JP2932924B2 - 溶接性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、ア−ク溶接性に優れ
た引張強さが50kgf/mm² 以下の鋼材およびその製造方法
に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、廃棄された食缶および自動車など
の鉄スクラップの量が増加し、製鉄業においては環境問
題対策上、鉄源としてこのような鉄スクラップを使用す
る必要性が高まりつつある。しかしながら、鉄スクラッ
プ中に含有されるCu、Sn、Mo、NiおよびCrなどの所謂ト
ランプエレメントは、Feよりも酸化され難いため、現在
の製鉄プロセスにおいては殆ど除去されず鋼中に残存
し、鋼材の製造性や材質、あるいは表面品質特性に悪影
響を及ぼすことが、例えば、特開平4-162943号公報およ
び特開平4-371528号公報において指摘されている。更
に、トランプエレメントのうち、特に、Snは低融点元素
であるため、ア−ク溶接などの溶融溶接時に凝固割れを
誘発し、溶接性を劣化させることが懸念されている。

【０００３】従って、従来技術においては、耐食性、強
度および表面特性の改善を目的として意識的にCu、Crお
よびNi等を有効な元素として添加する技術、例えば、特
開平4-325657号公報および特開平4-365813号公報に記載
されて技術( 以下、先行技術という) の場合を除けば、
本来トランプエレメントは一般的には鋼中に含有されて
おらず、また添加しないものであるので、鉄スクラップ
の使用には種々の制約を伴っていた。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】従って、上述したよう
な環境問題対策上から、スクラップとしての食缶および
自動車などから発生する、トランプエレメントを含有し
た鉄スクラップを原料として鉄鋼製品を製造する場合、
それによって品質が劣化しないようにすることが重要な
課題となった。

【０００５】従って、この発明の目的は、成分中にトラ
ンプエレメントを含有した鋼を使用した場合でも、鋼材
の溶融溶接時に凝固割れ等が発生することなく、その溶
接性が劣化しない鋼材およびその製造方法を提供するこ
とにある。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明者等は、トランプ
エレメントを含有する鋼において想定される上記問題点
を解決し、特に、ア−ク溶接をはじめとする溶融溶接性
に優れた鋼材を得べく鋭意研究を行った結果、下記知見
を得た。

【０００７】凝固割れとは、溶接中に発生した応力が凝
固中の溶接金属の破断強さを超えるときに発生する割れ
のことであり、冶金学的には凝固温度幅（液相線温度と
固相線温度との温度幅）を増大させる元素を多く含有す
る鋼において、割れ感受性が高められることが知られて
いる。凝固温度幅を増大させる元素としては、C 、S、P
およびSnなどがあるが、S およびP は凝固温度幅を増
大させるだけではなく、FeP （融点：1190℃）およびFe
S （融点：1160℃) などの低融点化合物を形成し、割れ
感受性を高める。そこで、凝固割れ防止策としては、凝
固温度幅を狭くすることを目的として、C 、P およびS
の含有量の低減や、低融点化合物の析出を抑制するため
に、Mnを添加することなどの方策がとられてきた。Mnの
添加は、高融点化合物であるMnS （融点：1610℃）の析
出を促進させるためである。

【０００８】P.W.Jones 等は、Welding Journal 6, 195
9 において、C ＜0.10wt.%の鋼において、Mn/ S > 22の
範囲内に成分組成を制御することにより、凝固割れが防
止されることを明らかにしているが、本発明者らは、ト
ランプエレメントであるCuおよびSnが含有された場合に
は、上記の関係式のみでは凝固割れを防止することが不
十分であることを明らかにした。即ち、C 、S 、P 、C
u、SnおよびMnの各元素の含有量を種々変化させた鋼板
をア−ク溶接し、凝固割れの発生の有無について試験し
た。その結果を、図１に示した。

