JP3399983B2 - 溶接性の優れた降伏比の低い５７０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接性の優れた降伏比の低い５７０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、主として建築構造物に
使用される570N/mm2級以上の調質高張力鋼板に関し、詳
しくは、溶接性の優れた降伏比の低い570N/mm2級以上の
高張力鋼板の製造方法に関するものである。
使用される570N/mm2級以上の調質高張力鋼板に関し、詳
しくは、溶接性の優れた降伏比の低い570N/mm2級以上の
高張力鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】引張強さ570N/mm2級以上の調質高張力鋼
板は、タンク、橋梁、ペンストックなどに使用されてき
たが、焼入れ焼もどしによってマルテンサイトやベイナ
イトなどの高硬度のミクロ組織の生成を利用しているた
め、降伏比（降伏強さ／引張強さ）が通常90％以上と高
く、塑性変形能が十分でなく、大地震時に十分な安全性
を確保できないため、建築用としてはほとんど用いられ
なかった。
板は、タンク、橋梁、ペンストックなどに使用されてき
たが、焼入れ焼もどしによってマルテンサイトやベイナ
イトなどの高硬度のミクロ組織の生成を利用しているた
め、降伏比（降伏強さ／引張強さ）が通常90％以上と高
く、塑性変形能が十分でなく、大地震時に十分な安全性
を確保できないため、建築用としてはほとんど用いられ
なかった。
【０００３】近年、建築構造物に対しては高層化、大ス
パン化の要求が強まり従来の 490N/mm2 級鋼板から、よ
り強度の高い570N/mm2級以上の高張力鋼板を使用しよう
とする動きが強まり、降伏比を85％程度以下に低減した
高張力鋼板が要求されるようになった。
パン化の要求が強まり従来の 490N/mm2 級鋼板から、よ
り強度の高い570N/mm2級以上の高張力鋼板を使用しよう
とする動きが強まり、降伏比を85％程度以下に低減した
高張力鋼板が要求されるようになった。
【０００４】この要求を満足する鋼板として、Ａc3点以
上の温度からの再加熱焼入れ（Ｑ）〔あるいはＡr3点以
上の温度からの直接焼入れ（ＤＱ）〕とＡc1点未満の温
度での焼もどし（Ｔ）との組み合せからなる従来の熱処
理方法と異なり、この二つの熱処理の中間に、二相域温
度（Ａc1点以上Ａc3点未満）からの焼入れ（Ｑ’）を施
す新たな熱処理方法（Ｑ−Ｑ’−ＴおよびＤＱ−Ｑ’−
Ｔ法）が開発された。この方法によれば、Ｑ’によって
低硬度で延性に優れるフェライトが組織中に生成するた
め、低い降伏比が得られるのである。
上の温度からの再加熱焼入れ（Ｑ）〔あるいはＡr3点以
上の温度からの直接焼入れ（ＤＱ）〕とＡc1点未満の温
度での焼もどし（Ｔ）との組み合せからなる従来の熱処
理方法と異なり、この二つの熱処理の中間に、二相域温
度（Ａc1点以上Ａc3点未満）からの焼入れ（Ｑ’）を施
す新たな熱処理方法（Ｑ−Ｑ’−ＴおよびＤＱ−Ｑ’−
Ｔ法）が開発された。この方法によれば、Ｑ’によって
低硬度で延性に優れるフェライトが組織中に生成するた
め、低い降伏比が得られるのである。
【０００５】このような、熱処理によって得られる低降
伏比の570N/mm2級鋼板は、高層建築用として使用される
ようになったが、フェライトの生成を利用しているた
め、所定の強度を確保するためには従来の570N/mm2級鋼
板よりも炭素当量を高くする必要があり、溶接性がやや
劣るという問題があり、その改善が求められている。
伏比の570N/mm2級鋼板は、高層建築用として使用される
ようになったが、フェライトの生成を利用しているた
