JP3208495B2 - 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接性の優れた８０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造法に関するもので、鉄鋼業
において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、形鋼等にも適用できる。また、この
方法で製造した厚鋼板は圧力容器、建築、橋梁、建設機
械で使用される溶接構造物に用いることができる。
ｆ／ｍｍ2 級高張力鋼の製造法に関するもので、鉄鋼業
において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、形鋼等にも適用できる。また、この
方法で製造した厚鋼板は圧力容器、建築、橋梁、建設機
械で使用される溶接構造物に用いることができる。
【０００２】
【従来の技術】従来、８０ｋｇｆ／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／２
０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５
＋Ｖ／１０＋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。
（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／２
０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５
＋Ｖ／１０＋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。
【０００３】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、靱性を達成しているこ
とによる。
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、靱性を達成しているこ
とによる。
【０００４】このため溶接時、特に小入熱溶接時に溶接
熱影響部（ＨＡＺ）の硬化が著しく、溶接割れを生じて
いた。さらにＢ添加ＨＴ８０は予熱を行っても溶接部の
硬さ低下が十分でなく、耐応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ
性）についても満足できるレベルでなかった。
熱影響部（ＨＡＺ）の硬化が著しく、溶接割れを生じて
いた。さらにＢ添加ＨＴ８０は予熱を行っても溶接部の
硬さ低下が十分でなく、耐応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ
性）についても満足できるレベルでなかった。
【０００５】しかし、従来のＨＴ８０の成分系、製造法
では、Ｂを添加しないと焼入性が不足して良好な強度、
靱性を得ることは不可能である。このため、溶接性、耐
ＳＳＣ性の優れたＨＴ８０の研究開発が強く望まれてい
た。
では、Ｂを添加しないと焼入性が不足して良好な強度、
靱性を得ることは不可能である。このため、溶接性、耐
ＳＳＣ性の優れたＨＴ８０の研究開発が強く望まれてい
た。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は溶接性、耐Ｓ
ＳＣ性の優れたＨＴ８０の安価な製造方法を提供するも
のである。
ＳＣ性の優れたＨＴ８０の安価な製造方法を提供するも
のである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下の通
りである。
りである。
【０００８】 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 ：０．１５０超〜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り、実
質的にＢを含有せず、且つ、以下で求められるＰｃｍが
０．２２２以下である鋼を１０００〜１２５０℃の温度
範囲に再加熱して、１０００℃以下の累積圧下量が５０
％以上になるように圧延を行った後、７５０℃以上の温
度から直ちに常温まで焼き入れし、４５０℃〜Ａc1変態
点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８０ｋｇｆ／ｍｍ2級高張力鋼の製造法。 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
質的にＢを含有せず、且つ、以下で求められるＰｃｍが
０．２２２以下である鋼を１０００〜１２５０℃の温度
範囲に再加熱して、１０００℃以下の累積圧下量が５０
％以上になるように圧延を行った後、７５０℃以上の温
度から直ちに常温まで焼き入れし、４５０℃〜Ａc1変態
点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８０ｋｇｆ／ｍｍ2級高張力鋼の製造法。 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ
【０００９】 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 ：０．１５０超〜０．６５％、 Ｔｉ：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％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなり、実質的にＢを含有せず、且つ、以下
で求められるＰｃｍが０．２２２以下である鋼を１００
０〜１２５０℃の温度範囲に再加熱して、１０００℃以
下の累積圧下量が５０％以上になるように圧延を行った
後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼き入れ
し、４５０℃〜Ａc1変態点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８０ｋｇｆ／ｍｍ2級高
張力鋼の製造法。 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ 前記鋼が、重量比で、さらに、 Ｃａ：０．００１〜０．００６％ を含有することを特徴とする前記またはの溶接性の
優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ 2 級高張力鋼の製造法。
的不純物からなり、実質的にＢを含有せず、且つ、以下
で求められるＰｃｍが０．２２２以下である鋼を１００
０〜１２５０℃の温度範囲に再加熱して、１０００℃以
下の累積圧下量が５０％以上になるように圧延を行った
後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼き入れ
し、４５０℃〜Ａc1変態点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８０ｋｇｆ／ｍｍ2級高
張力鋼の製造法。 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ 前記鋼が、重量比で、さらに、 Ｃａ：０．００１〜０．００６％ を含有することを特徴とする前記またはの溶接性の
