JPH04314825A - 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法Info
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- JPH04314825A JPH04314825A JP4027791A JP4027791A JPH04314825A JP H04314825 A JPH04314825 A JP H04314825A JP 4027791 A JP4027791 A JP 4027791A JP 4027791 A JP4027791 A JP 4027791A JP H04314825 A JPH04314825 A JP H04314825A
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Landscapes
- 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８０ｋｇ
ｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法に関するものである。
ｆ／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、厳しい溶
接条件に於て溶接による硬化は避けられなかった。即ち
、溶接後の冷却速度が速い場合（溶接入熱が小さく、溶
接する鋼の板厚が厚い）は溶接による硬化は避けられず
、溶接割れを防止するためには高い予熱温度が必須であ
った。このため、厳しい溶接条件に於て優れた溶接性を
有するＨＴ８０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、厳しい溶
接条件に於て溶接による硬化は避けられなかった。即ち
、溶接後の冷却速度が速い場合（溶接入熱が小さく、溶
接する鋼の板厚が厚い）は溶接による硬化は避けられず
、溶接割れを防止するためには高い予熱温度が必須であ
った。このため、厳しい溶接条件に於て優れた溶接性を
有するＨＴ８０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は溶接後の冷却速度が速い
厳しい溶接条件に於ても溶接熱影響部（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は溶接後の冷却速度が速い
厳しい溶接条件に於ても溶接熱影響部（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。
【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：０．０３〜０．０５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ
：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０
０８％以下、Ｃｕ：０．９〜１．８％、Ｎｉ：０．３〜
２．０％、Ｍｏ：０．４〜０．７％、Ｎｂ：０．００５
〜０．０４０％、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Ｃｒ
：０．０５〜０．４％、Ｃａ：０．０００５〜０．００
５％の１種または２種を含有し、５９．３Ｃ（％）＋Ｃ
ｕ（％）の和が４．２（％）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
９５０℃〜１１５０℃の温度範囲に再加熱して、１００
０℃以下の累積圧下量が４０％以上になるように圧延を
行なった後、８５０℃以上の温度から焼入れし、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８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力
鋼の製造法である。
Ｃ：０．０３〜０．０５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ
：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０
０８％以下、Ｃｕ：０．９〜１．８％、Ｎｉ：０．３〜
２．０％、Ｍｏ：０．４〜０．７％、Ｎｂ：０．００５
〜０．０４０％、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Ｃｒ
：０．０５〜０．４％、Ｃａ：０．０００５〜０．００
５％の１種または２種を含有し、５９．３Ｃ（％）＋Ｃ
ｕ（％）の和が４．２（％）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
９５０℃〜１１５０℃の温度範囲に再加熱して、１００
０℃以下の累積圧下量が４０％以上になるように圧延を
行なった後、８５０℃以上の温度から焼入れし、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８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 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、従来ＨＴ８０の溶接性を抜本的に解決
するためには鋼中Ｃ量の低減とＢ無添加が必須であった
。しかしながら、Ｃ量の低減とＢ無添加はどちらも母材
強度を確保するため重要な合金元素であった。このため
、母材強度と良溶接性を満足させる方法について鋭意検
討し、従来の発想と全く異なった新しい鋼を発明するこ
とができた。
