JPH08283836A - 溶接性と音響異方性に優れた鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性と音響異方性に優れた鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH08283836A JPH08283836A JP8823395A JP8823395A JPH08283836A JP H08283836 A JPH08283836 A JP H08283836A JP 8823395 A JP8823395 A JP 8823395A JP 8823395 A JP8823395 A JP 8823395A JP H08283836 A JPH08283836 A JP H08283836A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- temperature
- weldability
- transformation point
- ceq
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】溶接性と音響異方性の両方ともに優れ、かつ大
入熱および超大入熱溶接ＨＡＺ靱性にも優れた低降伏比
７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法を提供する。 【構成】wt％でC:0.06-0.10 Si:0.01-0.30 Mn:0.8-1.5
P:0.01以下 S:0.01 以下Ni:0.5-2.0 Cr:0.2-0.8 Mo:0.1
-0.8 Nb:0.005-0.04 B:0.0003-0.0020 Al:0.01-0.08 N:
0.001-0.006、Ceq 値が0.48以上の鋼を1050〜1250℃の
温度範囲に加熱し、Ｔ℃〜1100℃の範囲内に熱間圧延を
終了させ、Ar3 変態点以上から少なくとも500 ℃までの
間を0.1-50℃/secの冷却速度で冷却し、次いで740-850
℃に再加熱した後、焼入れ処理を行い、さらに400 ℃以
上Ac1 変態点以下の温度で焼戻し処理することを特徴と
する溶接性と音響異方性に優れた低降伏比780N/mm 2 級
鋼の製造方法。但し、Ceq=(C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+M
o/4+V/14) 、Ｔ＝(-250C+95Mn+30Ni+70Cr+100Mo+2500Nb
+50Cu+600V+900(Ti-3.42N)+630) である。
入熱および超大入熱溶接ＨＡＺ靱性にも優れた低降伏比
７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法を提供する。 【構成】wt％でC:0.06-0.10 Si:0.01-0.30 Mn:0.8-1.5
P:0.01以下 S:0.01 以下Ni:0.5-2.0 Cr:0.2-0.8 Mo:0.1
-0.8 Nb:0.005-0.04 B:0.0003-0.0020 Al:0.01-0.08 N:
0.001-0.006、Ceq 値が0.48以上の鋼を1050〜1250℃の
温度範囲に加熱し、Ｔ℃〜1100℃の範囲内に熱間圧延を
終了させ、Ar3 変態点以上から少なくとも500 ℃までの
間を0.1-50℃/secの冷却速度で冷却し、次いで740-850
℃に再加熱した後、焼入れ処理を行い、さらに400 ℃以
上Ac1 変態点以下の温度で焼戻し処理することを特徴と
する溶接性と音響異方性に優れた低降伏比780N/mm 2 級
鋼の製造方法。但し、Ceq=(C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+M
o/4+V/14) 、Ｔ＝(-250C+95Mn+30Ni+70Cr+100Mo+2500Nb
+50Cu+600V+900(Ti-3.42N)+630) である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接性と音響異方性に
優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法に関す
るもので、この方法で製造した鋼は建築または土木など
の構造物に使用される。
優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法に関す
るもので、この方法で製造した鋼は建築または土木など
の構造物に使用される。
【０００２】
【従来の技術】７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼（以下、ＨＴ７８
０と称す）は、一般に焼入れ焼戻し処理によって製造さ
れ、その降伏比は９０〜９５％程度と非常に高い値を示
す。しかしながら、建築構造物において耐震設計法が適
用されて以来、特に超高層建築構造物に使用される高張
力鋼はその降伏比を低下させる必要性が指摘されるよう
になった。このような背景のもと、近年低降伏比を有す
るＨＴ７８０が開発されてきた。
０と称す）は、一般に焼入れ焼戻し処理によって製造さ
れ、その降伏比は９０〜９５％程度と非常に高い値を示
す。しかしながら、建築構造物において耐震設計法が適
用されて以来、特に超高層建築構造物に使用される高張
力鋼はその降伏比を低下させる必要性が指摘されるよう
になった。このような背景のもと、近年低降伏比を有す
るＨＴ７８０が開発されてきた。
【０００３】例えば、特開平５−５１６９４号公報には
低降伏比ＨＴ７８０の製造方法として、実施例の化学成
分範囲がＣ：０．０６〜０．１７％、Ｓｉ：０．１４〜
１．２２％、Ｍｎ：０．６４〜１．６８％、Ｐ：０．０
１４％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．１１〜
１．３５％、Ｍｏ：０．１６〜０．７５％、Ｖ：０．０
１９〜０．０５８％、Ｂ：０．０００６〜０．００１５
％を含有し、これにＣｕ：０．１３〜０．５３％、Ｎ
ｉ：０．５３〜１．０５％、Ｔｉ：０．０１１〜０．０
２５％、Ｎｂ：０．０２１〜０．０６８％（いずれも重
量％）のいずれか一種又は二種以上を含有した鋼を熱間
圧延してフェライト＋ベイナイト分率が５０％以上の組
織とした後、温度範囲Ｔ：（Ａｃｌ＋Ａｃ３）／２−２
０〜（Ａｃｌ＋Ａｃ３）／２＋５０℃の間に再加熱し、
焼入れを行い、Ａｃｌ以下の温度に再加熱して焼戻し処
理することが記載されている。
低降伏比ＨＴ７８０の製造方法として、実施例の化学成
分範囲がＣ：０．０６〜０．１７％、Ｓｉ：０．１４〜
１．２２％、Ｍｎ：０．６４〜１．６８％、Ｐ：０．０
１４％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：０．１１〜
１．３５％、Ｍｏ：０．１６〜０．７５％、Ｖ：０．０
１９〜０．０５８％、Ｂ：０．０００６〜０．００１５
％を含有し、これにＣｕ：０．１３〜０．５３％、Ｎ
ｉ：０．５３〜１．０５％、Ｔｉ：０．０１１〜０．０
２５％、Ｎｂ：０．０２１〜０．０６８％（いずれも重
量％）のいずれか一種又は二種以上を含有した鋼を熱間
圧延してフェライト＋ベイナイト分率が５０％以上の組
織とした後、温度範囲Ｔ：（Ａｃｌ＋Ａｃ３）／２−２
０〜（Ａｃｌ＋Ａｃ３）／２＋５０℃の間に再加熱し、
焼入れを行い、Ａｃｌ以下の温度に再加熱して焼戻し処
理することが記載されている。
【０００４】しかしながら、特開平５−５１６９４号公
報の実施例に示された低Ｃ−Ｎｂ−Ｂ添加の成分系の鋼
種では０．３０％を超えるＳｉが添加されているため、
超大入熱溶接時において十分なＨＡＺ靱性を得ることは
