(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．２〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３％以下、且つＰｃｍ：０．２６以下を満足する残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を１０００〜１２５０℃に加熱し、９５０℃以下で４０％以上の累積圧下を含む圧延終了後、Ａｒ3点以上の温度から直接焼入れし、次いでＡｃ1点〜Ａｃ3点の２相域温度に再加熱後水冷し、Ａｃ1点以下で焼戻すことを特徴とする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。
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）
【請求項２】
更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％の一種又は二種以上を添加することを特徴とする請求項１記載の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。
【請求項３】
圧延仕上温度を７５０℃以上とすることを特徴とする請求項１又は２記載の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。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築などの鋼構造物に使用される７８０Ｎ／ｍｍ2級高張力鋼の製造方法に関し、特に耐震設計で要求される低降伏比を満足し、且つ溶接性に優れたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
７８０Ｎ／ｍｍ2級高張力鋼は、一般に焼入れ焼戻し処理で製造され、その降伏比は９０％以上と高い。しかし、近年、耐震設計の観点から降伏比の低減が要求され、低降伏比型７８０Ｎ／ｍｍ2級鋼が開発されてきた。
【０００３】
例えば、特開平７−２２４３５０号公報では、２．５〜４．５％のＮｉを添加した鋼を加熱圧延後、９００℃以上から直接焼入れし、その後４００〜８００℃で１回以上焼戻す方法が開示されている。
【０００４】
特開平５−１６３５２７号公報では、耐低温割れ性や超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性を改善した低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ2級鋼の製造方法として、１．０〜２．０％のＣｕを添加した鋼を熱間圧延後水冷し、その後７８０〜８３０℃の温度に再加熱し、水冷後、５００〜５５０℃で時効熱処理をすることが開示されている。
【０００５】
また、特開平６−２４８３３６号公報では０．００５〜０．０２５％のＴｉおよび０．１５〜０．６５％のＶを添加した鋼片を１０００〜１２５０℃に加熱圧延後、Ａｃ3〜１０００℃に再加熱して焼入れし、その後、Ａｃ１変態点以下で焼戻すことを特徴とする板厚７０ｍｍ以下の低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ2鋼の製造方法が記載されている。
【０００６】
また、特開平６−２４８３３７号公報では、上述した成分組成の鋼を、１０００〜１２５０℃に加熱し、１０００℃以下での累積圧下量が３０％以上となるように圧延後、７２０℃以上の温度から直接焼入れし、その後７５０〜８７０℃の温度より再加熱焼入れおよびＡｃ1点以下で焼戻すことで板厚７０ｍｍ以下の低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ2鋼の製造方法が記載されている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平７−２２４３５０号公報に記載の製造方法は、鋼成分として多量のＮｉを添加する必要があり、経済性に問題がある。特開平５−１６３５２７号公報に記載の方法は、微量Ｂの添加により焼入れ性を向上させるため、化学成分や製造条件の変動により母材特性が不安定と成りやすく、また、小入熱溶接により熱影響部が硬化し溶接性が劣化する。
【０００８】
さらに、多量のＣｕ添加による析出強化で強度を確保するため、降伏比が８０％を超える場合もあり、必ずしも耐震性が良好ではなかった。
【０００９】