め、所定の強度を確保するためには従来の570N/mm2級鋼
板よりも炭素当量を高くする必要があり、溶接性がやや
劣るという問題があり、その改善が求められている。
【０００６】一方、建築物がさらに高層化するにともな
い、溶接施工量が増大するという問題が生じ、これを防
ぐ目的から、鋼板の板厚減少を達成するために、より高
強度鋼板の使用が検討されている。すなわち、引張強さ
780N/mm2級以上で低降伏比の鋼板への開発要求が強まっ
ている。
い、溶接施工量が増大するという問題が生じ、これを防
ぐ目的から、鋼板の板厚減少を達成するために、より高
強度鋼板の使用が検討されている。すなわち、引張強さ
780N/mm2級以上で低降伏比の鋼板への開発要求が強まっ
ている。
【０００７】しかしながら、前述のＱ−Ｑ’−Ｔ法によ
っても、780N/mm2級鋼板の場合には、高い強度と低降伏
比を確保するためには、フェライトを生成させると同時
に、マルテンサイトやベイナイトの硬度や分率を高めね
ばならないため、その炭素当量は従来型の780N/mm2級鋼
板よりも高める必要があり、溶接性が劣るという問題が
あった。
っても、780N/mm2級鋼板の場合には、高い強度と低降伏
比を確保するためには、フェライトを生成させると同時
に、マルテンサイトやベイナイトの硬度や分率を高めね
ばならないため、その炭素当量は従来型の780N/mm2級鋼
板よりも高める必要があり、溶接性が劣るという問題が
あった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、引張強さ57
0N/mm2級以上の調質高張力鋼板において、85％以下の低
い降伏比を確保すると同時に、従来のＱ−Ｔ法による高
降伏比型高張力鋼板と同等以上の溶接性の優れた降伏比
の低い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法を提供す
ることを目的とするものである。
0N/mm2級以上の調質高張力鋼板において、85％以下の低
い降伏比を確保すると同時に、従来のＱ−Ｔ法による高
降伏比型高張力鋼板と同等以上の溶接性の優れた降伏比
の低い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法を提供す
ることを目的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張強さ
570N/mm2級以上の高強度を確保しつつ、85％以下の低降
伏比と良好な溶接性を確保するために、鋭意研究を行っ
た。その結果、低降伏比を実現する上で重要なＱ’（二
相域からの焼入れ）に替えてModifiedＱ’（二相域温度
に加熱後、所定の温度まで空冷した後、焼入れ）とする
新型熱処理の適用により、低降伏比を維持したまま、Ｑ
−Ｑ’−Ｔ法の場合よりも高強度を実現し得るという知
見を得て本発明に至ったものである。
570N/mm2級以上の高強度を確保しつつ、85％以下の低降
伏比と良好な溶接性を確保するために、鋭意研究を行っ
た。その結果、低降伏比を実現する上で重要なＱ’（二
相域からの焼入れ）に替えてModifiedＱ’（二相域温度
に加熱後、所定の温度まで空冷した後、焼入れ）とする
新型熱処理の適用により、低降伏比を維持したまま、Ｑ
−Ｑ’−Ｔ法の場合よりも高強度を実現し得るという知
見を得て本発明に至ったものである。
【００１０】このＱ−ModifiedＱ’−Ｔ法の活用によ
り、高強度化が可能な分だけ鋼板の炭素当量を低減する
ことができるため、低降伏比型高張力鋼板の溶接性の改
善が可能となるのである。
り、高強度化が可能な分だけ鋼板の炭素当量を低減する
ことができるため、低降伏比型高張力鋼板の溶接性の改
善が可能となるのである。
【００１１】その第１発明は、C:0.05〜0.20％、 Si:0.
