JP2528561B2 - 溶接性の優れた低降伏比７０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接性の優れた低降伏比７０ｋｇｆ／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低降伏比
７０kgf/mm2 級高張力鋼（以降ＨＴ７０）の製造法に関
するものである。
７０kgf/mm2 級高張力鋼（以降ＨＴ７０）の製造法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来の６０kgf/mm2 級超の高張力鋼の殆
どはＢ添加鋼を焼き入れ焼戻処理することにより製造し
ていた。しかし、Ｂ添加高張力鋼は溶接性が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。
どはＢ添加鋼を焼き入れ焼戻処理することにより製造し
ていた。しかし、Ｂ添加高張力鋼は溶接性が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。
【０００３】一方、６０kgf/mm2 超高張力鋼は強度の上
昇に伴い降伏比（引張強さに対する降伏強度の割合）の
増加が避けられなかった。前述の問題点のうち溶接性に
関しては、特開平０２−１２９３１７号公報のようなＢ
無添加ＨＴ８０が発明されている。
昇に伴い降伏比（引張強さに対する降伏強度の割合）の
増加が避けられなかった。前述の問題点のうち溶接性に
関しては、特開平０２−１２９３１７号公報のようなＢ
無添加ＨＴ８０が発明されている。
【０００４】しかしながら、この製造法では溶接性の改
善は出来るが降伏比が高く耐震性を要求される建築物へ
の適用は出来なかった。すなわち、この発明鋼の製造法
の特徴は圧延後、オーステナイト域まで再加熱して焼き
入れ、焼戻を実施するため、炭化物が微細となり必然的
に降伏強度が増加して降伏比の上昇を招いていた。最近
の建築物は巨大化の傾向を強めつつあり、良溶接性の低
降伏比高強度厚鋼板の研究開発が強く望まれていた。
善は出来るが降伏比が高く耐震性を要求される建築物へ
の適用は出来なかった。すなわち、この発明鋼の製造法
の特徴は圧延後、オーステナイト域まで再加熱して焼き
入れ、焼戻を実施するため、炭化物が微細となり必然的
に降伏強度が増加して降伏比の上昇を招いていた。最近
の建築物は巨大化の傾向を強めつつあり、良溶接性の低
降伏比高強度厚鋼板の研究開発が強く望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は溶接性が優れ
た低降伏比ＨＴ７０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ＨＴ７０は母材の降伏比が
低く、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（ＨＡＺ）の硬化が少なく、溶接施工時の
予熱の軽減が可能である。
た低降伏比ＨＴ７０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ＨＴ７０は母材の降伏比が
低く、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（ＨＡＺ）の硬化が少なく、溶接施工時の
予熱の軽減が可能である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は（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％、Ｎ
ｉ：０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．０２〜０．０
８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０
６％以下、Ｎ：０．００１５％〜０．００６０％を有
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７００℃〜８５０℃に再加熱して、その後ただち
にこの温度から常温まで焼入、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
優れた低降伏比７０kgf/mm2 級高張力鋼の製造法。 （２）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％、Ｎ
ｉ：０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．０２〜０．０
８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０
６％以下、Ｎ：０．００１５％〜０．００６０％さらに
Ｃｒ：０．０５〜０．４％、Ｃａ：０．０００５〜０．
００５０％の一種または二種を含有し、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７００℃〜８５
０℃に再加熱して、その後この温度から常温まで焼入、
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低降伏比７０kgf/mm2級
高張力鋼の製造法。
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％、Ｎ
ｉ：０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．０２〜０．０
８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０
６％以下、Ｎ：０．００１５％〜０．００６０％を有
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７００℃〜８５０℃に再加熱して、その後ただち
にこの温度から常温まで焼入、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
優れた低降伏比７０kgf/mm2 級高張力鋼の製造法。 （２）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％、Ｎ
