JPH04202619A - 耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級鋼板の製造方法 - Google Patents
耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級鋼板の製造方法Info
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- JPH04202619A JPH04202619A JP33630490A JP33630490A JPH04202619A JP H04202619 A JPH04202619 A JP H04202619A JP 33630490 A JP33630490 A JP 33630490A JP 33630490 A JP33630490 A JP 33630490A JP H04202619 A JPH04202619 A JP H04202619A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、高層ビルなとの建築構造物に使用される低降
伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ’級鋼板の製造方法に関し、さら
に詳しくは、母材の降伏比か８０％以下で、エレクトロ
スラグ溶接のような大入熱溶接継手において良好な継手
靭性を育する耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０ｋｇｆ
／ｍｍ２級鋼板の製造方法に関するものである。
伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ’級鋼板の製造方法に関し、さら
に詳しくは、母材の降伏比か８０％以下で、エレクトロ
スラグ溶接のような大入熱溶接継手において良好な継手
靭性を育する耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０ｋｇｆ
／ｍｍ２級鋼板の製造方法に関するものである。
（従来の技術）
建築物の高層化にともなって、鉄骨に使用される鋼板か
厚肉化・高強度化しており、例えば超高層インテリジェ
ントビルのボックス柱には、板厚が１００ｍｍの低降伏
比６０ｋｇｆ／ｍｍ’級鋼板が採用され始めている。
厚肉化・高強度化しており、例えば超高層インテリジェ
ントビルのボックス柱には、板厚が１００ｍｍの低降伏
比６０ｋｇｆ／ｍｍ’級鋼板が採用され始めている。
さらに、人手不足の深刻化にともなって、２に極のサブ
マージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接等の大入熱溶
接の採用の気運か強くなってきた。しかしなから、大入
熱溶接化にともなって溶接熱影響部の脆化たけてなく、
ボックス柱の角継手溶接部において、第１図に示す微小
な割れか発生するという問題が顕在化している。この種
の割れは、鋼板の非金属介在物や偏析ならびに溶接材料
からの水素と関係かあるといわれているか、その原因は
明確にはなっていない。
マージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接等の大入熱溶
接の採用の気運か強くなってきた。しかしなから、大入
熱溶接化にともなって溶接熱影響部の脆化たけてなく、
ボックス柱の角継手溶接部において、第１図に示す微小
な割れか発生するという問題が顕在化している。この種
の割れは、鋼板の非金属介在物や偏析ならびに溶接材料
からの水素と関係かあるといわれているか、その原因は
明確にはなっていない。
また、建築用鋼板には、地震時の構造物の変形能の観点
から、８０％以下の降伏比か要求されている。したかっ
て、６０ｋｇｆ／ｍｍ２ｍ鋼板の降伏比を下げるために
、通常の焼入れ・焼きもどし処理に加えてＡｃｚ〜Ａｃ
＋変態点温度範囲に加熱保持後、冷却することによって
、降伏比の低いフェライトを鋼・中に含有させる種々の
方法か提案されている。
から、８０％以下の降伏比か要求されている。したかっ
て、６０ｋｇｆ／ｍｍ２ｍ鋼板の降伏比を下げるために
、通常の焼入れ・焼きもどし処理に加えてＡｃｚ〜Ａｃ
＋変態点温度範囲に加熱保持後、冷却することによって
、降伏比の低いフェライトを鋼・中に含有させる種々の
方法か提案されている。
例えば、特開昭５５−９７４２５号公報は、９５０℃以
下での累積圧下率２５％以上の圧延を行い、Ａｃｓ〜Ａ
ｃ１変懸点温度範囲に加熱保持後空冷以上の冷却速度で
冷却し、次いて、Ａｃ、変態点温度以下で焼きもどすこ
とによって、低降伏比化を図ったものである。また、特