05〜0.50％、 Mn:0.30〜1.80％、Al:0.005〜0.10％を含
有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を熱間
圧延した後、下記の熱処理を施す溶接性の優れた降伏比
の低い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法である。 熱処理方法：焼入れ（Ｑ）＋特殊焼入れ（Modified
Ｑ’）＋焼もどし（Ｔ） ただし、焼入れ温度：Ａc3点以上 980℃以下 特殊焼入れ：Ａc1点以上Ａc3点未満に加熱し、 400〜70
0 ℃の間の所定の温度まで空冷した後、焼入れを行う 焼もどし温度：400 ℃点以上Ａc1点未満
05〜0.50％、 Mn:0.30〜1.80％、Al:0.005〜0.10％を含
有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を熱間
圧延した後、下記の熱処理を施す溶接性の優れた降伏比
の低い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法である。 熱処理方法：焼入れ（Ｑ）＋特殊焼入れ（Modified
Ｑ’）＋焼もどし（Ｔ） ただし、焼入れ温度：Ａc3点以上 980℃以下 特殊焼入れ：Ａc1点以上Ａc3点未満に加熱し、 400〜70
0 ℃の間の所定の温度まで空冷した後、焼入れを行う 焼もどし温度：400 ℃点以上Ａc1点未満
【００１２】第２発明は、C:0.05〜0.20％、 Si:0.05〜
0.50％、 Mn:0.30〜1.80％、Al:0.005〜0.10％を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を圧延仕
上温度がＡr3点以上の温度で熱間圧延し直接焼入れを行
った後、下記の熱処理を施す溶接性の優れた降伏比の低
い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法である。 熱処理方法：特殊焼入れ（ModifiedＱ’）＋焼もどし
（Ｔ） ただし、特殊焼入れ：Ａc1点以上Ａc3点未満に加熱し、
400〜700 ℃間の所定の温度まで空冷した後、焼入れを
行う 焼もどし温度：400 ℃点以上Ａc1点未満
0.50％、 Mn:0.30〜1.80％、Al:0.005〜0.10％を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼片を圧延仕
上温度がＡr3点以上の温度で熱間圧延し直接焼入れを行
った後、下記の熱処理を施す溶接性の優れた降伏比の低
い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法である。 熱処理方法：特殊焼入れ（ModifiedＱ’）＋焼もどし
（Ｔ） ただし、特殊焼入れ：Ａc1点以上Ａc3点未満に加熱し、
400〜700 ℃間の所定の温度まで空冷した後、焼入れを
行う 焼もどし温度：400 ℃点以上Ａc1点未満
【００１３】第３発明は、化学成分として、さらに Cu:
0.05〜1.20％、 Ni:0.05〜3.00％、Cr: 0.05〜1.20％、
Mo:0.05〜1.00％、 V:0.005〜0.08％、Nb:0.005〜0.05
％、B:0.0003〜0.0025％、Ti:0.005〜0.025 ％、Ca:0.0
01〜0.010 ％の内から選んだ１種または２種以上を含有
する請求項１または２記載の溶接性の優れた降伏比の低
い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法である。
0.05〜1.20％、 Ni:0.05〜3.00％、Cr: 0.05〜1.20％、
Mo:0.05〜1.00％、 V:0.005〜0.08％、Nb:0.005〜0.05
％、B:0.0003〜0.0025％、Ti:0.005〜0.025 ％、Ca:0.0
01〜0.010 ％の内から選んだ１種または２種以上を含有
する請求項１または２記載の溶接性の優れた降伏比の低
い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法である。
【００１４】
【作用】以下に、本発明の製造条件について説明する。
まず、熱処理方法の限定理由について説明する。本発明
者らは表１に示す化学成分を有する鋼板を用い、いく種
類かの熱処理を施し、強度、降伏比に及ぼす熱処理方法
の影響について調べた。熱処理としては、従来の780N/m
m2級鋼板に適用されているＱ−Ｔ法、二相域熱処理であ
るＱ’を含むＱ−Ｑ’−Ｔ法、これを改良したＱ−Modi
fiedＱ’−Ｔ法の３種類である。熱処理条件を図１に示
す。