【０００９】図１は、C ≦0.15wt.%の鋼において、凝固
割れの発生の有無に及ぼす鋼の成分組成の影響を、鋼の
Mn含有量( wt.%) および 2S ＋(1/3) P ＋(1/15)Cu＋(1
/5)Snによって算出される値( wt.%) で整理したグラフ
である。同図から、鋼の成分組成が、 Mn ／｛2 S ＋(1
/3) P ＋(1/15)Cu＋(1/5) Sn｝≧15の関係を満たす場合
にのみ、凝固割れが抑制されることが判明した。

【００１０】この発明は、上記知見に基づいてなされた
ものであって、この発明の溶接性に優れた鋼材は、炭素
(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.2 wt.%以下、マンガン(Mn) ：
0.1〜0.8 wt.% 燐(P) ： 0.04 wt.%以下、硫黄(S) ：
0.015wt.%以下、可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.01 〜0.07w
t.% 窒素(N) : 0.012wt.%以下、銅(Cu) ：
1.0 wt.%以下、錫(Sn) ： 0.10 wt.%以下、ニ
ッケル(Ni) ： 0.10 wt.%以下、クロム(Cr) ： 0.1
0 wt.%以下、および、モリブデン(Mo)： 0.10 wt.%以
下、を含有し、かつ下記(1) および(2) 式の関係を満た
し、 Cu ＋10Sn ≦ 1.0 wt.%───(1) Mn ／｛2 S ＋(1/3) P ＋(1/15)Cu＋(1/5) Sn｝≧15 ───(2) そして、残部が鉄および不可避的不純物からなることに
特徴を有するものである。

【００１１】そして、この発明の溶接性に優れた鋼材の
製造方法は、炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.2 wt.%以下、マンガン(Mn) ：
0.1〜0.8 wt.% 燐(P) ： 0.04 wt.%以下、硫黄(S) ：
0.015wt.%以下、可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.01 〜0.07w
t.% 窒素(N) : 0.012wt.%以下、銅(Cu) ：
1.0 wt.%以下、錫(Sn) ： 0.10 wt.%以下、ニ
ッケル(Ni) ： 0.10 wt.%以下、クロム(Cr) ： 0.1
0 wt.%以下、および、モリブデン(Mo)： 0.10 wt.%以
下、を含有し、かつ下記(1) 式および(2) 式、 Cu ＋10Sn ≦ 1.0 wt.%───(1) Mn ／｛2 S ＋(1/3) P ＋(1/15)Cu＋(1/5) Sn｝≧15 ───(2) の関係を満たす鋼を溶製した後、連続鋳造によってスラ
ブを鋳造し、次いで前記スラブを、Ａ_r3変態点−100 〜
Ａ_r3変態点＋100 ℃の範囲内の仕上げ温度で直接熱間圧
延し、このようにして得られた鋼帯を500 〜700 ℃の範
囲内の温度で巻き取ることに特徴を有するものである。

【００１２】

【作用】この発明の鋼材の化学成分組成を上述した範囲
内に限定した理由について、以下に述べる。 (1) C 、Si、Mn :C 、SiおよびMnは、鋼の強度を高める
基本的な元素である。C 含有量が0.01wt.%未満、Mn含有
量が0.1 wt.%未満では所望の強度が得られず、更に、C
含有量が0.01wt.%未満では２次加工脆化が生じ易くな
り、Mn含有量が0.1 wt.%未満では鋼材表面に疵が発生し
易くなる。一方、C 含有量が0.15wt.%超、Si含有量が0.
2 wt.%超、Mn含有量が0.8 wt.%超では、引張強さを50kg
f/mm² 以下にすることができない。従って、C 含有量は
0.01〜0.15wt.%、Si含有量は0.2 wt.%以下、Mn含有量は
0.1 〜0.8 wt.%の範囲内に限定すべきである。

