JP2000192140A - 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法Info
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- JP2000192140A JP2000192140A JP11272966A JP27296699A JP2000192140A JP 2000192140 A JP2000192140 A JP 2000192140A JP 11272966 A JP11272966 A JP 11272966A JP 27296699 A JP27296699 A JP 27296699A JP 2000192140 A JP2000192140 A JP 2000192140A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】溶接割れ感受性および低降伏比さらに音響異方
性の各特性に優れた板厚100mm までの高張力鋼を低コス
トにて製造する方法を提供する。 【解決手段】重量% で、C:0.06〜0.11%,Si:0.01 〜0.4
%,Mn:0.5 〜1.6%,Al:0.01〜0.1%,Mo:0.1 〜1%,V:0.01
〜0.1%,Nb:0.005 〜0.05%,Ti<0.005%,B<0.0003%を含
み、かつPcm 値≧0.22で、残部鉄および不可避不純物よ
りなる鋼材を1000〜1250℃に加熱圧延後、1000℃以下で
20% 以上の累積圧下を施し、板厚中心部にて800 ℃を上
回る温度にて熱間圧延を終了し、少なくともAr3 変態点
以上から直接焼入れし、その後Ac1 点〜Ac3 点の2相域
温度に再加熱後焼入れし、さらにAc1点以下にて焼戻し
処理を行うことを特徴とする。但し、Pcm=C%+Si%/30+Mn
%/20+Cu%/20+Ni%/30+Cr%/20+Mo%/15+V%/10+5B%
性の各特性に優れた板厚100mm までの高張力鋼を低コス
トにて製造する方法を提供する。 【解決手段】重量% で、C:0.06〜0.11%,Si:0.01 〜0.4
%,Mn:0.5 〜1.6%,Al:0.01〜0.1%,Mo:0.1 〜1%,V:0.01
〜0.1%,Nb:0.005 〜0.05%,Ti<0.005%,B<0.0003%を含
み、かつPcm 値≧0.22で、残部鉄および不可避不純物よ
りなる鋼材を1000〜1250℃に加熱圧延後、1000℃以下で
20% 以上の累積圧下を施し、板厚中心部にて800 ℃を上
回る温度にて熱間圧延を終了し、少なくともAr3 変態点
以上から直接焼入れし、その後Ac1 点〜Ac3 点の2相域
温度に再加熱後焼入れし、さらにAc1点以下にて焼戻し
処理を行うことを特徴とする。但し、Pcm=C%+Si%/30+Mn
%/20+Cu%/20+Ni%/30+Cr%/20+Mo%/15+V%/10+5B%
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接割れ感受性に
優れた引張強さ:590N/mm2 級の低降伏比高張力
鋼の製造方法に関する。
優れた引張強さ:590N/mm2 級の低降伏比高張力
鋼の製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】近年、建築構造物の大型化により、59
0N/mm2 級高張力鋼(HT60)が用いられる場合
が増加している。建築用HT60は耐震安全性向上の観
点より降伏比を80%以下に保つため、2相域からの焼
入れ焼戻し(Q’T)により製造されているが、目標強
度確保のためには、Ceq=C+Mn/6+Si/24
+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14で規定さ
れる炭素等量値およびPcm値は高く、溶接割れ感受性
は良好であるとは言えない。この観点より低降伏比で且
つ溶接割れ感受性に優れたHT60を実現するために
は、これまで特開平8−209294号公報、特開平3
−162518号公報、特開平7−90365号公報、
特開平7−126743号公報、特開平8−14395
0号公報、特開平8−92639号公報に示すような製
造方法がこれまでに開示されている。このうち特開平8
−209294号公報は、微細なNb炭窒化物を体積分
率にて0.01〜0.6%およびフェライト分率を2%
以上含有し、Pcm=C+Si/30+Mn/20+C
u/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/
10+5Bで表されるPcm値が0.22%以下である
ことを特徴とする溶接割れ感受性に優れた低降伏比型H
T60の製造方法を開示している。しかし目標強度の確
保と溶接割れ感受性の改善のために、Nb炭窒化物によ
る析出強化を積極的に活用している。さらに板厚が50
mm以上のような厚肉材においては、目標強度を確保す
るためにBを含有している。Bを含有する場合には、化
学成分や製造条件の変動による母材特性の不安定さが懸
念されるとともに、溶接熱影響部の硬化が著しく必ずし
も溶接割れ感受性に優れるとは言えない。
0N/mm2 級高張力鋼(HT60)が用いられる場合
が増加している。建築用HT60は耐震安全性向上の観
点より降伏比を80%以下に保つため、2相域からの焼
入れ焼戻し(Q’T)により製造されているが、目標強
度確保のためには、Ceq=C+Mn/6+Si/24
+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14で規定さ
れる炭素等量値およびPcm値は高く、溶接割れ感受性
は良好であるとは言えない。この観点より低降伏比で且
つ溶接割れ感受性に優れたHT60を実現するために
は、これまで特開平8−209294号公報、特開平3
−162518号公報、特開平7−90365号公報、
特開平7−126743号公報、特開平8−14395
0号公報、特開平8−92639号公報に示すような製
造方法がこれまでに開示されている。このうち特開平8
−209294号公報は、微細なNb炭窒化物を体積分
率にて0.01〜0.6%およびフェライト分率を2%
以上含有し、Pcm=C+Si/30+Mn/20+C
u/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/
10+5Bで表されるPcm値が0.22%以下である
ことを特徴とする溶接割れ感受性に優れた低降伏比型H
T60の製造方法を開示している。しかし目標強度の確
保と溶接割れ感受性の改善のために、Nb炭窒化物によ
る析出強化を積極的に活用している。さらに板厚が50
mm以上のような厚肉材においては、目標強度を確保す
るためにBを含有している。Bを含有する場合には、化
学成分や製造条件の変動による母材特性の不安定さが懸
念されるとともに、溶接熱影響部の硬化が著しく必ずし
も溶接割れ感受性に優れるとは言えない。
【0003】特開平9−3596号公報では、微小硬
度:Hv(10gf)≧180なるフェライトを体積分
率で10〜50%含有することを特徴とする耐溶接割れ
性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が開示されてい
る。しかし、目標強度の確保と溶接割れ感受性の改善の
ために、Nb炭窒化物による析出強化を積極的に活用し
ている。さらに厚肉材においては、目標強度を確保する
ためにBを含有している。Bを含有する場合には、化学
成分や製造条件の変動による母材特性の不安定さが懸念
されるとともに、溶接熱影響部の硬化が著しく必ずしも