優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ 2 級高張力鋼の製造法。
【００１０】
【作用】本発明法に基づいて製造したＨＴ８０は小入熱
溶接においてもＨＡＺの硬化が少なく、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。
溶接においてもＨＡＺの硬化が少なく、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。
【００１１】以下、本発明について説明する。
【００１２】発明者らの研究によれば、ＨＴ８０の溶接
性、耐ＳＳＣ性を画期的に改善するには、Ｂ無添加が必
須と考えられた。そこで、従来のＨＴ８０の強靱化機構
である焼入性増大とは全く異なった結晶粒の微細化と析
出硬化によって良好な強度、靱性を確保する新しい方法
を発明した。
性、耐ＳＳＣ性を画期的に改善するには、Ｂ無添加が必
須と考えられた。そこで、従来のＨＴ８０の強靱化機構
である焼入性増大とは全く異なった結晶粒の微細化と析
出硬化によって良好な強度、靱性を確保する新しい方法
を発明した。
【００１３】本発明の従来法との相違は、制御圧延、制
御冷却によるＢ無添加とＶ析出硬化の利用、ミクロ
組織の微細化である。
御冷却によるＢ無添加とＶ析出硬化の利用、ミクロ
組織の微細化である。
【００１４】Ｂ無添加による焼入性の低下に伴う強度確
保のため、制御冷却によるＶの析出硬化を利用する。ま
た、適度に制御圧延を行い結晶粒が微細化した鋼では、
Ｖによる析出硬化を行っても低温靱性はほとんど劣化せ
ず、極めて優れた低温靱性を示すことがわかった。
保のため、制御冷却によるＶの析出硬化を利用する。ま
た、適度に制御圧延を行い結晶粒が微細化した鋼では、
Ｖによる析出硬化を行っても低温靱性はほとんど劣化せ
ず、極めて優れた低温靱性を示すことがわかった。
【００１５】ＨＴ８０としての特性を得るために必要な
最低のＶ量は０．１５０％超である。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。
最低のＶ量は０．１５０％超である。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。
【００１６】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、鋼（スラブ）の再加熱、圧延、冷却条件を限定
する必要がある。
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、鋼（スラブ）の再加熱、圧延、冷却条件を限定
する必要がある。
【００１７】まず、再加熱温度を１０００〜１２５０℃
の範囲に限定する。再加熱温度はＶ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、望
ましくは１０５０℃以上とする。この温度未満ではＶが
必要量固溶せず、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、圧延によっても完全に微細化ができ
ないため、優れた低温靱性が得られない。したがって、
再加熱温度は１２５０℃以下とする必要がある。
の範囲に限定する。再加熱温度はＶ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、望
ましくは１０５０℃以上とする。この温度未満ではＶが
必要量固溶せず、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、圧延によっても完全に微細化ができ
ないため、優れた低温靱性が得られない。したがって、
再加熱温度は１２５０℃以下とする必要がある。
【００１８】次に、１０００℃以下の累積圧下量を５０
％以上としなければならない。これはγ粒を微細化して
低温靱性を改善するためである。
％以上としなければならない。これはγ粒を微細化して
低温靱性を改善するためである。
【００１９】さらに、ＨＴ８０の強度と優れた低温靱性
を得るためには、７５０℃以上の温度から焼入を行い、
Ａc1点以下の温度で焼戻処理する必要がある。焼入は必
ずしもＡc3点以上から行う必要はないが、７５０℃未満
では変態が進むためＨＴ８０の強度が得られなくなる。
焼入はできるだけＡc3点以上から実施することが望まし
い。
を得るためには、７５０℃以上の温度から焼入を行い、
Ａc1点以下の温度で焼戻処理する必要がある。焼入は必
ずしもＡc3点以上から行う必要はないが、７５０℃未満
では変態が進むためＨＴ８０の強度が得られなくなる。
焼入はできるだけＡc3点以上から実施することが望まし
い。
【００２０】焼戻処理は鋼の靱性改善と、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。
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。
【００２１】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。
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。
【００２２】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。
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。
【００２３】Ｓｉは多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靱性
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。
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。
【００２４】Ｍｎは強度、靱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靱性を
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０．６％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靱性を
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。
【００２５】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
温靱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の低減はＭｎＳによる靱性の劣化を
防止する。好ましいＰ量は０．０１％以下である。
％、０．００５％以下とした理由は、母材、溶接部の低
温靱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の低減はＭｎＳによる靱性の劣化を
防止する。好ましいＰ量は０．０１％以下である。
【００２６】Ｍｏは強度、靱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靱性上好ましくなく、そ