【００１３】(2) S :S の含有量は、鋼板の曲げ加工性
および伸びフランジ性等の加工性を高めるために、少な
い方が望ましい。S 含有量が0.015 wt.%以下の領域にお
いて、高い値の穴拡げ率が得られる。その理由は、S 含
有量が0.015 wt.%超になると、鋼中のMnS 等の硫化物系
介在物の量が多くなり、鋼板を加工した時の亀裂発生点
となるためと考えられる。従って、Ｓ含有量は0.015 w
t.%以下に限定すべきである。

【００１４】(3) P :P は、鋼板のプレス成形後に2 次
加工割れと呼ばれる粒界脆性破壊を生じさせる元素であ
る。従って、その含有量が少ない方が望ましく、0.04w
t.%以下に限定すべきである。

【００１５】(4) N :N の含有量は、加工性を高めるた
めに少ない方が望ましく、従って、0.012wt.% 以下に限
定すべきである。

【００１６】(5) Al :Alは、鋼の脱酸のために有効な元
素であるが、sol.Alの含有量が0.01wt.%未満ではその効
果が不十分であり、一方、sol.Alの含有量が0.07wt.%超
では脱酸生成物である介在物の量が増加して、加工性が
劣化する。従って、sol.Alの含有量は0.01〜0.07wt.%の
範囲内に限定すべきである。

【００１７】(6) Cu :Cuは、トランプエレメントとして
含有される元素である。Cu含有量が多いとCu疵と呼ばれ
る表面疵が発生し、表面品質が劣化する。連続鋳造され
たスラブを再加熱した後、熱間圧延するプロセスでは、
Cuを含有するスラブを酸化性雰囲気で熱間圧延する際
に、Cuは酸化されないためスケール直下に濃化して、Cu
富化相が形成される。Cu富化相の融点は比較的低いの
で、一般的なスラブ加熱温度である1100℃以上において
Cu富化相が融液になり、この融液がオーステナイト粒界
に浸透して、熱間圧延時に表面割れが発生し、表面欠陥
となることが知られている。

【００１８】これに対して、本発明の方法のように、連
続鋳造されたスラブを直接熱間圧延する場合には、スラ
ブの再加熱工程が省略されるため、Cu融液の粒界浸透が
殆ど生じない。従って、スラブを再加熱する場合に比
べ、Cu疵に関するCu含有量の限界値を大幅に高くするこ
とが可能となり、Cu単独添加の場合のCu量の上限値を、
1.0 wt.%にすることができる。

【００１９】しかしながら、本発明のように、CuとSnと
が複合添加されている場合には、Cu富化相にSnが濃化
し、この相の融点を下げるため、Cu単独添加の鋼板に比
較して、Cu疵が発生しやすくなり、表面品質が劣化す
る。従って、本発明のように、CuとSnとが複合添加され
ている場合には、その表面品質を改善するために、Cu含
有量が1.0 wt.%以下で、且つ、 Cu ＋10Sn≦1.0 wt.%の
関係を満たしていることが必要である。

【００２０】(7) Sn :Snは、トランプエレメントとして
含有される元素であり、その含有量が0.10wt.%超では表
面品質および加工性が劣化する。更に、Snと共にCuを含
有する場合には、上述したと同様に、Cu富化相にSnが濃
化しCu富化相の融点が低下して、Cu疵が発生し易くな
り、表面品質が劣化する。従って、Sn含有量は0.10wt.%
以下で、且つ、Cu＋10×Sn≦1.0 wt.%の関係を満たして
いることが必要である。

【００２１】(8) Ni :Niは、トランプエレメントとして
含有される元素であが、Cu疵発生の防止および焼入れ性
の向上に有効である。しかしながら、Ni含有量が0.10w
t.%超では強度が増加し加工性が劣化する。従って、Ni
含有量は0.10wt.%以下に限定すべきである。

【００２２】(9) Cr、Mo :CrおよびMoは、トランプエレ
メントとして含有される元素である。いずれもその含有
量が0.10wt.%超では、強度上昇のため加工性が劣化し、
且つ、亜鉛めっき層の密着性を劣化させる。従って、Cr
およびMoの含有量はいずれも、0.10wt.%以下に限定すべ
きである。

