JPH05163527A - 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性に優れた高張力鋼の製造方法Info
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- JPH05163527A JPH05163527A JP3351211A JP35121191A JPH05163527A JP H05163527 A JPH05163527 A JP H05163527A JP 3351211 A JP3351211 A JP 3351211A JP 35121191 A JP35121191 A JP 35121191A JP H05163527 A JPH05163527 A JP H05163527A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、低降伏比・高溶接性、さらにエレ
クトロスラグ溶接のような大入熱溶接時の靱性を向上し
た極厚の７８０ＭＰａ級高張力鋼を提供するものであ
る。 【構成】 Ｃｕの析出硬化を利用して、炭素当量を低く
して溶接性を向上させる。また低Ｃ、低Ｓｉとし、Ｔ
ｉ，Ｎ，Ｂを添加してＨＡＺの細粒化、粒界フェライト
の抑制、マルテンサイトを抑制して継手靱性を向上。上
記成分の鋼をＤＱ処理した後、８００℃近傍でＬ処理
後、時効熱処理を行って、強度上昇と降伏比低減を達成
した。
クトロスラグ溶接のような大入熱溶接時の靱性を向上し
た極厚の７８０ＭＰａ級高張力鋼を提供するものであ
る。 【構成】 Ｃｕの析出硬化を利用して、炭素当量を低く
して溶接性を向上させる。また低Ｃ、低Ｓｉとし、Ｔ
ｉ，Ｎ，Ｂを添加してＨＡＺの細粒化、粒界フェライト
の抑制、マルテンサイトを抑制して継手靱性を向上。上
記成分の鋼をＤＱ処理した後、８００℃近傍でＬ処理
後、時効熱処理を行って、強度上昇と降伏比低減を達成
した。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接性に優れた建築用
高張力鋼の製造方法に係り、降伏比を低下し、さらにエ
レクトロスラグ溶接などの大入熱溶接時の溶接熱影響部
（以下ＨＡＺ）靱性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼
（以下ＨＴ−８０）の製造方法に関する。
高張力鋼の製造方法に係り、降伏比を低下し、さらにエ
レクトロスラグ溶接などの大入熱溶接時の溶接熱影響部
（以下ＨＡＺ）靱性に優れた７８０ＭＰａ級高張力鋼
（以下ＨＴ−８０）の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】建築構造物は高層化されており、５８０
ＭＰａ級高張力鋼はすでに実用化されているが、近い将
来さらに高強度の極厚材が使用されることは必至と考え
られる。しかし現状のＨＴ−８０では降伏比が高いこ
と、仮付けなどの小入熱溶接時に予熱が必要なこと、
エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接時のＨＡＺ靱
性が劣ることなどの問題がある。また、本発明者等は、
特開昭６２−１４２７２３号公報に示すように高張力鋼
の製造手段を検討し、低Ｃにして且つ、焼入れ性の指標
となる成分による焼入臨界直径Ｄｉを３５〜６５とした
成分系で、冷間曲げ加工を行った時に生じる加工硬化
と、その後の時効熱処理によって生じる時効硬化とを利
用して７８０ＭＰａ以上の強度確保を行うことを可能と
し、これによって溶接ボンド部靱性を従来のＨＴ−８０
に比べて格段に改善した。しかし、上記発明は冷間加
工を伴ってＨＴ−８０としていること、降伏比が高い
こと、ＨＡＺ靱性に対してもエレクトロスラグ溶接の
ような大入熱まで考えられていないことなどからさらに
改良が必要である。
ＭＰａ級高張力鋼はすでに実用化されているが、近い将