一方、特開平６−２４８３３６号公報は、Ｂを無添加とし、０．１５〜０．６５％と多量のＶ添加による析出強化で強度を確保する技術であるが、７８０Ｎ／ｍｍ2級の強度が得られる板厚の上限は７０ｍｍ程度で、降伏比も８０％を超える場合があり、必ずしも十分な耐震性能が得られているわけではない。特開平６−２４８３３７号公報は、直接焼入れプロセスによるものであるが、板厚の上限はやはり７０ｍｍ程度となっている。
【００１０】
本発明は、経済性及び溶接性に優れ、且つ７０ｍｍを超える板厚においても低降伏比が安定して得られる７８０Ｎ／ｍｍ2級高張力鋼の製造方法を目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記目的を達成するため、成分組成、製造条件の双方について詳細に検討を行い、以下の知見を得た。
【００１２】
１．７８０Ｎ／ｍｍ2級鋼の強度を確保するため、微量Ｂを使用した場合、溶接熱影響部を著しく硬化させ、継手靭性を劣化させる。また、Ｂの有効活用のため添加されるＴｉは、母材性能を不安定とする。
【００１３】
２．Ｔｉ，Ｂを添加しない成分組成で、良好な溶接割れ感受性と、健全な溶接継手の両者を備える低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ2級鋼をＱ−Ｑ´−Ｔで製造する場合、製造板厚が制限される。
【００１４】
３．微量Ｎｂを添加した場合、ＤＱプロセスでは加熱圧延時の固溶Ｎｂにより焼入れ性が向上するため、低Ｐｃｍ値で溶接性に優れた７８０Ｎ／ｍｍ2級鋼が得られる。
【００１５】
４．オーステナイト未再結晶温度域での制御圧延（ＣＲ）の実施により、ミクロ組織が展伸し、ＤＱ時の焼入れ性が低下し、低降伏比に有効な軟質相（フェライト）が導入される。軟質相は、Ｑ´−Ｔ処理後も残存し、低降伏比化に寄与する。
【００１６】
５．ＣＲ−ＤＱプロセスにより展伸した組織には、その後の２相域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、２相域焼入れ後に硬質な焼入れ相が増加し、Ｑ−Ｑ´−Ｔに比較して高強度が得られる。
【００１７】
このように、ＣＲ−ＤＱ（−Ｑ´−Ｔ）プロセスは、Ｑ−Ｑ´−Ｔプロセスでは不可能な２相域加熱前の組織制御を可能とし、低降伏比化を達成する。また、Ｎｂ添加によりオーステナイト未再結晶温度域は拡大し、圧延効率を損ねることなくＣＲが可能となる。そして、Ｎｂ添加およびＣＲ−ＤＱ−Ｑ´−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。
【００１８】
本発明は、以上の知見を基に、更に検討を加えてなされたものであり、すなわち本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０７〜０．１１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｍｏ：０．２〜０．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ｂ：０．０００３％以下、且つＰｃｍ：０．２６以下を満足する残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を１０００〜１２５０℃に加熱し、９５０℃以下で４０％以上の累積圧下を含む圧延終了後、Ａｒ3点以上の温度から直接焼入れし、次いでＡｃ1点〜Ａｃ3点の２相域温度に再加熱後水冷し、Ａｃ1点以下で焼戻すことを特徴とする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。
【００１９】
但し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋
Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）
２．  更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％の一種又は二種以上を添加することを特徴とする１記載の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。
【００２０】
３．圧延仕上温度を７５０℃以上とすることを特徴とする１又は２記載の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。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明では化学成分、製造条件について規定する。