の上限は０．６０％である。
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靱性上好ましくなく、そ
の上限は０．６０％である。
【００２７】Ｔｉは炭窒化物を形成してＨＡＺ靱性を向
上させる。Ａｌ量が少ない場合、Ｔｉの酸化物を形成し
てＨＡＺ靱性を向上させるが、０．００５％未満では効
果がなく、０．０２５％を超えるとＨＡＺ靱性に好まし
くない影響があるため、０．００５〜０．０２５％に限
定する。
上させる。Ａｌ量が少ない場合、Ｔｉの酸化物を形成し
てＨＡＺ靱性を向上させるが、０．００５％未満では効
果がなく、０．０２５％を超えるとＨＡＺ靱性に好まし
くない影響があるため、０．００５〜０．０２５％に限
定する。
【００２８】Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であ
るが、Ｓｉ及びＴｉによっても脱酸は行われるので下限
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、溶接部の靱性が劣化するので、上限を０．
０６％とした。
るが、Ｓｉ及びＴｉによっても脱酸は行われるので下限
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、溶接部の靱性が劣化するので、上限を０．
０６％とした。
【００２９】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靱性の劣化や連続鋳造スラブの表面キズの発生
等を助長するので、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靱性の劣化や連続鋳造スラブの表面キズの発生
等を助長するので、その上限を０．０１２％とした。
【００３０】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、Ｃｕ、Ｃｒ、
Ｃａを選択的に添加すると強度、靱性の向上についてさ
らに好ましい結果が得られる。
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、Ｃｕ、Ｃｒ、
Ｃａを選択的に添加すると強度、靱性の向上についてさ
らに好ましい結果が得られる。
【００３１】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靱性に好ましくない影響がある。
る。０．００５％以下では効果が少なく、０．０５％を
超えるとＨＡＺ靱性に好ましくない影響がある。
【００３２】Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼ
すことなく母材の強度、靱性を向上させるが、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、０．０５〜１．０％とし
た。
すことなく母材の強度、靱性を向上させるが、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、０．０５〜１．０％とし
た。
【００３３】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割れが発生して製造が困難になり、
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割れが発生して製造が困難になり、
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。
【００３４】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靱性を著しく劣化させるので、その上限
を０．７％とした。
で、その下限を０．０５％とした。しかし、多すぎると
溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化させるので、その上限
を０．７％とした。
【００３５】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、低温靱性を向上
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、鋼の靱
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。更に、本発明では、溶接性向上
のため、前記Ｐｃｍを０．２２２以下に規制している。
シャルピー吸収エネルギーを増加させ、低温靱性を向上
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、鋼の靱
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。更に、本発明では、溶接性向上
のため、前記Ｐｃｍを０．２２２以下に規制している。
【００３６】
【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、靱性、溶接性（ｙスリット割れ
性、硬さ）などを調査した。
を製造し、その強度、靱性、溶接性（ｙスリット割れ
性、硬さ）などを調査した。
【００３７】表１，２に本発明例１〜９、比較例１０〜
１８の化学成分を、表３，４に鋼板製造条件とその機械
的性質、溶接性を示す。
１８の化学成分を、表３，４に鋼板製造条件とその機械
的性質、溶接性を示す。
【００３８】
【表１】 ＊印は比較条件を示す。
【００３９】
【表２】 ＊印は比較条件を示す。 *1) Ceq=C+Si/24+Mn/6+Ni
/40+Cr/5+Mo/4+V/14 *2) Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10
+5B
/40+Cr/5+Mo/4+V/14 *2) Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10
+5B
【００４０】
【表３】 ＊印は比較条件を示す。
【００４１】
【表４】
【００４２】本発明例１〜９は母材の強度、靱性ならび
に溶接性がバランスよく達成できている。これに対し、
比較例１０ではＶ量が不足しているため、強度不足とな
っている。比較例１１はＣ量が低く、強度不足となって
いる。比較例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。比較例１３ではＭｏ量が低く、強度
不足となっている。比較例１４では直接焼入（ＤＱ）に
代え、オフラインの再加熱焼入（ＲＱ）を適用している
ため、Ｖの活用が十分に図れず強度不足となっている。
比較例１５では直接焼入時の焼入開始温度が７２８℃と
低くなり、フェライトが析出したため強度が不足してい
る。比較例１６では１０００℃以下の累積圧下量が４４
％と小さいため、結晶粒の微細化が不十分で母材の靱性
が悪い。比較例１７ではスラブの再加熱温度が低いため
Ｖが十分に固溶せず、強度向上効果が十分には得られて
いない。比較例１８では逆に再加熱温度が１２７０℃と
高く、結晶粒の微細化が十分には行えないため、、母材
靱性が不良である。
に溶接性がバランスよく達成できている。これに対し、
