated effect Effects 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 238000012423 maintenance Methods 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、建築、ラインパイプ等に供して好適な、高強度、低降伏比および高靭性の特性を併せ持つ鋼に係り、特に、溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上で、降伏比８０％以下を有する高張力鋼板およびその製造方法に関する。
近年、建築構造物の大型化、長スパン化に伴い、使用される鋼材の厚肉化、高強度化が要望されている。一方、鋼構造物の安全性の観点から、高い許容応力を有するとともに、降伏比を低下させることが要求されている。
降伏比を低下させることにより、降伏点以上の応力が付加されても破壊までに許容される応力が大きくなり、また、一様伸びが大きくなるため、塑性変形能に優れた鋼材となる。
一方、ラインパイプにおいては、使用される鋼材の高強度化への要求が高く、それに伴い、ＵＯプレス加工時のスプリングバック、座屈等が問題となることから、これらを抑制するといった観点で降伏比の低い高張力鋼板が望まれている。
特に、引張強さが５９０ＭＰａを超える高張力鋼板では、強度確保のために合金を多量に添加することが一般的であるため、降伏比が上昇する傾向にあるとともに、靭性や溶接性も低下する。このため、高強度，低降伏比と優れた溶接性とを併せ持った高張力鋼板が要望されている。
このような要望に対して、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４等で低降伏比高強度鋼の製造方法が提案されている。特許文献１、特許文献２に 記載された技術は、いずれも圧延後、直ちに焼入れする直接焼入れ法であり、圧延後の冷却開始を遅らせ、５〜６０％程度のフェライトを析出させた後、急冷して、フェライト相＋硬質相の２相組織としている。
これにより、高強度化と低降伏比化を実現している。特許文献３に記載された技術は、
圧延後、直ちに焼入れする直接焼入れ法であり、圧延後の冷却速度を制御することにより、フェライト相＋島状マルテンサイトの２相組織としている。
圧延後、直ちに焼入れする直接焼入れ法であり、圧延後の冷却速度を制御することにより、フェライト相＋島状マルテンサイトの２相組織としている。
また、特許文献４に記載された技術では、フェライト析出温度域に保持させた後に急冷
し、フェライト＋硬質相の２相組織とすることにより、高強度化と低降伏比化を達成して
いる。
し、フェライト＋硬質相の２相組織とすることにより、高強度化と低降伏比化を達成して
いる。
一方、特許文献５に記載された技術では、熱間圧延後の鋼板を焼入れした後、再度フェ
ライト＋オーステナイトの２相域まで加熱し、焼入れした後、焼戻しを行い、高強度化と
低降伏比化を達成している。
特公昭５８−１０４４２号公報
特開昭６２−７７４１９号公報
特開２００１−２２６７３７号公報
特開平２−３４７２１号公報
特開平４−９９８１７号公報
ライト＋オーステナイトの２相域まで加熱し、焼入れした後、焼戻しを行い、高強度化と
低降伏比化を達成している。
しかしながら、特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４に記載された技術では、製造条件や鋼板内位置により、フェライトと硬質第２相の体積分率が変化することから、安定して高強度化と低降伏比を達成するまでには至っていない。特許文献５に記載された技術では、煩雑な熱処理プロセスが必要とされる。
また、高強度低降伏比鋼板の微視組織としては、フェライト相を主体とし、硬質第２相を分散させる技術が一般的であるが、フェライト相の体積分率によっては、建築ラインパイプなどで要望される、５９０ＭＰａ以上の高強度と８０％以下の低降伏比を、安定して達成できない。
本発明は、上述した問題点を解決するために、好適な鋼板のミクロ組織要件を提案し、さらに、煩雑な熱処理なく、安定して５９０ＭＰａ以上の引張強さと、８０％以下の降伏比、優れた靭性および溶接性を有する低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
本発明者らは，上記した課題を達成するために、強度および降伏比に及ぼす各種要因、特に、非常に脆く、母材の延性、靭性を低下させることから、高強度低 降伏比鋼板の組織制御として、これまで積極的に利用されていないマルテンサイトおよび島状マルテンサイトに着目し、鋭意研究した。
その結果、５９０ＭＰａ以上の引張強さと、８０％以下の低降伏比を板厚方向の各位置で達成するためには、ベイナイト主体の組織に、マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを含有させ、その体積分率、粒径およびアスペクト比を適正に制御することが重要であることを知見した。
そのためには、厳格な成分調整とともに、炭素当量Ｃｅｑを０．３３〜０．４７％、Ｐｃｍを０．２２％以下とすることが肝要であり、また、上記のように成分調整した鋼素材に熱間圧延を施した後、冷却速度と冷却停止温度を適正化した加速冷却処理、さらには、冷却停止後の再加熱処理を適正化することにより、上記のミクロ組織要件を達成し、溶接性を損なうことなく、引張強さで５９０ＭＰａ以上を有し、８０％以下の低降伏比を有する母材特性を達成することができることを知見した。
本発明は、上記の知見に基づき、更に検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
１ 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３３〜０．４７％、且つ下記（２）式で定義されるＰｃｍが０．２２％以下を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
微視組織がベイナイト主体組織を母相とし、前記母相中に平均円相当径が１〜１０μｍ、且つアスペクト比が４．０以下のマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％を含む、溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ （２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
２ 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３３〜０．４７％、且つ下記（２）式で定義されるＰｃｍが０．２２％以下を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