溶接割れ感受性に優れるとは言えない。
度:Hv(10gf)≧180なるフェライトを体積分
率で10〜50%含有することを特徴とする耐溶接割れ
性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が開示されてい
る。しかし、目標強度の確保と溶接割れ感受性の改善の
ために、Nb炭窒化物による析出強化を積極的に活用し
ている。さらに厚肉材においては、目標強度を確保する
ためにBを含有している。Bを含有する場合には、化学
成分や製造条件の変動による母材特性の不安定さが懸念
されるとともに、溶接熱影響部の硬化が著しく必ずしも
溶接割れ感受性に優れるとは言えない。
【0004】特開平3−162518号公報は、C,S
i,Mn,P,S,Moの含有量を規定し、さらにC
u,Ni,Cr,V,Nb,Bで構成される選択添加元
素のうち、いずれか1つ以上を含有する鋼材を900℃
以上の仕上温度にて熱間圧延後30℃/sec以下の冷
却速度にて直接焼入れもしくは一旦空冷しさらにAr3
点以上の温度に再加熱後、30℃/sec以下の冷却速
度にて焼入れすることを特徴とする前処理を施し、さら
に2相域温度からの焼入れ後450〜600℃での焼戻
しを行うことを特徴とする溶接性に優れた低降伏比型高
張力鋼の製造方法が開示されている。しかし上記の選択
元素のうちCu,Ni,Crのいずれか1つ以上は必ず
添加されている。また、実施例に見られる最大の板厚は
80mmに留まる。
i,Mn,P,S,Moの含有量を規定し、さらにC
u,Ni,Cr,V,Nb,Bで構成される選択添加元
素のうち、いずれか1つ以上を含有する鋼材を900℃
以上の仕上温度にて熱間圧延後30℃/sec以下の冷
却速度にて直接焼入れもしくは一旦空冷しさらにAr3
点以上の温度に再加熱後、30℃/sec以下の冷却速
度にて焼入れすることを特徴とする前処理を施し、さら
に2相域温度からの焼入れ後450〜600℃での焼戻
しを行うことを特徴とする溶接性に優れた低降伏比型高
張力鋼の製造方法が開示されている。しかし上記の選択
元素のうちCu,Ni,Crのいずれか1つ以上は必ず
添加されている。また、実施例に見られる最大の板厚は
80mmに留まる。
【0005】特開平7−90365号公報は、溶接割れ
感受性改善の観点よりBを含まない溶接割れ感受性に優
れた低降伏比HT60が開示されているが、板厚が60
mm以上の場合にはC,Mn,Cu等の増量によりPc
m値が上昇しJIS Z3158に規定されるy型溶接
割れ試験の割れ防止温度が50℃となっており、その溶
接割れ感受性は十分とは言えない。また、目標強度の確
保のためにCuの析出強化を積極的に活用している。析
出強化は降伏比を高めるが、微量Ti添加および圧延後
にAc3 変態点〜1000℃の温度範囲からの再加熱焼
入れし、さらに750〜870℃の温度範囲からの再加
熱焼入れを施し、引き続きAc1 変態点以下の温度範囲
での焼戻し処理を実施することより構成される熱処理条
件の最適化により、Cu析出強化型の鋼材においても8
0%以下の低降伏比化が達成されている。しかし実製造
の観点からは、熱間延性の低下をもたらすCuを多量に
添加することは好ましくなく、熱処理工程に三回の再加
熱熱処理を施すことはコスト増を招く。
感受性改善の観点よりBを含まない溶接割れ感受性に優
れた低降伏比HT60が開示されているが、板厚が60
mm以上の場合にはC,Mn,Cu等の増量によりPc
m値が上昇しJIS Z3158に規定されるy型溶接
割れ試験の割れ防止温度が50℃となっており、その溶
接割れ感受性は十分とは言えない。また、目標強度の確
保のためにCuの析出強化を積極的に活用している。析
出強化は降伏比を高めるが、微量Ti添加および圧延後
にAc3 変態点〜1000℃の温度範囲からの再加熱焼
入れし、さらに750〜870℃の温度範囲からの再加
熱焼入れを施し、引き続きAc1 変態点以下の温度範囲
での焼戻し処理を実施することより構成される熱処理条
件の最適化により、Cu析出強化型の鋼材においても8
0%以下の低降伏比化が達成されている。しかし実製造
の観点からは、熱間延性の低下をもたらすCuを多量に
添加することは好ましくなく、熱処理工程に三回の再加
熱熱処理を施すことはコスト増を招く。
【0006】これに対し特開平7−126743号公報
では、熱間圧延後の三回にわたる再加熱熱処理のうち、
Ac3 変態点以上〜1000℃の温度範囲からの再加熱
焼入れ処理を省略し、750〜870℃の温度範囲から
の再加熱焼入れおよびAc1変態点以下の温度範囲での
焼戻し処理の二回の再加熱熱処理により溶接割れ感受性
に優れた低降伏比型HT60の製造方法を開示してい
る。しかしながらHT60としての母材強度を達成する
板厚は限定され、板厚50mm以上ではJISZ315
8に規定されるy型溶接割れ試験の割れ防止温度が50
℃となる場合もあり、必ずしも溶接割れ感受性に優れる
とは言えない。
では、熱間圧延後の三回にわたる再加熱熱処理のうち、
Ac3 変態点以上〜1000℃の温度範囲からの再加熱
焼入れ処理を省略し、750〜870℃の温度範囲から
の再加熱焼入れおよびAc1変態点以下の温度範囲での
焼戻し処理の二回の再加熱熱処理により溶接割れ感受性
に優れた低降伏比型HT60の製造方法を開示してい
る。しかしながらHT60としての母材強度を達成する
板厚は限定され、板厚50mm以上ではJISZ315
8に規定されるy型溶接割れ試験の割れ防止温度が50
℃となる場合もあり、必ずしも溶接割れ感受性に優れる
とは言えない。
【0007】特開平8−143950号公報ではVの析
出強化と微量添加したTiの炭窒化物あるいは酸化物に
よるHAZ(熱影響部)靭性の改善を特徴とする鋼材を
熱間圧延後、Ac3 〜1000℃の温度範囲に再加熱し
て焼入れし、さらに750〜850℃の温度範囲に再加
熱して焼入れし、引き続きAc1 変態点以下の温度範囲
で焼戻し処理する溶接割れ感受性に優れた低降伏比型高
張力鋼の製造方法が開示されている。しかし、0.1〜
0.15%という多量のV添加は経済性の観点から好ま
しくなく、また、三回の再加熱熱処理はコスト増を招
く。
出強化と微量添加したTiの炭窒化物あるいは酸化物に
よるHAZ(熱影響部)靭性の改善を特徴とする鋼材を
熱間圧延後、Ac3 〜1000℃の温度範囲に再加熱し
て焼入れし、さらに750〜850℃の温度範囲に再加
熱して焼入れし、引き続きAc1 変態点以下の温度範囲
で焼戻し処理する溶接割れ感受性に優れた低降伏比型高
張力鋼の製造方法が開示されている。しかし、0.1〜
0.15%という多量のV添加は経済性の観点から好ま
しくなく、また、三回の再加熱熱処理はコスト増を招
く。
【0008】特開平8−92639号公報では、Ti添
加によるHAZ靭性の向上およびNb添加による焼入れ
性の向上と析出強化を活用した鋼材を熱間圧延後に直接
焼入れし、その後720〜850℃の温度範囲に再加熱
後焼入れし、さらにAc1 点以下の温度範囲にて焼き戻
すことにより、板厚50〜100mmの溶接割れ感受性
に優れた厚肉低降伏比高張力鋼の製造方法が開示されて
いる。
加によるHAZ靭性の向上およびNb添加による焼入れ
性の向上と析出強化を活用した鋼材を熱間圧延後に直接
焼入れし、その後720〜850℃の温度範囲に再加熱
後焼入れし、さらにAc1 点以下の温度範囲にて焼き戻
すことにより、板厚50〜100mmの溶接割れ感受性
に優れた厚肉低降伏比高張力鋼の製造方法が開示されて
いる。
【0009】
【発明が解決しようとする課題】(社)鋼材倶楽部高性
能鋼利用技術小委員会発行(1996年10月)の建築
