JPH05105946A - 溶接性の優れた低降伏比高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接性の優れた低降伏比高張力鋼の製造法Info
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- JPH05105946A JPH05105946A JP26499391A JP26499391A JPH05105946A JP H05105946 A JPH05105946 A JP H05105946A JP 26499391 A JP26499391 A JP 26499391A JP 26499391 A JP26499391 A JP 26499391A JP H05105946 A JPH05105946 A JP H05105946A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は溶接性に優れ、かつ降伏比が低く耐
震性に優れた建築用引張強さ８０kgｆ／mm2 級高張力鋼
の製造法である。 【構成】 低Ｃ−Ｎｂ−１％Ｃｕ−Ｔｉ系を基本とする
Ｂフリの低ＰCM鋼を特定の条件で加熱・圧延後、直接焼
入れし、ついで７６０〜８８０℃に再加熱・焼入れ、Ａ
ｃ1 以下の温度で焼戻処理を行なう。 【効果】 現場での溶接時の予熱のフリー化または軽減
が可能となるとともに、建築物の耐震性の大幅な向上が
可能となった。
震性に優れた建築用引張強さ８０kgｆ／mm2 級高張力鋼
の製造法である。 【構成】 低Ｃ−Ｎｂ−１％Ｃｕ−Ｔｉ系を基本とする
Ｂフリの低ＰCM鋼を特定の条件で加熱・圧延後、直接焼
入れし、ついで７６０〜８８０℃に再加熱・焼入れ、Ａ
ｃ1 以下の温度で焼戻処理を行なう。 【効果】 現場での溶接時の予熱のフリー化または軽減
が可能となるとともに、建築物の耐震性の大幅な向上が
可能となった。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接性の優れた低降伏比
の引張強さ７９０Ｎ／mm2 級高張力鋼（ＹＳ≧６２０Ｎ
／mm2 ）の製造法に関するものである。
の引張強さ７９０Ｎ／mm2 級高張力鋼（ＹＳ≧６２０Ｎ
／mm2 ）の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、７９０Ｎ／mm2 級高張力鋼（以下
ＨＴ８０と言う）はＢ添加鋼を焼入焼戻処理することに
よって製造していた。しかし、Ｂ添加ＨＴ８０は溶接性
の指標であるＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ
／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１
０＋５Ｂが低く抑えられるにもかかわらず、その溶接性
はＨＴ６０に比較して著しく劣っていた。
ＨＴ８０と言う）はＢ添加鋼を焼入焼戻処理することに
よって製造していた。しかし、Ｂ添加ＨＴ８０は溶接性
の指標であるＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ
／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１
０＋５Ｂが低く抑えられるにもかかわらず、その溶接性
はＨＴ６０に比較して著しく劣っていた。
【０００３】このため現場での溶接施工時には溶接割れ
防止、溶接部の硬さ低減の観点から２００℃以上の予熱
が必要とされ、施工能率の著しい低下を招いていた。こ
れはＨＴ８０がＢ添加による焼入性の増大効果に大きく
依存し、焼入焼戻組織（焼戻マルテンサイトあるいは下
部ベイナイト）によって優れた強度、靭性を達成してい
るため、溶接時（とくに小入熱溶接時）に溶接熱影響部
（ＨＡＺ）の硬化が著しいことによる。
防止、溶接部の硬さ低減の観点から２００℃以上の予熱
が必要とされ、施工能率の著しい低下を招いていた。こ
れはＨＴ８０がＢ添加による焼入性の増大効果に大きく
依存し、焼入焼戻組織（焼戻マルテンサイトあるいは下
部ベイナイト）によって優れた強度、靭性を達成してい
るため、溶接時（とくに小入熱溶接時）に溶接熱影響部
（ＨＡＺ）の硬化が著しいことによる。
【０００４】また高層建築用鋼では地震時にそのエネル
ギーを吸収し建物の倒壊を防ぐため、降伏比（ＹＲ）の
低い鋼（ＹＲ≦８５％）が要求されるが、焼入焼戻組織
のＨＴ８０は降伏比が高く、耐震性が劣っていた。
ギーを吸収し建物の倒壊を防ぐため、降伏比（ＹＲ）の
低い鋼（ＹＲ≦８５％）が要求されるが、焼入焼戻組織
のＨＴ８０は降伏比が高く、耐震性が劣っていた。
【０００５】そこで、本発明者らはＨＴ８０の溶接性を
改善するためＣｕ，Ｎｂの析出硬化と圧延後の直接焼入
れを利用した画期的なＨＴ８０（特開平０２−１２９３
１７号公報）を開発した。しかし、この鋼も降伏比は必
ずしも低くはなく耐震建築用鋼としては今一歩であっ
た。このため溶接性の優れた低ＹＲＨＴ８０の研究開発
が強く望まれている。
改善するためＣｕ，Ｎｂの析出硬化と圧延後の直接焼入
れを利用した画期的なＨＴ８０（特開平０２−１２９３
１７号公報）を開発した。しかし、この鋼も降伏比は必