少なくとも板厚の１／４〜３／４の部分の微視組織がベイナイト主体組織を母相とし、前記母相中に平均円相当径が１〜１０μｍ、且つアスペクト比が４．０以下のマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％を含む、溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ （２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
３ １に記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱後、８００℃以上の温度域において熱間圧延を行い、続いてＡｒ３点以上の温度域から３〜４０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３−３００〜Ａｒ３−５０℃の温度域まで加速冷却を行った後、空冷することを特徴とする溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼の製造方法。
４ 更に、４００℃以上、Ａｃ１点以下で焼戻すことを特徴とする３に記載する溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼の製造方法。
１ 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３３〜０．４７％、且つ下記（２）式で定義されるＰｃｍが０．２２％以下を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
微視組織がベイナイト主体組織を母相とし、前記母相中に平均円相当径が１〜１０μｍ、且つアスペクト比が４．０以下のマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％を含む、溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ （２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
２ 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３３〜０．４７％、且つ下記（２）式で定義されるＰｃｍが０．２２％以下を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
少なくとも板厚の１／４〜３／４の部分の微視組織がベイナイト主体組織を母相とし、前記母相中に平均円相当径が１〜１０μｍ、且つアスペクト比が４．０以下のマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％を含む、溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ （２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
３ １に記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱後、８００℃以上の温度域において熱間圧延を行い、続いてＡｒ３点以上の温度域から３〜４０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３−３００〜Ａｒ３−５０℃の温度域まで加速冷却を行った後、空冷することを特徴とする溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼の製造方法。
４ 更に、４００℃以上、Ａｃ１点以下で焼戻すことを特徴とする３に記載する溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼の製造方法。
本発明によれば、引張強さが５９０ＭＰａ以上で、８０％以下の低降伏比を有し、且つ溶接性に優れた高強度厚鋼板を、煩雑な熱処理なく、安定して製造することができ、鋼構造物の大型化、鋼構造物の耐震性の向上や施工能率向上に大きく寄与し、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明を詳細に説明する。
１ 微視組織
本発明では、高強度と低降伏比を安定して達成するため、微視組織をベイナイト相を主体組織とし、硬質第２相として体積分率、平均円相当径，アスペクト比を特定したマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％分散させることを規定する。
１ 微視組織
本発明では、高強度と低降伏比を安定して達成するため、微視組織をベイナイト相を主体組織とし、硬質第２相として体積分率、平均円相当径，アスペクト比を特定したマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％分散させることを規定する。
マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトは、母相の主体となるベイナイトと比べて非常に硬い相であるために、ＴＳが向上するとともに、多量に導入された可動転位がＹＳの上昇を抑制することにより、高強度と低降伏比を両立させるため、ベイナイト主体組織に分散させる。
マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトの面積分率が３％未満では、高強度と低降伏比の効果が得られず、一方、３０％を超えると母材の延性、靭性が劣化する。このため、面積分率は３〜３０％の範囲に限定する。尚、好ましくは、５〜２０％である。
マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトの平均円相当径が１μｍ未満では、高強度と低降伏比の効果が得られず、一方、１０μｍを超えると母材の靭性が劣化する。このため、平均円相当径は１〜１０μｍの範囲に限定する。尚、好ましくは、３〜８μｍである。
マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトのアスペクト比は、高くなると母材靭性が劣化するため、できるだけ低減させることが望ましい。アスペクト比が４．０を超えると、
この傾向が顕著となるため、上限とする。
この傾向が顕著となるため、上限とする。
尚、マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトは、レペラ腐食（ＪＯＵＲＮＡＬ ＯＦ ＭＥＴＡＬＳ，Ｍａｒｃｈ，１９８０，ｐ．３８−３９）を実施し、光学顕微鏡で撮影した後、画像解析装置を用いて定量評価する。
島状マルテンサイトを除く母相としては，実質的にベイナイト相とフェライト相の混合組織が主体組織となり，パーライトおよびセメンタイト等の組織が混在する場合には，強度が低下するため，面積分率は少ない方が良い．ただし，パーライトおよびセメンタイト等の構成組織が体積分率で１５％以下の場合には影響が無視できるため含有してもよい。
また，強度確保の観点から，ベイナイト相の体積分率は５０％以上であることが好ましい。
２ 成分組成
