JPH07207334A - 溶接性および塑性変形能に優れた高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接性および塑性変形能に優れた高張力鋼の製造法Info
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- JPH07207334A JPH07207334A JP161294A JP161294A JPH07207334A JP H07207334 A JPH07207334 A JP H07207334A JP 161294 A JP161294 A JP 161294A JP 161294 A JP161294 A JP 161294A JP H07207334 A JPH07207334 A JP H07207334A
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Abstract
(57)【要約】 (修正有)
【目的】 建築・土木分野での鋼構造物に使用される溶
接性に優れ、かつ塑性変形態に優れた高張力鋼板。 【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、必要に応じて引
続き400〜650℃に加熱し、以後空冷する、溶接性
および塑性変形能に優れた高張力鋼の製造法。
接性に優れ、かつ塑性変形態に優れた高張力鋼板。 【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、必要に応じて引
続き400〜650℃に加熱し、以後空冷する、溶接性
および塑性変形能に優れた高張力鋼の製造法。
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添加鋼を焼入れ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/
mm2 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添加鋼を焼入れ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/
mm2 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、溶接性が良好で塑性変
形能に優れた高張力鋼(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、溶接性が良好で塑性変
形能に優れた高張力鋼(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、必要に応じて引続き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、必要に応じて引続き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
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
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。圧延を650℃未満
で終了した場合、フェライトへの加工量が大きくなり、
靭性を著しく劣化させる。一方、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。圧延を650℃未満
で終了した場合、フェライトへの加工量が大きくなり、
靭性を著しく劣化させる。一方、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】次に圧延後の冷却は、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。
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。さらに、必要に応じて
引続き400℃以上650℃以下の温度で焼戻し処理す
る。これは圧延によって導入された加工フェライトによ
り靭性が劣化する場合に、焼戻し処理により靭性を改善
するためである。400℃未満では焼戻しが不十分であ
り、650℃超では強度の低下を生じる。このため、焼
戻温度を400℃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。
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。さらに、必要に応じて
引続き400℃以上650℃以下の温度で焼戻し処理す
る。これは圧延によって導入された加工フェライトによ
り靭性が劣化する場合に、焼戻し処理により靭性を改善
するためである。400℃未満では焼戻しが不十分であ
り、650℃超では強度の低下を生じる。このため、焼
戻温度を400℃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。
【0016】次にその他の成分の限定理由について述べ
る。
る。
【0017】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、HA
Z靭性の劣化を招くためその上限を1.5%とする。
%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、HA
Z靭性の劣化を招くためその上限を1.5%とする。
【0018】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。
【0019】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。
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。
【0020】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CaO,C
aS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0.0005〜0.0050
%とする。
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CaO,C
aS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0.0005〜0.0050
%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
〜18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。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。
〜18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。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。
【0025】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。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は焼戻温度が低いために焼戻
しが不十分となり低温靭性が低下している。比較鋼18
は焼戻温度が高いために強度が低下している。
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。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は焼戻温度が低いために焼戻
しが不十分となり低温靭性が低下している。比較鋼18
は焼戻温度が高いために強度が低下している。
【0026】
【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以上で圧延を行い、650℃
以上800℃以下の温度範囲で圧延を終了した後、必要
に応じて引続き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および塑性変
形能に優れた高張力鋼の製造法。 - 【請求項2】 重量%で、Cr:0.05〜0.4%を
含有する請求項1記載の溶接性および塑性変形能に優れ
た高張力鋼の製造法。 - 【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記載の溶接性お
よび塑性変形能に優れた高張力鋼の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP161294A JPH07207334A (ja) | 1994-01-12 | 1994-01-12 | 溶接性および塑性変形能に優れた高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP161294A JPH07207334A (ja) | 1994-01-12 | 1994-01-12 | 溶接性および塑性変形能に優れた高張力鋼の製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH07207334A true JPH07207334A (ja) | 1995-08-08 |
Family
ID=11506340
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP161294A Withdrawn JPH07207334A (ja) | 1994-01-12 | 1994-01-12 | 溶接性および塑性変形能に優れた高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07207334A (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 |
EP3421630A4 (en) * | 2016-02-25 | 2019-01-02 | The Japan Steel Works, Ltd. | Cu-containing low alloy copper having excellent balance between strength and low-temperature toughness and method for producing same |
-
1994
- 1994-01-12 JP JP161294A patent/JPH07207334A/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 |
EP3421630A4 (en) * | 2016-02-25 | 2019-01-02 | The Japan Steel Works, Ltd. | Cu-containing low alloy copper having excellent balance between strength and low-temperature toughness and method for producing same |
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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 |