ずしも低くはなく耐震建築用鋼としては今一歩であっ
た。このため溶接性の優れた低ＹＲＨＴ８０の研究開発
が強く望まれている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は溶接性の優れ
た低ＹＲＨＴ８０の安価な製造技術を提供するものであ
る。本発明法に基づいて製造したＨＴ８０は小入熱溶接
や拘束溶接においても溶接割れが発生しにくく、溶接施
工において予熱を軽減あるいは省略することが可能であ
る。さらに本発明鋼を用いた建築物は地震のエネルギー
を吸収し優れた耐震性を示す。
た低ＹＲＨＴ８０の安価な製造技術を提供するものであ
る。本発明法に基づいて製造したＨＴ８０は小入熱溶接
や拘束溶接においても溶接割れが発生しにくく、溶接施
工において予熱を軽減あるいは省略することが可能であ
る。さらに本発明鋼を用いた建築物は地震のエネルギー
を吸収し優れた耐震性を示す。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、Ｃ：
０．０４〜０．１１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
０．８〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１
％以下、Ｃｕ：０．９０〜１．５０％、Ｎｉ：０．３０
〜２．０％、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ｎｂ：０．
０１０〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５
％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００５％以下に、
必要に応じてＶ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：０．０
５〜０．７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一
種、二種または三種を含有し、かつＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３
０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下
を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる実質
的にＢを含有しない鋼を、１０００℃〜１２５０℃の温
度範囲に加熱して、７００℃以上の温度から焼入れ、つ
いで７６０〜８８０℃に再加熱後、再び焼入れし、Ａｃ
1 以下の温度に再加熱して焼戻処理することにある。
０．０４〜０．１１％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
０．８〜１．６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１
％以下、Ｃｕ：０．９０〜１．５０％、Ｎｉ：０．３０
〜２．０％、Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、Ｎｂ：０．
０１０〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５
％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００５％以下に、
必要に応じてＶ：０．０１〜０．１０％、Ｃｒ：０．０
５〜０．７％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一
種、二種または三種を含有し、かつＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３
０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０
＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％以下
を満足する残部が鉄および不可避的不純物からなる実質
的にＢを含有しない鋼を、１０００℃〜１２５０℃の温
度範囲に加熱して、７００℃以上の温度から焼入れ、つ
いで７６０〜８８０℃に再加熱後、再び焼入れし、Ａｃ
1 以下の温度に再加熱して焼戻処理することにある。
【０００８】以下、本発明について詳細に説明する。発
明者らの研究によれば、ＨＴ８０の溶接性やＹＲを画期
的に改善するには、Ｃ量の低減とＢフリー化（Ｂ無添
加）が必須である。しかし、このような焼入性の低い鋼
では、優れた強度・靭性バランスが得られないので、加
工熱処理（ＴＭＣＰ）条件の最適化による結晶粒の微細
化とＮｂ，Ｃｕの析出硬化によって良好な強度、靭性を
確保する必要がある。
明者らの研究によれば、ＨＴ８０の溶接性やＹＲを画期
的に改善するには、Ｃ量の低減とＢフリー化（Ｂ無添
加）が必須である。しかし、このような焼入性の低い鋼
では、優れた強度・靭性バランスが得られないので、加
工熱処理（ＴＭＣＰ）条件の最適化による結晶粒の微細
化とＮｂ，Ｃｕの析出硬化によって良好な強度、靭性を