成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０３〜０．１８％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素で
あり、また、上記したマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトの第２相組織を得るためには、０．０３％以上の含有を必要とする。
成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０３〜０．１８％
Ｃは、鋼の強度を増加させ、構造用鋼材として必要な強度を確保するのに有用な元素で
あり、また、上記したマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトの第２相組織を得るためには、０．０３％以上の含有を必要とする。
一方、０．１８％を超える含有は、ＨＡＺ靭性、耐溶接割れ性を劣化させるとともに、母材の靭性を劣化させる。このため、Ｃは０．０３〜０．１８％の範囲に限定する。尚、好ましくは０．０５〜０．１５％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、少なくとも０．０５％必要であるが、０．５０％を超えて含有すると、母材の靭性が劣化するとともに、溶接性、ＨＡＺ靭性が顕著に劣化する。このため、Ｓｉは０．０５〜０．５０％の範囲に限定する。尚、好ましくは、０．０５〜０．３５％である。
Ｓｉは、脱酸材として作用し、製鋼上、少なくとも０．０５％必要であるが、０．５０％を超えて含有すると、母材の靭性が劣化するとともに、溶接性、ＨＡＺ靭性が顕著に劣化する。このため、Ｓｉは０．０５〜０．５０％の範囲に限定する。尚、好ましくは、０．０５〜０．３５％である。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有しており、本発明では、引張強度５９０ＭＰａ以上を確保するためには、０．５％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超えて含有すると、母材の靭性およびＨＡＺ靭性が著しく劣化する。このため、Ｍｎは０．５〜２．０％の範囲に限定する。尚、好ましくは、０．６〜１．６％である。
Ｍｎは、鋼の強度を増加させる効果を有しており、本発明では、引張強度５９０ＭＰａ以上を確保するためには、０．５％以上の含有を必要とする。一方、２．０％を超えて含有すると、母材の靭性およびＨＡＺ靭性が著しく劣化する。このため、Ｍｎは０．５〜２．０％の範囲に限定する。尚、好ましくは、０．６〜１．６％である。
Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、鋼の強度を増加させ靭性を劣化させる元素であり、特に溶接部の靭性を劣化させ
るので、できるだけ低減することが望ましい。Ｐが０．０２％を超えて含有されると、この傾向が顕著となるため、上限とする。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００５％以上とすることが望ましい。
Ｐは、鋼の強度を増加させ靭性を劣化させる元素であり、特に溶接部の靭性を劣化させ
るので、できるだけ低減することが望ましい。Ｐが０．０２％を超えて含有されると、この傾向が顕著となるため、上限とする。尚、過度のＰ低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、０．００５％以上とすることが望ましい。
Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは母材および溶接部の靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ま
しい。Ｓが０．００５０％を超えて含有されると、この傾向が顕著となるため、上限とする。
Ｓは母材および溶接部の靭性を劣化させる元素であり、できるだけ低減することが望ま
しい。Ｓが０．００５０％を超えて含有されると、この傾向が顕著となるため、上限とする。
Ａｌ：０．１％以下
Ａｌは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスに於いて、最も汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与 する。このような効果はＡｌ：０．００５％以上の含有で認められる。一方、０．１％を超える含有は、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して、靭性を劣化させる。このため、Ａｌは０．１％以下に限定する。尚、好ましくは０．０１〜０．０７％である。
Ａｌは、脱酸剤として作用し、高張力鋼の溶鋼脱酸プロセスに於いて、最も汎用的に使われる。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定し、母材の靭性向上に寄与 する。このような効果はＡｌ：０．００５％以上の含有で認められる。一方、０．１％を超える含有は、母材の靭性が低下するとともに、溶接時に溶接金属部に混入して、靭性を劣化させる。このため、Ａｌは０．１％以下に限定する。尚、好ましくは０．０１〜０．０７％である。
Ｎ：０．００７０％以下
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれ、０．００７０％を超えて含有すると、母材および溶接部靭性が著しく低下する。このため、Ｎは０．００７０％以下に限定する。
Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれ、０．００７０％を超えて含有すると、母材および溶接部靭性が著しく低下する。このため、Ｎは０．００７０％以下に限定する。
Ｃｅｑ：０．３３〜０．４７％
本発明では、上記した成分範囲内で、（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３３〜０．４７％となるように、各成分の含有量を調整する。
本発明では、上記した成分範囲内で、（１）式で定義される炭素当量Ｃｅｑが０．３３〜０．４７％となるように、各成分の含有量を調整する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ （１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しないものは０とする。
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しないものは０とする。
Ｃｅｑが０．３３％未満では、圧延、加速冷却時の焼入れ性が不足し、上記の組織要件を満足せず、フェライトおよびパーライト主体組織となり、所望の引張強さ５９０ＭＰａ以上を確保できない。又は加速冷却停止後にマルテンサイトが生成せず、所望の降伏比８０％以下を確保できなくなる。
一方、Ｃｅｑが０．４７％を超えると、圧延、冷却後の母材靭性、および溶接部靭性が著しく劣化する。このため、Ｃｅｑは０．３３〜０．４７％の範囲に限定する。