来さらに高強度の極厚材が使用されることは必至と考え
られる。しかし現状のＨＴ−８０では降伏比が高いこ
と、仮付けなどの小入熱溶接時に予熱が必要なこと、
エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接時のＨＡＺ靱
性が劣ることなどの問題がある。また、本発明者等は、
特開昭６２−１４２７２３号公報に示すように高張力鋼
の製造手段を検討し、低Ｃにして且つ、焼入れ性の指標
となる成分による焼入臨界直径Ｄｉを３５〜６５とした
成分系で、冷間曲げ加工を行った時に生じる加工硬化
と、その後の時効熱処理によって生じる時効硬化とを利
用して７８０ＭＰａ以上の強度確保を行うことを可能と
し、これによって溶接ボンド部靱性を従来のＨＴ−８０
に比べて格段に改善した。しかし、上記発明は冷間加
工を伴ってＨＴ−８０としていること、降伏比が高い
こと、ＨＡＺ靱性に対してもエレクトロスラグ溶接の
ような大入熱まで考えられていないことなどからさらに
改良が必要である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明はＨＴ−８０に
おいて、低降伏比でしかも溶接性及びエレクトロスラグ
溶接時のＨＡＺ靱性に優れた新規な高張力鋼の製造方法
を提供することを目的とするものである。
おいて、低降伏比でしかも溶接性及びエレクトロスラグ
溶接時のＨＡＺ靱性に優れた新規な高張力鋼の製造方法
を提供することを目的とするものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、先ず高張
力鋼の溶接性を５８０ＭＰａ級の溶接材料を用いた炭酸
ガス溶接で斜めｙ型溶接割れ試験で検討した結果、Ｐ＝
Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０を０．２０％以下
にしておけば、常温で割れが発生しないことをつきとめ
た。この結果Ｃｕ，Ｎｂの析出硬化を利用した高張力鋼
は低Ｐ値で強度を得ることができ、溶接性に優れたＨＴ
−８０を得ることができる。次にエレクトロスラグ溶接
時のＨＡＺ靱性について検討した。従来のＨＴ−８０で
はＨＡＺの組織が旧γ粒界に大きな初析フェライトを、
また粒内には島状マルテンサイトを伴った粗粒のアッパ
ーベイナイトとなって靱性が低下していることをつきと
めた。これに対し粒界フェライト抑制のためＢを添加
する。Ｔｉ及びＮを微量添加して旧γ粒を小さくす
る。さらに島状マルテンサイト組織を抑制するためＣ
及びＳｉ量を規制することによって改善することを見い
だした。また強度と低降伏比を両立するため鋼片の加熱
温度をＴｉＮが溶解しない範囲で高温にし、圧延後水冷
した後、再度７８０〜８３０℃に加熱水冷し、さらに５
００〜５５０℃に加熱して時効熱処理を行えば、両立が
可能なことをつきとめたことにある。
力鋼の溶接性を５８０ＭＰａ級の溶接材料を用いた炭酸
ガス溶接で斜めｙ型溶接割れ試験で検討した結果、Ｐ＝
Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０を０．２０％以下
にしておけば、常温で割れが発生しないことをつきとめ
た。この結果Ｃｕ，Ｎｂの析出硬化を利用した高張力鋼
は低Ｐ値で強度を得ることができ、溶接性に優れたＨＴ
−８０を得ることができる。次にエレクトロスラグ溶接
時のＨＡＺ靱性について検討した。従来のＨＴ−８０で
はＨＡＺの組織が旧γ粒界に大きな初析フェライトを、
また粒内には島状マルテンサイトを伴った粗粒のアッパ
ーベイナイトとなって靱性が低下していることをつきと
めた。これに対し粒界フェライト抑制のためＢを添加
する。Ｔｉ及びＮを微量添加して旧γ粒を小さくす
る。さらに島状マルテンサイト組織を抑制するためＣ
及びＳｉ量を規制することによって改善することを見い
だした。また強度と低降伏比を両立するため鋼片の加熱
温度をＴｉＮが溶解しない範囲で高温にし、圧延後水冷
した後、再度７８０〜８３０℃に加熱水冷し、さらに５
