JPH06248336A - 溶接性の優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接性の優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法Info
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- JPH06248336A JPH06248336A JP3673993A JP3673993A JPH06248336A JP H06248336 A JPH06248336 A JP H06248336A JP 3673993 A JP3673993 A JP 3673993A JP 3673993 A JP3673993 A JP 3673993A JP H06248336 A JPH06248336 A JP H06248336A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、厚み７０mm以下の溶接性に優れた
低降伏比ＨＴ８０の製造法を提供する。 【構成】 重量比でＣ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０３
％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１０〜０．
７０％、Ｍｏ：０．１０〜０．６０％、Ｖ：０．１５〜
０．６５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｎ：０．０１２％以下を含有し実質的
にＢを含有しない鋼片を熱間圧延後Ａｃ3 〜１０００℃
の温度範囲に再加熱して焼入し、さらに７５０〜８７０
℃に再び加熱後、焼入し、引き続きＡｃ1 変態点以下の
温度範囲で焼戻処理することにより、厚み７０mm以下の
溶接性の優れた低降伏比ＨＴ８０が製造できる。
低降伏比ＨＴ８０の製造法を提供する。 【構成】 重量比でＣ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０３
％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１０〜０．
７０％、Ｍｏ：０．１０〜０．６０％、Ｖ：０．１５〜
０．６５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：
０．０６％以下、Ｎ：０．０１２％以下を含有し実質的
にＢを含有しない鋼片を熱間圧延後Ａｃ3 〜１０００℃
の温度範囲に再加熱して焼入し、さらに７５０〜８７０
℃に再び加熱後、焼入し、引き続きＡｃ1 変態点以下の
温度範囲で焼戻処理することにより、厚み７０mm以下の
溶接性の優れた低降伏比ＨＴ８０が製造できる。
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
７８０Ｎ／mm2 級高張力鋼の製造法に関するものであ
る。
７８０Ｎ／mm2 級高張力鋼の製造法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、７８０Ｎ／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が低く抑えられているにもかかわらず、その溶
接性はＨＴ６０に比較して著しく劣っていた。このため
現場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（特に小入
熱溶接時）に溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬化が著しいこ
とによる。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。
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が低く抑えられているにもかかわらず、その溶
接性はＨＴ６０に比較して著しく劣っていた。このため
現場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（特に小入
熱溶接時）に溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬化が著しいこ
とによる。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。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は建築用ＨＴ８
０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こと、
本ＨＴ８０を用いた建築物は地震のエネルギーを吸収し
優れた耐震性を有すること、などの特徴を持つ。
０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こと、
本ＨＴ８０を用いた建築物は地震のエネルギーを吸収し
優れた耐震性を有すること、などの特徴を持つ。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の具体的手段を下
記（１），（２）に示す。 （１）重量比でＣ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：０．
５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０３％以
下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１０〜０．６０
％、Ｖ：０．１５〜０．６５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１２
％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る実質的にＢを含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ3 〜１
０００℃の温度範囲に再加熱して焼き入れし、さらに７