Ｐｃｍ：０．２２％以下
本発明では、更に、（２）式で定義されるＰｃｍが０．２２％以下となるように、各成分の含有量を調整する。
本発明では、更に、（２）式で定義されるＰｃｍが０．２２％以下となるように、各成分の含有量を調整する。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ （２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しないものは０とする。
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しないものは０とする。
Ｐｃｍは溶接部の低温割れ性の指標であり、できるだけ低いことが望ましい。Ｐｃｍが０．２２を超えると、溶接性が著しく劣化するため、Ｐｃｍは０．２２％以下に限定する。
本発明では，上記した基本成分系に加えて、所望する特性に応じ、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％、Ｔｉ：０．０３％以下、Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００５％以下の１種または２種以上を含有することができる。
Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｎｉ：０．１〜２．０％の１種または２種
ＣｕおよびＮｉは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素で、ＨＡＺ靭性への影響も小さく、高強度化のために有用な元素であり、所望する特性に応じ選択して含有できる。
ＣｕおよびＮｉは、高靭性を保ちつつ強度を増加させることが可能な元素で、ＨＡＺ靭性への影響も小さく、高強度化のために有用な元素であり、所望する特性に応じ選択して含有できる。
Ｃｕは、０．１％以上含有することが好ましいが、含有量が１．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．１〜１．０％の範囲に限定する。尚、好ましくは０．２〜０．７％である。
Ｎｉは、０．１％以上含有することが好ましいが、２．０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利になる。このため、含有させる場合は、０．１〜２．０％に限定する。尚、好ましくは０．２〜１．７％である。
Ｃｒ：０．７％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．０３％以下の１種または２種以上
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉはいずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する特性に応じ選択して含有できる。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉはいずれも鋼の強度向上に寄与する元素であり、所望する特性に応じ選択して含有できる。
Ｃｒは、０．０５％以上含有することが好ましいが、０．７％を超える含有は、ＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．７％以下に限定することが望ましい。
Ｍｏは、０．０５％以上含有することが好ましいが、１．０％を超える含有は、母材靭性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす。このため、含有させる場合は、１．０％以下に限定することが望ましい。
Ｎｂは、０．００５％以上含有することが好ましいが、０．０５％を超える含有は、母材靭性およびＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．０５％以下に限定することが望ましい。
Ｖは、０．０１％以上含有することが好ましいが、０．２％を超える含有は、ＨＡＺ靭性を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．２％以下に限定することが望ましい。
Ｔｉ： ０．０３％以下
Ｔｉは、０．００５％以上含有することにより、強度向上に寄与し、また、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化抑制してＨＡＺの高靭化に寄与する。
Ｔｉは、０．００５％以上含有することにより、強度向上に寄与し、また、Ｎとの親和力が強く凝固時にＴｉＮとして析出し、ＨＡＺでのオーステナイト粒の粗大化抑制してＨＡＺの高靭化に寄与する。
一方、０．０３％を超えて含有すると、母材靭性を劣化させる。このため、含有させる場合は、０．０３％以下に限定することが望ましい。
Ｂ： ０．００５％以下
Ｂは，微量の添加により，焼入れ性の向上を介して，鋼の強度を増加させる作用を有する．一方，０．００５０％を超える含有は焼入れ性を著しく増加させ，母材の靭性，延性の劣化をもたらすとともに，溶接性が低下する．このため，Ｂは０．００５％以下に限定した．なお，好ましくは，０．０００３〜０．００２％である。
Ｂ： ０．００５％以下
Ｂは，微量の添加により，焼入れ性の向上を介して，鋼の強度を増加させる作用を有する．一方，０．００５０％を超える含有は焼入れ性を著しく増加させ，母材の靭性，延性の劣化をもたらすとともに，溶接性が低下する．このため，Ｂは０．００５％以下に限定した．なお，好ましくは，０．０００３〜０．００２％である。
Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下およびＭｇ：０．００５％以下の１種または２種以上
Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇは、いずれも靭性向上に寄与する元素であり、所望する特性に応じ選択して含有できる。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であり、０．００１％以上含有することが好ましいが、０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００５％を上限とする。
Ｃａ、ＲＥＭおよびＭｇは、いずれも靭性向上に寄与する元素であり、所望する特性に応じ選択して含有できる。
Ｃａ：０．００５％以下
Ｃａは、結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であり、０．００１％以上含有することが好ましいが、０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００５％を上限とする。
ＲＥＭは、０．００２％以上含有することが好ましいが、０．０２％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．０２％を上限とする。