できない。またＮを不可避的不純物と定義しており、窒
化物を利用したＨＡＺ靱性改善については考慮されてい
ない。
報の実施例に示された低Ｃ−Ｎｂ−Ｂ添加の成分系の鋼
種では０．３０％を超えるＳｉが添加されているため、
超大入熱溶接時において十分なＨＡＺ靱性を得ることは
できない。またＮを不可避的不純物と定義しており、窒
化物を利用したＨＡＺ靱性改善については考慮されてい
ない。
【０００５】このＨＡＺ靱性は、ＨＴ７８０を建築構造
物に適用する場合、重要な問題となる。例えばボックス
柱の突き合わせ溶接では入熱量１〜３ｋＪ／ｍｍ程度
（以下、小入熱溶接と称する）のガスシールドアーク溶
接が、ボックス柱組み立て時の角部溶接は入熱量５〜１
０ｋＪ／ｍｍ程度（以下、大入熱溶接と称する）のサブ
マージアーク溶接が、ボックス柱と内ダイヤフラムの溶
接には６０〜１００ｋＪ／ｍｍ程度（以下、超大入熱溶
接と称する）のエレクトロスラグ溶接と、さまざまな溶
接が実施される。このうち、小入熱および大入熱溶接時
には溶接低温割れを防止するため１００℃以上の予熱が
必要となり施工コストの上昇、作業環境の悪化などが大
きな問題となる。また、大入熱および超大入熱溶接時に
はＨＡＺ靱性の低下が問題となる。
物に適用する場合、重要な問題となる。例えばボックス
柱の突き合わせ溶接では入熱量１〜３ｋＪ／ｍｍ程度
（以下、小入熱溶接と称する）のガスシールドアーク溶
接が、ボックス柱組み立て時の角部溶接は入熱量５〜１
０ｋＪ／ｍｍ程度（以下、大入熱溶接と称する）のサブ
マージアーク溶接が、ボックス柱と内ダイヤフラムの溶
接には６０〜１００ｋＪ／ｍｍ程度（以下、超大入熱溶
接と称する）のエレクトロスラグ溶接と、さまざまな溶
接が実施される。このうち、小入熱および大入熱溶接時
には溶接低温割れを防止するため１００℃以上の予熱が
必要となり施工コストの上昇、作業環境の悪化などが大
きな問題となる。また、大入熱および超大入熱溶接時に
はＨＡＺ靱性の低下が問題となる。
【０００６】この問題の解決を示したものとして、特開
平５−１６３５２７号公報がある。この公報では、小入
熱および大入熱溶接時の耐低温割れ特性と超大入熱溶接
ＨＡＺ靱性を向上した高溶接性低降伏比ＨＴ７８０の製
造方法として、実施例の化学成分範囲がＣ：０．０６〜
０．０９％、Ｓｉ：０．０３〜０．０８％、Ｍｎ：０．
８〜１．４％、Ｃｕ：１．２〜１．８％、Ｎｉ：０．６
〜１．０％、Ｃｒ：０．２〜０．５％、Ｍｏ：０．３〜
０．５％、Ｖ：０．０３〜０．０８％、Ｎｂ：０．０１
〜０．０２％、Ｔｉ：０．０１〜０．０２％、Ａｌ：
０．０２〜０．０５％、Ｂ：０．０００６〜０．００１
４％、Ｎ：０．００４〜０．００６％で、かつＰ＝Ｃ＋
（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０なる式で定義される溶
接性パラメーターＰ値が０．２０％以下を満足する鋼を
熱間圧延後水冷し、さらに７８０〜８３０℃の温度に再
加熱した後水冷し、ついで５００〜５５０℃で時効熱処
理することが記載されている。
平５−１６３５２７号公報がある。この公報では、小入
熱および大入熱溶接時の耐低温割れ特性と超大入熱溶接
ＨＡＺ靱性を向上した高溶接性低降伏比ＨＴ７８０の製
造方法として、実施例の化学成分範囲がＣ：０．０６〜
０．０９％、Ｓｉ：０．０３〜０．０８％、Ｍｎ：０．
８〜１．４％、Ｃｕ：１．２〜１．８％、Ｎｉ：０．６
〜１．０％、Ｃｒ：０．２〜０．５％、Ｍｏ：０．３〜
０．５％、Ｖ：０．０３〜０．０８％、Ｎｂ：０．０１
〜０．０２％、Ｔｉ：０．０１〜０．０２％、Ａｌ：
０．０２〜０．０５％、Ｂ：０．０００６〜０．００１
４％、Ｎ：０．００４〜０．００６％で、かつＰ＝Ｃ＋
（Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／２０なる式で定義される溶
接性パラメーターＰ値が０．２０％以下を満足する鋼を
熱間圧延後水冷し、さらに７８０〜８３０℃の温度に再
加熱した後水冷し、ついで５００〜５５０℃で時効熱処
理することが記載されている。
【０００７】特開平５−１６３５２７号公報では低Ｃ、
低Ｓｉとして、Ｔｉ、Ｎ、Ｂを添加することで耐低温割
れ特性と超大入熱溶接ＨＡＺ靱性の改善を図っている。
しかし母材強度を確保するために１．０％以上のＣｕが
添加されており、大入熱および超大入熱溶接時に溶接金
属へ多量のＣｕが希釈されることに起因する溶接金属の
高温割れが発生しやすいという問題を有し、優れた溶接
性を有しているとはいえない。またＣｕの多量添加は製
造コストの上昇を招く。
低Ｓｉとして、Ｔｉ、Ｎ、Ｂを添加することで耐低温割
れ特性と超大入熱溶接ＨＡＺ靱性の改善を図っている。
しかし母材強度を確保するために１．０％以上のＣｕが
添加されており、大入熱および超大入熱溶接時に溶接金
属へ多量のＣｕが希釈されることに起因する溶接金属の
高温割れが発生しやすいという問題を有し、優れた溶接
性を有しているとはいえない。またＣｕの多量添加は製
造コストの上昇を招く。
【０００８】さらに建築構造物では安全性確保の観点か
ら溶接欠陥を見落とすことは絶対に許されないもので、
現在溶接欠陥の検出は斜角による超音波探傷によって厳
密に行われている。しかし、鋼板そのものの音響異方
性、すなわち最終圧延方向（Ｌ方向）と最終圧延方向に
直交する方向（Ｃ方向）における音速に差があると、溶
接欠陥を正確に検出できないという問題点がある。Ｌ方
向の検査とＣ方向の検査を区別して評価判定することは
技術的に限界があり、欠陥エコーであると疑わしいもの
が発見された溶接箇所はすべて補修しなければならず、
必要以上の欠陥補修を余儀なくされ施工費が莫大なもの
になる。
ら溶接欠陥を見落とすことは絶対に許されないもので、
現在溶接欠陥の検出は斜角による超音波探傷によって厳
密に行われている。しかし、鋼板そのものの音響異方
性、すなわち最終圧延方向（Ｌ方向）と最終圧延方向に
直交する方向（Ｃ方向）における音速に差があると、溶
接欠陥を正確に検出できないという問題点がある。Ｌ方
向の検査とＣ方向の検査を区別して評価判定することは
技術的に限界があり、欠陥エコーであると疑わしいもの
が発見された溶接箇所はすべて補修しなければならず、
必要以上の欠陥補修を余儀なくされ施工費が莫大なもの
になる。
【０００９】このような音響異方性に関する問題点を解
決するために、例えば特開昭６３−２３５４３１号公報
には音響異方性の小さい鋼板の製造方法が開示されてい
る。これには（Ｃ＋Ｍｎ／６）値が０．３６％以下で、
かつ炭素当量値ＣＥ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５）が０．４０％以下の
組成を有する鋼を１０００℃以上１２００℃以下に加熱
し、オーステナイトの再結晶域で全圧下率を５０％以
上、圧延仕上温度を８５０℃以上とし、Ａｒ３変態点を
５０℃下回る温度域から毎秒５℃以上１５℃未満の冷却
速度で４００℃以上６８０℃以下の温度域まで冷却して
音響異方性の小さい鋼板を得る製造方法が記載されてい
る。
決するために、例えば特開昭６３−２３５４３１号公報
には音響異方性の小さい鋼板の製造方法が開示されてい
る。これには（Ｃ＋Ｍｎ／６）値が０．３６％以下で、
かつ炭素当量値ＣＥ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋
Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５）が０．４０％以下の
組成を有する鋼を１０００℃以上１２００℃以下に加熱
し、オーステナイトの再結晶域で全圧下率を５０％以
上、圧延仕上温度を８５０℃以上とし、Ａｒ３変態点を
５０℃下回る温度域から毎秒５℃以上１５℃未満の冷却