まず、熱処理方法の限定理由について説明する。本発明
者らは表１に示す化学成分を有する鋼板を用い、いく種
類かの熱処理を施し、強度、降伏比に及ぼす熱処理方法
の影響について調べた。熱処理としては、従来の780N/m
m2級鋼板に適用されているＱ−Ｔ法、二相域熱処理であ
るＱ’を含むＱ−Ｑ’−Ｔ法、これを改良したＱ−Modi
fiedＱ’−Ｔ法の３種類である。熱処理条件を図１に示
す。
【００１５】ここで、Ｑ：Ａc3点以上の温度からの再加
熱焼入れ、 Ｑ’：二相域温度（Ａc1点以上Ａc3点未満）からの再加
熱焼入れ、 ModifiedＱ’：二相域温度に加熱後、所定の温度まで空
冷した後、焼入れ、 Ｔ：Ａc1点未満の温度からの焼もどしである。 なお、ModifiedＱ’熱処理における焼入れ開始温度は 7
00〜280 ℃の範囲で変化させた。
熱焼入れ、 Ｑ’：二相域温度（Ａc1点以上Ａc3点未満）からの再加
熱焼入れ、 ModifiedＱ’：二相域温度に加熱後、所定の温度まで空
冷した後、焼入れ、 Ｔ：Ａc1点未満の温度からの焼もどしである。 なお、ModifiedＱ’熱処理における焼入れ開始温度は 7
00〜280 ℃の範囲で変化させた。
【００１６】熱処理後の引張試験結果を図２に示す。図
から従来型のＱ−Ｔ法では、降伏比は90％以上であるの
に比べ、二相域熱処理を含む他の２種類の方法では、い
ずれも85％以下の低降伏比が得られること、これらの二
相域熱処理法の中でも、ModifiedＱ’の焼入れ開始温度
が 400〜700 ℃のＱ−ModifiedＱ’−Ｔ法の場合には、
Ｑ−Ｑ’−Ｔ法の場合よりも高い引張強さが得られてい
ることがわかる。
から従来型のＱ−Ｔ法では、降伏比は90％以上であるの
に比べ、二相域熱処理を含む他の２種類の方法では、い
ずれも85％以下の低降伏比が得られること、これらの二
相域熱処理法の中でも、ModifiedＱ’の焼入れ開始温度
が 400〜700 ℃のＱ−ModifiedＱ’−Ｔ法の場合には、
Ｑ−Ｑ’−Ｔ法の場合よりも高い引張強さが得られてい
ることがわかる。
【００１７】このように、Ｑ−ModifiedＱ’−Ｔ法とい
う新規な熱処理は、低い降伏比を確保しながら高強度化
する上で非常に有効である。
う新規な熱処理は、低い降伏比を確保しながら高強度化
する上で非常に有効である。
【００１８】この理由は、図３に模式的に示すようなミ
クロ組織の相違によるものと考えられる。すなわち、第
１段の熱処理Ｑに引き続き二相域に加熱した段階では、
マルテンサイトや下部ベイナイトの前組織は部分的にオ
ーステナイトに逆変態する。その後の冷却においては、
Ｑ’熱処理ではただちに焼入れを行うため、オーステナ
イトは硬さの高いマルテンサイトや下部ベイナイトに変
態する。
クロ組織の相違によるものと考えられる。すなわち、第
１段の熱処理Ｑに引き続き二相域に加熱した段階では、
マルテンサイトや下部ベイナイトの前組織は部分的にオ
ーステナイトに逆変態する。その後の冷却においては、
Ｑ’熱処理ではただちに焼入れを行うため、オーステナ
イトは硬さの高いマルテンサイトや下部ベイナイトに変
態する。
【００１９】これに対し、ModifiedＱ’熱処理では、初
期の空冷時に少量のフェライトが生成するとともにオー
ステナイト中へのC の濃縮が生じ、この段階から焼入れ
を行うため、C の濃縮したオーステナイトからはC 濃度
が高くより高硬度のマルテンサイトが生成するものと考
えられる。したがって、Ｑ−ModifiedＱ’−Ｔ法の方が
Ｑ−Ｑ’−Ｔ法の場合よりも高い強度が得られるのであ
る。なお、この場合にも軟質のフェライトが硬質層中に
分散するため低い降伏比が得られるのである。
期の空冷時に少量のフェライトが生成するとともにオー
ステナイト中へのC の濃縮が生じ、この段階から焼入れ
を行うため、C の濃縮したオーステナイトからはC 濃度
が高くより高硬度のマルテンサイトが生成するものと考
えられる。したがって、Ｑ−ModifiedＱ’−Ｔ法の方が
Ｑ−Ｑ’−Ｔ法の場合よりも高い強度が得られるのであ
る。なお、この場合にも軟質のフェライトが硬質層中に
分散するため低い降伏比が得られるのである。
【００２０】
【表１】
【００２１】以上の新知見を活用することにより、本発
明者らは570N/mm2級以上の低降伏比型高張力鋼板の溶接
性の改善を試みた。表２に示すように、従来のＱ−Ｑ’
−Ｔ法による低降伏比型570N/mm2級鋼板の炭素当量約0.
44％に対し、炭素当量を0.39％にまで低減した鋼に、Ｑ
−ModifiedＱ’−Ｔ法とＱ−Ｑ’−Ｔ法を適用した。そ
の機械的性質を表２に併記する。
明者らは570N/mm2級以上の低降伏比型高張力鋼板の溶接
性の改善を試みた。表２に示すように、従来のＱ−Ｑ’
−Ｔ法による低降伏比型570N/mm2級鋼板の炭素当量約0.