【００２２】
１．化学成分
Ｃ
Ｃは強度を確保するために添加する。添加量が０．０７％未満では、７８０Ｎ／ｍｍ2級の強度を確保するため他の合金元素を多量に添加する必要があり、製品コストが上昇する。一方、０．１１％を超えて添加すると溶接性を低下させるため、０．０７〜０．１１％（０．０７％以上、０．１１％以下）とする。
【００２３】
Ｓｉ
Ｓｉは添加量が０．５％を超えると、溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．５％を上限とする。
【００２４】
Ｍｎ
Ｍｎは、母材強度と溶接継手強度を確保するため、０．５％以上添加する。しかし、１．６％を超える過剰の添加は、溶接性および溶接継手靭性を劣化させるため、０．５〜１．６％とする。
【００２５】
Ｐ，Ｓ
Ｐ，Ｓはいずれも不純物元素であり、健全な母材および継手性能を得るため、Ｐは０．０３％以下、Ｓは０．００５％以下に規制する。
【００２６】
Ｎｉ
Ｎｉは母材及び溶接継手の強度、靭性を向上のために０．０５％以上添加するが、２．０％を超える過剰な添加は経済性を損なうため、０．０５〜２．０％とする。
【００２７】
Ｍｏ
Ｍｏは母材及び溶接部の強度を向上させるため０．２％以上添加するが、０．５％を超える過剰な添加は溶接性およびＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．２〜０．５％とする。
【００２８】
Ｖ
Ｖは母材及び溶接部の強度を向上させるため、０．０１〜０．１％（０．０１％以上、０．１％以下）を添加する。
【００２９】
Ａｌ
Ａｌは脱酸、およびミクロ組織を微細化し、母材靭性を向上させるため０．０１％以上添加する。しかし、０．０５％を超える添加は母材靭性を損なうため、０．０１〜０．０５％（０．０１％以上、０．０５％以下）とする。
【００３０】
Ｎ
Ｎは、不可避不純物として鋼中に含まれるが、本発明ではＨＡＺ靭性を確保するため０．００５％以下とする。
【００３１】
Ｔｉ，Ｂ
本発明では、Ｔｉ，Ｂは不可避不純物として扱い、その含有量をＴｉは０．００５％以下、Ｂは０．０００３％以下に規定する。
【００３２】
Ｂ添加鋼において、Ｔｉは焼入れ性向上に有効なＢを確保するため、しばしば積極的に添加される。しかし、本発明鋼はＨＡＺ硬さの低減により、ＨＡＺ靭性を改善することを特徴とするもので、Ｂは不可避不純物であり、ＨＡＺを硬化させないように０．０００３％以下に規制する。また、Ｔｉも積極的に添加せず、不可避不純物として０．００５％以下に規制する。
【００３３】
Ｐｃｍ
Ｐｃｍは溶接割れ感受性指数で、本発明では０．２６％以下に規制する。Ｂ無添加鋼である本発明鋼でＰｃｍ：０．２６％以下の場合、溶接雰囲気が２０℃ー６０％でのガスシールドアーク溶接（ＧＭＡＷ）によるｙ型溶接割れ試験（ＪＩＳＺ３１５８）で、割れ防止予熱温度は５０℃以下と優れた特性が得られる。
【００３４】
以上が本発明鋼の基本成分組成であり、更にその特性を向上させる場合、Ｃｕ，Ｃｒ，Ｎｂの一種又は二種以上を添加することが出来る。
【００３５】
Ｃｕ
Ｃｕは、母材および溶接継手強度向上のために０．０５％以上添加する。過剰の添加はεーＣｕの析出強化による降伏比の上昇が懸念されるため、０．５％以下とする。
【００３６】
Ｃｒ
Ｃｒは、母材および溶接継手強度向上のために０．１％以上添加する。過剰な添加は溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるため、１．０％以下とする。
【００３７】
Ｎｂ
Ｎｂは、加熱時の固溶Ｎｂによる焼入れ性向上で母材強度を高め、また、オーステナイトの未再結晶温度を上昇させ、圧延効率を損ねることなくオーステナイト未再結晶温度域での制御圧延（ＣＲ）を可能とするように、０．００５％以上添加する。しかし、０．０５％を超えて添加すると靭性が劣化するため、０．００５％以上、０．０５％以下とする。
【００３８】
２．製造条件
スラブ加熱温度
圧延前段階でＮｂ炭窒化物を完全に固溶させ、合金元素を均質化させるため１０００℃以上に加熱する。一方、１２５０℃を超えるとミクロ組織が粗大化し、靭性劣化が懸念されるため、１０００〜１２５０℃以下とする。スラブ加熱温度はＮｂ炭窒化物の固溶温度以上であれば、低いほど靭性は良好であり、好ましくは１１５０℃、更に好ましくは、１１００℃とする。