開昭６４−５２０２３号公報は、制御圧延後直ちに焼入
れし、次いて、Ａｃ、〜Ａｃ＋変態点温度範囲に加熱保
持後水冷し、さらに、Ａｃｔ変懸点温度以下て焼きもど
すことによって、低降伏比化を実現させたものである。
下での累積圧下率２５％以上の圧延を行い、Ａｃｓ〜Ａ
ｃ１変懸点温度範囲に加熱保持後空冷以上の冷却速度で
冷却し、次いて、Ａｃ、変態点温度以下で焼きもどすこ
とによって、低降伏比化を図ったものである。また、特
開昭６４−５２０２３号公報は、制御圧延後直ちに焼入
れし、次いて、Ａｃ、〜Ａｃ＋変態点温度範囲に加熱保
持後水冷し、さらに、Ａｃｔ変懸点温度以下て焼きもど
すことによって、低降伏比化を実現させたものである。
（発明か解決しようとする課題）
しかし、前記のような極厚・高強度鋼板を従来の焼入れ
焼きもどし法によって製造する場合、Ｃｅｑ、 （炭素
当量）か非常に高くなるため、溶接低温割れを防止する
だめの予熱や溶接継手靭性を確保するための溶接入熱量
の制限が不可欠となり、溶接施工および施工管理か非常
に面倒になるという問題がある。
焼きもどし法によって製造する場合、Ｃｅｑ、 （炭素
当量）か非常に高くなるため、溶接低温割れを防止する
だめの予熱や溶接継手靭性を確保するための溶接入熱量
の制限が不可欠となり、溶接施工および施工管理か非常
に面倒になるという問題がある。
また、特開昭５５−９７４２５号公報や特開昭６４−５
２０２３号公報で提案している製造方法には、前記のホ
ックス柱の角継手溶接部に発生する微小割れ防止策か何
ら取られていない。
２０２３号公報で提案している製造方法には、前記のホ
ックス柱の角継手溶接部に発生する微小割れ防止策か何
ら取られていない。
本発明は、上記の問題点を解決するためになされたもの
で、化学成分の規制、偏析の軽減、圧延条件の適正化に
よって、ホックス柱の角継手溶接部に発生する微小割れ
を防止した耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０ｋｇｆ／
ｍｍ２級鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
で、化学成分の規制、偏析の軽減、圧延条件の適正化に
よって、ホックス柱の角継手溶接部に発生する微小割れ
を防止した耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０ｋｇｆ／
ｍｍ２級鋼板の製造方法を提供することを目的とする。
（課題を解決するための手段）
本発明者らはホックス柱の角継手溶接部に発生する微小
割れを防止しするために、鋼片の加熱温度と加熱時間を
制御して、偏析の軽減を図り、焼入れ焼きもとしにおけ
るＮｂの析出強化を活用して、Ｃｅｑ、を下げることに
よって、耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０ｋｇｆ／ｍ
ｍ’級鋼板の製造が可能であるという知見を得て本発明
に至ったものである。
割れを防止しするために、鋼片の加熱温度と加熱時間を
制御して、偏析の軽減を図り、焼入れ焼きもとしにおけ
るＮｂの析出強化を活用して、Ｃｅｑ、を下げることに
よって、耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０ｋｇｆ／ｍ
ｍ’級鋼板の製造が可能であるという知見を得て本発明
に至ったものである。
第１発明は、Ｃ：０．１０〜０．１８％、Ｓｉ：０．０
５〜０．５０％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｐ：０
．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ ：０．
００５〜０．０３０％、Ｃａ ：０．００１０〜０゜０
０３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
り、かつ、下記０式で規定されるＣｅｑ、の値か０゜４
５％以下を満足する鋼片を、１１５０〜１２５０″Ｃの
温度範囲に加熱し、２．５×Ｔ［Ｔ 鋼片厚Ｃ＋＋＋
ｍ）］分間保持後、オーステナイトの再結晶温度域で全
圧下率６０％以上を確保して、この再結晶温度域で圧延
を完了し、その後、Ａｒ３変態点以上の温度がら５〜３
０℃／ｓｅｅの範囲の冷却速度で、４００”Ｃ以下の温
度まで冷却し、さらにＡｃ、〜Ａｃ＋変態点温度範囲に
加熱後水冷し、ついて、Ａｃ、変態点温度以下で焼きも
としする耐溶接割れ性の優れた低降伏比６゜ｋｇｆ／ｍ
ｍ’ ｍｌｌ！板の製造方法である。
５〜０．５０％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｐ：０