Ｍｇは、結晶粒の微細化を介して靭性を向上させる有用な元素であり、０．００１％以上含有することが好ましいが、０．００５％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００５％を上限とする。尚、上述した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
３ 製造条件
温度に関する「℃」表示は特に断らない限り板厚１／２ｔ部の温度を意味するものとする。
［鋼片加熱温度］
本発明で使用する鋼素材は、上述した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等常法により溶製し、得られた鋼素材を１０００℃〜１２５０℃に再加熱する。
温度に関する「℃」表示は特に断らない限り板厚１／２ｔ部の温度を意味するものとする。
［鋼片加熱温度］
本発明で使用する鋼素材は、上述した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等常法により溶製し、得られた鋼素材を１０００℃〜１２５０℃に再加熱する。
再加熱温度が１０００℃未満では、熱間圧延での変形抵抗が高くなり、１パス当たりの圧下量が大きく取れなくなることから、圧延パス数が増加し、圧延能率の低下を招き、鋼素材（スラブ）中の鋳造欠陥を圧着することができない場合も生じる。
一方、再加熱温度が１２５０℃を超えると、加熱時のスケールによって表面疵が生じやすく、圧延後の手入れ負荷が増大する。このため、鋼素材の再加熱温度は１０００〜１２５０℃の範囲とするのが好ましい。
［熱間圧延］
再加熱された鋼素材は、所定の板厚まで、圧延終了温度を８００℃以上となる熱間圧延を施す。熱間圧延、圧延終了温度を８００℃以上とする以外には、所定の板厚および形状を満足できればよく、その条件をとくに限定しない。
再加熱された鋼素材は、所定の板厚まで、圧延終了温度を８００℃以上となる熱間圧延を施す。熱間圧延、圧延終了温度を８００℃以上とする以外には、所定の板厚および形状を満足できればよく、その条件をとくに限定しない。
尚、板厚が８０ｍｍを超える極厚鋼板の場合には、ザク圧着のために１パスあたりの圧下率が１５％以上となる圧延パスを少なくとも１パス以上確保することが望ましい。圧延終了温度が８００℃未満では、変形抵抗が高く、圧延荷重が増大し、圧延機への負担が大きくなる。
また、厚肉材を８００℃未満まで圧延温度を低下させるためには、圧延途中で待機する必要があり、生産性を大きく阻害する。このため、圧延終了温度を８００℃以上とする。
［加速冷却］
圧延終了後、Ａｒ３点以上の温度域から３〜４０℃／ｓの平均冷却速度で、Ａｒ３−３００〜Ａｒ３−５０℃まで加速冷却する。圧延終了後の冷却速度が３℃／ｓ未満では、加速冷却後のミクロ組織がフェライト主体組織となるため、目標の引張強さ５９０ＭＰａ以上を満足することができない。
圧延終了後、Ａｒ３点以上の温度域から３〜４０℃／ｓの平均冷却速度で、Ａｒ３−３００〜Ａｒ３−５０℃まで加速冷却する。圧延終了後の冷却速度が３℃／ｓ未満では、加速冷却後のミクロ組織がフェライト主体組織となるため、目標の引張強さ５９０ＭＰａ以上を満足することができない。
一方、冷却速度が４０℃／ｓを超えると、鋼板内において材質が不安定となる材質のばらつきが生じる。
加速冷却の冷却停止温度がＡｒ３−３００℃よりも低くなると、加速冷却停止時にはベイナイト変態が完了し残留オーステナイトが存在せず、その後の空冷あるいは再加熱、空冷時によっても、マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトが生成せず、目標の降伏比８０％以下を満足できない。
一方、加速冷却後の冷却停止温度がＡｒ３−５０℃よりも高いと、冷却停止時にベイナイト変態が進行せず、微視組織がフェライト主体組織となり、目標の引張強さ５９０ＭＰａ以上を満足することができない。
圧延後の冷却速度が３〜４０℃／ｓの平均冷却速度範囲で、且つ加速冷却停止温度がＡｒ３−３００℃〜Ａｒ３−５０℃の範囲を満足することにより、加速冷却直後の微視組織が、ベイナイト主体組織中に、一部、残留オーステナイトが存在するようになる。
その後の空冷あるいは再加熱、空冷時に残留オーステナイトがマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトに変態し、目標の微視組織が得られ、５９０ＭＰａ以上の高強度と８０％以下の低降伏比を両立して達成する。
尚、Ａｒ３点は化学組成との相関が概ね次（３）式で整理できる。
Ａｒ３＝８６８−３９６Ｃ＋２５Ｓｉ−６８Ｍｎ−２１Ｃｕ−３６Ｎｉ−２５Ｃｒ−３０Ｍｏ （３）
（但し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％））
加速冷却終了後の厚鋼板は、室温まで空冷してもよいし、加速冷却を停止後、直ちにＡｃ１点以下の温度域まで再加熱した後、空冷しても良く、この場合、更に、高強度と低降伏比および高靭性をバランス良く、有利に達成することができる。
（但し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％））
加速冷却終了後の厚鋼板は、室温まで空冷してもよいし、加速冷却を停止後、直ちにＡｃ１点以下の温度域まで再加熱した後、空冷しても良く、この場合、更に、高強度と低降伏比および高靭性をバランス良く、有利に達成することができる。
上述した圧延、加速冷却後の微視組織は、ベイナイト主体組織中に、残留オーステナイトが微細に分散し、その後の空冷時に、ベイナイト中のＣが残留オーステナイトへ拡散し
て濃化することにより焼入れ性が増加し、室温までの冷却段階において、微細に分散した残留オーステナイトから、マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトが生成することになる。
て濃化することにより焼入れ性が増加し、室温までの冷却段階において、微細に分散した残留オーステナイトから、マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトが生成することになる。
更に、加速冷却を停止後、Ａｃ１点以下の温度域まで再加熱することにより、残留オーステナイトへのＣの拡散が、より一層促進され、マルテンサイトの形態を変化させることなく、マルテンサイト相自体のＴＳ上昇による高強度、低降伏比化とともに、主体組織であるベイナイト相は焼戻し効果により高靭化する。
一方、Ａｃ１点以上の温度域まで再加熱すると、マルテンサイト相の体積分率の増加により、本発明の規定を満足する鋼組織が得られず、母材靭性の低下を招く。再加熱条件は、再加熱温度をＡｃ１点以下の温度域とする以外は限定されない。
尚、再加熱速度および保持時間は、生産性を阻害しないように、好ましくは、再加熱速度１℃／ｓ以上、保持時間１５ｍｉｎ．以下とする。再加熱の手段として、雰囲気炉加熱、ガス炎、誘導加熱等が利用できるが、経済性、制御性等を考慮すると誘導加熱が好ましい。
尚、Ａｃ１点は化学組成との相関が概ね（４）式で整理できる。