比較例１０ではＶ量が不足しているため、強度不足とな
っている。比較例１１はＣ量が低く、強度不足となって
いる。比較例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。比較例１３ではＭｏ量が低く、強度
不足となっている。比較例１４では直接焼入（ＤＱ）に
代え、オフラインの再加熱焼入（ＲＱ）を適用している
ため、Ｖの活用が十分に図れず強度不足となっている。
比較例１５では直接焼入時の焼入開始温度が７２８℃と
低くなり、フェライトが析出したため強度が不足してい
る。比較例１６では１０００℃以下の累積圧下量が４４
％と小さいため、結晶粒の微細化が不十分で母材の靱性
が悪い。比較例１７ではスラブの再加熱温度が低いため
Ｖが十分に固溶せず、強度向上効果が十分には得られて
いない。比較例１８では逆に再加熱温度が１２７０℃と
高く、結晶粒の微細化が十分には行えないため、、母材
靱性が不良である。
【００４３】
【発明の効果】本発明の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、耐ＳＳＣ性に
優れた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、圧力容器、建設機械、建
築、橋梁の安全性を大きく高めることができる。
鋼、ホットコイルなどの鋼材は、溶接性、耐ＳＳＣ性に
優れた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、圧力容器、建設機械、建
築、橋梁の安全性を大きく高めることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭52−133819（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−136622（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−127814（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−235218（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (3)
- 【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 ：０．１５０超〜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り、実
質的にＢを含有せず、且つ、以下で求められるＰｃｍが
０．２２２以下である鋼を１０００〜１２５０℃の温度
範囲に再加熱して、１０００℃以下の累積圧下量が５０
％以上になるように圧延を行った後、７５０℃以上の温
度から直ちに常温まで焼き入れし、４５０℃〜Ａc1変態
点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８０ｋｇｆ／ｍｍ2級高張力鋼の製造法。 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ - 【請求項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 ：０．１５０超〜０．６５％、 Ｔｉ：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％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなり、実質的にＢを含有せず、且つ、以下
で求められるＰｃｍが０．２２２以下である鋼を１００
０〜１２５０℃の温度範囲に再加熱して、１０００℃以
下の累積圧下量が５０％以上になるように圧延を行った
後、７５０℃以上の温度から直ちに常温まで焼き入れ
し、４５０℃〜Ａc1変態点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８０ｋｇｆ／ｍｍ2級高
張力鋼の製造法。 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０ ＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ - 【請求項３】 前記鋼が、重量比で、さらに、 Ｃａ：０．００１〜０．００６％ を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶
接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ 2 級高張力鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03579892A JP3208495B2 (ja) | 1992-01-28 | 1992-01-28 | 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03579892A JP3208495B2 (ja) | 1992-01-28 | 1992-01-28 | 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05209222A JPH05209222A (ja) | 1993-08-20 |
| JP3208495B2 true JP3208495B2 (ja) | 2001-09-10 |
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ID=12451939
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|---|---|---|---|
| JP03579892A Expired - Lifetime JP3208495B2 (ja) | 1992-01-28 | 1992-01-28 | 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3208495B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010516895A (ja) * | 2007-10-26 | 2010-05-20 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-01-28 JP JP03579892A patent/JP3208495B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010516895A (ja) * | 2007-10-26 | 2010-05-20 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 降伏強さ８００ＭＰａ級の低溶接割れ感受性鋼板およびその製造方法 |
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|---|---|
| JPH05209222A (ja) | 1993-08-20 |
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