【００２３】(10) Mn 、S 、P 、CuおよびSnの各含有量
間の関係:上述したように、鋼材の溶融溶接時に凝固割
れ等が発生することなく、その溶接性が劣化しないよう
にするために、 Mn 、S 、P 、CuおよびSnの各含有量
は、Mn ／｛2 S ＋(1/3) P ＋(1/15)Cu＋(1/5) Sn｝≧1
5の関係を満たすべきである。

【００２４】次に、この発明の鋼材の製造方法を上述し
た条件の範囲内に限定した理由について述べる。鋼の溶
解および精錬については、転炉法または電気炉法のいず
れの製法によってもよく、また鋳造は、その品質上、歩
留上および生産能率上等の有利性から連続鋳造法によっ
て行い、約50mmの厚さのスラブを鋳造する。

【００２５】上記スラブを、Ａ_r3変態点±100 ℃の仕上
げ温度で、直接熱間圧延する。熱間圧延の仕上げ温度が
Ａ_r3変態点−100 ℃未満の温度では、鋼板のフェライト
粒に歪みが加わり、混粒組織となって延性が劣化する。
一方、仕上温度がＡ_r3変態点＋100 ℃超では、設備能力
上圧延することが困難になり、また、熱間圧延過程で生
成するスケ−ルにより鋼板表面の品質が劣化する。従っ
て、熱間圧延の仕上温度は、Ａ_r3変態点−100 〜Ａ_r3変
態点＋100 ℃の範囲内に限定すべきである。巻取温度は
常法の500 〜700 ℃の温度範囲内に限定すべきである。

【００２６】

【実施例】次に、この発明を実施例により、比較例と対
比しながら説明する。表１に示した、この発明の範囲内
の化学成分組成を有する本発明鋼No.1〜9 、および、比
較鋼No.2、並びに、少なくとも1 つの元素がこの発明の
範囲外の化学成分組成を有する比較鋼No.1およびNo. 3
〜9 を電気炉にて溶製し、次いで連続鋳造法によって50
mmの厚さのスラブを鋳造した。次いで、表２に示したよ
うに、本発明鋼No.1〜9 、および、比較鋼No.3〜9 のス
ラブに対してはこの発明の範囲内の製造条件で、また、
比較鋼No.1、2 のスラブに対してはこの発明の範囲外の
製造条件で熱間圧延を施し、板厚3.2 mmの熱延鋼帯を調
製し、このようにして得られた熱延鋼帯に対して1%の調
質圧延を施すことによって熱延鋼板を製造した。

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】上記のようにして製造された熱延鋼板から
試験片を採取し、JIS5号試験片による引張試験、およ
び、ア−ク溶接試験を行なった。ア−ク溶接試験は、Ｔ
ＩＧ溶接法により、溶接入熱：230A-23V、溶接速度：13
0cm/min の条件で重ね継手を作製して実施した。

【００３０】溶接性については、溶接ビ−ド部の目視に
よる外観検査、および、ミクロ組織検査により、凝固割
れの発生の有無を調査し、下記によって評価した。 ○印：割れ発生あり、×印：割れ発生なし。

【００３１】表面品質については、熱延鋼板の表面疵発
生の有無を目視によって調べ、下記によって評価した。 ○印：表面疵なし、×印：表面疵あり。

【００３２】表１および表２から明らかなように、比較
鋼No.1および２においては、仕上圧延温度が本発明の範
囲外の低い温度であったために、ミクロ組織がフェライ
ト混粒組織となり延性が大幅に劣化した。比較鋼No.1、
3 、4 、5 、6 、8 および９においては、Mn／｛2 S ＋
(1/3) P ＋(1/15)Cu＋(1/5) Sn｝の値が、本発明の範囲
外の低い値であったために、溶接凝固割れが発生し、溶
接性が劣化した。