５０〜８７０℃に再び加熱後、焼入、引き続きＡｃ1 変
態点以下の温度範囲で焼戻処理することを特徴とする厚
み７０mm以下の溶接性の優れた低降伏比７８０Ｎ／mm2
級高張力鋼の製造法。
記（１），（２）に示す。 （１）重量比でＣ：０．０５〜０．１１％、Ｓｉ：０．
５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、Ｐ：０．０３％以
下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：０．１０〜０．６０
％、Ｖ：０．１５〜０．６５％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．０１２
％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
る実質的にＢを含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ3 〜１
０００℃の温度範囲に再加熱して焼き入れし、さらに７
５０〜８７０℃に再び加熱後、焼入、引き続きＡｃ1 変
態点以下の温度範囲で焼戻処理することを特徴とする厚
み７０mm以下の溶接性の優れた低降伏比７８０Ｎ／mm2
級高張力鋼の製造法。
【０００５】（２）重量比でＣ：０．０５〜０．１１
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：
０．１０〜０．６０％、Ｖ：０．１５〜０．６５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以
下、Ｎ：０．０１２％以下さらにＮｂ：０．００５〜
０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．７０％、Ｃｕ：０．
０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃａ：
０．００１〜０．００６％の１種または２種以上を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢ
を含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ3 〜１０００℃の温
度範囲に再加熱して焼き入れし、さらに７５０〜８７０
℃に再び加熱後、焼入、引き続きＡｃ1 変態点以下の温
度範囲で焼戻処理することを特徴とする厚み７０mm以下
の溶接性の優れた低降伏比７８０Ｎ／mm2 級高張力鋼の
製造法。
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．６〜１．６％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｍｏ：
０．１０〜０．６０％、Ｖ：０．１５〜０．６５％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以
下、Ｎ：０．０１２％以下さらにＮｂ：０．００５〜
０．０５％、Ｃｒ：０．０５〜０．７０％、Ｃｕ：０．
０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃａ：
０．００１〜０．００６％の１種または２種以上を含有
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢ
を含有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ3 〜１０００℃の温
度範囲に再加熱して焼き入れし、さらに７５０〜８７０
℃に再び加熱後、焼入、引き続きＡｃ1 変態点以下の温
度範囲で焼戻処理することを特徴とする厚み７０mm以下
の溶接性の優れた低降伏比７８０Ｎ／mm2 級高張力鋼の
製造法。
【０００６】
【作用】以下、本発明について説明する。発明者らの研
究によれば、ＨＴ８０の溶接性や低降伏比を画期的に改
善するには、Ｂ無添加が必須である。Ｂ無添加による焼
入性の低下に伴う強度確保のため焼入、焼戻によるＶの
析出硬化を利用した。また微量Ｔｉ添加、熱処理条件の
最適化により結晶粒を微細化した鋼では、Ｖによる析出
硬化を行っても、極めて優れた低温靭性を示すことがわ
かった。
究によれば、ＨＴ８０の溶接性や低降伏比を画期的に改
善するには、Ｂ無添加が必須である。Ｂ無添加による焼
入性の低下に伴う強度確保のため焼入、焼戻によるＶの
析出硬化を利用した。また微量Ｔｉ添加、熱処理条件の
最適化により結晶粒を微細化した鋼では、Ｖによる析出
硬化を行っても、極めて優れた低温靭性を示すことがわ
かった。
【０００７】ＨＴ８０としての特性を得るために必要な
最低のＶ量は０．１５％である。しかし、０．６５％を
超えるＶの添加では全量が固溶せず、析出硬化に寄与し
ないため、その上限を０．６５％とした。次に前述のよ
うなＶの効果を十分に発揮させるためには、製造法が適
切でなければならない。このため熱間圧延後の熱処理条
件を限定する必要がある。
最低のＶ量は０．１５％である。しかし、０．６５％を
超えるＶの添加では全量が固溶せず、析出硬化に寄与し
ないため、その上限を０．６５％とした。次に前述のよ
うなＶの効果を十分に発揮させるためには、製造法が適
切でなければならない。このため熱間圧延後の熱処理条
件を限定する必要がある。
【０００８】まずＨＴ８０の強度と優れた低温靭性を得
るためには、熱間圧延後に再加熱によりＶの固溶並びに
γに再変態させることでの組織の微細化が必要で、この
ため再加熱温度の下限をＡｃ3 変態点とする。再加熱温
度が高すぎると結晶粒が大きくなって低温靭性が劣化す
るので、その上限は１０００℃にしなければならない。
続いて７５０〜８７０℃に再加熱後、再び焼入し、Ａｃ
1 以下の温度に再加熱して焼戻処理する。７５０〜８７
０℃の再加熱・焼入する理由は、降伏比の低減のためで
ある。一般にＶで析出強化した鋼はＹＲが著しく高い。
そこで７５０〜８７０℃の（γ＋α）２相域に再加熱・
焼入を行う。
るためには、熱間圧延後に再加熱によりＶの固溶並びに
γに再変態させることでの組織の微細化が必要で、この