44％に対し、炭素当量を0.39％にまで低減した鋼に、Ｑ
−ModifiedＱ’−Ｔ法とＱ−Ｑ’−Ｔ法を適用した。そ
の機械的性質を表２に併記する。
【００２２】表２から明らかなように、Ｑ−Modified
Ｑ’−Ｔ法を適用した場合には、低い炭素当量であるに
もかかわらず十分な強度と低い降伏比が得られている。
これに対し、Ｑ−Ｑ’−Ｔ法を適用すると、炭素当量が
低いため、十分な強度が確保できなかった。
Ｑ’−Ｔ法を適用した場合には、低い炭素当量であるに
もかかわらず十分な強度と低い降伏比が得られている。
これに対し、Ｑ−Ｑ’−Ｔ法を適用すると、炭素当量が
低いため、十分な強度が確保できなかった。
【００２３】以上の理由から、本発明においては熱処理
方法として、Ｑ−ModifiedＱ’−Ｔ法に限定する。な
お、Ｑ熱処理については、完全なオーステナイト域から
の焼入れという意味では同等である圧延後の直接焼入れ
によってもよい。
方法として、Ｑ−ModifiedＱ’−Ｔ法に限定する。な
お、Ｑ熱処理については、完全なオーステナイト域から
の焼入れという意味では同等である圧延後の直接焼入れ
によってもよい。
【００２４】
【表２】
【００２５】つぎに、上記の各熱処理における温度範囲
の限定理由について説明する。焼入れ温度については、
マルテンサイトやベイナイトなどの高硬度のミクロ組織
を生成させ、十分な強度を確保するために、完全なオー
ステナイト域とする必要があり、Ａc3点以上とする。し
かし、あまりに高い温度であると組織が粗大化し、延
性、靱性が劣化するため、上限を980 ℃とする。
の限定理由について説明する。焼入れ温度については、
マルテンサイトやベイナイトなどの高硬度のミクロ組織
を生成させ、十分な強度を確保するために、完全なオー
ステナイト域とする必要があり、Ａc3点以上とする。し
かし、あまりに高い温度であると組織が粗大化し、延
性、靱性が劣化するため、上限を980 ℃とする。
【００２６】また、直接焼入れを行う場合の圧延仕上温
度をＡr3点以上とする理由は、これよりも圧延仕上温度
が低下すると、二相域熱処理の前に十分に焼きの入った
マルテンサイトやベイナイト相を確保することができず
強度確保が困難となるためである。
度をＡr3点以上とする理由は、これよりも圧延仕上温度
が低下すると、二相域熱処理の前に十分に焼きの入った
マルテンサイトやベイナイト相を確保することができず
強度確保が困難となるためである。
【００２７】ModifiedＱ’の焼入れ開始温度について
は、フェライトの生成にともなうオーステナイトへのC
の濃縮を利用して高C マルテンサイトを生成させ、高強
度化を図るためには、前述の図２に示されるように、焼
入れ開始温度を 400〜700 ℃の範囲とする必要がある。
は、フェライトの生成にともなうオーステナイトへのC
の濃縮を利用して高C マルテンサイトを生成させ、高強
度化を図るためには、前述の図２に示されるように、焼
入れ開始温度を 400〜700 ℃の範囲とする必要がある。
【００２８】焼もどし温度に関しては、靱性を向上させ
構造物の安全性を確保する上では、あまり低い温度では
好ましくないため、400 ℃以上とする。一方、Ａc1点を
超えると強度の低下を生じるため、Ａc1点未満とする。
構造物の安全性を確保する上では、あまり低い温度では
好ましくないため、400 ℃以上とする。一方、Ａc1点を
超えると強度の低下を生じるため、Ａc1点未満とする。
【００２９】つぎに、本発明における化学成分の限定理
由について説明する。C は高張力鋼板としての強度を確
保するために必要な元素であり、含有量が0.05％未満で
は引張強さ570N/mm2級以上の強度が得がたい。また、0.
20％を超えて添加すると耐溶接割れ性を害するので好ま
しくない。したがって、C 含有量は0.05〜0.20％の範囲
とする。
由について説明する。C は高張力鋼板としての強度を確
保するために必要な元素であり、含有量が0.05％未満で
は引張強さ570N/mm2級以上の強度が得がたい。また、0.
20％を超えて添加すると耐溶接割れ性を害するので好ま
しくない。したがって、C 含有量は0.05〜0.20％の範囲
とする。
【００３０】Siは脱酸に必要な元素であるが、含有量が
0.05％未満ではこの効果は少なく、また、0.50％を超え
て過多に添加すると、溶接性、靱性を劣化させるので好
ましくない。したがって、Si含有量は0.05〜0.50％の範
囲とする。
0.05％未満ではこの効果は少なく、また、0.50％を超え
て過多に添加すると、溶接性、靱性を劣化させるので好
ましくない。したがって、Si含有量は0.05〜0.50％の範
囲とする。
【００３１】Mnは焼入れ性を向上させ、板厚内部の強度
を確保するために必要な元素であるが、含有量が0.30％
未満ではこのような効果が十分に得られず、また、1.80
％を超えて過多に添加すると、溶接性、靱性を劣化させ
るので好ましくない。したがって、Mn含有量は0.30〜1.