００〜５５０℃に加熱して時効熱処理を行えば、両立が
可能なことをつきとめたことにある。
【０００５】この結果上記３者を同時に満足できる新規
な高張力鋼の製造方法を確立した。すなわち、重量
（％）でＣ：０．０６〜０．１０％，Ｓｉ：０．１％以
下，Ｍｎ：０．８〜１．５％，Ｎｉ：０．５〜１．２
％，Ｃｕ：１．０〜２．０％，Ｃｒ：０．６％以下，Ｍ
ｏ：０．２〜０．５％，Ａｌ：０．０１〜０．０５％，
Ｎｂ：０．０２％以下，Ｖ：０．１％以下，Ｔｉ：０．
０３％以下，Ｂ：０．００２％以下，Ｎ：０．００４〜
０．００７％を含有し、しかもＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｖによる溶接性パラメーターＰが０．２０％以下を満足
し、その他不可避不純物からなる鋼片を１０００℃〜１
１５０℃に加熱し、圧延後水冷し、さらに７８０〜８３
０℃の温度に加熱してのち水冷し、さらに加熱温度５０
０〜５５０℃で時効熱処理を施すことを特徴とした溶接
性の優れた高張力鋼の製造方法である。 但し、Ｐ＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０
な高張力鋼の製造方法を確立した。すなわち、重量
（％）でＣ：０．０６〜０．１０％，Ｓｉ：０．１％以
下，Ｍｎ：０．８〜１．５％，Ｎｉ：０．５〜１．２
％，Ｃｕ：１．０〜２．０％，Ｃｒ：０．６％以下，Ｍ
ｏ：０．２〜０．５％，Ａｌ：０．０１〜０．０５％，
Ｎｂ：０．０２％以下，Ｖ：０．１％以下，Ｔｉ：０．
０３％以下，Ｂ：０．００２％以下，Ｎ：０．００４〜
０．００７％を含有し、しかもＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，
Ｖによる溶接性パラメーターＰが０．２０％以下を満足
し、その他不可避不純物からなる鋼片を１０００℃〜１
１５０℃に加熱し、圧延後水冷し、さらに７８０〜８３
０℃の温度に加熱してのち水冷し、さらに加熱温度５０
０〜５５０℃で時効熱処理を施すことを特徴とした溶接
性の優れた高張力鋼の製造方法である。 但し、Ｐ＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０
【０００６】
【作用】以下に本発明を詳細に説明する。先ず、溶接性
及びエレクトロスラグ溶接時のＨＡＺ靱性が優れている
ように、鋼材成分組成としてＣ：０．０６〜０．１０
％，Ｓｉ：０．１％以下，Ｍｎ：０．８〜１．５％，Ｎ
ｉ：０．５〜１．２％，Ｃｕ：１．０〜２．０％，Ｃ
ｒ：０．６％以下，Ｍｏ：０．２〜０．５％，Ａｌ：
０．０１〜０．０５％，Ｎｂ：０．０２％以下，Ｖ：
０．１％以下，Ｔｉ：０．０３％以下，Ｂ：０．００２
％以下，Ｎ：０．００４〜０．００７％を含有し、しか
もＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖによる溶接性パラメーター
Ｐが０．２０％以下を満足し、残部がＦｅからなる鋼を
対象とするものである。 但し、Ｐ＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０
及びエレクトロスラグ溶接時のＨＡＺ靱性が優れている
ように、鋼材成分組成としてＣ：０．０６〜０．１０
％，Ｓｉ：０．１％以下，Ｍｎ：０．８〜１．５％，Ｎ
ｉ：０．５〜１．２％，Ｃｕ：１．０〜２．０％，Ｃ
ｒ：０．６％以下，Ｍｏ：０．２〜０．５％，Ａｌ：
０．０１〜０．０５％，Ｎｂ：０．０２％以下，Ｖ：
０．１％以下，Ｔｉ：０．０３％以下，Ｂ：０．００２
％以下，Ｎ：０．００４〜０．００７％を含有し、しか
もＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖによる溶接性パラメーター
Ｐが０．２０％以下を満足し、残部がＦｅからなる鋼を
対象とするものである。 但し、Ｐ＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０
