JPS5935414B2 - 溶接性の優れた高強度鋼の製造方法 - Google Patents

溶接性の優れた高強度鋼の製造方法

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JPS5935414B2
JPS5935414B2 JP7436880A JP7436880A JPS5935414B2 JP S5935414 B2 JPS5935414 B2 JP S5935414B2 JP 7436880 A JP7436880 A JP 7436880A JP 7436880 A JP7436880 A JP 7436880A JP S5935414 B2 JPS5935414 B2 JP S5935414B2
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JP
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steel
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manufacturing
strength steel
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JP7436880A
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亀雄 松倉
嘉雄 橋本
正喜 長尾
一男 山本
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Nippon Steel Corp
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Nippon Steel Corp
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Description

【発明の詳細な説明】 この発明はCeqが小さく、溶接性の優れた高強度鋼特
に40,50kg/−クラスのものを安価に製造する方
法に関するものである。
従来、45に97m4クラスの引張強さを持つ鋼の一般
的な製造方法はC1約0.20%、Mn約0.6%の鋼
をホラトスl−IJツブミルで通常の圧延後600℃程
度で捲取る方法であった。
しかし、このような従来技術で製造された鋼板は溶接部
が脆く、溶接後加工すると割れが生ずるなどの問題があ
った。
しかし、本発明方法によれば従来の成分よりも低Ceq
領域で45kg/−以上の引張強さが得られ、しかも優
れた溶接性を持った高延性の高強度鋼板を製造できるこ
とを見い出した。
本発明の要旨とするところはC0,02〜0.15%、
Mn0.1%以上0.5%未満、残余は鉄および不可避
不純物からなる鋼をAr3以上で圧延し、圧延後はAr
3以上からio℃/秒以上の冷却速度で冷却し、200
℃以下で捲取ることを特徴とする溶接性の優れた高強度
鋼の製造方法である。
さらに加工性、溶接性を改善した発明はC0,02〜0
.15%、Mn0.1%以上0.5%未満、S〈0.0
15%、Zrを2 <Zr / S <、 10、また
は希土類元素(REM)を1.3くREM/Sく5、も
しくはCaを0.5 〈Ca / S 〈1.5含有し
、残余は鉄および不可避不純物からなる鋼をAr3以上
で圧延し、圧延後はAr3以上から10℃/秒以上の冷
却速度で冷却し、200℃以下で捲取る方法で、Zrま
たはREM、もしくはCaによって介在物の形状制御を
行い、母材および溶接部の加工性をさらに改善したもの
である。
以下本発明の構成要件について述べる。
まず、化学成分の限定理由であるが、Cは0.02%未
満では十分な強度が得られず、0.15%超では溶接性
が劣化する。
Mnは0.1%未満では十分な強度が得られず、熱間変
形能も低下する、また0、5%以上添加しても、スポッ
ト溶接部の十字引張強度は増加せず、溶接部曲げ性はか
えって劣化するなど溶接性が劣化する。
さらに、母材および溶接部の加工性を改善した鋼板の製
造方法としてSを制限するのはMnS系の圧延により延
伸した介在物を減少させ、Zr、RBM、Caの添加量
を少なくするためで上限を0.015%とする。
硫化物形状制御元素であるZr、REM、CaのS量に
対する添加範囲はこれらの元素の0.Nなどとの結合力
により異なるので、2〈Zr/Sく10,1.3くRE
M/Sく5,0.5くCa/Sく1.5が適当である。
この下限はいずれもMnSを熱間で塑性加工が容易でな
い硫化物組成に変えるのに必要な量であり、上限は各元
素の硫化物形状改善効果が飽和し、それ以上の添加は酸
化物系の介在物が増加し加工性を逆に低下させるために
制限を受ける。
以上の成分の鋼の製造は通常の製鋼法によって良く、鋼
片の製造は造塊−分塊圧延、連続鋳造のいずれによるも
差支えない。
次に本発明の圧延条件について述べる。
加熱は通常のスラブ加熱炉により加熱後圧延するか、ま
たは分塊圧延後、または連続鋳造後直ちに圧延するかは
いずれでも良く、通常高張力鋼板において添加されてい
るNb、Vなどの元素を必要としないので炭窒化物の溶
体化の点からの加熱温度の制限はなく、圧延終了温度を
得るのに必要な最低の温度で良い。
圧延温度はAr3以上に限定する。
この理由はAr3点以下で圧延すると延性が低下するた
めである。
第1図はC0008〜0.10%、Mn 0.3〜0.
4%の鋼を3.2 mmに圧延したときの引張強さと全
伸びの関係を示す。
AはAr3以上で圧延後、本発明の冷却条件で冷却した
場合、BはAr3未満で圧延し、同じ冷却をした場合で
ある。
Ar3未満の変態域で圧延するとAr3以上で圧延した
ときにくらべ全伸びが同一強度で比較して6〜7%劣化
する。
圧延後はAr3以上から10℃/秒以上で冷却するが、
急冷゛開始温度がAr3未満であったり、また、その冷
却速度が10℃/秒より小さかったりすると、フェライ
トが細粒化せず十分な強度が得られない。
次に捲取温度であるが第2図はC011%、Mn0.4
%の鋼をAr3以上で圧延後10℃/秒以上の冷却速度
で冷却し捲取ったときの捲取温度と引張強さの関係を示
す。
捲取温度が200℃を越えると引張強さが急激に低下し
、本発明の目的は達成されなくなる。
したがって、捲取温度は200℃以下に限定する。
以下本発明の効果を実施例において説明する。
第1表に転炉で溶製、造塊、分塊圧延を行った鋼片をホ
ットストリップミルにより3.2 vttnに圧延した
鋼板の化学成分および圧延条件を示す。
圧延条件は仕上出口温度とAr3変態点の差(FT−A
r3)および捲取温度(CT)を示した。
第2表には第1表で得られた鋼板の機械試験値を示す。
引張試験はJI85号り方向試験片、曲げ試験は150
1m幅のC方向試験片(端面シャー切断ま\)を用いて
行った。
曲げ試験の限界曲げ半径は180°曲げの時、ワレ評点
2以下(はとんどワレが生じない)の最小曲げ半径と定
めた。
鋼Aは従来の製造法による45kg/−クラスの引張強
さを有する材料である。
十分な強度延性は得られているものの溶接強度が低い点
に問題がある。
鋼B、E、F、Gは本発明範囲の成分、圧延条件に含ま
れるもので、十分な強度・延性が得られ、特に鋼E、F
、GはそれぞれRBM、Zr、Caの作用によって曲げ
性をも改善され、密着的げが可能となっている。
比較鋼Cは本発明鋼Bと概ね同じ成分系であるが、熱延
仕上温度がAr3より低いため延性が低下している。
また比較鋼りは成分系熱延仕上温度は鋼Bと概ね同様で
あるが捲取温度が高すぎるために強度が低下している。
要するに従来の製造法による45kg/mAクラスの引
張強さを有する材料の問題点である溶接強度を改善する
ためにはCeqを下げることが望ましいがCeqを下げ
ると引張強さが低下する欠点がある。
本発明は低Ceqにして溶接強度を改善しながら低Ce
qによって生じる引張強さを熱延条件で補うものである
以上から明らかなように本発明は低いCeqで高い強度
と延性が得られることから溶接性が優れており特に、引
張強さ40 、50kg/@4クラスのスポット溶接性
の優れた鋼板を熱延のままで比較的安価に製造しうる特
にホットストリップミルに適した工業的に優れた方法で
ある。
【図面の簡単な説明】
第1図は引張強さと全伸びの関係を示す図、第2図は捲
取温度と引張強さの関係を示す図である。