80％の範囲とする。
を確保するために必要な元素であるが、含有量が0.30％
未満ではこのような効果が十分に得られず、また、1.80
％を超えて過多に添加すると、溶接性、靱性を劣化させ
るので好ましくない。したがって、Mn含有量は0.30〜1.
80％の範囲とする。
【００３２】Alは脱酸元素であり、含有量が 0.005％未
満ではそのような効果は少なく、また、0.10％を超えて
添加すると、靱性の劣化をもたらす。したがって、Al含
有量は 0.005〜0.10％の範囲とする。
満ではそのような効果は少なく、また、0.10％を超えて
添加すると、靱性の劣化をもたらす。したがって、Al含
有量は 0.005〜0.10％の範囲とする。
【００３３】この他に、Cu、Ni、Cr、Mo、V 、Nb、B 、
Ti、Caなどを板厚、目標靱性レベルに応じて１種または
２種以上添加するものとする。
Ti、Caなどを板厚、目標靱性レベルに応じて１種または
２種以上添加するものとする。
【００３４】Cuは固溶強化、析出強化により強度上昇に
有効な元素であるが、含有量が0.05％未満ではこのよう
な効果を十分に発揮することができず、また、1.20％を
超えて添加すると熱間加工性が劣化し鋼板表面に割れが
生じやすい。したがって、Cu含有量は0.05〜1.20％の範
囲とする。
有効な元素であるが、含有量が0.05％未満ではこのよう
な効果を十分に発揮することができず、また、1.20％を
超えて添加すると熱間加工性が劣化し鋼板表面に割れが
生じやすい。したがって、Cu含有量は0.05〜1.20％の範
囲とする。
【００３５】Niは靱性を向上させる効果があるが、含有
量が0.05％未満ではその十分な効果が得られず、また、
3.00％を超えて添加するとスケール疵が発生しやすくな
り、またコストアップにもなる。したがって、Ni含有量
は0.05〜3.00％の範囲とする。
量が0.05％未満ではその十分な効果が得られず、また、
3.00％を超えて添加するとスケール疵が発生しやすくな
り、またコストアップにもなる。したがって、Ni含有量
は0.05〜3.00％の範囲とする。
【００３６】Crは焼入れ性向上に有効な元素であるが、
含有量が0.05％未満ではこのような効果は十分に発揮さ
れず、また、1.20％を超えて添加すると溶接性を害す
る。したがって、Cr含有量は0.05〜1.20％の範囲とす
る。
含有量が0.05％未満ではこのような効果は十分に発揮さ
れず、また、1.20％を超えて添加すると溶接性を害す
る。したがって、Cr含有量は0.05〜1.20％の範囲とす
る。
【００３７】Moは焼入れ性を高め、焼もどし軟化抵抗を
増す元素であるが、含有量が0.05％未満では十分な効果
が得られず、また、1.00％を超えて過剰に添加すると、
溶接性を劣化させ、コストアップにもなる。したがっ
て、Mo含有量は0.05〜1.00％の範囲とする。
増す元素であるが、含有量が0.05％未満では十分な効果
が得られず、また、1.00％を超えて過剰に添加すると、
溶接性を劣化させ、コストアップにもなる。したがっ
て、Mo含有量は0.05〜1.00％の範囲とする。
【００３８】V は少量の添加により、焼入れ性を増し、
焼もどし軟化抵抗を高める元素であり、その効果を得る
ためには、 0.005％以上の添加が必要であるが、0.08％
を超えて添加すると溶接性を害する。したがって、V 含
有量は 0.005〜0.08％の範囲とする。
焼もどし軟化抵抗を高める元素であり、その効果を得る
ためには、 0.005％以上の添加が必要であるが、0.08％
を超えて添加すると溶接性を害する。したがって、V 含
有量は 0.005〜0.08％の範囲とする。
【００３９】Nbは結晶粒微細化作用を有し、また直接焼
入れ・焼もどしを行う場合には析出強化作用をもたらす
元素である。その効果を得るためには、 0.005％以上の
添加が必要であり、また、0.05％を超えて添加すると溶
接性、靱性を劣化させる傾向にある。したがって、Nb含
有量は 0.005〜0.05％の範囲とする。
入れ・焼もどしを行う場合には析出強化作用をもたらす
元素である。その効果を得るためには、 0.005％以上の
添加が必要であり、また、0.05％を超えて添加すると溶
接性、靱性を劣化させる傾向にある。したがって、Nb含
有量は 0.005〜0.05％の範囲とする。
【００４０】B は微量で焼入れ性の向上をもたらす元素
であるが、含有量が0.0003％未満ではその効果が得られ
ず、また、0.0025％を超えて添加すると靱性が劣化す
る。したがって、B 含有量は0.0003〜0.0025％の範囲と
する。
であるが、含有量が0.0003％未満ではその効果が得られ
ず、また、0.0025％を超えて添加すると靱性が劣化す
る。したがって、B 含有量は0.0003〜0.0025％の範囲と
する。
【００４１】Tiは脱酸作用、 Nの固定化による Bの焼入
れ性向上効果の促進作用を有するが、含有量が 0.005％
未満ではこれらの効果が得られず、また、 0.025％を超
えて添加すると介在物の増加により靱性が劣化する。し
たがって、Ti含有量は 0.005〜0.025 ％の範囲とする。