【０００７】本発明においてこのように化学成分を限定
したのは次の理由による。まずＣは０．０６％未満では
強度が得られない。また０．１０％超では溶接ＨＡＺ靱
性が低下するため、０．０６〜０．１０％とした。Ｓｉ
は製鋼時の脱酸元素として必要であるが、０．１％を超
えるとＨＡＺ靱性が低下するので０．１％以下とした。
Ｍｎは焼入れ性確保に有効な元素で、Ｃｕの時効硬化時
間を短時間に移行する特性も有しているため、時効硬化
を利用した鋼に有効であり、０．８％以上の添加が効果
的である。しかし、１．５％超の添加は溶接性及びＨＡ
Ｚ靱性が劣化するので０．８〜１．５％とした。
したのは次の理由による。まずＣは０．０６％未満では
強度が得られない。また０．１０％超では溶接ＨＡＺ靱
性が低下するため、０．０６〜０．１０％とした。Ｓｉ
は製鋼時の脱酸元素として必要であるが、０．１％を超
えるとＨＡＺ靱性が低下するので０．１％以下とした。
Ｍｎは焼入れ性確保に有効な元素で、Ｃｕの時効硬化時
間を短時間に移行する特性も有しているため、時効硬化
を利用した鋼に有効であり、０．８％以上の添加が効果
的である。しかし、１．５％超の添加は溶接性及びＨＡ
Ｚ靱性が劣化するので０．８〜１．５％とした。
【０００８】Ｎｉは母材及び溶接ボンド部靱性を向上さ
せるのに有効であるが、０．５％未満ではその効果は小
さく、一方、１．２％超含有しても、効果が飽和するこ
とからその上限を１．２％とした。Ｃｕは時効硬化の顕
著な元素で時効硬化を利用する鋼に有効であり、１．０
〜２．０％添加が最も効果的である。１．０％未満では
時効硬化が小さく、２．０％超では圧延時に割れを発生
することからその量を１．０〜２．０％とした。また、
Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を高め強度の増大に有効であり、
０．２％未満では十分な強度が得られない。また０．５
％超の添加は溶接性及びＨＡＺ靱性を低下させる。従っ
てその量を０．２〜０．５％とした。
せるのに有効であるが、０．５％未満ではその効果は小
さく、一方、１．２％超含有しても、効果が飽和するこ
とからその上限を１．２％とした。Ｃｕは時効硬化の顕
著な元素で時効硬化を利用する鋼に有効であり、１．０
〜２．０％添加が最も効果的である。１．０％未満では
時効硬化が小さく、２．０％超では圧延時に割れを発生
することからその量を１．０〜２．０％とした。また、
Ｍｏは焼戻し軟化抵抗を高め強度の増大に有効であり、
０．２％未満では十分な強度が得られない。また０．５
％超の添加は溶接性及びＨＡＺ靱性を低下させる。従っ
てその量を０．２〜０．５％とした。
【０００９】さらに、Ａｌは脱酸に有効であるのみでな
く、Ｎを固定してＡｌＮとなって結晶粒細粒化の役目も
果たす有効な合金元素であるため下限を０．０１％と
し、一方、０．０５％を超えて含有してもその効果が飽
和することから上限を０．０５％とした。ＮｂはＣｕと
同様時効硬化の顕著な元素であるが、０．０２％を超え
るとＨＡＺ靱性を低下させるので、０．０２％以下とし
た。ＶもＮｂと同様時効硬化の顕著な元素であるが、
０．１％を超えると溶接性及びＨＡＺ靱性を低下させる
ので０．１％以下とした。ＴｉはＮを固定する有効な元
素であり、ＴｉＮが溶接ＨＡＺ部においてγ粒微細化に
寄与してＨＡＺ部靱性を改善する。その量は０．０３％
で十分なため、上限を０．０３％とした。Ｂはごく微量
で鋼材の焼入性を向上し、またＨＡＺの旧γ粒界の粗大
フェライト生成を抑制してＨＡＺ靱性を向上させる。そ
の量は０．００２％で十分なので、上限を０．００２％
とした。さらに、Ｎは先に述べたＴｉと結合してＴｉＮ
となり、ＨＡＺ靱性向上に必須である。そのため０．０
０４％以上必要であるが、多いとＢと結合してＢの効果
を低減するので上限を０．００７％とした。
く、Ｎを固定してＡｌＮとなって結晶粒細粒化の役目も