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 10.02%〈Cく0.15%、0.1%〈Mn<0.
    5%、残余は鉄および不可避不純物からなる鋼をA r
    3以上で圧延し、圧延後はAr3以上から10’C/
    秒以上の冷却速度で冷却し、200℃以下で捲取ること
    を特徴とする溶接性の優れた高強度鋼の製造方法。 20.02%〈C<;:0.15%、0.1%<Mn〈
    0.5%、S〈0.015%、およびZrを2<Zr/
    S〈lOlまたは希土類元素(REM)を1.3<RE
    M/S <5、もしくはCaを0.5(:、Ca/S
    <1.5含有し、残余は鉄および不可避不純物からなる
    鋼をAr3以上で圧延し、圧延後はAr3以上から10
    ℃/秒以上の冷却速度で冷却し、200°C以下で捲取
    ることを特徴とする溶接性の優れた高強度鋼の製造方法
JP7436880A 1980-06-04 1980-06-04 溶接性の優れた高強度鋼の製造方法 Expired JPS5935414B2 (ja)

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JPS572836A JPS572836A (en) 1982-01-08
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JPH0432884B2 (ja) * 1984-07-12 1992-06-01 Shuto Kosoku Doro Kodan

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IT1204981B (it) * 1987-04-28 1989-03-10 Pirelli Miglioramenti ai talloni dei pneumatici per ruote di veicoli
JP4839556B2 (ja) * 2001-09-21 2011-12-21 コクヨ株式会社 ボード類収納装置

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