速度で４００℃以上６８０℃以下の温度域まで冷却して
音響異方性の小さい鋼板を得る製造方法が記載されてい
る。
【００１０】しかし、特開昭６３−２３５４３１号公報
に記載の音響異方性の小さい鋼板は、炭素当量値ＣＥが
０．４０％以下であるため母材強度が不十分であり、ま
た仮に母材強度がＨＴ７８０クラス程度まで達成された
場合においても、ＣＥが０．４０％以下であるため大入
熱および超大入熱溶接時の溶接継手強度が不足する。
に記載の音響異方性の小さい鋼板は、炭素当量値ＣＥが
０．４０％以下であるため母材強度が不十分であり、ま
た仮に母材強度がＨＴ７８０クラス程度まで達成された
場合においても、ＣＥが０．４０％以下であるため大入
熱および超大入熱溶接時の溶接継手強度が不足する。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】以上のように溶接性と
音響異方性の両方ともに優れ、かつ大入熱および超大入
熱溶接ＨＡＺ靱性にも優れた低降伏比ＨＴ７８０に対す
る需要家の要望が高いにもかかわらず、かかる鋼は未だ
実現されていない。
音響異方性の両方ともに優れ、かつ大入熱および超大入
熱溶接ＨＡＺ靱性にも優れた低降伏比ＨＴ７８０に対す
る需要家の要望が高いにもかかわらず、かかる鋼は未だ
実現されていない。
【００１２】本発明はこれらの問題を解決するものであ
り、溶接性と音響異方性の両方ともに優れ、かつ大入熱
および超大入熱溶接ＨＡＺ靱性にも優れた低降伏比７８
０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法を提供することを目的とす
る。
り、溶接性と音響異方性の両方ともに優れ、かつ大入熱
および超大入熱溶接ＨＡＺ靱性にも優れた低降伏比７８
０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法を提供することを目的とす
る。
【００１３】
【課題を解決するための手段】すなわち、第一発明は、
重量％でＣ：０．０６〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜
０．３０％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１％
以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．５〜２．０％、
Ｃｒ：０．２〜０．８％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．０００３〜０．
００２０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．０
０１５〜０．００６０％を含有し、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ
／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋
Ｖ／１４）で定義されるＣｅｑ値が０．４８以上である
鋼を、１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ｔ＝
（−２５０Ｃ＋９５Ｍｎ＋３０Ｎｉ＋７０Ｃｒ＋１００
Ｍｏ＋２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６００Ｖ＋９００（Ｔ
ｉ−３．４２Ｎ）＋６３０）なるパラメーターＴに対し
てＴ〜１１００℃の範囲内に熱間圧延を終了させ、Ａｒ
３変態点以上から少なくとも５００℃までの間を０．１
〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、次いで７４０〜
８５０℃に再加熱した後、焼入れ処理を行い、さらに４
００℃以上Ａｃｌ変態点以下の温度で焼戻し処理するこ
とを特徴とする溶接性と音響異方性に優れた低降伏比７
８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法である。
重量％でＣ：０．０６〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜
０．３０％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１％
以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．５〜２．０％、
Ｃｒ：０．２〜０．８％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．０００３〜０．
００２０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．０
０１５〜０．００６０％を含有し、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ
／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋
Ｖ／１４）で定義されるＣｅｑ値が０．４８以上である
鋼を、１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ｔ＝
（−２５０Ｃ＋９５Ｍｎ＋３０Ｎｉ＋７０Ｃｒ＋１００
Ｍｏ＋２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６００Ｖ＋９００（Ｔ
ｉ−３．４２Ｎ）＋６３０）なるパラメーターＴに対し
てＴ〜１１００℃の範囲内に熱間圧延を終了させ、Ａｒ
３変態点以上から少なくとも５００℃までの間を０．１
〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、次いで７４０〜
８５０℃に再加熱した後、焼入れ処理を行い、さらに４
００℃以上Ａｃｌ変態点以下の温度で焼戻し処理するこ
とを特徴とする溶接性と音響異方性に優れた低降伏比７
８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法である。
【００１４】第二発明は、さらにＣｕ：０．０５〜０．
５％、Ｖ：０．０２〜０．１％の一種または二種を含有
したものである。第三発明は、さらにＴｉ：０．００５
〜０．０２０％を含有したものである。第四発明は、さ
らにＣｕ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．１
％の一種または二種を含有し、さらにＴｉ：０．００５
〜０．０２０％を含有したものである。
５％、Ｖ：０．０２〜０．１％の一種または二種を含有
したものである。第三発明は、さらにＴｉ：０．００５
〜０．０２０％を含有したものである。第四発明は、さ
らにＣｕ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．１
％の一種または二種を含有し、さらにＴｉ：０．００５
〜０．０２０％を含有したものである。
【００１５】
【作用】本発明の添加元素の添加理由及び限定理由は次
のとおりである。 １）Ｃ：０．０６〜０．１０％ 鋼材の溶接低温割れ感受性を低下させるには、ＨＡＺ最
高硬さを低減することが有効である。Ｂ添加ＨＴ７８０
のような高強度鋼ではＨＡＺ最高硬さはＣ量のみで決定
される。板厚１００ｍｍのＨＴ７８０に対してＨＴ７８
０級溶接材料を用いた被覆アーク溶接の斜めｙ形溶接割
れ試験（ＪＩＳ Ｚ ３１５８）を実施した結果、割れ
防止予熱温度を７５℃以下にするためにはＨＡＺ最高硬
さをＨｖ３８５以下にする必要があり、そのためにはＣ
量を０．１０％以下にすることにより達成できる。一