確保する必要がある。
【０００９】一般にＮｂ析出物はＮｂ（ＣＮ）の形態で
析出するが、Ｃｕ析出物は純Ｃｕ（ε−Ｃｕ）でＣ，Ｎ
を必要とせず、ＮｂとＣｕ析出硬化を同時に効率よく達
成できる。また適度に制御圧延を行ない、結晶粒が微細
化した鋼をＣｕ，Ｎｂによって析出硬化させても、続く
熱処理の最適化によって低ＹＲと建築用として十分な延
靭性が得られる。
析出するが、Ｃｕ析出物は純Ｃｕ（ε−Ｃｕ）でＣ，Ｎ
を必要とせず、ＮｂとＣｕ析出硬化を同時に効率よく達
成できる。また適度に制御圧延を行ない、結晶粒が微細
化した鋼をＣｕ，Ｎｂによって析出硬化させても、続く
熱処理の最適化によって低ＹＲと建築用として十分な延
靭性が得られる。
【００１０】ＨＴ８０としての強度を得るために必要な
最低のＣｕ，Ｎｂ量はそれぞれ０．９０％，０．０１０
％である。しかし、これらの元素の過剰な添加は溶接性
を害するため、Ｃｕ，Ｎｂ量の上限はそれぞれ１．５０
％，０．０５％に制限しなければならない。
最低のＣｕ，Ｎｂ量はそれぞれ０．９０％，０．０１０
％である。しかし、これらの元素の過剰な添加は溶接性
を害するため、Ｃｕ，Ｎｂ量の上限はそれぞれ１．５０
％，０．０５％に制限しなければならない。
【００１１】前述のようなＣｕ，Ｎｂの効果を十分に発
揮させて高強度化し、かつ低ＹＲと適当な延靭性を得る
には、製造法が適切でなければならない。このため鋼
（スラブ）の再加熱、圧延、冷却条件とそれに続く熱処
理条件を限定する必要がある。まず再加熱温度を１００
０〜１２５０℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ，
Ｖなどの析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保す
るために１０００℃以上としなければならない（望まし
くは１０５０℃以上）。この温度未満では、Ｎｂがほと
んど固溶せず十分な強度が得られない。しかし再加熱温
度が１２５０℃超では、オーステナイト粒（γ粒）が著
しく粗大化し、圧延によっても十分に微細化できないた
め、優れた靭性が得られない。したがって再加熱温度は
１２５０℃以下とする必要がある。
揮させて高強度化し、かつ低ＹＲと適当な延靭性を得る
には、製造法が適切でなければならない。このため鋼
（スラブ）の再加熱、圧延、冷却条件とそれに続く熱処
理条件を限定する必要がある。まず再加熱温度を１００
０〜１２５０℃の範囲に限定する。再加熱温度はＮｂ，
Ｖなどの析出物を固溶させ、かつ圧延終了温度を確保す
るために１０００℃以上としなければならない（望まし
くは１０５０℃以上）。この温度未満では、Ｎｂがほと
んど固溶せず十分な強度が得られない。しかし再加熱温
度が１２５０℃超では、オーステナイト粒（γ粒）が著
しく粗大化し、圧延によっても十分に微細化できないた
め、優れた靭性が得られない。したがって再加熱温度は
１２５０℃以下とする必要がある。
【００１２】続く圧延では、１０５０℃以下の累積圧下
量を３０％以上としなければならない。これは再加熱時
に大きくなったγ粒を微細化して靭性を改善するためで
ある。さらにＨＴ８０の強度達成するためには、７００
℃以上の温度から焼入れを行なわなければならない。焼
入れ開始温度が７００℃未満になるとフェライトが生成
し焼入れ組織が得られず、強度が不足するからである。
量を３０％以上としなければならない。これは再加熱時
に大きくなったγ粒を微細化して靭性を改善するためで
ある。さらにＨＴ８０の強度達成するためには、７００
℃以上の温度から焼入れを行なわなければならない。焼
入れ開始温度が７００℃未満になるとフェライトが生成
し焼入れ組織が得られず、強度が不足するからである。
【００１３】続いて７６０〜８８０℃に再加熱後、再び
焼入れし、Ａｃ1 以下の温度に再加熱して焼戻処理す
る。７６０℃〜８８０℃に再加熱・焼入れする理由は、
ＹＲの低減と適度の靭性確保のためである。
焼入れし、Ａｃ1 以下の温度に再加熱して焼戻処理す
る。７６０℃〜８８０℃に再加熱・焼入れする理由は、
ＹＲの低減と適度の靭性確保のためである。
【００１４】一般にＣｕやＮｂで析出硬化した低Ｃ鋼は
ＹＲが著しく高い。また厚肉鋼板（厚み≧５０mm）で
は、圧延による結晶粒の微細化が困難なために、析出硬
化によって靭性は著しく劣化する。そこで７６０〜８８
０℃の（γ＋α）２相域に再加熱・焼入れを行なう。部
分的にγ変態させることによって組織の実質的な微細化
が進行し靭性が向上するとともに、未変態の領域は硬
化、γ変態領域は硬化してミクロ組織が２相化（軟らか
い相と硬い相）し、ＹＲの低減が可能となる。
ＹＲが著しく高い。また厚肉鋼板（厚み≧５０mm）で
は、圧延による結晶粒の微細化が困難なために、析出硬
化によって靭性は著しく劣化する。そこで７６０〜８８
０℃の（γ＋α）２相域に再加熱・焼入れを行なう。部
分的にγ変態させることによって組織の実質的な微細化
が進行し靭性が向上するとともに、未変態の領域は硬
化、γ変態領域は硬化してミクロ組織が２相化（軟らか
い相と硬い相）し、ＹＲの低減が可能となる。
【００１５】再加熱温度が７６０℃未満では、γに変態
する領域が小さいために、前述の効果が得られない。し
かし再加熱温度が８８０℃を超えると完全にγ変態し、
目的とする２相組織が得られず、低ＹＲ化や優れた靭性
が達成できない。焼戻処理は鋼の靭性改善と溶接、応力
除去処理などによる軟化を防止するために必須である。
しかし、その温度がＡｃ1 点を超えると強度が著しく低
下するので、Ａｃ1 点以下としなければならない。
する領域が小さいために、前述の効果が得られない。し
かし再加熱温度が８８０℃を超えると完全にγ変態し、
目的とする２相組織が得られず、低ＹＲ化や優れた靭性
が達成できない。焼戻処理は鋼の靭性改善と溶接、応力
除去処理などによる軟化を防止するために必須である。
しかし、その温度がＡｃ1 点を超えると強度が著しく低
下するので、Ａｃ1 点以下としなければならない。
【００１６】たとえＮｂ，Ｃｕの添加量や製造法が適切
であって基本成分が適当でないと低ＹＲＨＴ８０として
の優れた総合的な特性が得られない。
であって基本成分が適当でないと低ＹＲＨＴ８０として
の優れた総合的な特性が得られない。
【００１７】以下、この点について説明する。Ｃの下限
０．０４％は、母材および溶接部の強度確保ならびにＮ
ｂ，Ｖなどの添加時に、これらの効果を発揮させるため
の最小量である。しかしＣ量が多過ぎると溶接性の著し
い劣化を招くので、上限を０．１１％とした。
０．０４％は、母材および溶接部の強度確保ならびにＮ
ｂ，Ｖなどの添加時に、これらの効果を発揮させるため
の最小量である。しかしＣ量が多過ぎると溶接性の著し
い劣化を招くので、上限を０．１１％とした。
【００１８】Ｓｉは多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるため、上限を０．５％とした。鋼の脱酸は
Ａｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必らずしも添加
する必要はない。
を劣化させるため、上限を０．５％とした。鋼の脱酸は
Ａｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必らずしも添加
する必要はない。
【００１９】Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な
元素であり、その下限は０．８％である。しかしＭｎ量
が多過ぎると焼入性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣
化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助長
するので上限を１．６％とした。
元素であり、その下限は０．８％である。しかしＭｎ量
が多過ぎると焼入性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣
化させるだけでなく、連続鋳造スラブの中心偏析を助長
するので上限を１．６％とした。
【００２０】本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓをそ
れぞれ０．０３％，０．０１％以下とした理由は、母
材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためであ
る。Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳ
による靭性の劣化を防止する。好ましいＰ，Ｓ量はそれ
ぞれ０．０１，０．００５％以下である。
れぞれ０．０３％，０．０１％以下とした理由は、母
材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためであ
る。Ｐの低減は粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳ
による靭性の劣化を防止する。好ましいＰ，Ｓ量はそれ
ぞれ０．０１，０．００５％以下である。
【００２１】Ｎｉは溶接性に悪影響をおよぼすことな
く、強度、靭性を向上させるほか、Ｃｕ−クラックの防
止にも効果がある。しかし２．０％を超えると溶接性に
好ましくないため上限を２．０％とした。
く、強度、靭性を向上させるほか、Ｃｕ−クラックの防
止にも効果がある。しかし２．０％を超えると溶接性に
好ましくないため上限を２．０％とした。
【００２２】Ｍｏは強度、靭性をともに向上させる元素
で、ＨＴ８０には０．２０％以上が必須である。しかし
多過ぎると溶接性、ＨＡＺ靭性上好ましくない。その上
限は０．６０％であり、もっとも好ましいＭｏ添加量は
０．３〜０．５％である。
で、ＨＴ８０には０．２０％以上が必須である。しかし
多過ぎると溶接性、ＨＡＺ靭性上好ましくない。その上
限は０．６０％であり、もっとも好ましいＭｏ添加量は
０．３〜０．５％である。
【００２３】ＴｉはＡｌ量が少ないとき（たとえば０．
００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ2 Ｏ3 を主成分とす
る析出物を形成、粒内変態フェライト生成してＨＡＺ靭
性を向上させる。またＮと結合してＴｉＮを形成し、再
加熱時のγ粒粗大化を抑制、圧延後の組織を微細化す
る。これらの効果を得るためにはＴｉは最低０．００５
％必要である。しかし多過ぎるとＴｉＣを形成し低温靭
性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％
である。
００３％以下）、Ｏと結合してＴｉ2 Ｏ3 を主成分とす
る析出物を形成、粒内変態フェライト生成してＨＡＺ靭
性を向上させる。またＮと結合してＴｉＮを形成し、再
加熱時のγ粒粗大化を抑制、圧延後の組織を微細化す
る。これらの効果を得るためにはＴｉは最低０．００５
％必要である。しかし多過ぎるとＴｉＣを形成し低温靭
性や溶接性を劣化させるので、その上限は０．０２５％
である。
【００２４】Ａｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素で
あるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本
発明鋼においては、その下限は限定しない。しかしＡｌ
量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接
金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
あるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、本
発明鋼においては、その下限は限定しない。しかしＡｌ
量が多くなると鋼の清浄度が悪くなるだけでなく、溶接
金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％とした。
【００２５】Ｎは不可避的不純物として鋼中に含まれる
ものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度
を増加させ、またＴｉＮを形成して前述のようにＨＴ８
０の性質を高める。このためのＮ量として最低０．００
１％必要である。しかしながらＮ量の増加はＨＡＺ靭
性、溶接性に極めて有害であり、この影響は高強度鋼ほ
ど著しい。建築用ＨＴ８０の場合、その上限は０．００
５％である。
ものであるが、Ｎｂと結合して炭窒化物を形成して強度
を増加させ、またＴｉＮを形成して前述のようにＨＴ８
０の性質を高める。このためのＮ量として最低０．００
１％必要である。しかしながらＮ量の増加はＨＡＺ靭
性、溶接性に極めて有害であり、この影響は高強度鋼ほ
ど著しい。建築用ＨＴ８０の場合、その上限は０．００
５％である。
【００２６】つぎにＶ，Ｃｒ，Ｃａを添加する理由につ
いて説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素を
添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうこ
となく、強度、靭性などの特性向上をはかるためであ
る。したがって、その添加量は自ら制限される性質のも
のである。
いて説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素を
添加する主たる目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうこ
となく、強度、靭性などの特性向上をはかるためであ
る。したがって、その添加量は自ら制限される性質のも
のである。
【００２７】ＶはＮｂとほぼ同じ効果をもつ元素である
が、Ｎｂに比較して析出硬化能はやや劣る。０．０１％
未満では効果が少なく、上限は０．１０％まで許容でき
る。Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、多過ぎると
溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。通常ＨＴ８０
にＣｒは多く添加されるが、本発明では材質が確保でき
るならば、少ないほど好ましい。Ｃｒ添加量の下限は、
０．０５％で、上限は０．７％である。
が、Ｎｂに比較して析出硬化能はやや劣る。０．０１％
未満では効果が少なく、上限は０．１０％まで許容でき
る。Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、多過ぎると
溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。通常ＨＴ８０
にＣｒは多く添加されるが、本発明では材質が確保でき
るならば、少ないほど好ましい。Ｃｒ添加量の下限は、
０．０５％で、上限は０．７％である。
【００２８】Ｃａは硫化物の形態を制御し、低温靭性
（シャルピー吸収エネルギー）を向上させるほか、耐水
素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣａ量
０．０００５％未満では実用上の効果がなく、また０．
００５％を超えて添加すると、ＣａＯ，ＣａＳが多量に
生成して大型介在物となり、鋼の清浄度を害して延靭性
を低下させる。また溶接性にも悪影響を与える。このた
め添加量の範囲を０．０００５〜０．００５％に制限し
た。
（シャルピー吸収エネルギー）を向上させるほか、耐水
素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣａ量
０．０００５％未満では実用上の効果がなく、また０．