Ａｃ１＝７５１−２７Ｃ＋１８Ｓｉ−１２Ｍｎ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４Ｃｒ＋２３Ｍｏ−４０Ｖ−６Ｔｉ＋２３３Ｎｂ−１６９Ａｌ−８９５Ｂ （４）
（ただし，Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％））
本発明では、鋼板を室温まで冷却した後、再加熱、焼戻し処理を施してもよい。焼戻し工程では、４００℃以上Ａｃ１点以下の焼戻し処理により、靭性を向上させることができる。
Ａｃ１＝７５１−２７Ｃ＋１８Ｓｉ−１２Ｍｎ−２３Ｃｕ−２３Ｎｉ＋２４Ｃｒ＋２３Ｍｏ−４０Ｖ−６Ｔｉ＋２３３Ｎｂ−１６９Ａｌ−８９５Ｂ （４）
（ただし，Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ、Ｂ：各合金元素の含有量（ｍａｓｓ％））
本発明では、鋼板を室温まで冷却した後、再加熱、焼戻し処理を施してもよい。焼戻し工程では、４００℃以上Ａｃ１点以下の焼戻し処理により、靭性を向上させることができる。
このような効果を得るためには、焼戻し温度を４００℃以上とする必要があるが、６００℃を超えると強度低下を招く。このため、焼戻し処理は、４００〜６００℃で行うことが望ましい。尚、冷却中断して再加熱した場合は、焼戻し温度は再加熱温度より高くする。
上述した組成の鋼素材を用いて、上述した条件の熱間圧延、加速冷却および空冷あるいは再加熱、空冷を施すことにより、板厚に応じて、板厚が薄い場合は、板厚ｔの鋼板の厚み方向の全域である表層〜１／４〜１／２〜３／４〜表層，板厚が厚い場合は表層部は硬化するとしても、少なくとも板厚ｔの１／４〜１／２〜３／４の領域において、マルテンサイトあるいは島状マルテンサイトをベイナイト主体組織中に分散させることが可能となり、溶接性に優れ、且つ引張強さ５９０ＭＰａ以上と、降伏比８０％以下を兼備する低降伏比高強度鋼板を容易に製造することができる。
尚、本発明は鋼板に限定されず、形鋼などにも適用可能である。
転炉−取鍋精錬−連続鋳造法で、表１に示す組成に調製された鋼素材を、表２に示す条件の熱間圧延−加速冷却−空冷あるいは再加熱−空冷、更には焼戻しにより表２に示す板厚の厚鋼板とした。表１のＮｏ．１〜９は化学組成が本発明範囲内の鋼で、Ｎｏ．１０〜１５は化学組成が本発明範囲外の鋼である。
得られた各厚鋼板の板厚の１／４、１／２、３／４位置から、ＪＩＳ４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性を調査した。
また、得られた各厚鋼板の板厚の１／４、１／２，３／４位置から、ＪＩＳ Ｚ ２２０２の規定に準拠してＶノッチ試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）および破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求め，母材靭性を評価した。
また、得られた各厚鋼板から、ＪＩＳ Ｚ ３１５８に準拠して、斜めｙ形溶接割れ試験を実施し、予熱なし（室温）におけるルート部割れ発生率を評価した。尚、供給ワイヤは、ＪＩＳ Ｚ ３２１２ Ｄ６２１６相当を使用した。
得られた結果を表３に示す。いずれの本発明例でも、板厚の１／４、１／２、３／４位置の各位置で、引張強さ５９０ＭＰａ以上、降伏比８０％以下、０℃での吸収エネルギーｖＥｏ＞１００Ｊの高強度、低降伏比で、高靭性の母材特性を有するとともに、斜めｙ形溶接割れ試験において、予熱なしの条件でもルート部での割れは発生しない。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、母材強度、降伏比、母材靭性、溶接割れ性のいずれかまたは複数の特性が目標値を満足していない。
Claims (4)
- 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３３〜０．４７％、且つ下記（２）式で定義されるＰｃｍが０．２２％以下を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
微視組織がベイナイト主体組織を母相とし、前記母相中に平均円相当径が１〜１０μｍ、且つアスペクト比が４．０以下のマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％を含む、溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ （２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。 - 鋼組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１８％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．１％以下、
Ｎ：０．００７０％以下、
を含有し、下記（１）式で定義されるＣｅｑが０．３３〜０．４７％、且つ下記（２）式で定義されるＰｃｍが０．２２％以下を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
少なくとも板厚の１／４〜３／４の部分の微視組織がベイナイト主体組織を母相とし、前記母相中に平均円相当径が１〜１０μｍ、且つアスペクト比が４．０以下のマルテンサイトあるいは島状マルテンサイトを面積分率で３〜３０％を含む、溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
（１）
ここで、Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。
Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋（Ｍｎ＋Ｃｕ＋Ｃｒ）／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５×Ｂ （２）
ここで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（ｍａｓｓ％）で含有しない元素は０とする。 - 請求項１に記載した鋼組成からなる鋳片または鋼片を、１０００〜１２５０℃に加熱後、８００℃以上の温度域において熱間圧延を行い、続いてＡｒ３点以上の温度域から３〜４０℃／ｓの冷却速度でＡｒ３−３００〜Ａｒ３−５０℃の温度域まで加速冷却を行った後、空冷することを特徴とする溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼の製造方法。
- 更に、４００℃以上、Ａｃ１点以下で焼戻すことを特徴とする請求項３に記載する溶接性に優れ、引張強さ（ＴＳ）が５９０ＭＰａ以上、７３０ＭＰａ以下、降伏比（ＹＲ）が８０％以下となる高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2006005736A JP4730102B2 (ja) | 2005-03-17 | 2006-01-13 | 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005076262 | 2005-03-17 | ||