構造用高性能鋼590N/mm2鋼材(SA440)設
計・溶接施工指針によれば、組立て溶接および補修溶接
での予熱温度は、y割れ試験で与えられる本溶接の初層
溶接時の予熱温度より25℃高い温度に規定されてい
る。従って、組立て溶接および補修溶接での予熱を室温
(25℃以下)とする場合には、y割れ試験での割れ防
止予熱温度を0℃以下としなければならない。
能鋼利用技術小委員会発行(1996年10月)の建築
構造用高性能鋼590N/mm2鋼材(SA440)設
計・溶接施工指針によれば、組立て溶接および補修溶接
での予熱温度は、y割れ試験で与えられる本溶接の初層
溶接時の予熱温度より25℃高い温度に規定されてい
る。従って、組立て溶接および補修溶接での予熱を室温
(25℃以下)とする場合には、y割れ試験での割れ防
止予熱温度を0℃以下としなければならない。
【0010】また、上述の設計・施工指針では、現場施
工における組立て溶接時の低温割れを防止するため、
(1)点付け溶接の禁止、(2)ショートビードの最低
長さ規定などを施工管理対象とし、小入熱溶接における
低温割れの防止が必要とされている。
工における組立て溶接時の低温割れを防止するため、
(1)点付け溶接の禁止、(2)ショートビードの最低
長さ規定などを施工管理対象とし、小入熱溶接における
低温割れの防止が必要とされている。
【0011】しかしながら、上記特開平8−92639
号公報の技術においても、板厚70mm以上では、JI
SZ3158に規定されるy型溶接割れ試験の割れ防止
温度が50℃とあり、必ずしも溶接割れ感受性に優れる
とは言えず、また、小入熱溶接における低温割れ感受性
(HAZ硬化性)については全く開示されていない。
号公報の技術においても、板厚70mm以上では、JI
SZ3158に規定されるy型溶接割れ試験の割れ防止
温度が50℃とあり、必ずしも溶接割れ感受性に優れる
とは言えず、また、小入熱溶接における低温割れ感受性
(HAZ硬化性)については全く開示されていない。
【0012】ところで、溶接構造物の継手部分において
は、斜角探傷法にて超音波探傷検査が必要である。しか
し熱間圧延温度の低下により圧延集合組織が形成される
場合、圧延方向に平行な方向(L方向)と垂直な方向
(C方向)の音速に差が生じる。この結果鋼板の音響異
方性が増加し、実際には欠陥のない部分に欠陥が検出さ
れたり、溶接欠陥が正確な検出が困難であるといった問
題を生じ、不必要な範囲にわたる補修が必要となり、施
行費が膨大となる。従って音響異方性の値は、例えば
1.02以下のように小さいほど望ましい。
は、斜角探傷法にて超音波探傷検査が必要である。しか
し熱間圧延温度の低下により圧延集合組織が形成される
場合、圧延方向に平行な方向(L方向)と垂直な方向
(C方向)の音速に差が生じる。この結果鋼板の音響異
方性が増加し、実際には欠陥のない部分に欠陥が検出さ
れたり、溶接欠陥が正確な検出が困難であるといった問
題を生じ、不必要な範囲にわたる補修が必要となり、施
行費が膨大となる。従って音響異方性の値は、例えば
1.02以下のように小さいほど望ましい。
【0013】本発明はかかる事情に鑑みてなされたもの
であり、小入熱溶接時の低温割れ感受性を含めた溶接割
れ感受性および低降伏比さらに音響異方性の各特性に優
れた板厚100mmまでの高張力鋼を低コストにて製造
する方法を提供することを目的とする。
であり、小入熱溶接時の低温割れ感受性を含めた溶接割
れ感受性および低降伏比さらに音響異方性の各特性に優
れた板厚100mmまでの高張力鋼を低コストにて製造
する方法を提供することを目的とする。
【0014】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。
【0015】(1)本発明の製造方法は、重量%で、
C:0.06〜0.11%と、Si:0.01〜0.4
%と、Mn:0.5〜1.6%と、Al:0.01〜
0.1%と、Mo:0.1〜1%と、V:0.01〜
0.1%と、Nb:0.005〜0.05%を含み、T
i<0.005%、B<0.0003%に規制し、かつ
Pcm値≦0.22%からなる鋼を1000〜1250
℃に加熱後、表面温度にて900℃以下で20%以上の
累積圧下を施し、表面温度にて800℃以上の温度で仕
上圧延を行う工程と、 仕上圧延された鋼材を、少なく
ともAr3 変態点以上から直接焼入れし、その後Ac1
点〜Ac3 点の2相域温度に再加熱後焼入れし、さらに
Ac1 点以下にて焼戻し処理を行う工程と、を備えたこ
とを特徴とする、音響異方性が1.02以下であり、か
つ引張強さ:590N/mm2 以上、降伏比が80%以
下であることを特徴とする溶接割れ感受性に優れた低降
伏比高張力鋼の製造方法。
C:0.06〜0.11%と、Si:0.01〜0.4
%と、Mn:0.5〜1.6%と、Al:0.01〜
0.1%と、Mo:0.1〜1%と、V:0.01〜
0.1%と、Nb:0.005〜0.05%を含み、T
i<0.005%、B<0.0003%に規制し、かつ
Pcm値≦0.22%からなる鋼を1000〜1250
℃に加熱後、表面温度にて900℃以下で20%以上の
累積圧下を施し、表面温度にて800℃以上の温度で仕
上圧延を行う工程と、 仕上圧延された鋼材を、少なく
ともAr3 変態点以上から直接焼入れし、その後Ac1
点〜Ac3 点の2相域温度に再加熱後焼入れし、さらに
Ac1 点以下にて焼戻し処理を行う工程と、を備えたこ
とを特徴とする、音響異方性が1.02以下であり、か
つ引張強さ:590N/mm2 以上、降伏比が80%以
下であることを特徴とする溶接割れ感受性に優れた低降
伏比高張力鋼の製造方法。
【0016】但し、Pcm=C%+Si%/30+Mn
%/20+Cu%/20+Ni%/30+Cr%/20
+Mo%/15+V%/10+5B% (2)本発明の製造方法は、鋼成分として、重量%でさ
らに、Cu:0.5%以下、Ni:1.5%以下、及び
Cr:0.5%以下の群から選択された1種もしくは2
種以上を含み、音響異方性が1.02以下であり、かつ
引張強さ:590N/mm2 以上、降伏比が80%以下
であることを特徴とする、上記(1)に記載の溶接割れ
感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法である。
%/20+Cu%/20+Ni%/30+Cr%/20
+Mo%/15+V%/10+5B% (2)本発明の製造方法は、鋼成分として、重量%でさ
らに、Cu:0.5%以下、Ni:1.5%以下、及び
Cr:0.5%以下の群から選択された1種もしくは2
種以上を含み、音響異方性が1.02以下であり、かつ
引張強さ:590N/mm2 以上、降伏比が80%以下
であることを特徴とする、上記(1)に記載の溶接割れ
感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法である。
【0017】
【発明の実施の形態】溶接割れ感受性に優れた低降伏比
型高張力鋼を工業的に供給することを阻んできたこれら
の課題を解決することを目的とする本発明は、化学成分
としてTi,B添加量を規制し、微量Nb添加によって
拡大されたオーステナイト未再結晶温度域での制御圧延
(CR)−直接焼入れ(DQ)−再加熱2相域焼入れ
(RQ’)−焼戻し(T)プロセスの適用を前提に、下
記の知見に基づいて考案されたものである。
型高張力鋼を工業的に供給することを阻んできたこれら
の課題を解決することを目的とする本発明は、化学成分
としてTi,B添加量を規制し、微量Nb添加によって
拡大されたオーステナイト未再結晶温度域での制御圧延
(CR)−直接焼入れ(DQ)−再加熱2相域焼入れ