ため再加熱温度の下限をＡｃ3 変態点とする。再加熱温
度が高すぎると結晶粒が大きくなって低温靭性が劣化す
るので、その上限は１０００℃にしなければならない。
続いて７５０〜８７０℃に再加熱後、再び焼入し、Ａｃ
1 以下の温度に再加熱して焼戻処理する。７５０〜８７
０℃の再加熱・焼入する理由は、降伏比の低減のためで
ある。一般にＶで析出強化した鋼はＹＲが著しく高い。
そこで７５０〜８７０℃の（γ＋α）２相域に再加熱・
焼入を行う。
【０００９】部分的にγ変態させることによって未変態
の領域は軟化、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、降伏比の低減が可能とな
る。再加熱温度が７５０℃以下では、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、８
７０℃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Ｖの析出効果を発揮させ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（望ま
しい焼戻温度は４５０〜６５０℃である）。
の領域は軟化、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、降伏比の低減が可能とな
る。再加熱温度が７５０℃以下では、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、８
７０℃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Ｖの析出効果を発揮させ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（望ま
しい焼戻温度は４５０〜６５０℃である）。
【００１０】しかし、Ｖの添加量や製造法が適切であっ
ても、基本成分が適当でないとＨＴ８０としての優れた
特性が得られない。以下、この点について説明する。Ｃ
の下限０．０５％は、母材および溶接部の強度確保なら
びにＮｂ，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量が多すぎると溶接性
の著しい劣化を招くので、上限を０．１１％とした。
ても、基本成分が適当でないとＨＴ８０としての優れた
特性が得られない。以下、この点について説明する。Ｃ
の下限０．０５％は、母材および溶接部の強度確保なら
びにＮｂ，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量が多すぎると溶接性
の著しい劣化を招くので、上限を０．１１％とした。
【００１１】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は必ずしも添加す
る必要はない。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０．６％である。しかしＭｎ
量が多す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。
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は必ずしも添加す
る必要はない。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０．６％である。しかしＭｎ
量が多す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。
【００１２】本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓをそ
れぞれ０．０３％、０．００５％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％，０．００２％以下である。Ｍｏは強
度、靭性を共に向上させる元素で、ＨＴ８０には０．１
０％以上が必須である。しかし多すぎると溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性上好ましくなく、その上限は０．６０％である。
れぞれ０．０３％、０．００５％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％，０．００２％以下である。Ｍｏは強
度、靭性を共に向上させる元素で、ＨＴ８０には０．１
０％以上が必須である。しかし多すぎると溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性上好ましくなく、その上限は０．６０％である。
【００１３】Ｔｉは炭窒化物を形成してＨＡＺ靭性を向
上させる。Ａｌ量が少ない場合、Ｔｉの酸化物を形成し
ＨＡＺ靭性を向上させるが、０．００５％未満では効果
がなく、０．０２５％を超えるとＨＡＺ靭性に好ましく
ない影響があるため、０．００５〜０．０２５％に限定
する。Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、
ＳｉおよびＴｉによっても脱酸は行われるので本発明鋼
については下限は限定しない。しかしＡｌ量が多くなる
と鋼の清浄度が悪くなり、溶接部の靭性が劣化するので
上限を０．０６％とした。
上させる。Ａｌ量が少ない場合、Ｔｉの酸化物を形成し
ＨＡＺ靭性を向上させるが、０．００５％未満では効果
がなく、０．０２５％を超えるとＨＡＺ靭性に好ましく
ない影響があるため、０．００５〜０．０２５％に限定
する。Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、
ＳｉおよびＴｉによっても脱酸は行われるので本発明鋼
については下限は限定しない。しかしＡｌ量が多くなる
と鋼の清浄度が悪くなり、溶接部の靭性が劣化するので
上限を０．０６％とした。
【００１４】Ｎは一般的に不可避的不純物として鋼中に
含まれるものであるが、Ｖ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
ＨＴ８０の性質を高める。このためＮ量として最低０．
００１％が必要である。しかしながらＮ量が多くなると
