JPH04333516A - 溶接性の優れた厚手８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接性の優れた厚手８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法Info
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- JPH04333516A JPH04333516A JP4809791A JP4809791A JPH04333516A JP H04333516 A JPH04333516 A JP H04333516A JP 4809791 A JP4809791 A JP 4809791A JP 4809791 A JP4809791 A JP 4809791A JP H04333516 A JPH04333516 A JP H04333516A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接性の優れた厚手８０
ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法に関するものであ
る。
ｋｇｆ／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】従来の８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼
（以下ＨＴ８０）の殆どはＢ添加鋼を焼入れ焼戻処理す
ることにより製造していた。しかし、Ｂ添加ＨＴ８０は
溶接性がＨＴ６０に比較して著しく劣っていた。このた
め、溶接施工時には溶接割れ防止のため２００℃程度の
予熱（溶接時に鋼板の温度を一定の温度に保つ）が必要
とされ、施工能率の著しい低下を招いていた。このよう
なＢ添加ＨＴ８０の欠点を改良するため最近、特開平２
−１２９３１７号公報のようなＢ無添加ＨＴ８０が発明
されている。しかしながら、この製造法では、鋼成分の
焼入性が不十分なため、圧延後の焼入処理で微細なミク
ロ組織を得ることはできない。この発明鋼の特徴は圧延
でオーステナイト粒の細粒化を図る方法が用いられてい
るが、鋼板の板厚が厚い場合は靭性確保が困難である。 このため、発明の実施例でも板厚５０ｍｍが最も厚い板
厚であった。最近の鋼構造物はより巨大化の傾向を強め
つつあり、良溶接性の高強度でしかも板厚が厚い鋼板の
研究開発が強く望まれていた。
（以下ＨＴ８０）の殆どはＢ添加鋼を焼入れ焼戻処理す
ることにより製造していた。しかし、Ｂ添加ＨＴ８０は
溶接性がＨＴ６０に比較して著しく劣っていた。このた
め、溶接施工時には溶接割れ防止のため２００℃程度の
予熱（溶接時に鋼板の温度を一定の温度に保つ）が必要
とされ、施工能率の著しい低下を招いていた。このよう
なＢ添加ＨＴ８０の欠点を改良するため最近、特開平２
−１２９３１７号公報のようなＢ無添加ＨＴ８０が発明
されている。しかしながら、この製造法では、鋼成分の
焼入性が不十分なため、圧延後の焼入処理で微細なミク
ロ組織を得ることはできない。この発明鋼の特徴は圧延
でオーステナイト粒の細粒化を図る方法が用いられてい
るが、鋼板の板厚が厚い場合は靭性確保が困難である。 このため、発明の実施例でも板厚５０ｍｍが最も厚い板
厚であった。最近の鋼構造物はより巨大化の傾向を強め
つつあり、良溶接性の高強度でしかも板厚が厚い鋼板の
研究開発が強く望まれていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は溶接性が優れ
た厚手ＨＴ８０の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は母材の強度、靭性に
優れ、しかも通常の溶接条件では、溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）の硬化が少なく、溶接施工時の予熱の軽減が可能で
ある。
た厚手ＨＴ８０の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は母材の強度、靭性に
優れ、しかも通常の溶接条件では、溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）の硬化が少なく、溶接施工時の予熱の軽減が可能で
ある。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は重量比で
、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．
００８％以下、Ｃｕ：０．９〜１．８％、Ｎｉ：０．３
〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０３０％、Ｖ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ
：０．００１５〜０．００６０％、さらに必要によりＣ
ｒ：０．０５〜０．４％、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５０％の１種または２種を含有し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ
／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／
２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％