| JP2005076262 | 2005-03-17 | ||
| JP2006005736A JP4730102B2 (ja) | 2005-03-17 | 2006-01-13 | 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2006291348A JP2006291348A (ja) | 2006-10-26 |
| JP4730102B2 true JP4730102B2 (ja) | 2011-07-20 |
Family
ID=37412218
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006005736A Active JP4730102B2 (ja) | 2005-03-17 | 2006-01-13 | 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4730102B2 (ja) |
Families Citing this family (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4987263B2 (ja) | 2005-07-26 | 2012-07-25 | 三桜工業株式会社 | 高強度鋼管およびその熱処理方法 |
| JP4730088B2 (ja) * | 2005-12-27 | 2011-07-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 |
| JP5186753B2 (ja) * | 2006-02-21 | 2013-04-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 制振合金薄板およびその製造方法 |
| JP5266791B2 (ja) * | 2007-03-30 | 2013-08-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐ｓｒ特性および変形性能に優れたｘ１００グレード以上の高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP4900003B2 (ja) * | 2007-04-09 | 2012-03-21 | 住友金属工業株式会社 | 熱間圧延ｔ形鋼 |
| JP5391542B2 (ja) * | 2007-10-10 | 2014-01-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 変形性能に優れた引張強度が７５０ＭＰａを超える高強度鋼およびその製造方法 |
| JP2009235460A (ja) * | 2008-03-26 | 2009-10-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐震性能及び溶接熱影響部の低温靭性に優れた高強度ｕｏｅ鋼管 |
| US8110292B2 (en) * | 2008-04-07 | 2012-02-07 | Nippon Steel Corporation | High strength steel plate, steel pipe with excellent low temperature toughness, and method of production of same |
| RU2502820C1 (ru) * | 2009-09-30 | 2013-12-27 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, высокой прочностью и высоким равномерным относительным удлинением, и способ ее изготовления |
| KR101193799B1 (ko) | 2010-05-28 | 2012-10-26 | 현대제철 주식회사 | 고충격치 보증 및 고강도 확보가 가능한 구조용 강재의 제조 방법 및 그 구조용 강재 |
| JP5208178B2 (ja) * | 2010-09-30 | 2013-06-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 引張強度９８０ＭＰａ以上で、多層盛継手の低温靭性に優れた高強度鋼板 |
| JP5776398B2 (ja) * | 2011-02-24 | 2015-09-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR101638707B1 (ko) * | 2011-07-20 | 2016-07-11 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| KR101536471B1 (ko) | 2013-12-24 | 2015-07-13 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 초고강도 용접구조용 강재 및 이의 제조방법 |
| JP6086134B1 (ja) * | 2015-08-24 | 2017-03-01 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐エタノール孔食性に優れた構造用鋼材 |
| CN108728740B (zh) * | 2018-04-28 | 2019-12-24 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | 一种低屈强比铁道车辆用热轧钢带及其生产方法 |
| KR102250324B1 (ko) * | 2019-06-14 | 2021-05-10 | 현대제철 주식회사 | 강재 및 그 제조방법 |
| CN111926253B (zh) * | 2020-07-31 | 2021-10-22 | 五矿营口中板有限责任公司 | 一种耐硫化氢腐蚀高强韧性正火钢及其制造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003160835A (ja) * | 2001-11-26 | 2003-06-06 | Kobe Steel Ltd | 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 |
| JP2003293076A (ja) * | 2002-04-09 | 2003-10-15 | Jfe Steel Kk | 造管後の降伏比が低い高強度鋼管素材およびその製造方法 |
| JP2005023423A (ja) * | 2003-06-12 | 2005-01-27 | Jfe Steel Kk | 低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法 |