果たす有効な合金元素であるため下限を０．０１％と
し、一方、０．０５％を超えて含有してもその効果が飽
和することから上限を０．０５％とした。ＮｂはＣｕと
同様時効硬化の顕著な元素であるが、０．０２％を超え
るとＨＡＺ靱性を低下させるので、０．０２％以下とし
た。ＶもＮｂと同様時効硬化の顕著な元素であるが、
０．１％を超えると溶接性及びＨＡＺ靱性を低下させる
ので０．１％以下とした。ＴｉはＮを固定する有効な元
素であり、ＴｉＮが溶接ＨＡＺ部においてγ粒微細化に
寄与してＨＡＺ部靱性を改善する。その量は０．０３％
で十分なため、上限を０．０３％とした。Ｂはごく微量
で鋼材の焼入性を向上し、またＨＡＺの旧γ粒界の粗大
フェライト生成を抑制してＨＡＺ靱性を向上させる。そ
の量は０．００２％で十分なので、上限を０．００２％
とした。さらに、Ｎは先に述べたＴｉと結合してＴｉＮ
となり、ＨＡＺ靱性向上に必須である。そのため０．０
０４％以上必要であるが、多いとＢと結合してＢの効果
を低減するので上限を０．００７％とした。
【００１０】以上が本発明の対象とする鋼の基本成分で
あるが、さらに本発明において溶接性を向上させるた
め、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖによる溶接性パラメータ
ーＰが０．２０％以下を満たすことを骨子の一つとして
いる。先にも述べたように５８０ＭＰａ級の溶接材料を
用いた炭酸ガス溶接で斜めｙ型溶接割れ試験で検討した
結果、Ｐ＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０を０．
２０％以下にしておけば、常温で割れが発生しないこと
から、Ｐ値の上限を０．２０％とした。
あるが、さらに本発明において溶接性を向上させるた
め、Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖによる溶接性パラメータ
ーＰが０．２０％以下を満たすことを骨子の一つとして
いる。先にも述べたように５８０ＭＰａ級の溶接材料を
用いた炭酸ガス溶接で斜めｙ型溶接割れ試験で検討した
結果、Ｐ＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０を０．
２０％以下にしておけば、常温で割れが発生しないこと
から、Ｐ値の上限を０．２０％とした。
【００１１】次に本発明による製造条件について述べる
と、前記成分の鋼片を１０００℃〜１１５０℃に加熱
し、圧延後水冷し、さらに７８０〜８３０℃の温度に加
熱してのち水冷し、さらに加熱温度５００〜５５０℃で
時効熱処理を施すものである。まず熱間圧延時の加熱温
度を１１５０℃以下とするのは１１５０℃を超えると、
鋳造時に生成したＴｉＮが粗大化するためである。また
下限を１０００℃としたのは、Ｃｕ，Ｎｂなどの析出元
素の溶体化を目的としたためであって１０００℃未満で
は溶体化が不十分となり、後の時効処理による強度の上
昇が十分望めなくなる。
と、前記成分の鋼片を１０００℃〜１１５０℃に加熱
し、圧延後水冷し、さらに７８０〜８３０℃の温度に加
熱してのち水冷し、さらに加熱温度５００〜５５０℃で
時効熱処理を施すものである。まず熱間圧延時の加熱温
度を１１５０℃以下とするのは１１５０℃を超えると、
鋳造時に生成したＴｉＮが粗大化するためである。また
下限を１０００℃としたのは、Ｃｕ，Ｎｂなどの析出元
素の溶体化を目的としたためであって１０００℃未満で
は溶体化が不十分となり、後の時効処理による強度の上
昇が十分望めなくなる。
【００１２】次に圧延後水冷するのは、圧延後水冷しな
いと粒の大きいフェライトとアッパーベイナイトの混合
組織となり、強度が低下するためである。その後７８０
〜８３０℃に加熱して水冷するのは、この温度に加熱す
ることによってミクロ偏析部が部分的にオーステナイト
化し、その部分は拡散によってＣが濃化し、その後の水
冷によってさらに硬いマルテンサイト組織となる。一方