以下を満足し、残部が鉄及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
度範囲に再加熱して、１０５０℃以下の累積圧下量が２
０％以上になるように圧延を行ない、つぎに常温まで空
冷するか、もしくは圧延後８００℃以上の温度から常温
まで焼入れするかした鋼板を熱処理炉で８５０℃〜９５
０℃に再加熱して、その後８３０℃以上の温度から焼入
れ、ついで７００℃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厚手８０ｋｇｆ／ｍ
ｍ２ 級高張力鋼の製造法である。
、Ｃ：０．０４〜０．０８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．
００８％以下、Ｃｕ：０．９〜１．８％、Ｎｉ：０．３
〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０３０％、Ｖ：０．０２〜０．０８％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ
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ｒ：０．０５〜０．４％、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０５０％の１種または２種を含有し、Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ
／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／
２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（％）が０．２８％
以下を満足し、残部が鉄及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
度範囲に再加熱して、１０５０℃以下の累積圧下量が２
０％以上になるように圧延を行ない、つぎに常温まで空
冷するか、もしくは圧延後８００℃以上の温度から常温
まで焼入れするかした鋼板を熱処理炉で８５０℃〜９５
０℃に再加熱して、その後８３０℃以上の温度から焼入
れ、ついで７００℃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厚手８０ｋｇｆ／ｍ
ｍ２ 級高張力鋼の製造法である。
【０００５】
【作用】以下本発明について詳細に説明する。発明者ら
の研究によれば板厚７５ｍｍ以上の従来厚手ＨＴ８０の
鋼成分は母材の強度や靭性を確保する必要性からＢ添加
系が基本であった。しかしながら、Ｂ添加のＨＴ８０は
溶接性が著しく悪く、このため、ＨＴ６０等の鋼と比較
すると溶接施工能率の低下が大きく、その改善が求めら
れていた。また、特開平２−１２９３１７号公報の発明
鋼では、溶接性は大きく改善されているが、鋼の焼入性
が低いため７５ｍｍ以上の厚鋼板の製造は困難であった
。
の研究によれば板厚７５ｍｍ以上の従来厚手ＨＴ８０の
鋼成分は母材の強度や靭性を確保する必要性からＢ添加
系が基本であった。しかしながら、Ｂ添加のＨＴ８０は
溶接性が著しく悪く、このため、ＨＴ６０等の鋼と比較
すると溶接施工能率の低下が大きく、その改善が求めら
れていた。また、特開平２−１２９３１７号公報の発明
鋼では、溶接性は大きく改善されているが、鋼の焼入性
が低いため７５ｍｍ以上の厚鋼板の製造は困難であった
。
【０００６】発明者らはＢ添加鋼の母材強度、靭性と前
記発明鋼の良溶接性を兼ね備えた鋼の開発の可能性につ
いて鋭意検討し、良溶接性の厚手ＨＴ８０を発明するこ
とができた。本発明では、１）良溶接性確保のためＣ量
とＢ量を無添加とし、鋼成分のＰｃｍ値を０．２８％以
下に抑える、２）母材強度確保のためＣｕとＶの析出硬
化を利用、３）母材靭性確保のため、まず圧延による細
粒化が必要でこのため、１０５０℃以下の圧下量が２０
％以上必要である（好ましい範囲３０〜７０％）。
記発明鋼の良溶接性を兼ね備えた鋼の開発の可能性につ
いて鋭意検討し、良溶接性の厚手ＨＴ８０を発明するこ
とができた。本発明では、１）良溶接性確保のためＣ量
とＢ量を無添加とし、鋼成分のＰｃｍ値を０．２８％以
下に抑える、２）母材強度確保のためＣｕとＶの析出硬
化を利用、３）母材靭性確保のため、まず圧延による細
粒化が必要でこのため、１０５０℃以下の圧下量が２０
％以上必要である（好ましい範囲３０〜７０％）。
【０００７】さらに、圧延後（空冷、焼入れのどちらの
処理も含まれる）細粒化を徹底するためオーステナイト
域直上に再加熱し、変態によるオーステナイトの細粒化
をはかる方法を見いだした。しかもこの場合微量のＮｂ
が細粒化に極めて大きな硬化があることをつきとめた。 即ち、本発明鋼を１０００℃〜１２５０℃の範囲に加熱
して含有Ｎｂを完全に固溶させ、その後の圧延工程で微
細に析出させることによりオーステナイト粒径の粗大化
を抑制させることである。しかしながら、再加熱温度が
適切でなければこの効果は失われる。このため再加熱温
度の下限は８５０℃、上限は９５０℃に限定する必要が
ある。８５０℃は再加熱によりオーステナイト化するた
めの下限温度である。また、９５０℃超の温度では、た
とえＮｂを微細析出させたとしてもオーステナイト粒径
の粗大化を抑制できないため上限とした。なお、上記再
加熱処理する前の鋼板は、圧延後常温まで空冷したもの
あるいは圧延後８００℃以上から常温まで冷却して焼入