方、０．０６％未満では目標とする強度を得ることが困
難である。従って、本発明では、Ｃ：０．０６〜０．１
０％とした。
のとおりである。 １）Ｃ：０．０６〜０．１０％ 鋼材の溶接低温割れ感受性を低下させるには、ＨＡＺ最
高硬さを低減することが有効である。Ｂ添加ＨＴ７８０
のような高強度鋼ではＨＡＺ最高硬さはＣ量のみで決定
される。板厚１００ｍｍのＨＴ７８０に対してＨＴ７８
０級溶接材料を用いた被覆アーク溶接の斜めｙ形溶接割
れ試験（ＪＩＳ Ｚ ３１５８）を実施した結果、割れ
防止予熱温度を７５℃以下にするためにはＨＡＺ最高硬
さをＨｖ３８５以下にする必要があり、そのためにはＣ
量を０．１０％以下にすることにより達成できる。一
方、０．０６％未満では目標とする強度を得ることが困
難である。従って、本発明では、Ｃ：０．０６〜０．１
０％とした。
【００１６】２）Ｓｉ：０．０１〜０．３０％ Ｓｉは脱酸効果および固溶強化による母材強度上昇に有
効な元素であるが、０．０１％未満ではその効果が乏し
い。一方、０．３０％を超えると島状マルテンサイトの
生成が促進され大入熱および大入熱溶接ＨＡＺ靱性を劣
化する。従って、本発明では、Ｓｉ：０．０１〜０．３
０％とした。 ３）Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｍｎは母材強度を上昇に有効な元素であるが、０．８％
未満ではその効果は不十分であり、１．５％を超えると
溶接性を劣化する。従って、本発明では、Ｍｎ：０．８
〜１．５％とした。
効な元素であるが、０．０１％未満ではその効果が乏し
い。一方、０．３０％を超えると島状マルテンサイトの
生成が促進され大入熱および大入熱溶接ＨＡＺ靱性を劣
化する。従って、本発明では、Ｓｉ：０．０１〜０．３
０％とした。 ３）Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｍｎは母材強度を上昇に有効な元素であるが、０．８％
未満ではその効果は不十分であり、１．５％を超えると
溶接性を劣化する。従って、本発明では、Ｍｎ：０．８
〜１．５％とした。
【００１７】４）Ｐ：０．０１％以下 不純物元素であるＰは０．０１％を超えると溶接継手靱
性が劣化する。従って、本発明では、Ｐ：０．０１％以
下とした。
性が劣化する。従って、本発明では、Ｐ：０．０１％以
下とした。
【００１８】５）Ｓ：０．０１％以下 不純物元素であるＳは０．０１％を超えると溶接継手靱
性が著しく劣化する。従って、本発明では、Ｓ：０．０
１％以下とした。
性が著しく劣化する。従って、本発明では、Ｓ：０．０
１％以下とした。
【００１９】６）Ｎｉ：０．５〜２．０％ Ｎｉは母材強度、靱性および溶接ＨＡＺ靱性を向上させ
るが、０．５％未満では目標とする特性を得ることが困
難で、２．０％を超えると経済的に好ましくない。従っ
て、本発明では、Ｎｉ：０．５〜２．０％とした。
るが、０．５％未満では目標とする特性を得ることが困
難で、２．０％を超えると経済的に好ましくない。従っ
て、本発明では、Ｎｉ：０．５〜２．０％とした。
【００２０】７）Ｃｒ：０．２〜０．８％ Ｃｒは母材強度および溶接継手強度をともに向上させる
のに有効である。しかし、０．２％未満では強度不足と
なり、０．８％を超えて多量に添加すると溶接性が損な
われる。従って、本発明では、Ｃｒ：０．２〜０．８％
とした。
のに有効である。しかし、０．２％未満では強度不足と
なり、０．８％を超えて多量に添加すると溶接性が損な
われる。従って、本発明では、Ｃｒ：０．２〜０．８％
とした。
【００２１】８）Ｍｏ：０．１〜０．８％ Ｍｏは焼入れ性を高めて母材強度を上昇させるが、０．
１％未満ではその効果は不十分であり、０．８％を超え
てもその効果は飽和し、かつ溶接性も損なわれる。従っ
て、本発明では、Ｍｏ：０．１〜０．８％とした。
１％未満ではその効果は不十分であり、０．８％を超え
てもその効果は飽和し、かつ溶接性も損なわれる。従っ
て、本発明では、Ｍｏ：０．１〜０．８％とした。
【００２２】９）Ｎｂ：０．００５〜０．０４％ Ｎｂは母材強度および溶接継手強度をともに向上させ、
さらに大および超大入熱溶接時のＨＡＺにおいて粗大炭
窒化物の生成を抑制してＨＡＺ靱性を向上させるために
添加する。０．００５％未満では所望の効果が不足とな
り、０．０４％を超えると溶接金属の靱性が損なわれ
る。従って、本発明では、Ｎｂ：０．００５〜０．０４
％とした。
さらに大および超大入熱溶接時のＨＡＺにおいて粗大炭
窒化物の生成を抑制してＨＡＺ靱性を向上させるために
添加する。０．００５％未満では所望の効果が不足とな
り、０．０４％を超えると溶接金属の靱性が損なわれ
る。従って、本発明では、Ｎｂ：０．００５〜０．０４
％とした。
【００２３】１０）Ｂ：０．０００３〜０．００２０％ Ｂは極微量で焼入れ性を著しく向上させて強度上昇に有
効な元素である。特に低降伏比ＨＴ７８０は、熱間圧延
後フェライト＋オーステナイトの二相域からの焼入れ処
理を行なうため、母材強度確保の観点から通常のＨＴ７
８０よりも焼入れ性を高める必要がありＢの添加は非常
に有効である。しかし０．０００３％未満ではその効果
は不十分であり、過剰の添加は溶接ＨＡＺ靱性の劣化を
招くため上限を０．００２０％とした。従って、本発明
では、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％とした。
効な元素である。特に低降伏比ＨＴ７８０は、熱間圧延
後フェライト＋オーステナイトの二相域からの焼入れ処
理を行なうため、母材強度確保の観点から通常のＨＴ７
８０よりも焼入れ性を高める必要がありＢの添加は非常
に有効である。しかし０．０００３％未満ではその効果
は不十分であり、過剰の添加は溶接ＨＡＺ靱性の劣化を
招くため上限を０．００２０％とした。従って、本発明
では、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％とした。
【００２４】１１）Ａｌ：０．０１〜０．０８％以下 Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素で、Ｎを固定して
焼入れ性に有効な固溶Ｂを確保し母材強度を上昇させる
のに有効な元素である。しかし、０．０１％未満ではそ
の効果が不十分であり、０．０８％を超える過剰の添加
は母材靱性を劣化させる。従って、本発明では、Ａｌ：
０．０１〜０．０８％以下とした。
焼入れ性に有効な固溶Ｂを確保し母材強度を上昇させる
のに有効な元素である。しかし、０．０１％未満ではそ
の効果が不十分であり、０．０８％を超える過剰の添加
は母材靱性を劣化させる。従って、本発明では、Ａｌ：
０．０１〜０．０８％以下とした。
【００２５】１２）Ｎ：０．００１〜０．００６％ Ｎは先に述べたＡｌあるいはＮｂと結合して（炭）窒化
物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接
ＨＡＺ靱性を改善する。０．００１％未満ではその効果
が不十分であり、０．００６％を超えるとＢと結合して
焼入れ性に有効な固溶Ｂが減少する。従って、本発明で
は、Ｎ：０．００１〜０．００６％とした。
物を形成し、オーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接
ＨＡＺ靱性を改善する。０．００１％未満ではその効果
が不十分であり、０．００６％を超えるとＢと結合して
焼入れ性に有効な固溶Ｂが減少する。従って、本発明で
は、Ｎ：０．００１〜０．００６％とした。
【００２６】本発明では上記の合金元素の他に、さらに
下記の元素の中から一種または二種以上を含有すること
ができる。 １３）Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｕは母材強度および溶接継手強度をともに向上させる
のに有効である。しかし、０．０５％未満では所望の効
果が不足となり、０．５％を超えて多量に添加すると大
および超大入熱溶接時の溶接金属高温割れが発生しやす
くなり溶接性が損なわれる。従って、本発明では、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．５％とした。
下記の元素の中から一種または二種以上を含有すること
ができる。 １３）Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｕは母材強度および溶接継手強度をともに向上させる
のに有効である。しかし、０．０５％未満では所望の効
果が不足となり、０．５％を超えて多量に添加すると大
および超大入熱溶接時の溶接金属高温割れが発生しやす
くなり溶接性が損なわれる。従って、本発明では、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．５％とした。
【００２７】１４）Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｖは母材強度および溶接継手強度をともに向上させるの
に有効である。しかし、０．０１％未満では所望の効果
が不足となり、０．１％を超えて多量に添加すると溶接
性が損なわれる。従って、本発明では、Ｖ：０．０１〜
０．１％とした。
に有効である。しかし、０．０１％未満では所望の効果
が不足となり、０．１％を超えて多量に添加すると溶接
性が損なわれる。従って、本発明では、Ｖ：０．０１〜
０．１％とした。
【００２８】１５）Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ ＴｉはＮを固定して焼入れ性に有効な固溶Ｂを確保し、
母材強度を上昇させるのに有効な元素である。またＴｉ
Ｎはオーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接ＨＡＺ靱
性を改善するのにも有効である。しかし０．００５％未
満ではその効果は不十分であり、過剰の添加は母材およ
びＨＡＺの靱性を劣化させるので上限を０．０２０％と
した。
母材強度を上昇させるのに有効な元素である。またＴｉ
Ｎはオーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接ＨＡＺ靱
性を改善するのにも有効である。しかし０．００５％未
満ではその効果は不十分であり、過剰の添加は母材およ
びＨＡＺの靱性を劣化させるので上限を０．０２０％と
した。
【００２９】１６）Ｃｅｑ（炭素等量値）：０．４８以
上 Ｃｅｑは焼入れ性の指標であり、母材強度および大、超
大入熱溶接継手靱性をともに確保するために０．４８以
上とする。
上 Ｃｅｑは焼入れ性の指標であり、母材強度および大、超
大入熱溶接継手靱性をともに確保するために０．４８以
上とする。
【００３０】ただし、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／
２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で
ある。次に、上記成分の鋼の製造条件を限定した理由を
以下に示す。 １７）スラブ加熱温度：１０５０℃〜１２５０℃ 合金元素の固溶を図り十分な焼入れ性を確保するととも
に、所定の圧延仕上温度を達成するため、加熱温度は１
０５０℃以上とする必要がある。しかし１２５０℃を超
える加熱温度はミクロ組織の粗大化によって母材靱性を
損なう。従って、本発明では、スラブ加熱温度：１０５
０℃〜１２５０℃とした。
２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で
ある。次に、上記成分の鋼の製造条件を限定した理由を
以下に示す。 １７）スラブ加熱温度：１０５０℃〜１２５０℃ 合金元素の固溶を図り十分な焼入れ性を確保するととも
に、所定の圧延仕上温度を達成するため、加熱温度は１
０５０℃以上とする必要がある。しかし１２５０℃を超
える加熱温度はミクロ組織の粗大化によって母材靱性を
損なう。従って、本発明では、スラブ加熱温度：１０５
０℃〜１２５０℃とした。
【００３１】１８）圧延仕上温度：Ｔ℃〜１１００℃ ただし、Ｔ＝−２５０Ｃ＋９５Ｍｎ＋３０Ｎｉ＋７０Ｃ
ｒ＋１００Ｍｏ＋２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６００Ｖ＋
９００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋６３０ 本発明において圧延仕上温度は母材靱性および音響異方
性に大きな影響をおよぼす要素であり、添加元素の量に
応じで厳密に限定する必要がある。圧延仕上温度が上記
式にて求められるＴ℃より低くなると、母材靱性は低下
し、音響異方性は増大する。したがって下限温度をＴ℃
と限定する。一方、圧延仕上温度が１１００℃を超える
とミクロ組織が粗大化し母材靱性の劣化が著しくなる。
したがって上限温度を１１００℃と限定する。ここで、
Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｖ，Ｔｉ，
Ｎは各元素の重量％を示す。上記式は、本発明者が実験
等により新規に見出した式である。
ｒ＋１００Ｍｏ＋２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６００Ｖ＋
９００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋６３０ 本発明において圧延仕上温度は母材靱性および音響異方
性に大きな影響をおよぼす要素であり、添加元素の量に
応じで厳密に限定する必要がある。圧延仕上温度が上記
式にて求められるＴ℃より低くなると、母材靱性は低下
し、音響異方性は増大する。したがって下限温度をＴ℃
と限定する。一方、圧延仕上温度が１１００℃を超える
とミクロ組織が粗大化し母材靱性の劣化が著しくなる。
したがって上限温度を１１００℃と限定する。ここで、
Ｃ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｃｕ，Ｖ，Ｔｉ，
Ｎは各元素の重量％を示す。上記式は、本発明者が実験
等により新規に見出した式である。
【００３２】１９）熱間圧延終了後の冷却速度：０．１
〜５０℃／ｓｅｃ 冷却速度は０．１℃／ｓｅｃよりも低いと母材靱性が劣
化し、一方５０℃／ｓｅｃを超えても母材の強度、靱性
向上効果は飽和し、かつ製造コストの上昇を招き経済的
にも好ましくないため上限を５０℃／ｓｅｃとした。
〜５０℃／ｓｅｃ 冷却速度は０．１℃／ｓｅｃよりも低いと母材靱性が劣
化し、一方５０℃／ｓｅｃを超えても母材の強度、靱性
向上効果は飽和し、かつ製造コストの上昇を招き経済的
にも好ましくないため上限を５０℃／ｓｅｃとした。
【００３３】２０）再加熱焼入れ温度：７４０〜８５０
℃ 低降伏比化を図るために二相域（フェライト＋オーステ
ナイト）に再加熱した後、焼入れ処理することが有効で
ある。しかし、７４０℃よりも低い温度ではフェライト
分率が高くなり目標とする強度の確保が困難で、８５０
℃より高い温度ではオーステナイト分率が高くなり目標
とする降伏比の確保が困難である。従って、本発明で
は、再加熱焼入れ温度：７４０〜８５０℃とした。
℃ 低降伏比化を図るために二相域（フェライト＋オーステ
ナイト）に再加熱した後、焼入れ処理することが有効で
ある。しかし、７４０℃よりも低い温度ではフェライト
分率が高くなり目標とする強度の確保が困難で、８５０