オーステナイト化しない部分は高温の焼戻しされた組織
となるため軟化する。これによって降伏比の著しい低下
が図れる。この温度が７８０℃以下ではオーステナイト
化が不十分であり、また８３０℃を超えるとオーステナ
イト化する領域が過多となり初期の目的を達成できない
ので、７８０〜８３０℃とした。さらに、時効熱処理は
Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖの析出硬化による強度上昇と、先の熱処
理で生成した硬いマルテンサイト組織の焼戻し処理を兼
ねたもので、加熱温度５００℃未満では十分な析出が得
られず、また５５０℃超では過時効となって強度が低下
するため、その温度を５００〜５５０℃とした。
いと粒の大きいフェライトとアッパーベイナイトの混合
組織となり、強度が低下するためである。その後７８０
〜８３０℃に加熱して水冷するのは、この温度に加熱す
ることによってミクロ偏析部が部分的にオーステナイト
化し、その部分は拡散によってＣが濃化し、その後の水
冷によってさらに硬いマルテンサイト組織となる。一方
オーステナイト化しない部分は高温の焼戻しされた組織
となるため軟化する。これによって降伏比の著しい低下
が図れる。この温度が７８０℃以下ではオーステナイト
化が不十分であり、また８３０℃を超えるとオーステナ
イト化する領域が過多となり初期の目的を達成できない
ので、７８０〜８３０℃とした。さらに、時効熱処理は
Ｃｕ，Ｎｂ，Ｖの析出硬化による強度上昇と、先の熱処
理で生成した硬いマルテンサイト組織の焼戻し処理を兼
ねたもので、加熱温度５００℃未満では十分な析出が得
られず、また５５０℃超では過時効となって強度が低下
するため、その温度を５００〜５５０℃とした。
【００１３】以下、本発明の効果を実施例によりさらに
具体的に示す。
具体的に示す。
【実施例】表１に示すＡ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅの化学成分の
鋼を１００ｔｏｎ転炉で溶製し、連続鋳造で厚さ３００
ｍｍのスラブを作り、これ等の各スラブを各々１〜３に
製造条件を変えて板厚１００ｍｍの鋼板とした。これら
の鋼板について１／４ｔからＪＩＳ４号引張試験片を採
取して引張特性を調査し、また５８０ＭＰａ級の溶接材
料による炭酸ガス溶接の斜めｙ型割れ試験を行った。さ
らにエレクトロスラグ溶接のＨＡＺ靱性についてＪＩＳ
４号フルサイズシャルピー試験片により０℃の吸収エネ
ルギーを求めた。
鋼を１００ｔｏｎ転炉で溶製し、連続鋳造で厚さ３００
ｍｍのスラブを作り、これ等の各スラブを各々１〜３に
製造条件を変えて板厚１００ｍｍの鋼板とした。これら
の鋼板について１／４ｔからＪＩＳ４号引張試験片を採
取して引張特性を調査し、また５８０ＭＰａ級の溶接材
料による炭酸ガス溶接の斜めｙ型割れ試験を行った。さ
らにエレクトロスラグ溶接のＨＡＺ靱性についてＪＩＳ
４号フルサイズシャルピー試験片により０℃の吸収エネ
ルギーを求めた。
【００１４】Ａ−１、Ｂ−１及びＣ−１は本発明法で引
張強度（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上、降伏比８５％以下、
ｙ型割れ試験の割れ停止予熱温度２０℃以下を満足し、
さらにエレクトロスラグ溶接のＨＡＺ靱性２０Ｊ以上で
あった。Ａ−２では加熱温度が高いこと及び再熱処理温
度が低いため降伏比が８５％を超え、またＨＡＺ部靱性
が低下した。Ａ−３では加熱温度が低く、圧延後空冷し
たためＴＳが６５０ＭＰａと低かった。Ｂ−２では再加
熱温度が高いためＴＳは９００ＭＰａと高い値が得られ
たが、降伏比が９６％と非常に高い値となった。Ｂ−３
では再加熱温度及び時効熱処理温度が低いためＴＳが６
８０ＭＰａと低く、降伏比も９２％と高かった。
張強度（ＴＳ）７８０ＭＰａ以上、降伏比８５％以下、
ｙ型割れ試験の割れ停止予熱温度２０℃以下を満足し、
さらにエレクトロスラグ溶接のＨＡＺ靱性２０Ｊ以上で