．０１０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ ：０．
００５〜０．０３０％、Ｃａ ：０．００１０〜０゜０
０３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からな
り、かつ、下記０式で規定されるＣｅｑ、の値か０゜４
５％以下を満足する鋼片を、１１５０〜１２５０″Ｃの
温度範囲に加熱し、２．５×Ｔ［Ｔ 鋼片厚Ｃ＋＋＋
ｍ）］分間保持後、オーステナイトの再結晶温度域で全
圧下率６０％以上を確保して、この再結晶温度域で圧延
を完了し、その後、Ａｒ３変態点以上の温度がら５〜３
０℃／ｓｅｅの範囲の冷却速度で、４００”Ｃ以下の温
度まで冷却し、さらにＡｃ、〜Ａｃ＋変態点温度範囲に
加熱後水冷し、ついて、Ａｃ、変態点温度以下で焼きも
としする耐溶接割れ性の優れた低降伏比６゜ｋｇｆ／ｍ
ｍ’ ｍｌｌ！板の製造方法である。
Ｃｅｑ、 ＝＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０
＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ■第２発明は、
Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ ：０．５０％以下、Ｃｒ
：０．３０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．０
５％以下を含有する請求項（１）の耐溶接割れ性の優れ
た低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ”板鋼板の製造方法である
。
＋Ｃｒ１５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ ■第２発明は、
Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ ：０．５０％以下、Ｃｒ
：０．３０％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．０
５％以下を含有する請求項（１）の耐溶接割れ性の優れ
た低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ”板鋼板の製造方法である
。
（作用）
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。
する。
Ｃは、強度上昇に寄与する元素であるが、含有量か０，
１０％未満では強度を確保することが困難であり、０，
１８％を超えて多量に含有すると鋼の靭性および溶接性
を劣化させる。したかつて、Ｃ含有量は０．０５〜０．
２０％の範囲とする。
１０％未満では強度を確保することが困難であり、０，
１８％を超えて多量に含有すると鋼の靭性および溶接性
を劣化させる。したかつて、Ｃ含有量は０．０５〜０．
２０％の範囲とする。
Ｓｌは、脱酸元素として製鋼時に不可欠の元素であるか
、含有量が０．０５％未満てはこの効果は少なく、また
、０．５０％を超えて過多に含有すると、鋼の靭性を劣
化させる。したかつて、Ｓｉ含有量は０゜０５〜０．５
０％の範囲とする。
、含有量が０．０５％未満てはこの効果は少なく、また
、０．５０％を超えて過多に含有すると、鋼の靭性を劣
化させる。したかつて、Ｓｉ含有量は０゜０５〜０．５
０％の範囲とする。
Ｍｎは、脱酸および強度確保のために必要な元素である
か、含有量か０．７０％未満ではこのような効果か十分
に得られず、また、１．５０％を超えて過多に含有する
と、鋼の靭性を劣化させる。したかつて、Ｍｎ含有量は
０．７０〜１５０％の範囲とする。
か、含有量か０．７０％未満ではこのような効果か十分
に得られず、また、１．５０％を超えて過多に含有する
と、鋼の靭性を劣化させる。したかつて、Ｍｎ含有量は
０．７０〜１５０％の範囲とする。
Ｐは、偏析を助長し、鋼内部に局部的な硬さ上昇を引起
して、大入熱溶接時の溶接熱影響部に微小な割れを発生
させやすくするので、上限を０．０１０％とする。
して、大入熱溶接時の溶接熱影響部に微小な割れを発生
させやすくするので、上限を０．０１０％とする。
Ｓは、鋼中に非金属介在物として含有されるか、特に、
ＭｎＳは大入熱溶接時の溶接熱影響部に発生する微小な
割れの起点となるため、極力低減することか望ましい。
ＭｎＳは大入熱溶接時の溶接熱影響部に発生する微小な
割れの起点となるため、極力低減することか望ましい。
したかつて、本発明においては、Ｓの上限を０．００２
％とする。
％とする。
Ｎｂは、加熱時にオーステナイト粒の粗大化を防止する
ことによって、鋼の靭性を向上させるとともに、焼入れ