(RQ’)−焼戻し(T)プロセスの適用を前提に、下
記の知見に基づいて考案されたものである。
【0018】(1)溶接割れ感受性を改善するために
は、Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20
+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5
Bで定義されるPcm値を低減することが有効である。
溶接割れ感受性を確保しつつ母材の強度を確保する有効
な手段としては、特開平8−209294号公報や特開
平3−162518号公報に見られるようにB添加が考
えられる。しかしB添加は、溶接熱影響部の硬度を著し
く上昇させ、それによる継手靭性の劣化が懸念される。
Bを有効に活用するために従来しばしば添加されるTi
は、安定に母材性能を得るためには添加しないことが好
ましい。
は、Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20
+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5
Bで定義されるPcm値を低減することが有効である。
溶接割れ感受性を確保しつつ母材の強度を確保する有効
な手段としては、特開平8−209294号公報や特開
平3−162518号公報に見られるようにB添加が考
えられる。しかしB添加は、溶接熱影響部の硬度を著し
く上昇させ、それによる継手靭性の劣化が懸念される。
Bを有効に活用するために従来しばしば添加されるTi
は、安定に母材性能を得るためには添加しないことが好
ましい。
【0019】(2)Ti、Bを添加せずに溶接割れ感受
性の改善と溶接継手の健全性の確保を両立させつつHT
60を得るためには、従来の再加熱焼入れ−再加熱2相
域焼入れ−焼戻しプロセスの適用では適用可能な板厚範
囲に制約を生じる懸念がある。 (3)Nb添加は直接
焼入れ(DQ)プロセスにおいて加熱圧延時の固溶Nb
による焼入れ性向上により、Pcm値が低減できるた
め、溶接性が改善される。 (4)熱間圧延に際し、オ
ーステナイト未再結晶温度域での制御圧延(CR)を実
施することでミクロ組織が展伸する。これによりDQ時
の焼入れ性が低下し、低降伏比化に有効な軟質相(フェ
ライト)と硬質相が導入される。この軟質相は、その後
のRQ’T処理後も残存し低降伏比化に寄与する。この
ようにCR−DQプロセスはRQプロセスでは不可能で
ある2相域加熱前の組織制御を可能とし、低降伏比化が
達成される。また、Nb添加によりオーステナイト再結
晶温度が上昇し、圧延効率を損ねることなく、CRを実
施できる。
性の改善と溶接継手の健全性の確保を両立させつつHT
60を得るためには、従来の再加熱焼入れ−再加熱2相
域焼入れ−焼戻しプロセスの適用では適用可能な板厚範
囲に制約を生じる懸念がある。 (3)Nb添加は直接
焼入れ(DQ)プロセスにおいて加熱圧延時の固溶Nb
による焼入れ性向上により、Pcm値が低減できるた
め、溶接性が改善される。 (4)熱間圧延に際し、オ
ーステナイト未再結晶温度域での制御圧延(CR)を実
施することでミクロ組織が展伸する。これによりDQ時
の焼入れ性が低下し、低降伏比化に有効な軟質相(フェ
ライト)と硬質相が導入される。この軟質相は、その後
のRQ’T処理後も残存し低降伏比化に寄与する。この
ようにCR−DQプロセスはRQプロセスでは不可能で
ある2相域加熱前の組織制御を可能とし、低降伏比化が
達成される。また、Nb添加によりオーステナイト再結
晶温度が上昇し、圧延効率を損ねることなく、CRを実
施できる。
【0020】(5)CR−DQプロセスにより展伸した
組織では、その後の2相域再加熱時の逆変態オーステナ
イト生成サイトが多く存在し、RQ’後に硬質な焼入れ
相が増加する。図4は、鋼種Cを用い、熱間圧延時にC
Rを実施しない場合(音響異方性:1.004)、実施
した場合(同:1.016)のそれぞれについて、直接
焼入れ後、2相域温度域に加熱保持する時間を変化さ
せ、2相域焼入れー焼戻し後の引張り特性を比較したも
のである。
組織では、その後の2相域再加熱時の逆変態オーステナ
イト生成サイトが多く存在し、RQ’後に硬質な焼入れ
相が増加する。図4は、鋼種Cを用い、熱間圧延時にC
Rを実施しない場合(音響異方性:1.004)、実施
した場合(同:1.016)のそれぞれについて、直接
焼入れ後、2相域温度域に加熱保持する時間を変化さ
せ、2相域焼入れー焼戻し後の引張り特性を比較したも
のである。
【0021】CRの実施により、2相域温度域保持によ
る強度上昇がより短時間で実現されている。CRプロセ
スにより2相域加熱時のCの拡散が促進されることによ
る効果であり、工業的に非常に有効である。このように
CR−DQプロセスにより、RQプロセスでは不可能で
ある2相域加熱時の組織制御が可能となり、高強度化が
達成される。また、CRの実施により硬質な焼入れ相自
身の硬さが上昇する。
る強度上昇がより短時間で実現されている。CRプロセ
スにより2相域加熱時のCの拡散が促進されることによ
る効果であり、工業的に非常に有効である。このように
CR−DQプロセスにより、RQプロセスでは不可能で
ある2相域加熱時の組織制御が可能となり、高強度化が
達成される。また、CRの実施により硬質な焼入れ相自
身の硬さが上昇する。
【0022】(6)Nb添加およびCR−DQ−RQ’
−Tプロセスにより強度が上昇するが、それに伴う降伏
比の上昇は小さい。図1,2にその結果を示す。ただ
し、図3に示すように極端に低温での制御圧延の実施に
より圧延仕上温度が800℃未満に低下した場合には、
音響異方性が1.02越えに増加する。 以上の知
見に基づき、本発明者らは、Nb添加によりオーステナ
イト再結晶温度域を上げ、かつCR(制御圧延)−DQ
(直接焼入れ)−RQ’(2相域からの焼入れ)−T
(焼戻し)プロセスを適用するようにして、YR(降伏
比)≦80%を満足しつつ、HAZ最高硬さ<350H
Vの溶接性に優れ、さらに音響異方性にも優れた低降伏
高張力鋼を見出し、本発明を完成させた。
−Tプロセスにより強度が上昇するが、それに伴う降伏
比の上昇は小さい。図1,2にその結果を示す。ただ
し、図3に示すように極端に低温での制御圧延の実施に
より圧延仕上温度が800℃未満に低下した場合には、
音響異方性が1.02越えに増加する。 以上の知
見に基づき、本発明者らは、Nb添加によりオーステナ
イト再結晶温度域を上げ、かつCR(制御圧延)−DQ
(直接焼入れ)−RQ’(2相域からの焼入れ)−T
(焼戻し)プロセスを適用するようにして、YR(降伏
比)≦80%を満足しつつ、HAZ最高硬さ<350H
Vの溶接性に優れ、さらに音響異方性にも優れた低降伏
高張力鋼を見出し、本発明を完成させた。
【0023】即ち、本発明は、鋼組成及び製造条件を特
定することにより、溶接割れ感受性および低降伏比さら
に音響異方性の各特性に優れた板厚100mmまでの高
張力鋼を低コストにて製造する方法を提供することがで
きる。
定することにより、溶接割れ感受性および低降伏比さら
に音響異方性の各特性に優れた板厚100mmまでの高
張力鋼を低コストにて製造する方法を提供することがで
きる。
【0024】以下に、本発明の成分添加理由、成分限定
理由、音響異方性の限定理由、及び製造条件の限定理由
について説明する。
理由、音響異方性の限定理由、及び製造条件の限定理由
について説明する。
【0025】(1)成分組成範囲及び音響異方性の範囲 C:0.06〜0.11% C量0.06%未満では他の焼入れ性向上元素の多量添
加が必要となりコスト高、靭性劣化、溶接割れ感受性の
劣化を招く。また、特に本発明鋼に大入熱溶接を施す場
合、C含有量が0.06%に満たないと溶接金属へのC
の希釈が少なくなり一般の溶接材料では継手強度を確保
することが困難となる。C量の上限は溶接割れ感受性及
び小入熱溶接時の溶接性の確保のため0.11%であ
る。
加が必要となりコスト高、靭性劣化、溶接割れ感受性の
劣化を招く。また、特に本発明鋼に大入熱溶接を施す場
合、C含有量が0.06%に満たないと溶接金属へのC
の希釈が少なくなり一般の溶接材料では継手強度を確保
することが困難となる。C量の上限は溶接割れ感受性及
び小入熱溶接時の溶接性の確保のため0.11%であ
る。
【0026】Si:0.01〜0.4% Siは母材強度と溶接継手強度を確保する上で有効に働
くので0.01%以上添加する。しかし、0.4%を越
える添加は溶接割れ感受性と溶接継手靭性を劣化させ
る。
くので0.01%以上添加する。しかし、0.4%を越
える添加は溶接割れ感受性と溶接継手靭性を劣化させ
る。
【0027】Mn:0.5〜1.6% Mnは母材強度と溶接継手強度を確保する上で有効に働
くので0.5%以上添加する。しかし、1.6%を越え
る添加は溶接割れ感受性を劣化させ、必要以上の焼入れ
性をもたらし母材靭性、継手靭性を劣化させる。
くので0.5%以上添加する。しかし、1.6%を越え
る添加は溶接割れ感受性を劣化させ、必要以上の焼入れ
性をもたらし母材靭性、継手靭性を劣化させる。
【0028】P,S:好ましくは0.01%以下 P,Sは、いずれも不純物元素であり、健全な母材およ
び溶接継手を得るためにP,Sはそれぞれ0.015%
以下、好ましくは0.01%以下に規制されることが望
ましい。
び溶接継手を得るためにP,Sはそれぞれ0.015%
以下、好ましくは0.01%以下に規制されることが望
ましい。
【0029】Mo:0.1〜1% Moは溶接割れ感受性と母材強度および溶接強度を確保
する上で有効に作用するので0.1%以上添加する。た
だし必要以上の添加は溶接割れ感受性を高め、溶接継手
靭性を劣化させるために、その上限は1%である。
する上で有効に作用するので0.1%以上添加する。た
だし必要以上の添加は溶接割れ感受性を高め、溶接継手
靭性を劣化させるために、その上限は1%である。
【0030】Nb:0.005〜0.05% Nb添加は、加熱時の固溶Nbによる焼入れ性向上によ
り目標強度の確保に寄与し、溶接性の改善が可能であ
る。また、オーステナイトの未再結晶温度域を上昇さ
せ、熱間圧延における時間的な効率を損ねることなくオ
ーステナイト未再結晶域での圧延(CR)を可能とし、
その結果として強度が上昇するため、0.005%以上
添加する。しかし過剰の添加は靭性劣化を招くため、そ
の上限は0.05%である。
り目標強度の確保に寄与し、溶接性の改善が可能であ
る。また、オーステナイトの未再結晶温度域を上昇さ
せ、熱間圧延における時間的な効率を損ねることなくオ
ーステナイト未再結晶域での圧延(CR)を可能とし、
その結果として強度が上昇するため、0.005%以上
添加する。しかし過剰の添加は靭性劣化を招くため、そ
の上限は0.05%である。
【0031】V:0.01〜0.1% Vは母材強度と溶接継手強度を確保する上で有効に働く
ので、0.1%を越えない程度に添加する。
ので、0.1%を越えない程度に添加する。
【0032】Al:0.01〜0.1% Alは鋼の脱酸のため添加され、通常0.005%以上
は含有する。また、ミクロ組織の微細化による母材靭性
の確保のために0.01%添加する。しかし、0.1%
を越えるAl添加は母材靭性を損なう。
は含有する。また、ミクロ組織の微細化による母材靭性
の確保のために0.01%添加する。しかし、0.1%
を越えるAl添加は母材靭性を損なう。
【0033】Ti<0.005%、B<0.0003% Tiはミクロ組織の細粒化を通じて母材および溶接継手
の靭性を改善する効果を有する。また、B添加鋼では、
焼入れ性に有効に働くBを確保するためしばし積極的に
添加される。
の靭性を改善する効果を有する。また、B添加鋼では、
焼入れ性に有効に働くBを確保するためしばし積極的に
添加される。
【0034】しかし、本発明では、溶接熱影響部の硬化
が懸念されるBを添加せずに母材強度を確保し、特に熱
影響部粗粒域の硬度低減により溶接継手靭性を達成する
ため、Tiを添加する必然性はない。むしろTi添加に
よる母材性能の不安定さを懸念し、不純物元素として
0.005%未満に規制するが後述するN含有量の3.
4倍を下回ることが望ましい。
が懸念されるBを添加せずに母材強度を確保し、特に熱
影響部粗粒域の硬度低減により溶接継手靭性を達成する
ため、Tiを添加する必然性はない。むしろTi添加に
よる母材性能の不安定さを懸念し、不純物元素として
0.005%未満に規制するが後述するN含有量の3.
4倍を下回ることが望ましい。
【0035】Bは上述の熱影響部の硬さ低減のため、不
純物元素として0.0003%未満に規制しなければな
らない。
純物元素として0.0003%未満に規制しなければな
らない。
【0036】N:好ましくは0.0005〜0.008
% Nは、Al等と反応し析出物を形成することでミクロ組
織を微細化し、母材靭性を向上させるために添加する。
0.0005%未満の添加ではミクロ組織の微細化が達
成されず、0.008%を越える添加はむしろ母材およ
び溶接継手の靭性を損なう。
% Nは、Al等と反応し析出物を形成することでミクロ組
織を微細化し、母材靭性を向上させるために添加する。
0.0005%未満の添加ではミクロ組織の微細化が達
成されず、0.008%を越える添加はむしろ母材およ
び溶接継手の靭性を損なう。
【0037】本発明では、上記の成分の他に、必要に応
じてさらに、Cu,Ni,Crのうち1種または2種以
上を含有してもよい。
じてさらに、Cu,Ni,Crのうち1種または2種以
上を含有してもよい。
【0038】Cu≦0.5%、Ni≦1.5%、Cr≦
0.5% Cu、Ni、Crは必ずしも必須な元素ではない。しか
し、Cuは母材強度および溶接継手強度向上のためにN
iは母材強度、靭性および継手強度をともに向上させる
ために添加しても差し支えない。Crは焼入れ性を向上
させ強度を上昇させるため、添加しても差し支えない。
特にMnの一部をこれらの元素に置き換えることで靭性
の向上や偏析の低減などが達成できる。ただし、過剰の
添加は焼入れ性を向上させ、溶接割れ感受性を阻害する
ために上記のように上限を設定する。特に熱間加工性を
低下させるCuの過剰添加は好ましくない。
0.5% Cu、Ni、Crは必ずしも必須な元素ではない。しか
し、Cuは母材強度および溶接継手強度向上のためにN
iは母材強度、靭性および継手強度をともに向上させる
ために添加しても差し支えない。Crは焼入れ性を向上
させ強度を上昇させるため、添加しても差し支えない。
特にMnの一部をこれらの元素に置き換えることで靭性
の向上や偏析の低減などが達成できる。ただし、過剰の
添加は焼入れ性を向上させ、溶接割れ感受性を阻害する
ために上記のように上限を設定する。特に熱間加工性を
低下させるCuの過剰添加は好ましくない。
【0039】Pcm≦0.22% 但し、Pcm=C%+Si%/30+Mn%/20+C
u%/20+Ni%/30+Cr%/20+Mo%/1
5+V%/10+5B% Pcmは溶接割れ感受性を表す指数であり、通常の環境
において溶接施工時の予熱を低減するために0.22%
以下に規制する。これにより、本発明鋼はJIS Z3
101に規定される溶接熱影響部の最高硬さが350H
v未満と低く、JIS Z3158に規定されるy型溶
接割れ試験における割れ防止予熱温度が0℃以下と優れ
た溶接性を示す。又、小入熱溶接における溶接性におい
て優れた特性を示す。
u%/20+Ni%/30+Cr%/20+Mo%/1
5+V%/10+5B% Pcmは溶接割れ感受性を表す指数であり、通常の環境
において溶接施工時の予熱を低減するために0.22%
以下に規制する。これにより、本発明鋼はJIS Z3
101に規定される溶接熱影響部の最高硬さが350H
v未満と低く、JIS Z3158に規定されるy型溶
接割れ試験における割れ防止予熱温度が0℃以下と優れ
た溶接性を示す。又、小入熱溶接における溶接性におい
て優れた特性を示す。
【0040】音響異方性≦1.02 前述したように、超音波探傷検査に悪影響を及ぼす鋼板
の音響異方性は、例えば1.02以下のように小さいほ
ど望ましい。
の音響異方性は、例えば1.02以下のように小さいほ
ど望ましい。
【0041】引張強さ:590N/mm2、降伏比:8
0%以下 建築構造物の大型化に伴う鋼材の高強度化、耐震安全性
の要求を満たすため、引張強さ:590N/mm2、降
伏比:80%以下とする。
0%以下 建築構造物の大型化に伴う鋼材の高強度化、耐震安全性
の要求を満たすため、引張強さ:590N/mm2、降
伏比:80%以下とする。
【0042】上記の成分組成範囲に調整することによ
り、溶接割れ感受性および低降伏比さらに音響異方性の
各特性に優れた板厚100mmまでの高張力鋼を低コス
トにて得ることが可能となる。
り、溶接割れ感受性および低降伏比さらに音響異方性の
各特性に優れた板厚100mmまでの高張力鋼を低コス
トにて得ることが可能となる。
【0043】このような特性の鋼は、以下の製造方法に
より製造することができる。
より製造することができる。
【0044】(2)高張力鋼製造工程 (製造方法)上記の成分組成範囲に調整した鋼を転炉で
溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした後、該鋼材を1
000〜1250℃に加熱圧延後、表面温度にて900
℃以下で20%以上の累積圧下を施し、表面温度で80
0℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、少なくともAr
3 変態点以上から直接焼入れし、その後Ac1 点〜Ac
3 点の2相域温度に再加熱後焼入れし、さらにAc1 点
以下にて焼戻し処理を行う。
溶製し、連続鋳造により鋼スラブとした後、該鋼材を1
000〜1250℃に加熱圧延後、表面温度にて900
℃以下で20%以上の累積圧下を施し、表面温度で80
0℃以上の温度にて熱間圧延を終了し、少なくともAr
3 変態点以上から直接焼入れし、その後Ac1 点〜Ac
3 点の2相域温度に再加熱後焼入れし、さらにAc1 点
以下にて焼戻し処理を行う。
【0045】a.熱間圧延前の加熱温度 圧延前段階でのNb炭窒化物の完全固溶をはじめ、合金
元素の均質化を図るため、加熱温度は1000℃以上に
設定する必要がある。しかし、加熱温度が1250℃を
越えるとミクロ組織の粗大化により母材靭性の劣化が懸
念されるので上限は1250℃である。また、log
{(Nb%)×(C%+12N%/14)}=2.26
−6770/(T+273.15)の式より求まるNb
炭窒化物の固溶温度を下回らない範囲で加熱温度を低く
設定することは靭性改善には有効であり、好ましくは1
150℃、更に好ましくは1100℃である。
元素の均質化を図るため、加熱温度は1000℃以上に
設定する必要がある。しかし、加熱温度が1250℃を
越えるとミクロ組織の粗大化により母材靭性の劣化が懸
念されるので上限は1250℃である。また、log
{(Nb%)×(C%+12N%/14)}=2.26
−6770/(T+273.15)の式より求まるNb
炭窒化物の固溶温度を下回らない範囲で加熱温度を低く
設定することは靭性改善には有効であり、好ましくは1
150℃、更に好ましくは1100℃である。
【0046】b.圧延条件 均一に加熱された本発明鋼を所定の板厚まで熱間圧延す
る工程は、本発明において重要な構成要素である。図
1,2はそれぞれ表1に示す鋼種A,I,J,Kにて、
900℃以下での累積圧下量を増加させた場合の母材強
度、降伏比が上昇する様子を示している。図1に示すよ
うに900℃以下での累積圧下量を増加させると母材強
度が上昇する。一方、図2に示すように降伏比も上昇す
るがその程度は小さい。従って900℃以下で20%以
上の累積圧下を加え、直接焼入れ後、2相域再加熱焼入
れ焼戻し処理を施すことにより、展伸したミクロ組織か
ら軟質相と硬質相が生成し、目標の強度(590N/m
m2 以上)および降伏比(80%以下)を達成する。ま
た、本発明においてはNb添加によりオーステナイト未
再結晶温度域を上昇させているため、Nb無添加系に対
して高温で当該効果を得ることができ、圧延効率の向上
が可能である。
る工程は、本発明において重要な構成要素である。図
1,2はそれぞれ表1に示す鋼種A,I,J,Kにて、
900℃以下での累積圧下量を増加させた場合の母材強
度、降伏比が上昇する様子を示している。図1に示すよ
うに900℃以下での累積圧下量を増加させると母材強
度が上昇する。一方、図2に示すように降伏比も上昇す
るがその程度は小さい。従って900℃以下で20%以
上の累積圧下を加え、直接焼入れ後、2相域再加熱焼入
れ焼戻し処理を施すことにより、展伸したミクロ組織か
ら軟質相と硬質相が生成し、目標の強度(590N/m
m2 以上)および降伏比(80%以下)を達成する。ま
た、本発明においてはNb添加によりオーステナイト未
再結晶温度域を上昇させているため、Nb無添加系に対
して高温で当該効果を得ることができ、圧延効率の向上
が可能である。
【0047】c.圧延仕上温度 強度確保の観点からは、900℃以下での累積圧下率を
大きくすることが望ましいが、必然的に圧延仕上温度が
低下し音響異方性の増大を招く。従って圧延仕上温度は
表面温度にて800℃以上の温度とする。
大きくすることが望ましいが、必然的に圧延仕上温度が
低下し音響異方性の増大を招く。従って圧延仕上温度は
表面温度にて800℃以上の温度とする。
【0048】d.直接焼入れ 本発明においては熱間圧延終了後、板内位置による母材
性能の変動を防ぐために、少なくともAr3 変態点以上
の温度から鋼板を強制冷却し焼入れ処理を施すことが必
要である。
性能の変動を防ぐために、少なくともAr3 変態点以上
の温度から鋼板を強制冷却し焼入れ処理を施すことが必
要である。
【0049】強制冷却は水等の冷却媒体を鋼板に均一に
付与し、板厚1/2tにて少なくとも1℃/秒以上の冷
却速度を達成しなければならない。なおAr3 変態点
は、例えば、Trans.ISIJ,22(198
2),P214(C.Ouchi,T.Sampei,
and I.Kozasu)に記載されるように、板厚
をt(mm)として、Ar3 =910−310C−80
Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo+0.
35(t−8)なる予測式が報告されている。従って、
熱間圧延後の直接焼入れする場合の表面温度は、この式
から求まる温度以上にて実施するものとする。参考とし
て板厚100mmでの計算値を表1に示す。
付与し、板厚1/2tにて少なくとも1℃/秒以上の冷
却速度を達成しなければならない。なおAr3 変態点
は、例えば、Trans.ISIJ,22(198
2),P214(C.Ouchi,T.Sampei,
and I.Kozasu)に記載されるように、板厚
をt(mm)として、Ar3 =910−310C−80
Mn−20Cu−15Cr−55Ni−80Mo+0.