れしたものいずれでもよい。
処理も含まれる）細粒化を徹底するためオーステナイト
域直上に再加熱し、変態によるオーステナイトの細粒化
をはかる方法を見いだした。しかもこの場合微量のＮｂ
が細粒化に極めて大きな硬化があることをつきとめた。 即ち、本発明鋼を１０００℃〜１２５０℃の範囲に加熱
して含有Ｎｂを完全に固溶させ、その後の圧延工程で微
細に析出させることによりオーステナイト粒径の粗大化
を抑制させることである。しかしながら、再加熱温度が
適切でなければこの効果は失われる。このため再加熱温
度の下限は８５０℃、上限は９５０℃に限定する必要が
ある。８５０℃は再加熱によりオーステナイト化するた
めの下限温度である。また、９５０℃超の温度では、た
とえＮｂを微細析出させたとしてもオーステナイト粒径
の粗大化を抑制できないため上限とした。なお、上記再
加熱処理する前の鋼板は、圧延後常温まで空冷したもの
あるいは圧延後８００℃以上から常温まで冷却して焼入
れしたものいずれでもよい。
【０００８】本発明の主要な点について述べたが、優れ
た溶接性を有する厚手ＨＴ８０とするためには基本成分
を適正範囲に制御する必要がある。以下この点について
説明する。
た溶接性を有する厚手ＨＴ８０とするためには基本成分
を適正範囲に制御する必要がある。以下この点について
説明する。
【０００９】Ｃの下限０．０４％は母材および溶接部の
強度確保ならびにＶ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劣化を招くため
上限を０．０８％とした。
強度確保ならびにＶ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劣化を招くため
上限を０．０８％とした。
【００１０】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。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量が多すぎると焼入性が
増加して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、その上
限を１．５％とした。
を劣化させるため、上限を０．５％とした。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量が多すぎると焼入性が
増加して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるため、その上
限を１．５％とした。
【００１１】本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓの上
限を０．０２％，０．００８％とした理由は母材、ＨＡ
Ｚ靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は
焼戻時の粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる
靭性の劣化を防止するためである。
限を０．０２％，０．００８％とした理由は母材、ＨＡ
Ｚ靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は
焼戻時の粒界破壊を防止し、Ｓ量の低減はＭｎＳによる
靭性の劣化を防止するためである。
【００１２】Ｃｕは溶接性の劣化を少なく抑えて母材強
度を確保するため重要な元素である。しかしながら、１
．８％を超える添加量ではＨＡＺ靭性を損なうので上限
を１．８％とした。また、成分中のＣ量を低く抑えてい
るので、強度を確保するためＣｕ量の下限は０．９％と
した。
度を確保するため重要な元素である。しかしながら、１
．８％を超える添加量ではＨＡＺ靭性を損なうので上限
を１．８％とした。また、成分中のＣ量を低く抑えてい
るので、強度を確保するためＣｕ量の下限は０．９％と
した。
【００１３】Ｎｉは溶接性に悪影響が少なく強度、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。また０．３％未満では、その効
果が少ないため下限を０．３％とした。Ｍｏは母材の強
度、靭性をともに向上させる元素で、０．３％以上が必
須である。しかし多すぎると溶接性を劣化させるため、
その上限を０．７％とした。Ｎｂは母材の靭性を確保す
るため重要な元素であり、０．００５％が下限である。 また、添加量が多すぎると母材靭性を劣化させるばかり
でなくＨＡＺ靭性も劣化させるので、上限を０．０３０
％とした。
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。また０．３％未満では、その効
果が少ないため下限を０．３％とした。Ｍｏは母材の強
度、靭性をともに向上させる元素で、０．３％以上が必
須である。しかし多すぎると溶接性を劣化させるため、
その上限を０．７％とした。Ｎｂは母材の靭性を確保す
るため重要な元素であり、０．００５％が下限である。 また、添加量が多すぎると母材靭性を劣化させるばかり
でなくＨＡＺ靭性も劣化させるので、上限を０．０３０
％とした。
【００１４】Ｖは母材の強度を確保するため重要であり
、０．０２％が下限である。また、０．０８％を超える
とＨＡＺ靭性を損なうため０．０８％を上限とした。 ＴｉはＡｌ量が少ないときＯと結合してＴｉ２ Ｏ３
を主成分とする酸化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させ