れ性向上効果の促進作用を有するが、含有量が 0.005％
未満ではこれらの効果が得られず、また、 0.025％を超
えて添加すると介在物の増加により靱性が劣化する。し
たがって、Ti含有量は 0.005〜0.025 ％の範囲とする。
【００４２】Caは非金属介在物の球状化作用を有し、異
方性の低減に有効であるが、含有量が0.001 ％未満では
その十分な効果が得られず、また、0.010 ％を超えて添
加すると介在物の増加により靱性が劣化する。したがっ
て、Ca含有量は 0.001〜0.010 ％の範囲とする。
方性の低減に有効であるが、含有量が0.001 ％未満では
その十分な効果が得られず、また、0.010 ％を超えて添
加すると介在物の増加により靱性が劣化する。したがっ
て、Ca含有量は 0.001〜0.010 ％の範囲とする。
【００４３】
【実施例】以下に、本発明に係わる溶接性の優れた降伏
比の低い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法の実施
例について説明するが、本発明は本実施例のみに限定さ
れるものではない。
比の低い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法の実施
例について説明するが、本発明は本実施例のみに限定さ
れるものではない。
【００４４】供試鋼板は表３に示す化学成分を有する鋼
片を、表４に示す板厚25〜80mmの鋼板に圧延した後、表
４に示す熱処理条件で熱処理したものである。これらの
鋼板から試験片を採取し、母材の引張試験を行った。そ
の結果を熱処理条件とともに表４に併記する。
片を、表４に示す板厚25〜80mmの鋼板に圧延した後、表
４に示す熱処理条件で熱処理したものである。これらの
鋼板から試験片を採取し、母材の引張試験を行った。そ
の結果を熱処理条件とともに表４に併記する。
【００４５】表４から明らかなように、本発明法Ａ〜Ｉ
は、いずれも570N/mm2級以上の引張強さと85％未満の低
降伏比を有している。
は、いずれも570N/mm2級以上の引張強さと85％未満の低
降伏比を有している。
【００４６】これに対して、比較例Ｊ〜Ｎは熱処理方法
がＱ−ModifiedＱ’−Ｔ法でないため強度が低すぎる
か、降伏比が高すぎる。
がＱ−ModifiedＱ’−Ｔ法でないため強度が低すぎる
か、降伏比が高すぎる。
【００４７】
【表３】
【００４８】
【表４】
【００４９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の溶接性の
優れた降伏比の低い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造
方法は、化学成分を制御し、圧延後、焼入れし、さらに
二相域温度に加熱後、所定の温度まで空冷した後、焼入
れし、その後、焼もどしを行う熱処理を行っているた
め、良好な溶接性を有し、85％以下の低い降伏比を有す
る570N/mm2級以上の鋼板の製造が可能であるという優れ
た効果を有するものである。
優れた降伏比の低い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造
方法は、化学成分を制御し、圧延後、焼入れし、さらに
二相域温度に加熱後、所定の温度まで空冷した後、焼入
れし、その後、焼もどしを行う熱処理を行っているた
め、良好な溶接性を有し、85％以下の低い降伏比を有す
る570N/mm2級以上の鋼板の製造が可能であるという優れ
た効果を有するものである。
【図１】熱処理条件を示す図である。
【図２】熱処理後の引張試験結果を示す図である。
【図３】熱処理段階ごとのミクロ組織の相違を模式的に
示す図である。
示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 岡野 重雄
兵庫県加古川市金沢町１番地 株式会社
神戸製鋼所 加古川製鉄所内
(56)参考文献 特開 昭63−286517（ＪＰ，Ａ)
特開 昭64−55335（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−110423（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−318（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C21D 8/02
C22C 38/00 301
Claims (3)
- 【請求項１】 C:0.05〜0.20％、 Si:0.05〜0.50％、 M
n:0.30〜1.80％、Al:0.005〜0.10％を含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる鋼片を熱間圧延した後、下
記の熱処理を施すことを特徴とする溶接性の優れた降伏
比の低い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法。 熱処理方法：焼入れ（Ｑ）＋特殊焼入れ（Modified
Ｑ’）＋焼もどし（Ｔ） ただし、焼入れ温度：Ａc3点以上 980℃以下 特殊焼入れ：Ａc1点以上Ａc3点未満に加熱し、 400〜70