００５％を超えて添加すると、ＣａＯ，ＣａＳが多量に
生成して大型介在物となり、鋼の清浄度を害して延靭性
を低下させる。また溶接性にも悪影響を与える。このた
め添加量の範囲を０．０００５〜０．００５％に制限し
た。
【００２９】鋼の個々の成分を限定しても、成分系全体
が適切でないと優れた特性は得られない。このためＰCM
の値を０．２８％以下に限定する。ＰCMは溶接性を表す
指標である。Ｂ添加鋼と本発明のようにＢを含有しない
鋼とでは、同じＰCMでも、その硬化性に大きな違いが生
じる。Ｂ無添加鋼では、ＰCMが０．２８％以下であれ
ば、優れた溶接性の確保が可能である。本発明は厚板ミ
ルに適用することがもっとも好ましい。この方法で製造
した厚鋼板は主に建築用に適し、この鋼を用いた建築物
は優れた耐震性を示す。
が適切でないと優れた特性は得られない。このためＰCM
の値を０．２８％以下に限定する。ＰCMは溶接性を表す
指標である。Ｂ添加鋼と本発明のようにＢを含有しない
鋼とでは、同じＰCMでも、その硬化性に大きな違いが生
じる。Ｂ無添加鋼では、ＰCMが０．２８％以下であれ
ば、優れた溶接性の確保が可能である。本発明は厚板ミ
ルに適用することがもっとも好ましい。この方法で製造
した厚鋼板は主に建築用に適し、この鋼を用いた建築物
は優れた耐震性を示す。
【００３０】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の
鋼板（厚み４０〜１００mm）を製造し、その強度、Ｙ
Ｒ、靭性および溶接性（斜めＹ型溶接割れ試験）を調査
した。
鋼板（厚み４０〜１００mm）を製造し、その強度、Ｙ
Ｒ、靭性および溶接性（斜めＹ型溶接割れ試験）を調査
した。
【００３１】表１に実施例を示す。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】本発明法にしたがって製造した鋼板（本発
明鋼）はすべて良好な特性を有する。
明鋼）はすべて良好な特性を有する。
【００３５】これに対して本発明によらない比較鋼は、
いずれかの特性が劣る。比較鋼６はＣ量が高いために、
靭性、溶接性が悪い。鋼７，８はそれぞれＮｂ，Ｔｉを
含有しないために、結晶粒が粗く靭性が劣る。鋼９，１
０はＢ含有鋼で焼入れ性が高いために、ＹＲが高く靭
性、溶接性も劣る。鋼１１はＣｕ量が少ないために、圧
延中にＣｕクラックが発生し、健全な鋼板が製造できな
い。鋼１２はスラブ再加熱温度が高過ぎるために、結晶
粒が粗く靭性が劣る。鋼１３は再加熱焼入れ処理が実施
されていないために、ＹＲが高く靭性が劣る。また鋼１
４は１０５０℃以下での累積圧下量が不十分なために、
結晶粒が粗く靭性が劣る。
いずれかの特性が劣る。比較鋼６はＣ量が高いために、
靭性、溶接性が悪い。鋼７，８はそれぞれＮｂ，Ｔｉを
含有しないために、結晶粒が粗く靭性が劣る。鋼９，１
０はＢ含有鋼で焼入れ性が高いために、ＹＲが高く靭
性、溶接性も劣る。鋼１１はＣｕ量が少ないために、圧
延中にＣｕクラックが発生し、健全な鋼板が製造できな
い。鋼１２はスラブ再加熱温度が高過ぎるために、結晶
粒が粗く靭性が劣る。鋼１３は再加熱焼入れ処理が実施
されていないために、ＹＲが高く靭性が劣る。また鋼１
４は１０５０℃以下での累積圧下量が不十分なために、
結晶粒が粗く靭性が劣る。
【００３６】
【発明の効果】本発明により、溶接性の優れた低ＹＲＨ
Ｔ８０の製造が可能となった。その結果、現場での溶接
施工能率、建築物の耐震性が著しく向上した。
Ｔ８０の製造が可能となった。その結果、現場での溶接
施工能率、建築物の耐震性が著しく向上した。
フロントページの続き (72)発明者 磯田 征司 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０４〜０．１１％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．６％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｃｕ：０．９０〜１．５０％、 Ｎｉ：０．３０〜２．０％、 Ｍｏ：０．２０〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１０〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００５％以下、 かつＰCM＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋
Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
（％）が０．２８％以下を満足する残部が鉄および不可
避的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を１００
０℃〜１２５０℃の温度範囲に加熱して、１０５０℃以
下の累積圧下量が３０％以上になるように圧延を行なっ
た後、７００℃以上の温度から焼入れ、ついで７６０〜
８８０℃に再加熱後、再び焼入れし、Ａｃ1 以下の温度
に再加熱して焼戻処理することを特徴とする溶接性の優