る。 また、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、再加熱時のオース
テナイト粒の粗大化を抑制、圧延後の組織の微細化に効
果を発揮する。これらの効果を得るためには最低０．０
０５％必要である。しかし、多すぎるとＴｉＣを形成し
て母材靭性やＨＡＺ靭性を害するため、上限を０．０２
％とした。
、０．０２％が下限である。また、０．０８％を超える
とＨＡＺ靭性を損なうため０．０８％を上限とした。 ＴｉはＡｌ量が少ないときＯと結合してＴｉ２ Ｏ３
を主成分とする酸化物を形成してＨＡＺ靭性を向上させ
る。 また、Ｎと結合してＴｉＮを形成し、再加熱時のオース
テナイト粒の粗大化を抑制、圧延後の組織の微細化に効
果を発揮する。これらの効果を得るためには最低０．０
０５％必要である。しかし、多すぎるとＴｉＣを形成し
て母材靭性やＨＡＺ靭性を害するため、上限を０．０２
％とした。
【００１５】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、そ
の下限は限定しない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の
清浄性が悪くなるばかりでなく、この鋼を使用して溶接
した溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％と
した。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靭性を向上
させ、またＴｉＮを形成して前述のようなＨＴ８０の性
質を高める。しかしこのため、最低０．００１５％の添
加が必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭
性に有害なため、上限を０．００６０％とした。
あるが、脱酸はＳｉまたはＴｉだけでも十分であり、そ
の下限は限定しない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の
清浄性が悪くなるばかりでなく、この鋼を使用して溶接
した溶接金属の靭性が劣化するので上限を０．０６％と
した。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靭性を向上
させ、またＴｉＮを形成して前述のようなＨＴ８０の性
質を高める。しかしこのため、最低０．００１５％の添
加が必要である。しかしながら、Ｎ量の増加はＨＡＺ靭
性に有害なため、上限を０．００６０％とした。
【００１６】つぎに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
する目的は本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭
性の向上を図るためである。Ｃｒは母材、溶接部の強度
を高めるが、多すぎると溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣
化させる。このためその上下限をそれぞれ０．０５％，
０．０４％とした。Ｃａは硫化物の形態を制御し、母材
靭性を向上させる。しかし、Ｃａ量が０．０００５％以
下では実用上効果がなく、また０．００５％を超えると
ＣａＯ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、靭
性を低下させる。このため添加量の上下限をそれぞれ０
．００５％，０．００５％とした。
説明する。基本となる成分にさらにこれらの元素を添加
する目的は本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭
性の向上を図るためである。Ｃｒは母材、溶接部の強度
を高めるが、多すぎると溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣
化させる。このためその上下限をそれぞれ０．０５％，
０．０４％とした。Ｃａは硫化物の形態を制御し、母材
靭性を向上させる。しかし、Ｃａ量が０．０００５％以
下では実用上効果がなく、また０．００５％を超えると
ＣａＯ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物となり、靭
性を低下させる。このため添加量の上下限をそれぞれ０
．００５％，０．００５％とした。
【００１７】前に述べたが、限定された微量Ｎｂ含有鋼
を８５０〜９５０℃に再加熱して焼入れし、その後焼戻
処理する事により強度・靭性、溶接性の優れた厚手ＨＴ
８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 鋼板の製造が可能となった。
を８５０〜９５０℃に再加熱して焼入れし、その後焼戻
処理する事により強度・靭性、溶接性の優れた厚手ＨＴ
８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 鋼板の製造が可能となった。
【００１８】
【実施例】転炉−連続鋳造−板厚及び熱処理工程で種々
の鋼板を製造し、母材の強度、靭性、小入熱の溶接条件
（手溶接の標準条件）でのＨＡＺ硬さの測定等の調査を
実施した。
の鋼板を製造し、母材の強度、靭性、小入熱の溶接条件
（手溶接の標準条件）でのＨＡＺ硬さの測定等の調査を
実施した。
【００１９】表１に発明鋼と比較鋼の化学成分を、表２
に鋼板の製造プロセスと母材の強度、靭性、及び標準溶
接条件のＨＡＺ硬さの測定結果を示す。