ＨＡＺ靭性の劣化や連続鋳造スラブの表面キズの発生な
どを助長するので、その上限を０．０１２％とした。
含まれるものであるが、Ｖ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
ＨＴ８０の性質を高める。このためＮ量として最低０．
００１％が必要である。しかしながらＮ量が多くなると
ＨＡＺ靭性の劣化や連続鋳造スラブの表面キズの発生な
どを助長するので、その上限を０．０１２％とした。
【００１５】本発明鋼の基本成分は以上のとおりであ
り、十分に目的を達成できるが、さらに目的に対し特性
を高めるため、以下に述べる元素即ちＮｂ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｃｒ，Ｃａを選択的に添加すると強度、靭性の向上
について、さらに好ましい結果が得られる。
り、十分に目的を達成できるが、さらに目的に対し特性
を高めるため、以下に述べる元素即ちＮｂ，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｃｒ，Ｃａを選択的に添加すると強度、靭性の向上
について、さらに好ましい結果が得られる。
【００１６】次に、前記添加元素とその添加量について
説明する。ＮｂはＶとほぼ同じ効果をもつ元素である。
０．００５％以下では効果が少なく、０．０５％を超え
るとＨＡＺ靭性に好ましくない影響がある。Ｎｉは溶接
性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強
度、靭性を向上させるが、０．０５％以下では効果が薄
く、１．０％以上では極めて高価になるため経済性を失
うので、上限は１．０％とした。
説明する。ＮｂはＶとほぼ同じ効果をもつ元素である。
０．００５％以下では効果が少なく、０．０５％を超え
るとＨＡＺ靭性に好ましくない影響がある。Ｎｉは溶接
性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強
度、靭性を向上させるが、０．０５％以下では効果が薄
く、１．０％以上では極めて高価になるため経済性を失
うので、上限は１．０％とした。
【００１７】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つほか、
Ｃｕ析出物による強度の増加や耐食性や耐候性の向上に
も効果を有する。この場合Ｃｕ量が０．５％以上で、そ
の効果が著しい。しかし、Ｃｕ量が１．０％を超えると
熱間圧延時にＣｕ割れが発生し製造が困難になり、また
０．０５％以下では効果がないのでＣｕ量は０．０５〜
１．０％に限定する。
Ｃｕ析出物による強度の増加や耐食性や耐候性の向上に
も効果を有する。この場合Ｃｕ量が０．５％以上で、そ
の効果が著しい。しかし、Ｃｕ量が１．０％を超えると
熱間圧延時にＣｕ割れが発生し製造が困難になり、また
０．０５％以下では効果がないのでＣｕ量は０．０５〜
１．０％に限定する。
【００１８】Ｃｒは母材、溶接部の強度を高める元素
で、その下限を０．０５％とした。しかし、多すぎると
溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させるので、その上限
を０．７％とした。Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制
御し、シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温靭性を
向上させる効果がある。しかしＣａ量は０．００１％未
満では実用上効果がなく、０．００６％を超えるとＣａ
Ｏ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、鋼の靭
性のみならず清浄度も害し溶接性、耐ラメラテア性にも
悪影響を与えるので、Ｃａ添加量の範囲を０．００１〜
０．００６％とする。本発明は厚板ミルに適用すること
がもっとも好ましいが、ホットコイル、形鋼などにも適
用できる。
で、その下限を０．０５％とした。しかし、多すぎると
溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させるので、その上限
を０．７％とした。Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制
御し、シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温靭性を
向上させる効果がある。しかしＣａ量は０．００１％未
満では実用上効果がなく、０．００６％を超えるとＣａ
Ｏ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、鋼の靭
性のみならず清浄度も害し溶接性、耐ラメラテア性にも
悪影響を与えるので、Ｃａ添加量の範囲を０．００１〜
０．００６％とする。本発明は厚板ミルに適用すること
がもっとも好ましいが、ホットコイル、形鋼などにも適
用できる。
【００１９】
【実施例】周知の転炉、連続鋳造、厚板工程により鋼板
を製造し、その強度、靭性、溶接性（ｙスリット割れ
性、硬さ）などを調査した。表１の１〜９に本発明鋼、
１０〜１７に比較鋼の化学成分を示す。表２に本発明鋼
と比較鋼の鋼板製造条件とその機械的性質、溶接性を示
す。
を製造し、その強度、靭性、溶接性（ｙスリット割れ
性、硬さ）などを調査した。表１の１〜９に本発明鋼、
１０〜１７に比較鋼の化学成分を示す。表２に本発明鋼
と比較鋼の鋼板製造条件とその機械的性質、溶接性を示
す。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】表２の本発明鋼１〜９は、母材の強度、靭
性ならびに溶接性がバランスよく達成できている。これ
に対し比較鋼１０ではＶ量が不足しているため、強度不
足となっている。比較鋼１１はＣ量が低く、強度不足と
なっている。比較鋼１２ではＢが添加されているため、
ＨＡＺ硬さが極めて高く、またｙスリット割れ停止温度
も非常に高くなっている。
性ならびに溶接性がバランスよく達成できている。これ
に対し比較鋼１０ではＶ量が不足しているため、強度不