℃より高い温度ではオーステナイト分率が高くなり目標
とする降伏比の確保が困難である。従って、本発明で
は、再加熱焼入れ温度：７４０〜８５０℃とした。
【００３４】２１）焼戻し温度：４００℃以上Ａｃｌ変
態点以下 母材強度、靱性を適正化するために焼戻し処理を行う。
４００℃以下ではその効果は不十分で、Ａｃｌ変態点を
超えると過度の強度低下を引き起こす。従って、本発明
では、焼戻し温度：４００℃以上Ａｃｌ変態点以下とし
た。
態点以下 母材強度、靱性を適正化するために焼戻し処理を行う。
４００℃以下ではその効果は不十分で、Ａｃｌ変態点を
超えると過度の強度低下を引き起こす。従って、本発明
では、焼戻し温度：４００℃以上Ａｃｌ変態点以下とし
た。
【００３５】
【実施例】以下、本発明の種々の実施例について説明す
る。表１及び表２に示す化学成分の鋼片を、表３及び表
４に示す製造条件により板厚６０〜１００ｍｍの厚鋼板
に製造した。表１、表２中の１〜１９は本発明の鋼種で
あり、２０〜３３は成分組成の点で本発明の範囲外とな
る比較鋼を示している。表２の最右欄のＴは、Ｔ＝−２
５０Ｃ＋９５Ｍｎ＋３０Ｎｉ＋７０Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋
２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６００Ｖ＋９００（Ｔｉ−
３．４２Ｎ）＋６３０で表される式より求めた値を示し
ている。
る。表１及び表２に示す化学成分の鋼片を、表３及び表
４に示す製造条件により板厚６０〜１００ｍｍの厚鋼板
に製造した。表１、表２中の１〜１９は本発明の鋼種で
あり、２０〜３３は成分組成の点で本発明の範囲外とな
る比較鋼を示している。表２の最右欄のＴは、Ｔ＝−２
５０Ｃ＋９５Ｍｎ＋３０Ｎｉ＋７０Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋
２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６００Ｖ＋９００（Ｔｉ−
３．４２Ｎ）＋６３０で表される式より求めた値を示し
ている。
【００３６】これらの母材の引張強度特性および溶接性
を表３，４にあわせて示す。なお溶接性は、溶接熱影響
部の最高硬さ試験（ＪＩＳ Ｚ ３１１５）を実施し、
ＨＡＺ最高硬さの値により低温割れ防止予熱温度を間接
的に評価した。また溶接継手靱性は、シャルピー衝撃試
験結果の０℃における吸収エネルギーｖＥＯで評価し、
大入熱溶接（５〜１０ｋＪ／ｍｍ程度）では１００Ｊ以
上、超大入熱溶接（６０〜１００ｋＪ／ｍｍ程度）では
４０Ｊ以上を有する場合を良好とした。
を表３，４にあわせて示す。なお溶接性は、溶接熱影響
部の最高硬さ試験（ＪＩＳ Ｚ ３１１５）を実施し、
ＨＡＺ最高硬さの値により低温割れ防止予熱温度を間接
的に評価した。また溶接継手靱性は、シャルピー衝撃試
験結果の０℃における吸収エネルギーｖＥＯで評価し、
大入熱溶接（５〜１０ｋＪ／ｍｍ程度）では１００Ｊ以
上、超大入熱溶接（６０〜１００ｋＪ／ｍｍ程度）では
４０Ｊ以上を有する場合を良好とした。
【００３７】表１〜表４から明らかなように、本発明で
定める条件を全て満たす本発明の実施例では、良好な母
材強度特性、溶接性および溶接継手靱性を有し、かつ優
れた音響異方性を示した。
定める条件を全て満たす本発明の実施例では、良好な母
材強度特性、溶接性および溶接継手靱性を有し、かつ優
れた音響異方性を示した。
【００３８】これに対し、比較例のＮｏ．６−２では圧
延仕上温度がＴ℃より低いため音響異方性が大きくなっ
ている。Ｎｏ．２０はＮｂ含有量が０．００３％と低い
ためＨＴ７８０クラスの鋼としての母材強度および溶接
継手強度を満たさない。Ｎｏ．２１はＣ含有量が０．０
５１％と低いためＨＴ７８０クラスの鋼としての母材強
度を満たさない。Ｎｏ．２２はＳ含有量が０．０１５％
と高いため溶接継手靱性が不十分である。Ｎｏ．２３は
Ｃ含有量が０．０５４％と低いためＨＴ７８０クラスの
鋼としての母材強度を満たさない。Ｎｏ．２４はＢ含有
量が０．０００２％と低いためＨＴ７８０クラスの鋼と
しての母材強度を満たさない。Ｎｏ．２５はＢ含有量が
０．００２６％と高いため溶接継手靱性が不十分であ
る。Ｎｏ．２６はＣｅｑ値が０．４５と低いため母材強
度、溶接継手靱性が不十分である。Ｎｏ．２７はＮｂ含
有量が０．０５１％と高いため溶接金属の靱性が不十分
である。Ｎｏ．２８はＣ含有量が０．１１５％と高いた
めＨＡＺ最高硬さがＨｖ３８５以上となり溶接性が不十
分である。Ｎｏ．２９はＮｂ含有量が０．０４６％と高
いため溶接金属の靱性が不十分である。Ｎｏ．３０はＳ
ｉ含有量が０．３５％と高いため溶接継手靱性が不十分
である。Ｎｏ．３１はＳｉ含有量が０．３８％と高いた
め溶接継手靱性が不十分である。Ｎｏ．３２はＰ含有量
が０．０１６％と高いため溶接継手靱性が不十分であ
る。Ｎｏ．３３はＣｅｑ値が０．４７と低いため母材強
度、溶接継手靱性が不十分である。
延仕上温度がＴ℃より低いため音響異方性が大きくなっ
ている。Ｎｏ．２０はＮｂ含有量が０．００３％と低い
ためＨＴ７８０クラスの鋼としての母材強度および溶接
継手強度を満たさない。Ｎｏ．２１はＣ含有量が０．０
５１％と低いためＨＴ７８０クラスの鋼としての母材強
度を満たさない。Ｎｏ．２２はＳ含有量が０．０１５％
と高いため溶接継手靱性が不十分である。Ｎｏ．２３は
Ｃ含有量が０．０５４％と低いためＨＴ７８０クラスの
鋼としての母材強度を満たさない。Ｎｏ．２４はＢ含有
量が０．０００２％と低いためＨＴ７８０クラスの鋼と
しての母材強度を満たさない。Ｎｏ．２５はＢ含有量が
０．００２６％と高いため溶接継手靱性が不十分であ
る。Ｎｏ．２６はＣｅｑ値が０．４５と低いため母材強
度、溶接継手靱性が不十分である。Ｎｏ．２７はＮｂ含
有量が０．０５１％と高いため溶接金属の靱性が不十分
である。Ｎｏ．２８はＣ含有量が０．１１５％と高いた
めＨＡＺ最高硬さがＨｖ３８５以上となり溶接性が不十
分である。Ｎｏ．２９はＮｂ含有量が０．０４６％と高
いため溶接金属の靱性が不十分である。Ｎｏ．３０はＳ
ｉ含有量が０．３５％と高いため溶接継手靱性が不十分
である。Ｎｏ．３１はＳｉ含有量が０．３８％と高いた
め溶接継手靱性が不十分である。Ｎｏ．３２はＰ含有量
が０．０１６％と高いため溶接継手靱性が不十分であ
る。Ｎｏ．３３はＣｅｑ値が０．４７と低いため母材強
度、溶接継手靱性が不十分である。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】
【表４】
【００４３】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
溶接性と音響異方性の両方ともに優れ、かつ大入熱およ
び超大入熱溶接ＨＡＺ靱性にも優れた低降伏比７８０Ｎ
／ｍｍ2 級鋼の製造方法を提供することができる。
溶接性と音響異方性の両方ともに優れ、かつ大入熱およ
び超大入熱溶接ＨＡＺ靱性にも優れた低降伏比７８０Ｎ
／ｍｍ2 級鋼の製造方法を提供することができる。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％でＣ：０．０６〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．
５〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜０．８％、Ｍｏ：０．１
〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．
０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８