35(t−8)なる予測式が報告されている。従って、
熱間圧延後の直接焼入れする場合の表面温度は、この式
から求まる温度以上にて実施するものとする。参考とし
て板厚100mmでの計算値を表1に示す。
【0050】e.二相域焼入れ温度 直接焼入れ処理後、降伏比の低減を図るべくAc1 以上
Ac3 以下の2相域温度範囲に再加熱し、焼入れ処理を
施す。部分的にγ変態させることにより、ミクロ組織が
硬質相と軟質相の2相化し、降伏比の低減が可能とな
る。
Ac3 以下の2相域温度範囲に再加熱し、焼入れ処理を
施す。部分的にγ変態させることにより、ミクロ組織が
硬質相と軟質相の2相化し、降伏比の低減が可能とな
る。
【0051】f.焼戻し温度 本発明では2相域温度からの焼入れ処理後に、焼入れし
た鋼の靭性を増加し硬さを減ずるため焼戻し処理をAc
1 変態点以下にて実施する。
た鋼の靭性を増加し硬さを減ずるため焼戻し処理をAc
1 変態点以下にて実施する。
【0052】以下に本発明の実施例を挙げ本発明の効果
を立証する。
を立証する。
【0053】
【実施例】表1に実施例に用いた供試鋼の化学成分を示
す。表1に示した化学成分の鋼を溶製し、鋼塊となし、
表2に示した製造条件にて所定の板厚に熱間圧延後、直
接焼入れし、更に2相域熱処理および焼戻し処理を施し
供試鋼を得た。尚、表1に小入熱溶接における溶接性試
験結果として最高硬さ、ショートビード硬さ、アークス
トライク硬さを併せて示す。
す。表1に示した化学成分の鋼を溶製し、鋼塊となし、
表2に示した製造条件にて所定の板厚に熱間圧延後、直
接焼入れし、更に2相域熱処理および焼戻し処理を施し
供試鋼を得た。尚、表1に小入熱溶接における溶接性試
験結果として最高硬さ、ショートビード硬さ、アークス
トライク硬さを併せて示す。
【0054】全ての供試鋼の板厚中央部より、引張試験
片およびシャルピー衝撃試験片を圧延方向と垂直な方向
にて採取しHT60としての母材の機械的性質を評価し
た。また、一部の供試鋼についてJIS Z3158に
準拠して斜めy型溶接割れ試験を実施し、溶接割れ感受
性を評価した。表2,3中の○は溶接割れ無し、×は溶
接割れ有りを表す。これらの試験はいずれも60キロ級
鋼用極低水素タイプの溶接材料を用いて、雰囲気20℃
−60%、試験片初期温度25℃(一部については0℃
を含む)の条件で行った。
片およびシャルピー衝撃試験片を圧延方向と垂直な方向
にて採取しHT60としての母材の機械的性質を評価し
た。また、一部の供試鋼についてJIS Z3158に
準拠して斜めy型溶接割れ試験を実施し、溶接割れ感受
性を評価した。表2,3中の○は溶接割れ無し、×は溶
接割れ有りを表す。これらの試験はいずれも60キロ級
鋼用極低水素タイプの溶接材料を用いて、雰囲気20℃
−60%、試験片初期温度25℃(一部については0℃
を含む)の条件で行った。
【0055】実施例No.1〜4は、Pcmの値が0.
17と小さいA鋼(本発明の化学成分を満足する鋼)を
用いて、種々の条件で熱間圧延、熱処理を施したもので
ある。実施例No.1、3は、本発明例であり、試験温
度0℃、25℃のY型溶接割れ試験(JIS Z315
8)のいずれでも割れは観察されなかった。また、59
0N/mm2級鋼としての機械的性質を満足している。
17と小さいA鋼(本発明の化学成分を満足する鋼)を
用いて、種々の条件で熱間圧延、熱処理を施したもので
ある。実施例No.1、3は、本発明例であり、試験温
度0℃、25℃のY型溶接割れ試験(JIS Z315
8)のいずれでも割れは観察されなかった。また、59
0N/mm2級鋼としての機械的性質を満足している。
【0056】実施例No.2,4は比較例であり、実施
例No.2では、900℃以下での圧下を行わず、59
0N/mm2級鋼として強度が不足している。また、実
施例No.4は過剰な累積圧下のために圧延仕上げ温度
が750℃まで低下し、音響異方性が1.02と劣って
いる。
例No.2では、900℃以下での圧下を行わず、59
0N/mm2級鋼として強度が不足している。また、実
施例No.4は過剰な累積圧下のために圧延仕上げ温度
が750℃まで低下し、音響異方性が1.02と劣って
いる。
【0057】実施例No.5〜10は本発明の化学成分
を満足する鋼B,Cを用いた例で、本発明の製造条件を
満足し、本発明例となる実施例No.5,7〜10は溶
接割れ感受性、機械的性質、音響異方性のいずれでも良
好な特性が得られている。特に実施例No.10では板
厚100mmでも十分な特性が得られ、本発明の有効性
が確認された。実施例No.6は圧延仕上げ温度が本発
明範囲外で低く、音響異方性に劣っている。
を満足する鋼B,Cを用いた例で、本発明の製造条件を
満足し、本発明例となる実施例No.5,7〜10は溶
接割れ感受性、機械的性質、音響異方性のいずれでも良
好な特性が得られている。特に実施例No.10では板
厚100mmでも十分な特性が得られ、本発明の有効性
が確認された。実施例No.6は圧延仕上げ温度が本発
明範囲外で低く、音響異方性に劣っている。
【0058】実施例No.11〜19は、本発明の化学
成分を満足する鋼D〜Iを用いた例で、本発明例となる
実施例No.11〜17、19は溶接割れ感受性、機械
的性質、音響異方性のいずれでも良好な特性が得られて
いる。実施例No.18は圧延仕上げ温度が本発明範囲
外で低く、音響異方性に劣っている。
成分を満足する鋼D〜Iを用いた例で、本発明例となる
実施例No.11〜17、19は溶接割れ感受性、機械
的性質、音響異方性のいずれでも良好な特性が得られて
いる。実施例No.18は圧延仕上げ温度が本発明範囲
外で低く、音響異方性に劣っている。
【0059】実施例No.20〜32は、本発明の化学
成分の範囲外であるNb無添加鋼J〜Lを用いた例で、
Pcmが0.20以下のため、溶接割れは発生していな
いものの、強度または音響異方性のいずれかに劣ってい
る。実施例No.21(鋼J)は、Nb無添加のため、
製造条件は本発明範囲内であるが、590N/mm2級
鋼として強度が不足している。900℃以下での圧下率
の増加により強度は上昇するが、板厚80mmでは50
%までの累積圧下率を必要とし、音響異方性が上昇す
る。鋼K,Lも同様の傾向を示す。
成分の範囲外であるNb無添加鋼J〜Lを用いた例で、
Pcmが0.20以下のため、溶接割れは発生していな
いものの、強度または音響異方性のいずれかに劣ってい
る。実施例No.21(鋼J)は、Nb無添加のため、
製造条件は本発明範囲内であるが、590N/mm2級
鋼として強度が不足している。900℃以下での圧下率
の増加により強度は上昇するが、板厚80mmでは50
%までの累積圧下率を必要とし、音響異方性が上昇す
る。鋼K,Lも同様の傾向を示す。
【0060】いずれの供試鋼も、900℃以下での累積
圧下により強度が上昇する。2相域再加熱焼入れにより
生じた硬質相の硬さが900℃以下での累積圧下によっ
て上昇するためで、微量Nbを添加したA鋼の場合、累
積圧下率0%の実施例No.2(圧延仕上げ温度:95
0℃)の硬質相の硬さはHv260であるのに対し、累
積圧下率25%の実施例No.1(圧延仕上げ温度:8
80℃)はHv283,累積圧下率30%の実施例N
o.3(圧延仕上げ温度:850℃)はHv301とな
っている。さらに制御圧延の組織の展伸(逆変態サイト
の増加)により、800℃再加熱後の逆変態率は、N
o.1,3がNo.2よりも高く、より多くの硬質相を
含む。
圧下により強度が上昇する。2相域再加熱焼入れにより
生じた硬質相の硬さが900℃以下での累積圧下によっ
て上昇するためで、微量Nbを添加したA鋼の場合、累
積圧下率0%の実施例No.2(圧延仕上げ温度:95
0℃)の硬質相の硬さはHv260であるのに対し、累
積圧下率25%の実施例No.1(圧延仕上げ温度:8
80℃)はHv283,累積圧下率30%の実施例N
o.3(圧延仕上げ温度:850℃)はHv301とな
っている。さらに制御圧延の組織の展伸(逆変態サイト
の増加)により、800℃再加熱後の逆変態率は、N
o.1,3がNo.2よりも高く、より多くの硬質相を
含む。
【0061】一方、Nb無添加のJ鋼の場合、累積圧下
率0%の実施例No.20(圧延仕上げ温度:950
℃)の硬質相の硬さはHv254であるのに対し、累積
圧下率40%の実施例No.22(圧延仕上げ温度:8
00℃)ではHv282,累積圧下率50%の実施例N
o.24(圧延仕上げ温度:760℃)はHv290で
ある。これらの比較より、Nb添加を特徴とする本発明
では、比較的高温での圧延でも強度が上昇し、圧延能率
の向上が可能であることが明らかである。