-
2006
- 2006-01-13 JP JP2006005736A patent/JP4730102B2/ja active Active
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003160835A (ja) * | 2001-11-26 | 2003-06-06 | Kobe Steel Ltd | 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 |
| JP2003293076A (ja) * | 2002-04-09 | 2003-10-15 | Jfe Steel Kk | 造管後の降伏比が低い高強度鋼管素材およびその製造方法 |
| JP2005023423A (ja) * | 2003-06-12 | 2005-01-27 | Jfe Steel Kk | 低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2006291348A (ja) | 2006-10-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4730102B2 (ja) | 溶接性に優れた低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP4730088B2 (ja) | 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5130796B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5354164B2 (ja) | 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5659758B2 (ja) | 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP5034290B2 (ja) | 低降伏比高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5407478B2 (ja) | １層大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP4120531B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れる建築構造用高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP2007177325A (ja) | 低降伏比を有する高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP6056235B2 (ja) | 溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ９５０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2007119889A (ja) | 高靭性高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005256037A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP6056236B2 (ja) | 溶接性および耐遅れ破壊特性に優れた引張強さ７８０ＭＰａ以上の高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4096839B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高張力厚鋼板の製造方法 | |
| JP5200600B2 (ja) | 高強度低降伏比鋼材の製造方法 | |
| JP2005187853A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP5515954B2 (ja) | 耐溶接割れ性と溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板 | |
| JP5477457B2 (ja) | 板厚４０ｍｍ以下の鋼構造用高強度低降伏比鋼材 | |
| JP4924047B2 (ja) | 表面残留応力の絶対値が１５０Ｎ／ｍｍ２以下の耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP2012188749A (ja) | 多パス溶接部の靭性に優れた厚鋼板および多パス溶接継手 | |
| JP2007023346A (ja) | 歪時効特性に優れた高強度溶接鋼管の製造方法 | |
| JP5245414B2 (ja) | 低降伏比高強度鋼管用鋼板とその製造方法および低降伏比高強度鋼管 | |
| JP4539100B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP4951938B2 (ja) | 高靭性高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2009161811A (ja) | 低降伏比高強度鋼管用鋼板とその製造方法および低降伏比高強度鋼管 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RD01 | Notification of change of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7421 Effective date: 20060920 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20080925 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20100909 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20110104 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20110224 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20110322 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20110404 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140428 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4730102 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |