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 |
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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)
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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
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