の研究によれば、従来ＨＴ８０の溶接性を抜本的に解決
するためには鋼中Ｃ量の低減とＢ無添加が必須であった
。しかしながら、Ｃ量の低減とＢ無添加はどちらも母材
強度を確保するため重要な合金元素であった。このため
、母材強度と良溶接性を満足させる方法について鋭意検
討し、従来の発想と全く異なった新しい鋼を発明するこ
とができた。
【０００６】本発明では、１）Ｃ量の低減とＢ無添加に
よる母材強度の低下はＣｕ，Ｎｂ，Ｖの析出硬化を利用
、２）また、従来から溶接割れ発生に硬さが大きく影響
し、割れ発生の抑制に必要な硬さの限界値はＨｖ３５０
程度であることが知られていた。このため、厳しい溶接
条件でもＨＡＺの硬さが最大でもＨｖ３５０以下となる
成分規制が必要である。このクラスのＨＴ８０は厳しい
溶接条件では、ＨＡＺのミクロ組織が殆どマルテンサイ
トとなり、その硬さはＣ量とＣｕ量の和で決まることを
見いだした。
よる母材強度の低下はＣｕ，Ｎｂ，Ｖの析出硬化を利用
、２）また、従来から溶接割れ発生に硬さが大きく影響
し、割れ発生の抑制に必要な硬さの限界値はＨｖ３５０
程度であることが知られていた。このため、厳しい溶接
条件でもＨＡＺの硬さが最大でもＨｖ３５０以下となる
成分規制が必要である。このクラスのＨＴ８０は厳しい
溶接条件では、ＨＡＺのミクロ組織が殆どマルテンサイ
トとなり、その硬さはＣ量とＣｕ量の和で決まることを
見いだした。
【０００７】従来の知見では、殆どマルテンサイトの硬
さはおよそＨｖ＝８００Ｃ（％）＋２９３程度であるこ
とが知られていた。発明者らはＣｕ添加量が０．８％以
上の鋼では、殆どマルテンサイトの硬さはＣ量以外にＣ
ｕ添加量にも依存することを見いだした。この結果を数
式で表わすとＨｖ（殆どマルテンサイトの硬さ）＝８０
０Ｃ（％）＋１３．５Ｃｕ（％）＋２９３となる。
さはおよそＨｖ＝８００Ｃ（％）＋２９３程度であるこ
とが知られていた。発明者らはＣｕ添加量が０．８％以
上の鋼では、殆どマルテンサイトの硬さはＣ量以外にＣ
ｕ添加量にも依存することを見いだした。この結果を数
式で表わすとＨｖ（殆どマルテンサイトの硬さ）＝８０
０Ｃ（％）＋１３．５Ｃｕ（％）＋２９３となる。
【０００８】このような検討から、厳しい溶接条件に於
て硬さ値を一定以下（Ｈｖ３５０以下）に抑える条件は
５９．３Ｃ＋Ｃｕの和を４．２以下とすることで達成で
きることを見いだした。３）さらに、母材の強度をＣｕ
，Ｎｂ，Ｖ等の析出硬化で達成する場合、鋼成分の焼入
性が低いため母材の靭性確保が難しい課題であった。 この課題を解決するためには、添加元素の制約とともに
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、冷却条件を限定する必要がある。 再加熱温度はＮｂ，Ｖなどの固溶と加熱時のオーステナ
イト粒の粗大化の両面から規制が必要である。９５０℃
未満ではＮｂが殆ど固溶せず、Ｖの固溶も十分でなくな
り、母材の強度が不足するため下限を９５０℃とした。 また、１１５０℃超ではＮｂやＶは十分固溶し、母材の
強度は十分であるがオーステナイト粒が粗大化して母材
の靭性が著しく劣化するため上限を１１５０℃とした。
て硬さ値を一定以下（Ｈｖ３５０以下）に抑える条件は
５９．３Ｃ＋Ｃｕの和を４．２以下とすることで達成で
きることを見いだした。３）さらに、母材の強度をＣｕ
，Ｎｂ，Ｖ等の析出硬化で達成する場合、鋼成分の焼入
性が低いため母材の靭性確保が難しい課題であった。 この課題を解決するためには、添加元素の制約とともに
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、冷却条件を限定する必要がある。 再加熱温度はＮｂ，Ｖなどの固溶と加熱時のオーステナ
イト粒の粗大化の両面から規制が必要である。９５０℃
未満ではＮｂが殆ど固溶せず、Ｖの固溶も十分でなくな
り、母材の強度が不足するため下限を９５０℃とした。 また、１１５０℃超ではＮｂやＶは十分固溶し、母材の
強度は十分であるがオーステナイト粒が粗大化して母材
の靭性が著しく劣化するため上限を１１５０℃とした。
【０００９】つぎに１０００℃以下の累積圧下量を４０
％以上としなければならない。圧延によるオーステナイ
ト粒の微細化のためには、１０００℃以下の累積圧下量
が重要であり、その下限を４０％とした（好ましい範囲
４５〜７０％）。さらに、ＨＴ８０の強度と靭性を得る
ためには、８５０℃以上の温度から焼入れを行ない、７
００℃以下の温度で焼戻処理する必要がある。
％以上としなければならない。圧延によるオーステナイ
ト粒の微細化のためには、１０００℃以下の累積圧下量
が重要であり、その下限を４０％とした（好ましい範囲
４５〜７０％）。さらに、ＨＴ８０の強度と靭性を得る
ためには、８５０℃以上の温度から焼入れを行ない、７
００℃以下の温度で焼戻処理する必要がある。
【００１０】一部重要な成分の規制と適正な製造方法に
ついて述べたが、優れた溶接性を有するＨＴ８０とする
ためには基本成分を適正範囲に規制する必要がある。以
下この点について説明する。
ついて述べたが、優れた溶接性を有するＨＴ８０とする
ためには基本成分を適正範囲に規制する必要がある。以
下この点について説明する。
【００１１】Ｃの下限０．０３％は母材および溶接部の
強度確保ならびにＮｂ，Ｖなど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０．０６％とした。しかも、前述した
ようにＣ量の上限はＣｕ量との関係で規制する必要があ
り、５９．３Ｃ（％）＋Ｃｕ（％）の和が４．２（％）
以下とする。溶接性の観点からＣ量は０．０５％以下が
望ましい。