ｉ：０．３〜２．０％、Ｍｏ：０．３〜０．７％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０３０％、Ｖ：０．０２〜０．０
８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ａｌ：０．０
６％以下、Ｎ：０．００１５％〜０．００６０％さらに
Ｃｒ：０．０５〜０．４％、Ｃａ：０．０００５〜０．
００５０％の一種または二種を含有し、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７００℃〜８５
０℃に再加熱して、その後この温度から常温まで焼入、
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低降伏比７０kgf/mm2級
高張力鋼の製造法。
【０００７】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、従来ＨＴ６０超級の鋼成分は母材
の強度や靭性を確保する必要性から、Ｂ添加系や比較的
高いＣ量の添加系が基本であった。しかしながら、Ｂ添
加や高いＣ量は溶接性が著しく悪く、このため、ＨＴ６
０級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０２−１２９３１
７号公報の発明鋼では、ＨＴ８０の強度を有し且つ、溶
接性も良好である。しかしながら、この発明鋼ではオー
ステナイト域より焼き入れして強度を確保しているため
降伏強度が高く耐震性を要求される建築構造物への適用
は難しかった。
者らの研究によれば、従来ＨＴ６０超級の鋼成分は母材
の強度や靭性を確保する必要性から、Ｂ添加系や比較的
高いＣ量の添加系が基本であった。しかしながら、Ｂ添
加や高いＣ量は溶接性が著しく悪く、このため、ＨＴ６
０級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０２−１２９３１
７号公報の発明鋼では、ＨＴ８０の強度を有し且つ、溶
接性も良好である。しかしながら、この発明鋼ではオー
ステナイト域より焼き入れして強度を確保しているため
降伏強度が高く耐震性を要求される建築構造物への適用
は難しかった。
【０００８】本発明者らは良溶接性と低降伏比を兼ね備
えたＨＴ６０超級鋼の開発の可能性について鋭意検討
し、良溶接性の低降伏比鋼は強度を７０kgf/mm2 とする
ことにより実現出来ることを見いだした。本発明では、
１）良溶接性確保のためＣ量低減とＢ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Ｎｂ，Ｖの析出硬化を利用。３）低降
伏比の実現をオーステナイト−フェライト２相共存域へ
再加熱後焼入することにより解決した。以上３点が本発
明の骨子である。
えたＨＴ６０超級鋼の開発の可能性について鋭意検討
し、良溶接性の低降伏比鋼は強度を７０kgf/mm2 とする
ことにより実現出来ることを見いだした。本発明では、
１）良溶接性確保のためＣ量低減とＢ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Ｎｂ，Ｖの析出硬化を利用。３）低降
伏比の実現をオーステナイト−フェライト２相共存域へ
再加熱後焼入することにより解決した。以上３点が本発
明の骨子である。
【０００９】以下詳細に説明する。良溶接性を確保する
ためにはＢ無添加とＣ量の低減が極めて重要ある。これ
に加え成分元素の合計がＰcmで０．２８％以下とする必
要がある。この限定範囲であれば、通常の溶接条件では
溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬化が少なく、溶接施工時の
予熱の軽減が可能である。
ためにはＢ無添加とＣ量の低減が極めて重要ある。これ
に加え成分元素の合計がＰcmで０．２８％以下とする必
要がある。この限定範囲であれば、通常の溶接条件では
溶接熱影響部（ＨＡＺ）の硬化が少なく、溶接施工時の
予熱の軽減が可能である。
【００１０】また、Ｂを添加しないでＣ量を低減するた
め、母材強度はＣｕやＮｂ，Ｖの添加が必須である。こ
れらは析出硬化元素として知られているが適正な製造条
件の時その効果を発揮する。本発明鋼では、所定の成分
の鋼を１０００℃〜１２５０℃に再加熱し、Ｃｕ，Ｎ
ｂ，Ｖを完全に溶体化し、その後の圧延で極力析出させ
ないため低温域での圧下を避ける必要がある（望ましく
は圧延は７８０℃以上で終了）。しかしながら、母材靭
性確保のため、ある程度の圧延による細粒化が必要で、
１０５０℃以下の圧下量が２０％以上必要である（好ま
しい範囲３０〜７０％）。
め、母材強度はＣｕやＮｂ，Ｖの添加が必須である。こ
れらは析出硬化元素として知られているが適正な製造条
件の時その効果を発揮する。本発明鋼では、所定の成分
の鋼を１０００℃〜１２５０℃に再加熱し、Ｃｕ，Ｎ
ｂ，Ｖを完全に溶体化し、その後の圧延で極力析出させ
ないため低温域での圧下を避ける必要がある（望ましく
は圧延は７８０℃以上で終了）。しかしながら、母材靭
性確保のため、ある程度の圧延による細粒化が必要で、
１０５０℃以下の圧下量が２０％以上必要である（好ま
しい範囲３０〜７０％）。
【００１１】さらに、低降伏比とするためオーステナイ
ト−フェライトの２相共存域からの焼き入れが必須であ
る。この処理は一般に実施されているオーステナイト直
上からの焼き入れに比較して得られる強度は低くなる
が、低降伏比が得られる。すなわち、再加熱の２相共存
状態でフェライトからオーステナイトへＣの濃化が生
じ、Ｃの濃化したオーステナイトとＣが減少したフェラ
イト相となる。この状態から焼き入れることにより極め
て微細な炭化物を有する相と粗大な炭化物を有する相の
２相混合組織が出来る。降伏比の低減はこの２相混合組
織により達成される。
ト−フェライトの２相共存域からの焼き入れが必須であ
る。この処理は一般に実施されているオーステナイト直
上からの焼き入れに比較して得られる強度は低くなる
が、低降伏比が得られる。すなわち、再加熱の２相共存