に鋼板の製造プロセスと母材の強度、靭性、及び標準溶
接条件のＨＡＺ硬さの測定結果を示す。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【表３】
【００２３】
【表４】
【００２４】表１の鋼１〜１０に本発明鋼の化学成分を
、鋼１０〜２０に比較鋼の化学成分を示す。また、表２
の鋼１〜１０に本発明鋼の、鋼１１〜２０に比較鋼につ
いての母材強度、靭性および標準溶接条件でのＨＡＺ硬
さの測定結果を示す。
、鋼１０〜２０に比較鋼の化学成分を示す。また、表２
の鋼１〜１０に本発明鋼の、鋼１１〜２０に比較鋼につ
いての母材強度、靭性および標準溶接条件でのＨＡＺ硬
さの測定結果を示す。
【００２５】本発明鋼はＰｃｍ値を０．２８％以下に制
御しており、このため、標準溶接入熱１７ｋＪ／ｃｍの
条件ではＨＡＺ硬さの最高値は３２５以下であった。さ
らに、母材の強度、靭性ともＨＴ８０として十分な特性
であった。
御しており、このため、標準溶接入熱１７ｋＪ／ｃｍの
条件ではＨＡＺ硬さの最高値は３２５以下であった。さ
らに、母材の強度、靭性ともＨＴ８０として十分な特性
であった。
【００２６】これに対し、比較鋼の鋼１１では母材の特
性は十分であるが、Ｃ添加量が高く、Ｐｃｍも０．２８
％を超えるためＨＡＺ硬さがＨｖ３８２と高く、溶接性
が不十分であった。また比較鋼１２，１４，１６では、
母材強度は十分であったが、Ｃ添加量やＰｃｍが高く、
製造プロセスもＤＱであるため母材靭性、溶接性が不十
分であった。比較鋼１３では、Ｃは高いがＮｂが添加さ
れていないため、母材強度が不足し、溶接性も不十分で
あった。比較鋼１５では、Ｃは高いが、Ｖが添加されて
おらず母材強度が不足し、溶接性も不十分であった。さ
らに、比較鋼１７では、Ｃｕ量が不足なため、比較鋼１
８では、Ｍｏ量が不足なため、比較鋼１９では、Ｃ量が
不足なため、比較鋼２０では、Ｖが無添加なため、溶接
性は良好であるが母材の強度が不十分であった。
性は十分であるが、Ｃ添加量が高く、Ｐｃｍも０．２８
％を超えるためＨＡＺ硬さがＨｖ３８２と高く、溶接性
が不十分であった。また比較鋼１２，１４，１６では、
母材強度は十分であったが、Ｃ添加量やＰｃｍが高く、
製造プロセスもＤＱであるため母材靭性、溶接性が不十
分であった。比較鋼１３では、Ｃは高いがＮｂが添加さ
れていないため、母材強度が不足し、溶接性も不十分で
あった。比較鋼１５では、Ｃは高いが、Ｖが添加されて
おらず母材強度が不足し、溶接性も不十分であった。さ
らに、比較鋼１７では、Ｃｕ量が不足なため、比較鋼１
８では、Ｍｏ量が不足なため、比較鋼１９では、Ｃ量が
不足なため、比較鋼２０では、Ｖが無添加なため、溶接
性は良好であるが母材の強度が不十分であった。
【００２７】
【発明の効果】本発明により、母材強度、靭性及び溶接
性の優れた板厚８０ｍｍ以上の厚手ＨＴ８０の製造が可
能となった。
性の優れた板厚８０ｍｍ以上の厚手ＨＴ８０の製造が可
能となった。
【００２８】従来のＨＴ８０に比較し、溶接施工能率の
大幅な改善や、構造物の安全性が著しく向上することが
期待できる。従って本発明の方法で製造した厚鋼板は建
築構造物、圧力容器、海洋構造物など厳しい環境下で使
用される溶接構造物に用いることができる。
大幅な改善や、構造物の安全性が著しく向上することが
期待できる。従って本発明の方法で製造した厚鋼板は建
築構造物、圧力容器、海洋構造物など厳しい環境下で使
用される溶接構造物に用いることができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比で、 Ｃ：０．０４〜０．０８％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．８〜１．５％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．００８％以下、 Ｃｕ：０．９〜１．８％、 Ｎｉ：０．３〜２．０％、 Ｍｏ：０．３〜０．７％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、 Ｖ：０．０２〜０．０８％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ：０．００１５〜０．００６０％、 Ｐｃｍ＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎ
ｉ／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋５Ｂ（
％）が０．２８％以下、 残部が鉄及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℃の温度範囲に再加熱
して、１０５０℃以下の累積圧下量が２０％以上になる
ように圧延を行ない、つぎに常温まで空冷するか、もし
くは圧延後８００℃以上の温度から常温まで焼入れする
かした鋼板を熱処理炉で８５０℃〜９５０℃に再加熱し
て、その後８３０℃以上の温度から焼入れ、ついで７０
０℃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厚手８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力
鋼の製造法。 - 【請求項２】 重量比で、 Ｃｒ：０．０５〜０．４％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ の１種または２種を含有する請求項１記載の溶接性の優