あった。Ａ−２では加熱温度が高いこと及び再熱処理温
度が低いため降伏比が８５％を超え、またＨＡＺ部靱性
が低下した。Ａ−３では加熱温度が低く、圧延後空冷し
たためＴＳが６５０ＭＰａと低かった。Ｂ−２では再加
熱温度が高いためＴＳは９００ＭＰａと高い値が得られ
たが、降伏比が９６％と非常に高い値となった。Ｂ−３
では再加熱温度及び時効熱処理温度が低いためＴＳが６
８０ＭＰａと低く、降伏比も９２％と高かった。
【００１５】Ｃ−２では再加熱を省き、さらに時効熱処
理温度が高いため降伏比が９７％と異常に高かった。Ｃ
−３では圧延後空冷し、後の熱処理を省いたのでＴＳが
５８０ＭＰａにしか達しなかった。Ｄ鋼はＣ，Ｓｉ，Ａ
ｌが高く、Ｃｕが低く、Ｎｂ，Ｔｉが添加されていな
い。またＰ値が高く溶接性が劣る。またＣ，Ｓｉが高く
Ｔｉも添加されてないのでＨＡＺ靱性も低い。さらにＤ
−１に示すようにこの材料を圧延後空冷して８９０℃で
再熱処理した場合は降伏比が高く、またＤ−２に示すよ
うに圧延後水冷して再熱処理を省いても同様の結果であ
った。さらにＤ−３に示すように水冷して、７７０℃で
再熱処理した場合、降伏比は低下したがＴＳが７５０Ｍ
Ｐａにしか達さなかった。Ｅ鋼はＣ，Ｎが低く、Ｓｉ，
Ｃｒ，Ｎｂが高く、Ｖ，Ｔｉ，Ｂが添加されていない。
このため溶接性は非常に優れているが、Ｅ−１，Ｅ−
２，Ｅ−３共ＴＳが低くまたＨＡＺ部靱性が悪い。
理温度が高いため降伏比が９７％と異常に高かった。Ｃ
−３では圧延後空冷し、後の熱処理を省いたのでＴＳが
５８０ＭＰａにしか達しなかった。Ｄ鋼はＣ，Ｓｉ，Ａ
ｌが高く、Ｃｕが低く、Ｎｂ，Ｔｉが添加されていな
い。またＰ値が高く溶接性が劣る。またＣ，Ｓｉが高く
Ｔｉも添加されてないのでＨＡＺ靱性も低い。さらにＤ
−１に示すようにこの材料を圧延後空冷して８９０℃で
再熱処理した場合は降伏比が高く、またＤ−２に示すよ
うに圧延後水冷して再熱処理を省いても同様の結果であ
った。さらにＤ−３に示すように水冷して、７７０℃で
再熱処理した場合、降伏比は低下したがＴＳが７５０Ｍ
Ｐａにしか達さなかった。Ｅ鋼はＣ，Ｎが低く、Ｓｉ，
Ｃｒ，Ｎｂが高く、Ｖ，Ｔｉ，Ｂが添加されていない。
このため溶接性は非常に優れているが、Ｅ−１，Ｅ−
２，Ｅ−３共ＴＳが低くまたＨＡＺ部靱性が悪い。
【００１６】
【表１Ａ】
【００１７】
【表１Ｂ】
【００１８】
【発明の効果】上記実施例からも明らかなごとく本発明
によれば、強度、低降伏比、さらに溶接性、エレクトロ
スラグ溶接ＨＡＺ部靱性を従来材に比べ格段に改善した
高張力鋼を提供することが可能となるものであり、産業
上その効果は極めて顕著である。
によれば、強度、低降伏比、さらに溶接性、エレクトロ
スラグ溶接ＨＡＺ部靱性を従来材に比べ格段に改善した
高張力鋼を提供することが可能となるものであり、産業
上その効果は極めて顕著である。
Claims (1)
- 【請求項１】 重量（％）で Ｃ ：０．０６〜０．１０％ Ｓｉ：０．１％以下 Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｎｉ：０．５〜１．２％ Ｃｕ：１．０〜２．０％ Ｃｒ：０．６％以下 Ｍｏ：０．２〜０．５％ Ａｌ：０．０１〜０．０５％ Ｎｂ：０．０２％以下 Ｖ ：０．１％以下 Ｔｉ：０．０３％以下 Ｂ ：０．００２％以下 Ｎ ：０．００４〜０．００７％ を含有し、しかもＣ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖによる溶接
性パラメーターＰが０．２０％以下を満足し、その他不
可避不純物からなる鋼片を１０００℃〜１１５０℃に加
熱し、圧延後水冷し、さらに７８０〜８３０℃の温度に
加熱してのち水冷し、さらに加熱温度５００〜５５０℃
で時効熱処理を施すことを特徴とした溶接性に優れた高