後の焼きもどし過程において炭窒化物の微細分散析出に
よって強度を上昇させる。本発明においては、少なくと
も、０．００５％の含有量か必要であるが、０．０３０
％を超えて過多に含有するときは溶接性を劣化させる。
ことによって、鋼の靭性を向上させるとともに、焼入れ
後の焼きもどし過程において炭窒化物の微細分散析出に
よって強度を上昇させる。本発明においては、少なくと
も、０．００５％の含有量か必要であるが、０．０３０
％を超えて過多に含有するときは溶接性を劣化させる。
したかって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．０３０％の
範囲とする。
範囲とする。
Ｃａは、微小な割れの起点となるＭｎＳのような硫化物
系介在物の形態制御に有効であるが、多量に含有すると
鋼中に巨大な介在物を形成して鋼の性状を悪化させる。
系介在物の形態制御に有効であるが、多量に含有すると
鋼中に巨大な介在物を形成して鋼の性状を悪化させる。
したがって、Ｃａ含有量は０．００１０〜０．００３０
％の範囲とする。
％の範囲とする。
Ｃｕ、 Ｎｉ、 ＣｒＳＭｏ、Ｖなどの元素は、厚肉鋼
板の板厚中心部の強度低下を抑制する作用があるか、何
れも高価なため、含有量はそれぞれＣｕは０．３０％以
下、Ｎｉ１；！０．５０％以下、Ｃｒは０．３０％以下
、ＭＯは０゜３０％以下、■は０．０５％以下とする。
板の板厚中心部の強度低下を抑制する作用があるか、何
れも高価なため、含有量はそれぞれＣｕは０．３０％以
下、Ｎｉ１；！０．５０％以下、Ｃｒは０．３０％以下
、ＭＯは０゜３０％以下、■は０．０５％以下とする。
ただし、これらの元素は、上記含有量の範囲内て、０式
で定義されるＣｅｑか０４５％以下を満足しなければな
らない。Ｃｅｑか０．４５％を超えると溶接性か低下し
、小人熱溶接時の硬化割れや大入熱溶接時の水素に起因
する微小な割れが発生しやすくなる。したかって、Ｃｅ
ｑ、は０．４５％以下とする。
で定義されるＣｅｑか０４５％以下を満足しなければな
らない。Ｃｅｑか０．４５％を超えると溶接性か低下し
、小人熱溶接時の硬化割れや大入熱溶接時の水素に起因
する微小な割れが発生しやすくなる。したかって、Ｃｅ
ｑ、は０．４５％以下とする。
つぎに、本発明における製造条件について説明する。
本発明では、微小な割れの発生を助長する鋼中のミクロ
偏析の低減を図るため、鋼片の加熱温度と保持時間をつ
ぎのように限定する。すなわち、鋼片を１１５０〜１２
５０℃の温度範囲に加熱し、２．５×Ｔ［Ｔ：鋼片厚（
ｍｍ）］分間保持する。この加熱と保持によって、Ｃや
Ｐなどの偏析しやすい元素か拡散され、ミクロ偏析が低
減して、鋼中の異常な硬化部が減少する。なお、限定し
た条件よりも低温度での加熱や短時間での保持ては、上
記元素の拡散か不十分となり、一方、高温度での加熱や
長時間での保持では、オーステナイト粒の粗大化か生じ
るため、靭性か劣化する。
偏析の低減を図るため、鋼片の加熱温度と保持時間をつ
ぎのように限定する。すなわち、鋼片を１１５０〜１２
５０℃の温度範囲に加熱し、２．５×Ｔ［Ｔ：鋼片厚（
ｍｍ）］分間保持する。この加熱と保持によって、Ｃや
Ｐなどの偏析しやすい元素か拡散され、ミクロ偏析が低
減して、鋼中の異常な硬化部が減少する。なお、限定し
た条件よりも低温度での加熱や短時間での保持ては、上
記元素の拡散か不十分となり、一方、高温度での加熱や
長時間での保持では、オーステナイト粒の粗大化か生じ
るため、靭性か劣化する。
本発明て、オーステナイトの再結晶温度域で圧延を行う
理由は、オーステナイト粒を微細な再結晶オーステナイ
ト粒にして靭性を確保するためてあり、安定して良好な
靭性を確保するためには、再結晶温度域で全圧下率６０
％以上を確保する必要かある。
理由は、オーステナイト粒を微細な再結晶オーステナイ
ト粒にして靭性を確保するためてあり、安定して良好な
靭性を確保するためには、再結晶温度域で全圧下率６０
％以上を確保する必要かある。
また、圧延完了後の冷却速度は、所望の焼入れ組織を得
るだには、Ａｒｚ変態点以上の温度から５”Ｃ／ｓｅｃ
以上の冷却速度を必要とするか、冷却速度か３０℃／ｓ
ｅｃを超えてもその効果か飽和する。また、冷却停止温
度は４００℃を超えると所望の焼入れ組織か得られなく
なる。したかって、圧延完了後の冷却速度は、５〜３０
℃／ｓｅｃの範囲に、冷却停止温度は４００℃以下に限
定する。
るだには、Ａｒｚ変態点以上の温度から５”Ｃ／ｓｅｃ
以上の冷却速度を必要とするか、冷却速度か３０℃／ｓ
ｅｃを超えてもその効果か飽和する。また、冷却停止温
度は４００℃を超えると所望の焼入れ組織か得られなく
なる。したかって、圧延完了後の冷却速度は、５〜３０