％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、Ｃｅｑ値
が０．４８以上である鋼を、１０５０〜１２５０℃の温
度範囲に加熱し、Ｔ〜１１００℃の範囲内に熱間圧延を
終了させ、Ａｒ３変態点以上から少なくとも５００℃ま
での間を０．１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、
次いで７４０〜８５０℃に再加熱した後、焼入れ処理を
行い、さらに４００℃以上Ａｃｌ変態点以下の温度で焼
戻し処理することを特徴とする溶接性と音響異方性に優
れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法。ただ
し、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０
＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）、 Ｔ＝（−２５０Ｃ＋９５Ｍｎ＋３０Ｎｉ＋７０Ｃｒ＋１
００Ｍｏ＋２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６００Ｖ＋９００
（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋６３０）である。 - 【請求項２】 重量％でＣ：０．０６〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．
５〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜０．８％、Ｍｏ：０．１
〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．
０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８
％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、さらにＣ
ｕ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．１％の一
種または二種を含有し、Ｃｅｑ値が０．４８以上である
鋼を、１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ｔ〜
１１００℃の範囲内に熱間圧延を終了させ、Ａｒ３変態
点以上から少なくとも５００℃までの間を０．１〜５０
℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、次いで７４０〜８５０
℃に再加熱した後、焼入れ処理を行い、さらに４００℃
以上Ａｃｌ変態点以下の温度で焼戻し処理することを特
徴とする溶接性と音響異方性に優れた低降伏比７８０Ｎ
／ｍｍ2 級鋼の製造方法。ただし、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ
／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋
Ｖ／１４）、 Ｔ＝（−２５０Ｃ＋９５Ｍｎ＋３０Ｎｉ＋７０Ｃｒ＋１
００Ｍｏ＋２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６００Ｖ＋９００
（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋６３０）である。 - 【請求項３】 重量％でＣ：０．０６〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．
５〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜０．８％、Ｍｏ：０．１
〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．
０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８
％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、さらにＴ
ｉ：０．００５〜０．０２０％を含有し、Ｃｅｑ値が
０．４８以上である鋼を、１０５０〜１２５０℃の温度
範囲に加熱し、Ｔ＝（−２５０Ｃ＋９５Ｍｎ＋３０Ｎｉ
＋７０Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６
００Ｖ＋９００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋６３０）なるパ
ラメーターＴに対してＴ〜１１００℃の範囲内に熱間圧
延を終了させ、Ａｒ３変態点以上から少なくとも５００
℃までの間を０．１〜５０℃／ｓｅｃの冷却速度で冷却
し、次いで７４０〜８５０℃に再加熱した後、焼入れ処
理を行い、さらに４００℃以上Ａｃｌ変態点以下の温度
で焼戻し処理することを特徴とする溶接性と音響異方性
に優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法。た
だし、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４
０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で、 Ｔ＝（−２５０Ｃ＋９５Ｍｎ＋３０Ｎｉ＋７０Ｃｒ＋１
００Ｍｏ＋２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６００Ｖ＋９００
（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋６３０）である。 - 【請求項４】 重量％でＣ：０．０６〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．３０％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．
５〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜０．８％、Ｍｏ：０．１
〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．
０００３〜０．００２０％、Ａｌ：０．０１〜０．０８
％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、さらにＣ
ｕ：０．０５〜０．５％、Ｖ：０．０２〜０．１％の一
種または二種を含有し、さらにＴｉ：０．００５〜０．
０２０％を含有し、Ｃｅｑ値が０．４８以上である鋼
を、１０５０〜１２５０℃の温度範囲に加熱し、Ｔ〜１
１００℃の範囲内に熱間圧延を終了させ、Ａｒ３変態点
以上から少なくとも５００℃までの間を０．１〜５０℃
／ｓｅｃの冷却速度で冷却し、次いで７４０〜８５０℃
に再加熱した後、焼入れ処理を行い、さらに４００℃以
上Ａｃｌ変態点以下の温度で焼戻し処理することを特徴
とする溶接性と音響異方性に優れた低降伏比７８０Ｎ／
ｍｍ2 級鋼の製造方法。ただし、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／
６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ
／１４）で、 Ｔ＝（−２５０Ｃ＋９５Ｍｎ＋３０Ｎｉ＋７０Ｃｒ＋１
００Ｍｏ＋２５００Ｎｂ＋５０Ｃｕ＋６００Ｖ＋９００