【００３３】比較鋼No.3、4 、6 、8 および9 は、Cu、
Snの含有量が過多であったために熱延鋼板に表面疵が発
生し、表面品質が劣化した。そして、比較鋼No.7はMn含
有量が、また、比較鋼No.9はC 含有量がそれぞれ本発明
の範囲を超えて多かったために、何れも、引張強さが50
kgf/mm² を超えた。

【００３４】これに対して、鋼の化学成分組成および製
造条件が本発明の範囲内である本発明鋼No.1から９にお
いては、いずれも、溶接凝固割れおよび鋼板の表面疵の
発生が無く、機械的性質についても良好な結果が得られ
た。

【００３５】このように、鋼板の化学成分組成および製
造条件のうち、１つでも本発明の範囲を外れた場合に
は、溶接性、表面品質または機械的性質が劣化したのに
対し、すべての条件が本発明の範囲内である熱延鋼板
は、溶接性、表面品質および機械的性質のいずれにおい
ても優れていた。

【００３６】

【発明の効果】以上説明したように、この発明によれ
ば、成分中にトランプエレメントを含有した鋼を使用し
た場合でも、鋼材の溶融溶接時に凝固割れ等が発生せ
ず、且つ、表面品質の良好な、引張強さが50kgf/mm² 以
下の溶接性に優れた鋼材が得られる、工業上有用な効果
がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

【図１】凝固割れの発生に及ぼす成分組成の影響を、鋼
のMn含有量および2 S ＋(1/3)P ＋(1/15)Cu＋(1/5)Sn
によって算出される値で整理したグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/02 C22C 38/44

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.2 wt.%以下、 マンガン(Mn) ： 0.1〜0.8 wt.% 燐(P) ： 0.04 wt.%以下、 硫黄(S) ： 0.015wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.01 〜0.07wt.% 窒素(N) : 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 1.0 wt.%以下、 錫(Sn) ： 0.10 wt.%以下、 ニッケル(Ni) ： 0.10 wt.%以下、 クロム(Cr) ： 0.10 wt.%以下、および、 モリブデン(Mo)： 0.10 wt.%以下、を含有し、かつ下記
   (1) 式および(2) 式の関係を満たし、 Cu ＋10Sn ≦ 1.0 wt.%───(1) Mn ／｛2 S ＋(1/3) P ＋(1/15)Cu＋(1/5) Sn｝≧15 ───(2) そして、残部が鉄および不可避的不純物からなることを
   特徴とする、溶接性に優れた鋼材。
2. 【請求項２】 炭素(C) ： 0.01 〜0.15wt.% シリコン(Si) ： 0.2 wt.%以下、 マンガン(Mn) ： 0.1〜0.8 wt.% 燐(P) ： 0.04 wt.%以下、 硫黄(S) ： 0.015wt.%以下、 可溶性アルミニウム(sol.Al) : 0.01 〜0.07wt.% 窒素(N) : 0.012wt.%以下、 銅(Cu) ： 1.0 wt.%以下、 錫(Sn) ： 0.10 wt.%以下、 ニッケル(Ni) ： 0.10 wt.%以下、 クロム(Cr) ： 0.10 wt.%以下、および、 モリブデン(Mo)： 0.10 wt.%以下、を含有し、且つ、下
   記(1) 式および(2) 式、 Cu ＋10Sn ≦ 1.0 wt.%───(1) Mn ／｛2 S ＋(1/3) P ＋(1/15)Cu＋(1/5) Sn｝≧15────(2) の関係を満たす化学成分組成を有する鋼を溶製した後、
   連続鋳造によってスラブを鋳造し、次いで、前記連続鋳
   造によって鋳造されたスラブを、Ａ_r3変態点−100 〜Ａ
   _r3変態点＋100 ℃の範囲内の仕上げ温度で直接熱間圧延
   し、このようにして得られた鋼帯を 500〜700 ℃の温度
   範囲内で巻き取ることを特徴とする、溶接性に優れた鋼
   材の製造方法。