状態でフェライトからオーステナイトへＣの濃化が生
じ、Ｃの濃化したオーステナイトとＣが減少したフェラ
イト相となる。この状態から焼き入れることにより極め
て微細な炭化物を有する相と粗大な炭化物を有する相の
２相混合組織が出来る。降伏比の低減はこの２相混合組
織により達成される。
【００１２】しかしながら、再加熱温度や焼き入れ温度
が適切でなければ目的を達することは出来ない。８５０
℃超の温度からの焼き入れではフェライト相の割合が少
なく降伏比の低減効果が期待出来ない。また、７００℃
未満からの焼き入れは強度が下がり目的を達することが
出来ない。さらに再焼戻はマルテンサイトを分解し安定
な炭化物として靭性を回復させるため必要であるが、７
００℃では炭化物が異常に粗大化して強度が確保出来な
いため７００℃以下とした。
が適切でなければ目的を達することは出来ない。８５０
℃超の温度からの焼き入れではフェライト相の割合が少
なく降伏比の低減効果が期待出来ない。また、７００℃
未満からの焼き入れは強度が下がり目的を達することが
出来ない。さらに再焼戻はマルテンサイトを分解し安定
な炭化物として靭性を回復させるため必要であるが、７
００℃では炭化物が異常に粗大化して強度が確保出来な
いため７００℃以下とした。
【００１３】本発明の主要な点について述べたが、優れ
た溶接性を有する低降伏比ＨＴ７０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。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。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。
た溶接性を有する低降伏比ＨＴ７０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。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。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。
【００１４】本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓはそ
の上限を０．０２％，０．００８％とした理由は母材，
ＨＡＺ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。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Ｈ
ＡＺ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。
の上限を０．０２％，０．００８％とした理由は母材，
ＨＡＺ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。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Ｈ
ＡＺ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。
【００１５】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０．０
３０％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０．０
３０％とした。
【００１６】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。
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。
【００１７】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ＨＴ７０の性
質を高める。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ＨＴ７０の性
質を高める。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。
【００１８】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％，
０．４％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Ｃ
ａＯ，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。前にも述べたが、Ｂ無
添加でＣｕ，Ｎｂ，Ｖを含有する鋼を７００℃〜８５０
℃に再加熱して焼入し、その後焼戻処理することにより
溶接性の優れた低降伏比ＨＴ７０kgf/mm2 鋼板の製造が
可能となった。
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％，
０．４％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Ｃ
ａＯ，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。前にも述べたが、Ｂ無
添加でＣｕ，Ｎｂ，Ｖを含有する鋼を７００℃〜８５０
℃に再加熱して焼入し、その後焼戻処理することにより
溶接性の優れた低降伏比ＨＴ７０kgf/mm2 鋼板の製造が
可能となった。
【００１９】
【実施例】転炉・連続鋳造・厚板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。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。
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。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。
【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に発明鋼の、鋼１１〜２０に比較鋼につ
いて母材強度，靭性および標準溶接条件でのＨＡＺ硬さ