（Ｔｉ−３．４２Ｎ）＋６３０）である。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8823395A JPH08283836A (ja) | 1995-04-13 | 1995-04-13 | 溶接性と音響異方性に優れた鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8823395A JPH08283836A (ja) | 1995-04-13 | 1995-04-13 | 溶接性と音響異方性に優れた鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08283836A true JPH08283836A (ja) | 1996-10-29 |
Family
ID=13937157
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8823395A Pending JPH08283836A (ja) | 1995-04-13 | 1995-04-13 | 溶接性と音響異方性に優れた鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08283836A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009108340A (ja) * | 2007-10-26 | 2009-05-21 | Nippon Steel Corp | 被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材 |
| JP2010280976A (ja) * | 2009-06-08 | 2010-12-16 | Jfe Steel Corp | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2012172242A (ja) * | 2011-02-24 | 2012-09-10 | Jfe Steel Corp | 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 |
| WO2021255856A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | 日本製鉄株式会社 | ボックス柱 |
-
1995
- 1995-04-13 JP JP8823395A patent/JPH08283836A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009108340A (ja) * | 2007-10-26 | 2009-05-21 | Nippon Steel Corp | 被削性と焼入れ性に優れた焼入れ鋼材 |
| JP2010280976A (ja) * | 2009-06-08 | 2010-12-16 | Jfe Steel Corp | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法 |
| JP2012172242A (ja) * | 2011-02-24 | 2012-09-10 | Jfe Steel Corp | 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 |
| WO2021255856A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 | 日本製鉄株式会社 | ボックス柱 |
| JPWO2021255856A1 (ja) * | 2020-06-17 | 2021-12-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR20130045900A (ko) | 용접부의 인성과 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판 | |
| KR20130025947A (ko) | 용접부 인성과 내지연 파괴 특성이 우수한 내마모 강판 | |
| US20080295920A1 (en) | High Tension Steel Plate with Small Acoustic Anisotropy and with Excellent Weldability and Method of Production of Same | |
| JP7262288B2 (ja) | 母材と溶接熱影響部の靭性に優れかつ音響異方性の小さい高強度低降伏比厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP5407478B2 (ja) | １層大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005256037A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JPH08176659A (ja) | 低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP3734692B2 (ja) | 音響異方性が小さく溶接性に優れた非調質型低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3737300B2 (ja) | 溶接性の優れた非調質型低降伏比高張力鋼板 | |
| JP2000192140A (ja) | 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JPH08283836A (ja) | 溶接性と音響異方性に優れた鋼の製造方法 | |
| JP4655372B2 (ja) | 高い降伏点を有する高張力鋼材の製造方法 | |
| JP4461589B2 (ja) | 溶接割れ感受性に優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造方法 | |
| JP2898455B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP2828755B2 (ja) | 溶接性の優れた低降伏比８０▲ｋｇ▼ｆ／▲ｍｍ▼▲上２▼級鋼板の製造方法 | |
| JPH05112823A (ja) | 大入熱溶接継手靱性の優れた建築用４９０Ｎ／ｍｍ２級耐火鋼材の製造方法 | |
| JPH08333626A (ja) | 溶接性、音響異方性および大入熱継手特性に優れた厚物鋼の製造方法 | |
| JP2962110B2 (ja) | ボックス柱用低降伏比高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2001059142A (ja) | 耐歪み時効特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
| JPH11172331A (ja) | 溶接割れ感受性に優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JPH06145787A (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH0913123A (ja) | 高張力鋼の製造方法 | |
| JP3568710B2 (ja) | 大入熱溶接時のＨＡＺ靱性が優れ、降伏比が８０％以下である溶接構造用５９０Ｎ／ｍｍ２ 級鋼板およびその製造方法 | |
| JP3920523B2 (ja) | 溶接性及び母材靭性に優れた高張力鋼板 |