足となっている。比較鋼１１はＣ量が低く、強度不足と
なっている。比較鋼１２ではＢが添加されているため、
ＨＡＺ硬さが極めて高く、またｙスリット割れ停止温度
も非常に高くなっている。
【００２４】比較鋼１３ではＭｏ量が低く、強度不足と
なっている。また比較鋼１４では再加熱温度が８８０℃
と高く、殆どがγ化されたためＹＲが高くなっている。
比較鋼１５では焼戻温度が７１０℃と高く軟化が著し
く、強度が不足している。比較鋼１６では再加熱温度が
７３０℃と低いため、γ化が不十分で強度不足である。
比較鋼１７では最初の焼入時の加熱温度が１０５０℃と
高く、結晶粒の微細化が十分に行えないため、母材靭性
が不良である。
なっている。また比較鋼１４では再加熱温度が８８０℃
と高く、殆どがγ化されたためＹＲが高くなっている。
比較鋼１５では焼戻温度が７１０℃と高く軟化が著し
く、強度が不足している。比較鋼１６では再加熱温度が
７３０℃と低いため、γ化が不十分で強度不足である。
比較鋼１７では最初の焼入時の加熱温度が１０５０℃と
高く、結晶粒の微細化が十分に行えないため、母材靭性
が不良である。
【００２５】
【発明の効果】本発明の化学成分および製造法で製造し
た厚鋼板、形鋼、ホットコイルなどの鋼材は、溶接性に
優れた低降伏比ＨＴ８０である。その結果、現場での溶
接施工能率や安全性が著しく向上し建築物などの安全性
を大きく高めることができる。
た厚鋼板、形鋼、ホットコイルなどの鋼材は、溶接性に
優れた低降伏比ＨＴ８０である。その結果、現場での溶
接施工能率や安全性が著しく向上し建築物などの安全性
を大きく高めることができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０５〜０．１１％、 Ｓｉ：０．５％
以下、 Ｍｎ：０．６〜１．６％、 Ｐ ：０．０３
％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｍｏ：０．１０
〜０．６０％、 Ｖ ：０．１５〜０．６５％、 Ｔｉ：０．００
５〜０．０２５％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．０１
２％以下 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
有しない鋼を熱間圧延後、Ａｃ3 〜１０００℃の温度範
囲に再加熱して焼き入れし、さらに７５０〜８７０℃に
再び加熱後、焼入、引き続きＡｃ1 変態点以下の温度範
囲で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７８０Ｎ／mm2 級高張力鋼の製造法。 - 【請求項２】 重量比で Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｃｒ：０．０５
〜０．７０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５
〜１．０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００６％ の１種または２種以上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７８０Ｎ／mm2 級高
張力鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3673993A JPH06248336A (ja) | 1993-02-25 | 1993-02-25 | 溶接性の優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3673993A JPH06248336A (ja) | 1993-02-25 | 1993-02-25 | 溶接性の優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06248336A true JPH06248336A (ja) | 1994-09-06 |
Family
ID=12478102
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3673993A Withdrawn JPH06248336A (ja) | 1993-02-25 | 1993-02-25 | 溶接性の優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06248336A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103667909A (zh) * | 2013-12-13 | 2014-03-26 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种屈强比≤0.65的移动式海洋平台用钢及生产方法 |
| CN111440991A (zh) * | 2020-04-07 | 2020-07-24 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 一种屈服强度800MPa级热轧钢板及其制造方法 |
-
1993
- 1993-02-25 JP JP3673993A patent/JPH06248336A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103667909A (zh) * | 2013-12-13 | 2014-03-26 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种屈强比≤0.65的移动式海洋平台用钢及生产方法 |
| CN111440991A (zh) * | 2020-04-07 | 2020-07-24 | 湖南华菱涟源钢铁有限公司 | 一种屈服强度800MPa级热轧钢板及其制造方法 |
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Legal Events
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