れた厚手８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4809791A JP2500948B2 (ja) | 1991-03-13 | 1991-03-13 | 溶接性の優れた厚手８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4809791A JP2500948B2 (ja) | 1991-03-13 | 1991-03-13 | 溶接性の優れた厚手８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04333516A true JPH04333516A (ja) | 1992-11-20 |
| JP2500948B2 JP2500948B2 (ja) | 1996-05-29 |
Family
ID=12793812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4809791A Expired - Lifetime JP2500948B2 (ja) | 1991-03-13 | 1991-03-13 | 溶接性の優れた厚手８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2500948B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05105946A (ja) * | 1991-10-14 | 1993-04-27 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた低降伏比高張力鋼の製造法 |
| WO2000008221A1 (fr) * | 1998-08-05 | 2000-02-17 | Nippon Steel Corporation | Acier lamine ayant un excellent comportement aux intemperies et une excellente resistance a la fatigue et procede de production de cet acier |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE10260983C5 (de) | 2002-12-18 | 2009-07-30 | Südzucker AG Mannheim/Ochsenfurt | Gewinnung von Inhaltsstoffen aus biologischem Material |
-
1991
- 1991-03-13 JP JP4809791A patent/JP2500948B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05105946A (ja) * | 1991-10-14 | 1993-04-27 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた低降伏比高張力鋼の製造法 |
| WO2000008221A1 (fr) * | 1998-08-05 | 2000-02-17 | Nippon Steel Corporation | Acier lamine ayant un excellent comportement aux intemperies et une excellente resistance a la fatigue et procede de production de cet acier |
| EP1026276A1 (en) * | 1998-08-05 | 2000-08-09 | Nippon Steel Corporation | Rolled steel product excellent in weatherability and fatigue resisting characteristic and method of production thereof |
| US6258181B1 (en) | 1998-08-05 | 2001-07-10 | Nippon Steel Corporation | Structural steel excellent in wear resistance and fatigue resistance property and method of producing the same |
| KR100361472B1 (ko) * | 1998-08-05 | 2002-11-23 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 내마모성과 내피로특성이 우수한 구조용 강 및 그 제조 방법 |
| EP1026276A4 (en) * | 1998-08-05 | 2005-03-09 | Nippon Steel Corp | LAMINATED STEEL HAVING EXCELLENT WEATHER BEHAVIOR AND EXCELLENT FATIGUE RESISTANCE AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2500948B2 (ja) | 1996-05-29 |
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