JPH06248337A - 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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- JPH06248337A JPH06248337A JP3674093A JP3674093A JPH06248337A JP H06248337 A JPH06248337 A JP H06248337A JP 3674093 A JP3674093 A JP 3674093A JP 3674093 A JP3674093 A JP 3674093A JP H06248337 A JPH06248337 A JP H06248337A
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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１０００〜１２５０℃の温度範
囲に加熱し、１０００℃以下の累積圧下量が３０％以上
になるように圧延を行った後、７２０℃以上の温度から
直ちに常温まで焼入し、ついで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１０００〜１２５０℃の温度範
囲に加熱し、１０００℃以下の累積圧下量が３０％以上
になるように圧延を行った後、７２０℃以上の温度から
直ちに常温まで焼入し、ついで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１０００〜１２５０℃の
温度範囲に加熱し、１０００℃以下の累積圧下量が３０
％以上になるように圧延を行った後、７２０℃以上の温
度から直ちに常温まで焼入し、ついで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。
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１０００〜１２５０℃の
温度範囲に加熱し、１０００℃以下の累積圧下量が３０
％以上になるように圧延を行った後、７２０℃以上の温
度から直ちに常温まで焼入し、ついで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。
【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１０００〜１２５０℃の温度範囲に加
熱し、１０００℃以下の累積圧下量が３０％以上になる
ように圧延を行った後、７２０℃以上の温度から直ちに
常温まで焼入し、ついで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１０００〜１２５０℃の温度範囲に加
熱し、１０００℃以下の累積圧下量が３０％以上になる
ように圧延を行った後、７２０℃以上の温度から直ちに
常温まで焼入し、ついで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て高強度化し、且つ低降
伏比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。
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て高強度化し、且つ低降
伏比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。
【０００８】まず再加熱温度を１０００〜１２５０℃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、且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）。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。
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、且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）。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。
【０００９】続く圧延では、１０００℃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。さらにはＨＴ８０の強度の強度達成するために
は、７２０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入を行わ
なければならない。焼入開始温度が７２０℃未満になる
とフェライトが生成し焼入組織が得られず、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。さらにはＨＴ８０の強度の強度達成するために
は、７２０℃以上の温度から直ちに常温まで焼入を行わ
なければならない。焼入開始温度が７２０℃未満になる
とフェライトが生成し焼入組織が得られず、強度が不足
するからである。
【００１０】続いて７５０〜８７０℃に再加熱後、再び
焼入し、Ａｃ1 以下の温度に再加熱して焼戻処理する。
７５０〜８７０℃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。
焼入し、Ａｃ1 以下の温度に再加熱して焼戻処理する。
７５０〜８７０℃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。
【００１１】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。
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。
【００１２】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）。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。
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）。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。
【００１３】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。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。
０．０５％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。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。
【００１４】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。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。
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。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。
【００１５】Ｍｏは強度、靭性を共に向上させる元素
で、ＨＴ８０には０．１０％以上が必須である。しかし
多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性上好ましくなく、その上
限は０．６０％である。Ｔｉは炭窒化物を形成してＨＡ
Ｚ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、０．００５〜０．０２
５％に限定する。
で、ＨＴ８０には０．１０％以上が必須である。しかし
多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性上好ましくなく、その上
限は０．６０％である。Ｔｉは炭窒化物を形成してＨＡ
Ｚ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、０．００５〜０．０２
５％に限定する。
【００１６】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。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。
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。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。
【００１７】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。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。
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。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。
【００１８】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、０．０
５％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。
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。
すことなく、母材の強度、靭性を向上させるが、０．０
５％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。
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。
【００１９】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。
【００２０】
【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、
１０〜２０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、
１０〜２０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。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【表３】
【００２４】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。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ではスラブ
の再加熱温度が９６０℃と低く、Ｖの固溶が不十分でさ
らに圧延直後の焼入温度が低くなり、強度が不足してい
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。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ではスラブ
の再加熱温度が９６０℃と低く、Ｖの固溶が不十分でさ
らに圧延直後の焼入温度が低くなり、強度が不足してい
る。
【００２５】比較鋼１５は逆にスラブの再加熱温度が１
２８０℃と高く、圧延での結晶粒の微細化が十分に行え
ず、母材靭性が不良である。比較鋼１６では１０００℃
以下の累積圧下量が２０％と少なく、結晶粒の微細化が
不十分で母材靭性が不良となっている。比較鋼１７では
圧延直後の焼入温度が６８０℃と低く、強度が不足して
いる。比較鋼１８では再加熱焼入温度が８７０℃と高
く、ほとんどがγ化され２相組織にならないため降伏比
が高くなっている。比較鋼１９では再加熱焼入温度が７
２０℃と低いため、γ化が不十分で強度不足である。比
較鋼２０では焼戻温度が７００℃と高く軟化が著しく、
強度不足となっている。
２８０℃と高く、圧延での結晶粒の微細化が十分に行え
ず、母材靭性が不良である。比較鋼１６では１０００℃
以下の累積圧下量が２０％と少なく、結晶粒の微細化が
不十分で母材靭性が不良となっている。比較鋼１７では
圧延直後の焼入温度が６８０℃と低く、強度が不足して
いる。比較鋼１８では再加熱焼入温度が８７０℃と高
く、ほとんどがγ化され２相組織にならないため降伏比
が高くなっている。比較鋼１９では再加熱焼入温度が７
２０℃と低いため、γ化が不十分で強度不足である。比
較鋼２０では焼戻温度が７００℃と高く軟化が著しく、
強度不足となっている。
【００２６】
【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：０．００５
〜０．０２５％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．０１２
％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１０００〜１２５０℃の温度範囲に加熱
し、１０００℃以下の累積圧下量が３０％以上になるよ
うに圧延を行った後、７２０℃以上の温度から直ちに常
温まで焼入し、ついで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 |
|---|---|---|---|
| JP3674093A JPH06248337A (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 |
|---|---|---|---|
| JP3674093A JPH06248337A (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 |
|---|---|
| JPH06248337A true JPH06248337A (ja) | 1994-09-06 |
Family
ID=12478131
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3674093A Withdrawn JPH06248337A (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) | JPH06248337A (ja) |
-
1993
- 1993-02-25 JP JP3674093A patent/JPH06248337A/ja not_active Withdrawn
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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