の測定結果を示す。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３１３以下であった。さら
に、母材の強度，靭性ともＨＴ７０として十分な特性
で、降伏比は８３％以下の低い値であった。
を、鋼１０〜２０に比較鋼の化学成分を示す。また、表
２の鋼１〜１０に発明鋼の、鋼１１〜２０に比較鋼につ
いて母材強度，靭性および標準溶接条件でのＨＡＺ硬さ
の測定結果を示す。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３１３以下であった。さら
に、母材の強度，靭性ともＨＴ７０として十分な特性
で、降伏比は８３％以下の低い値であった。
【００２５】これに対し、比較鋼の鋼１１では製造法が
適切でないため、母材の強度，靭性は十分であるが、降
伏比が８５％を超え、さらにＣ添加量やＰcmが高いた
め、ＨＡＺ硬さがＨｖ３８６と高く、溶接性も不十分で
あった。同様に比較鋼１２，１３，１４，１５，１６で
は、製造法が適切でなく、Ｃ量やＰcmが高いため、母材
の降伏比が高く、ＨＡＺ硬さも３５４以上で溶接性が不
十分であった。さらに、比較鋼１７では、製造法は適切
であるがＣｕ量が不足なため、降伏強度が不十分であっ
た。比較鋼１８では、製造法は適切であるがＭｏ量が不
足なため降伏強度が不十分であった。比較鋼１９も製造
法は適切であるが、Ｃ量が不足なため、降伏強度が不十
分であった。さらに、比較鋼２０では製造法は適切であ
るが、Ｖが無添加なため降伏強度が不十分であった。
適切でないため、母材の強度，靭性は十分であるが、降
伏比が８５％を超え、さらにＣ添加量やＰcmが高いた
め、ＨＡＺ硬さがＨｖ３８６と高く、溶接性も不十分で
あった。同様に比較鋼１２，１３，１４，１５，１６で
は、製造法が適切でなく、Ｃ量やＰcmが高いため、母材
の降伏比が高く、ＨＡＺ硬さも３５４以上で溶接性が不
十分であった。さらに、比較鋼１７では、製造法は適切
であるがＣｕ量が不足なため、降伏強度が不十分であっ
た。比較鋼１８では、製造法は適切であるがＭｏ量が不
足なため降伏強度が不十分であった。比較鋼１９も製造
法は適切であるが、Ｃ量が不足なため、降伏強度が不十
分であった。さらに、比較鋼２０では製造法は適切であ
るが、Ｖが無添加なため降伏強度が不十分であった。
【００２６】
【発明の効果】本発明により、母材強度，靭性及び溶接
性の優れた低降伏比ＨＴ７０の製造が可能となった。
性の優れた低降伏比ＨＴ７０の製造が可能となった。
【００２７】従来のＨＴ６０超級鋼に比較し、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。
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。
【００２８】この方法で製造した厚鋼板は建築構造物な
ど耐震性（地震による建築物の崩壊防止）や良好な溶接
性が要求される溶接構造物に用いることが出来る。
ど耐震性（地震による建築物の崩壊防止）や良好な溶接
性が要求される溶接構造物に用いることが出来る。
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＋Ｎｉ
／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７００℃〜８５０℃に再加熱し
て、その後ただちにこの温度から常温まで焼入、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低降伏比７０kgf/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％の一種または二種
を含有する請求項１記載の溶接性の優れた低降伏比７０
kgf/mm2 級高張力鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3070176A JP2528561B2 (ja) | 1991-04-02 | 1991-04-02 | 溶接性の優れた低降伏比７０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3070176A JP2528561B2 (ja) | 1991-04-02 | 1991-04-02 | 溶接性の優れた低降伏比７０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04314824A JPH04314824A (ja) | 1992-11-06 |
| JP2528561B2 true JP2528561B2 (ja) | 1996-08-28 |
Family
ID=13423961
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3070176A Expired - Lifetime JP2528561B2 (ja) | 1991-04-02 | 1991-04-02 | 溶接性の優れた低降伏比７０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2528561B2 (ja) |
Families Citing this family (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 |
| JP5368820B2 (ja) * | 2008-03-27 | 2013-12-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐震性に優れた建築構造用７８０ＭＰａ級低降伏比円形鋼管およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-04-02 JP JP3070176A patent/JP2528561B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04314824A (ja) | 1992-11-06 |
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