率0%の実施例No.20(圧延仕上げ温度:950
℃)の硬質相の硬さはHv254であるのに対し、累積
圧下率40%の実施例No.22(圧延仕上げ温度:8
00℃)ではHv282,累積圧下率50%の実施例N
o.24(圧延仕上げ温度:760℃)はHv290で
ある。これらの比較より、Nb添加を特徴とする本発明
では、比較的高温での圧延でも強度が上昇し、圧延能率
の向上が可能であることが明らかである。
【0062】鋼Mは、B量が、鋼Nは、C量がそれぞれ
本発明の範囲外で高く、更に鋼NではPcmも0.22
を超えているため、いずれもy型溶接割れ試験において
割れが観察された。
本発明の範囲外で高く、更に鋼NではPcmも0.22
を超えているため、いずれもy型溶接割れ試験において
割れが観察された。
【0063】
【表1】
【表2】
【表3】
【表4】
【0064】
【本発明の効果】以上のように、本発明によれば、鋼組
成及び製造条件を特定することにより、圧延および熱処
理効率を低下させることなく、溶接割れ感受性および音
響異方性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が提供で
きる。
成及び製造条件を特定することにより、圧延および熱処
理効率を低下させることなく、溶接割れ感受性および音
響異方性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法が提供で
きる。
【図1】本発明の実施の形態に係るNb添加・非添加鋼
の累積圧下量と引張強さの関係を示す図。
の累積圧下量と引張強さの関係を示す図。
【図2】本発明の実施の形態に係るNb添加・非添加鋼
の累積圧下量と降伏比の関係を示す図。
の累積圧下量と降伏比の関係を示す図。
【図3】本発明の実施の形態に係るNb添加・非添加鋼
の圧延仕上温度と音響異方性の関係を示す図。
の圧延仕上温度と音響異方性の関係を示す図。
【図4】Nb添加鋼における二相域保持時間と引張り特
性の関係に及ぼすCRの影響を示す図。
性の関係に及ぼすCRの影響を示す図。
Claims (2)
- 【請求項1】 重量%で、C:0.06〜0.11%
と、Si:0.01〜0.4%と、Mn:0.5〜1.
6%と、Al:0.01〜0.1%と、Mo:0.1〜
1%と、V:0.01〜0.1%と、Nb:0.005
〜0.05%を含み、Ti<0.005%、B<0.0
003%に規制し、かつPcm値≦0.22%からなる
鋼を1000〜1250℃に加熱後、表面温度にて90
0℃以下で20%以上の累積圧下を施し、表面温度にて
800℃以上の温度で仕上圧延を行う工程と、 仕上圧
延された鋼材を、少なくともAr3 変態点以上から直接
焼入れし、その後Ac1 点〜Ac3 点の2相域温度に再
加熱後焼入れし、さらにAc1 点以下にて焼戻し処理を
行う工程と、 を備えたことを特徴とする、音響異方性が1.02以下
であり、かつ引張強さ:590N/mm2 以上、降伏比
が80%以下であることを特徴とする溶接割れ感受性に
優れた低降伏比高張力鋼の製造方法。但し、Pcm=C
%+Si%/30+Mn%/20+Cu%/20+Ni
%/30+Cr%/20+Mo%/15+V%/10+
5B% - 【請求項2】 鋼成分として、重量%でさらに、Cu:
0.5%以下、Ni:1.5%以下、及びCr:0.5
%以下の群から選択された1種もしくは2種以上を含
み、音響異方性が1.02以下であり、かつ引張強さ:
590N/mm 2 以上、降伏比が80%以下であること
を特徴とする、請求項1に記載の溶接割れ感受性に優れ
た低降伏比高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11272966A JP2000192140A (ja) | 1998-10-16 | 1999-09-27 | 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP10-295383 | 1998-10-16 | ||
JP29538398 | 1998-10-16 | ||
JP11272966A JP2000192140A (ja) | 1998-10-16 | 1999-09-27 | 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2000192140A true JP2000192140A (ja) | 2000-07-11 |
Family
ID=26550453
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP11272966A Pending JP2000192140A (ja) | 1998-10-16 | 1999-09-27 | 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2000192140A (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002060839A (ja) * | 2000-08-23 | 2002-02-28 | Nkk Corp | 溶接割れ感受性に優れた低降伏比780N/mm2級高張力鋼の製造方法 |
EP2218801A1 (en) * | 2007-10-26 | 2010-08-18 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Steel plate with yield strength of 800mpa grade and low weld cracking sensitivity, and manufacture method thereof |
CN104988406A (zh) * | 2015-04-23 | 2015-10-21 | 本钢板材股份有限公司 | 一种355l汽车大梁用黑皮钢及其生产方法 |
CN105256218A (zh) * | 2015-11-10 | 2016-01-20 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 一种特厚低合金钢板的生产方法 |
CN107287510A (zh) * | 2016-04-04 | 2017-10-24 | 鞍钢股份有限公司 | 一种造船用46kg级超高强度止裂钢板的生产方法 |
CN108034897A (zh) * | 2017-12-11 | 2018-05-15 | 湖南工业大学 | 一种低压缩比条件生产的特厚板及其生产方法 |
WO2019184310A1 (zh) * | 2018-03-26 | 2019-10-03 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种海上可焊接结构用s460g2+m钢板及其生产方法 |
-
1999
- 1999-09-27 JP JP11272966A patent/JP2000192140A/ja active Pending
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002060839A (ja) * | 2000-08-23 | 2002-02-28 | Nkk Corp | 溶接割れ感受性に優れた低降伏比780N/mm2級高張力鋼の製造方法 |
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EP2218801A4 (en) * | 2007-10-26 | 2012-02-01 | Baoshan Iron & Steel | 800 MPA LASTICITY LIMIT STEEL SHEET AND LOW SENSITIVITY TO SEWAGE CRACKING, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME |
KR101563929B1 (ko) | 2007-10-26 | 2015-10-28 | 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 | 낮은 용접 크렉 감도와 800MPa의 항복 강도를 갖는 강판 및 그 제조 방법 |
CN104988406A (zh) * | 2015-04-23 | 2015-10-21 | 本钢板材股份有限公司 | 一种355l汽车大梁用黑皮钢及其生产方法 |
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