℃／ｓｅｃの範囲に、冷却停止温度は４００℃以下に限
定する。
本発明では、ミクロ組織に降伏比の低いフェライトを混
在させるため、二相域温度、すなわち、Ａｃｔ〜Ａｃａ
変態点温度範囲に加熱後水冷する。焼きもどし温度につ
いては、前段階での熱処理によって生じた鋼板中の残留
応力を低減して構造物の安全性を確保するために、Ａｃ
＋変態点温度以下とする。
在させるため、二相域温度、すなわち、Ａｃｔ〜Ａｃａ
変態点温度範囲に加熱後水冷する。焼きもどし温度につ
いては、前段階での熱処理によって生じた鋼板中の残留
応力を低減して構造物の安全性を確保するために、Ａｃ
＋変態点温度以下とする。
なお、Ａｃｓ変懸点、Ａｃ＋変聾点、Ａｒｚ変態点の温
度は次式で定められる。
度は次式で定められる。
ＡＣ３（’Ｃ）＝９０８−２２３．７ＣＮ３８．５Ｐ＋
３０．５Ｓｕ３７．９Ｖ−３４，４Ｍｎ−２３，０Ｎｉ Ａｃ、（”Ｃ）＝７２３＋２２．０３ｉ−１４，０Ｍｎ
−１４，４Ｎｉ＋２３．３ＣｒＡｒ２（”Ｃ）＝９１０
−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ
−８０Ｍ。
３０．５Ｓｕ３７．９Ｖ−３４，４Ｍｎ−２３，０Ｎｉ Ａｃ、（”Ｃ）＝７２３＋２２．０３ｉ−１４，０Ｍｎ
−１４，４Ｎｉ＋２３．３ＣｒＡｒ２（”Ｃ）＝９１０
−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ
−８０Ｍ。
ただし、各合金元素は含有量（％）で表す。
（実施例）
以下に、本発明の実施例について説明する。
供試鋼板は第１表に示す化学成分を存する鋼片を第２表
に示す圧延条件、冷却条件にしたかって、板厚５０〜１
００ｍｍに仕上げたものである。これらの鋼板から試験
片を採取し、母材の引張試験および衝撃試験、溶接性確
認のための最篇硬さ試験、二電極サブマージアーク溶接
継手の引張試験および衝撃試験を行い、さらに、ホック
ス柱の微小割れの観察を行った。その結果を第２表に併
記する。なお、最高硬さ試験はＪＩＳ Ｚ ３１０１に
より、二電極サブマージアーク溶接はホックス柱の角継
手を想定して、入熱量１７０ｋＪ／Ｃｍで行った。
に示す圧延条件、冷却条件にしたかって、板厚５０〜１
００ｍｍに仕上げたものである。これらの鋼板から試験
片を採取し、母材の引張試験および衝撃試験、溶接性確
認のための最篇硬さ試験、二電極サブマージアーク溶接
継手の引張試験および衝撃試験を行い、さらに、ホック
ス柱の微小割れの観察を行った。その結果を第２表に併
記する。なお、最高硬さ試験はＪＩＳ Ｚ ３１０１に
より、二電極サブマージアーク溶接はホックス柱の角継
手を想定して、入熱量１７０ｋＪ／Ｃｍで行った。
第１表に本発明法Ａ−Ｄおよび比較例Ｅ−Ｈの化学成分
、Ｃｅｑ、を、第２表に圧延条件、冷却条件、母材の機
械的性質、溶接性および溶接継手性能をそれぞれ示す。
、Ｃｅｑ、を、第２表に圧延条件、冷却条件、母材の機
械的性質、溶接性および溶接継手性能をそれぞれ示す。
（以下余白）
第１表の比較例ＥはＣ、Ｍｎ、 Ｃｅｑか高く、Ｆおよ
びＧは不純物であるＰあるいはＳか多く、ＨはＮｂか添
加されてない例である。
びＧは不純物であるＰあるいはＳか多く、ＨはＮｂか添
加されてない例である。
第２表において、鋼記号ＡＩ、Ａ２は、第１表の鋼記号
へに対して異なる製造条件を適用したことを意味してお
り、鋼記号Ｂ１、Ｂ２、以下同様である。
へに対して異なる製造条件を適用したことを意味してお
り、鋼記号Ｂ１、Ｂ２、以下同様である。
第２表から明らかなように、本発明法（ＡＩ、Ｂ１、Ｃ
Ｉ、ＤＩ）は、いずレモ引張強す（Ｔｓ）は６０ｋｇｆ
／ｍｍ２以上であり、降伏比（ＹＲ）は７０〜７５％と
安定して低く、ｖＴｒｓも低温側にあって靭性も良好で
ある。また、最高硬さは低く溶接性は良好で、溶接継手
強度および靭性（ｖＥｏ）も良好で、ボックス柱の微小
割れは認められ充い。
Ｉ、ＤＩ）は、いずレモ引張強す（Ｔｓ）は６０ｋｇｆ
／ｍｍ２以上であり、降伏比（ＹＲ）は７０〜７５％と
安定して低く、ｖＴｒｓも低温側にあって靭性も良好で
ある。また、最高硬さは低く溶接性は良好で、溶接継手
強度および靭性（ｖＥｏ）も良好で、ボックス柱の微小
割れは認められ充い。
比較例Ａ２は、加熱温度か高いため、オーステナイト粒
か粗大化したため、靭性（ｖＴｒｓ）が劣化している。
か粗大化したため、靭性（ｖＴｒｓ）が劣化している。
比較例Ｂ２は、鋼片の加熱時間が短いため、ミクロ偏析
の低減が不十分となり、ボックス柱の微小割れか認めら
れる。比較例ｃ２は、フェライトの生成に必要なＡＣ２
〜Ａｃ、変態点温度域での加熱とその後の水冷かないた
め、降伏比か高い。比較例Ｄ２は、圧延終了後の冷却速