0 ℃の間の所定の温度まで空冷した後、焼入れを行う 焼もどし温度：400 ℃点以上Ａc1点未満 - 【請求項２】 C:0.05〜0.20％、 Si:0.05〜0.50％、 M
n:0.30〜1.80％、Al:0.005〜0.10％を含有し、残部Feお
よび不可避的不純物からなる鋼片を圧延仕上温度がＡr3
点以上の温度で熱間圧延し直接焼入れを行った後、下記
の熱処理を施すことを特徴とする溶接性の優れた降伏比
の低い570N/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法。 熱処理方法：特殊焼入れ（ModifiedＱ’）＋焼もどし
（Ｔ） ただし、特殊焼入れ：Ａc1点以上Ａc3点未満に加熱し、
400〜700 ℃間の所定の温度まで空冷した後、焼入れを
行う 焼もどし温度：400 ℃点以上Ａc1点未満 - 【請求項３】 化学成分として、さらに Cu:0.05〜1.20
％、 Ni:0.05〜3.00％、Cr: 0.05〜1.20％、 Mo:0.05〜
1.00％、 V:0.005〜0.08％、Nb:0.005〜0.05％、B:0.00
03〜0.0025％、Ti:0.005〜0.025 ％、Ca:0.001〜0.010
％の内から選んだ１種または２種以上を含有する請求項
１または２記載の溶接性の優れた降伏比の低い570N/mm2
級以上の高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22609192A JP3399983B2 (ja) | 1992-08-25 | 1992-08-25 | 溶接性の優れた降伏比の低い５７０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22609192A JP3399983B2 (ja) | 1992-08-25 | 1992-08-25 | 溶接性の優れた降伏比の低い５７０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0665636A JPH0665636A (ja) | 1994-03-08 |
| JP3399983B2 true JP3399983B2 (ja) | 2003-04-28 |
Family
ID=16839686
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22609192A Expired - Fee Related JP3399983B2 (ja) | 1992-08-25 | 1992-08-25 | 溶接性の優れた降伏比の低い５７０Ｎ／ｍｍ２級以上の高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3399983B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106563695A (zh) * | 2016-11-07 | 2017-04-19 | 河钢股份有限公司邯郸分公司 | 一种低屈强比高强度管线钢的生产方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4710488B2 (ja) * | 2005-08-30 | 2011-06-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 低温靱性に優れた９％Ｎｉ鋼の製造方法 |
| CN102618799B (zh) * | 2012-03-22 | 2014-07-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 低碳当量80公斤级高性能调质钢板及其制造方法 |
| CN103695782B (zh) * | 2013-12-16 | 2016-03-09 | 武汉钢铁(集团)公司 | 抗拉强度630MPa级移动式压力容器用钢及其生产方法 |
| KR101449511B1 (ko) * | 2014-07-29 | 2014-10-13 | 한국기계연구원 | 가공 경화형 항복비 제어강 및 그 제조방법 |
| CN108950380A (zh) * | 2018-06-11 | 2018-12-07 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种q690gj建筑钢板及其制备方法 |
| CN111441000A (zh) * | 2020-03-30 | 2020-07-24 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种屈服强度690MPa级低屈强比高强钢板及其制造方法 |
-
1992
- 1992-08-25 JP JP22609192A patent/JP3399983B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH0665636A (ja) | 1994-03-08 |
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