張力鋼の製造方法。 但し、Ｐ＝Ｃ＋（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35121191A JP2898455B2 (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-13 | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35121191A JP2898455B2 (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-13 | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05163527A true JPH05163527A (ja) | 1993-06-29 |
| JP2898455B2 JP2898455B2 (ja) | 1999-06-02 |
Family
ID=18415805
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35121191A Expired - Lifetime JP2898455B2 (ja) | 1991-12-13 | 1991-12-13 | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2898455B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6558483B2 (en) | 2000-06-12 | 2003-05-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Cu precipitation strengthened steel |
| KR100435465B1 (ko) * | 1999-12-20 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 극저온인성이 우수한 항복강도 63ｋｇｆ/㎟급 후강판의제조방법 |
| JP2008255458A (ja) * | 2007-04-09 | 2008-10-23 | Kobe Steel Ltd | Ｈａｚ靭性および母材靭性に優れた厚鋼板 |
| JP2008261009A (ja) * | 2007-04-12 | 2008-10-30 | Kobe Steel Ltd | 材質異方性が少なくｈａｚ靭性および低温母材靭性に優れた厚鋼板 |
-
1991
- 1991-12-13 JP JP35121191A patent/JP2898455B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100435465B1 (ko) * | 1999-12-20 | 2004-06-10 | 주식회사 포스코 | 극저온인성이 우수한 항복강도 63ｋｇｆ/㎟급 후강판의제조방법 |
| US6558483B2 (en) | 2000-06-12 | 2003-05-06 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Cu precipitation strengthened steel |
| JP2008255458A (ja) * | 2007-04-09 | 2008-10-23 | Kobe Steel Ltd | Ｈａｚ靭性および母材靭性に優れた厚鋼板 |
| JP2008261009A (ja) * | 2007-04-12 | 2008-10-30 | Kobe Steel Ltd | 材質異方性が少なくｈａｚ靭性および低温母材靭性に優れた厚鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2898455B2 (ja) | 1999-06-02 |
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