れた低降伏比高張力鋼の製造法。 - 【請求項２】 重量比で Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．７％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ の一種、二種または三種を含有することを特徴とする請
求項１記載の溶接性の優れた低降伏比高張力鋼の製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26499391A JPH05105946A (ja) | 1991-10-14 | 1991-10-14 | 溶接性の優れた低降伏比高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26499391A JPH05105946A (ja) | 1991-10-14 | 1991-10-14 | 溶接性の優れた低降伏比高張力鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05105946A true JPH05105946A (ja) | 1993-04-27 |
Family
ID=17411082
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26499391A Pending JPH05105946A (ja) | 1991-10-14 | 1991-10-14 | 溶接性の優れた低降伏比高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05105946A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104561778A (zh) * | 2014-12-04 | 2015-04-29 | 昆明理工大学 | 一种q345级抗震钢和用炉卷轧机生产q345级抗震钢的方法 |
| CN112779460A (zh) * | 2020-12-24 | 2021-05-11 | 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 | 一种hrb500e细晶高强抗震防锈蚀钢筋的生产方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04311520A (ja) * | 1991-04-08 | 1992-11-04 | Nkk Corp | 再加熱後の高温強度特性に優れた６０キロ以上の強度を有する構造用耐火鋼材の製造方法 |
| JPH04314824A (ja) * | 1991-04-02 | 1992-11-06 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた低降伏比７０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
| JPH04333516A (ja) * | 1991-03-13 | 1992-11-20 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた厚手８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 |
-
1991
- 1991-10-14 JP JP26499391A patent/JPH05105946A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04333516A (ja) * | 1991-03-13 | 1992-11-20 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた厚手８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 |
| JPH04314824A (ja) * | 1991-04-02 | 1992-11-06 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた低降伏比７０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
| JPH04311520A (ja) * | 1991-04-08 | 1992-11-04 | Nkk Corp | 再加熱後の高温強度特性に優れた６０キロ以上の強度を有する構造用耐火鋼材の製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104561778A (zh) * | 2014-12-04 | 2015-04-29 | 昆明理工大学 | 一种q345级抗震钢和用炉卷轧机生产q345级抗震钢的方法 |
| CN112779460A (zh) * | 2020-12-24 | 2021-05-11 | 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 | 一种hrb500e细晶高强抗震防锈蚀钢筋的生产方法 |
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