度が遅いため、焼入れ組織か得られず引張強さか６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２未満と低い。比較例Ｅは、Ｃｅｑか高いた
め、最高硬さか高く溶接性か悪い。また、比較例Ｆおよ
びＧは、それぞれＰあるいはＳか多く、割れの起点とな
る偏析による硬化部あるいは非金属介在物か多数存在し
ているため、ホックス柱の微小割れか認められる。比較
例Ｈは、Ｎｂか添加されていないため、微細な再結晶オ
ーステナイト粒が得られず、靭性か劣化し、また、Ｎｂ
の炭窒化物の析出強化作用か得られず強度も低下してい
る。
の低減が不十分となり、ボックス柱の微小割れか認めら
れる。比較例ｃ２は、フェライトの生成に必要なＡＣ２
〜Ａｃ、変態点温度域での加熱とその後の水冷かないた
め、降伏比か高い。比較例Ｄ２は、圧延終了後の冷却速
度が遅いため、焼入れ組織か得られず引張強さか６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ２未満と低い。比較例Ｅは、Ｃｅｑか高いた
め、最高硬さか高く溶接性か悪い。また、比較例Ｆおよ
びＧは、それぞれＰあるいはＳか多く、割れの起点とな
る偏析による硬化部あるいは非金属介在物か多数存在し
ているため、ホックス柱の微小割れか認められる。比較
例Ｈは、Ｎｂか添加されていないため、微細な再結晶オ
ーステナイト粒が得られず、靭性か劣化し、また、Ｎｂ
の炭窒化物の析出強化作用か得られず強度も低下してい
る。
（発明の効果）
以上説明したように、本発明は、鋼片の加熱温度と加熱
時間を制御して、偏析の軽減を図り、焼入れ焼きもとし
におけるＮｂの析出強化を活用して、Ｃｅｑ、を下げる
ことによって、低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板を製
造するもので、本発明によれば、従来の低降伏比６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ’級鋼板と同等の強度と靭性を維持し、かっ
、良好な溶接性を有し、大入熱溶接時の継手靭性か良好
で、ホックス柱の角継手溶接部に溶接割れか発生しない
耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼
板の製造か可能であるという優れた効果を有するもので
ある。
時間を制御して、偏析の軽減を図り、焼入れ焼きもとし
におけるＮｂの析出強化を活用して、Ｃｅｑ、を下げる
ことによって、低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板を製
造するもので、本発明によれば、従来の低降伏比６０ｋ
ｇｆ／ｍｍ’級鋼板と同等の強度と靭性を維持し、かっ
、良好な溶接性を有し、大入熱溶接時の継手靭性か良好
で、ホックス柱の角継手溶接部に溶接割れか発生しない
耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼
板の製造か可能であるという優れた効果を有するもので
ある。
第１図は、建築用鉄骨のホックス柱の角継手溶接部に発
生した微小割れを示す図である。 特許出願人 株式会社 神戸製鋼折 代 理 人 弁理士 金欠 章− 第１図
生した微小割れを示す図である。 特許出願人 株式会社 神戸製鋼折 代 理 人 弁理士 金欠 章− 第１図
Claims (1)
- （１）Ｃ：０．１０〜０．１８％、Ｓｉ：０．０５〜０
．５０％、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｐ：０．０１
０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．００５〜
０．０３０％、Ｃａ：０．００１０〜０．００３０％を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、かつ、
下記〔１〕式で規定されるＣｅｑ．の値が０．４５％以
下を満足する鋼片を、１１５０〜１２５０℃の温度範囲
に加熱し、２．５×Ｔ［Ｔ：鋼片厚（ｍｍ）］分間保持
後、オーステナイトの再結晶温度域で全圧下率６０％以
上を確保して、この再結晶温度域で圧延を完了し、その
後、Ａｒ＿３変態点以上の温度から５〜３０℃／ｓｅｃ
の範囲の冷却速度で、４００℃以下の温度まで冷却し、
さらに、Ａｃ＿３〜Ａｃ＿１変態点温度範囲に加熱後水
冷し、ついで、Ａｃ＿１変態点温度以下で焼きもどしす
ることを特徴とする耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０
ｋｇｆ／ｍｍ＾２級鋼板の製造方法。 Ｃｅｑ．＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃ
ｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４・・・〔１〕（２）Ｃｕ：
０．３０％以下、Ｎｉ０．５０％以下、Ｃｒ：０．３０
％以下、Ｍｏ：０．３０％以下、Ｖ：０．０５％以下を
含有することを特徴とする請求項（１）の耐溶接割れ性
の優れた低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ＾２級鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2336304A JPH0747774B2 (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2336304A JPH0747774B2 (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04202619A true JPH04202619A (ja) | 1992-07-23 |
| JPH0747774B2 JPH0747774B2 (ja) | 1995-05-24 |
Family
ID=18297728
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2336304A Expired - Lifetime JPH0747774B2 (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 耐溶接割れ性の優れた低降伏比６０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0747774B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100406398B1 (ko) * | 1998-12-24 | 2004-02-14 | 주식회사 포스코 | 내진성이우수한인장강도60㎏/㎟급건축용후판의제조방법 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55115921A (en) * | 1979-02-28 | 1980-09-06 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile steel plate of low yield ratio |
| JPS6455335A (en) * | 1987-08-26 | 1989-03-02 | Nippon Kokan Kk | Production of high-tensile steel having low yield ratio |
| JPH01195242A (ja) * | 1987-09-24 | 1989-08-07 | Kobe Steel Ltd | 厚さ方向に均一に低温靭性にすぐれる厚肉高張力鋼板の製造方法 |
-
1990
- 1990-11-29 JP JP2336304A patent/JPH0747774B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55115921A (en) * | 1979-02-28 | 1980-09-06 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile steel plate of low yield ratio |
| JPS6455335A (en) * | 1987-08-26 | 1989-03-02 | Nippon Kokan Kk | Production of high-tensile steel having low yield ratio |
| JPH01195242A (ja) * | 1987-09-24 | 1989-08-07 | Kobe Steel Ltd | 厚さ方向に均一に低温靭性にすぐれる厚肉高張力鋼板の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100406398B1 (ko) * | 1998-12-24 | 2004-02-14 | 주식회사 포스코 | 내진성이우수한인장강도60㎏/㎟급건축용후판의제조방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0747774B2 (ja) | 1995-05-24 |
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