尚、Ｎｂ炭窒化物の固溶温度は、ｌｏｇ{(Ｎｂ)×（Ｃ＋１２Ｎ／１４）}＝２．２６−６７７０／（Ｔ＋２７３．１５）より求めることができる。
【００３９】
圧延条件
７８０Ｎ／ｍｍ2級鋼の強度とＹＲ８０％以下の低降伏比を得るため、圧延温度９５０℃以下で４０％以上の累積圧下を行う。図２に、表１に記載の供試鋼Ｃ，Ｄを用い、ＣＲ率５０％として強度に及ぼすＣＲ開始温度の影響を調査した結果を示す。
【００４０】
板厚によらず、ＣＲ開始温度が低下すると強度（ＹＳ，ＴＳ）は上昇し、９５０℃以下で、７８０Ｎ／ｍｍ2級鋼としての強度が得られる。
【００４１】
図１は、ＹＲをＣＲ開始温度によって整理したもので、ＣＲ開始温度が低下して強度が上昇しても、ＹＲはほぼ一定で、８０％以下の低降伏比が得られている。
【００４２】
圧延仕上温度
本発明鋼を建築用鋼として用いる場合、音響異方性を１．０２以下とすることが望ましい。その場合、圧延仕上温度は７５０℃以上とする。図３は、音響異方性に及ぼす圧延仕上温度の影響を示すもので、圧延仕上温度を７５０℃以上とした場合、音響異方性は１．０２以下となっている。
【００４３】
直接焼入れ
熱間圧延終了後、Ａｒ3点以上より、直接焼入れを行う。冷却速度は１℃／ｓ以上とするのが好ましい。尚、Ａｒ3点は、例えば、Ｔｒａｎｓ．ＩＳＩＪ、２２（１９８２）、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−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ＋０．３５（ｔ−８）により求めることが出来る。
【００４４】
二相域焼入れ温度
直接焼入れ後、降伏比を低減させるため、Ａｃ1点以上、Ａｃ3点以下の二相域に再加熱し、部分的にγ変態させ、焼入れを行い、ミクロ組織を硬質相と軟質相とする。
【００４５】
焼戻し温度
二相域焼入れ後、焼戻しを、Ａｃ1変態点以下で行う。
【００４６】
【実施例】
表１に供試鋼の化学成分を、表２にそれらを用いた鋼板の製造条件および得られた特性を示す。鋼番Ａ１，Ｂ１は化学成分、製造条件とも本発明範囲内であり、７８０Ｎ／ｍｍ2級強度、降伏比８０％以下の低降伏比および優れた溶接性（割れ防止予熱温度５０℃以下）が得られている。
【００４７】
鋼種Ｃは本発明の化学成分範囲内であるが、鋼番Ｃ１は、９５０℃以下で４０％以上の累積圧下を実施せず、７８０Ｎ／ｍｍ2級の強度が得られていない。一方、鋼番Ｃ２，Ｃ３は、９５０℃以下で４０％以上の累積圧下を行うもので、強度、降伏比ともに本発明の目的とする効果が得られている。
【００４８】
鋼種Ｄは本発明の化学成分範囲内であり、鋼番Ｄ２，Ｄ３は、９５０℃以下で４０％以上の累積圧下を行うもので、強度、降伏比ともに本発明の目的とする効果が得られている。
【００４９】
鋼種Ｅは本発明の化学成分範囲内であるが、鋼番Ｅ２は圧延仕上温度が７２０℃と低く、音響異方性が１．０２を上回り、請求項３記載の発明の比較鋼となっている。
【００５０】
鋼番Ｇ１，Ｈ１，Ｉ１，Ｊ１，Ｋ１は、化学成分、製造条件ともに本発明範囲内であり、低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ2鋼として優れた機械的特性、溶接性が得られている。
【００５１】
鋼番Ｌ１，Ｌ２，Ｍ１は、化学成分にＮｉが添加されておらず、比較鋼となっており、機械的特性に劣っている。鋼番Ｎ１，Ｏ１は化学成分にＢが添加されている比較鋼であり、ＨＡＺが著しく硬化し、割れ防止予熱温度も高い。
【００５２】
尚、表１に示すＡｒ3は前述の計算式において、板厚１００ｍｍとして求めたものである。
【００５３】
【表１】
0004461589.tif 000002
【００５４】
【表２】
0004461589.tif 000003
【００５５】
【発明の効果】
本発明によれば、板厚１００ｍｍ程度の厚鋼板においても、７８０Ｎ／ｍｍ2級の強度で、優れた溶接性、音響異方性を有するＹＲ≦８０％以下の低降伏比鋼が生産性よく得られ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＹＲに及ぼす仕上圧延におけるＣＲ開始温度の影響を示す図。
【図２】ＹＳ，ＴＳに及ぼす仕上圧延におけるＣＲ開始温度の影響を示す図。
【図３】音響異方性に及ぼす圧延仕上温度の影響を示す図。
【図１】
0004461589.tif 000004
【図２】
0004461589.tif 000005
【図３】
0004461589.tif 000006