強度確保ならびにＮｂ，Ｖなど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０．０６％とした。しかも、前述した
ようにＣ量の上限はＣｕ量との関係で規制する必要があ
り、５９．３Ｃ（％）＋Ｃｕ（％）の和が４．２（％）
以下とする。溶接性の観点からＣ量は０．０５％以下が
望ましい。
【００１２】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。
【００１３】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。
【００１４】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。さらに、溶接性を劣化させないため、Ｃｕ量の上
限はＣ量との関係で規制する必要があり、Ｃｕ（％）＋
５９．３Ｃ（％）の和が４．２（％）以下とする。
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。さらに、溶接性を劣化させないため、Ｃｕ量の上
限はＣ量との関係で規制する必要があり、Ｃｕ（％）＋
５９．３Ｃ（％）の和が４．２（％）以下とする。
【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。
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。
【００１６】Ｍｏは母材の強度、靭性をともに向上させ
る元素で、０．４％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は母材の強度、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ＨＡＺ靭性を劣化させるので、上限を０．０４０
％とした。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。
る元素で、０．４％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は母材の強度、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ＨＡＺ靭性を劣化させるので、上限を０．０４０
％とした。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。
【００１７】ＴｉはＡｌ量が少ないときＯと結合してＴ
ｉ２ 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０．００５％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。
ｉ２ 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０．００５％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。
【００１８】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。
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。
【００１９】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なＨＴ８
０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Ｈ
ＡＺ靭性に有害なため、上限を０．００６０％とした。
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なＨＴ８
０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Ｈ
ＡＺ靭性に有害なため、上限を０．００６０％とした。
【００２０】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％未満
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。
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％未満
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。
【００２１】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼を製造
し、母材の強度、靭性、厳しい溶接条件でのＨＡＺ硬さ
の測定等の調査を実施した。表１に本発明鋼と比較鋼の
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、厳しい溶接条件でのＨＡＺ硬さの測定結果を示す
。
し、母材の強度、靭性、厳しい溶接条件でのＨＡＺ硬さ
の測定等の調査を実施した。表１に本発明鋼と比較鋼の
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、厳しい溶接条件でのＨＡＺ硬さの測定結果を示す
。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】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
いて母材強度、靭性および厳しい溶接条件での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
いて母材強度、靭性および厳しい溶接条件でのＨＡＺ硬
さの測定結果を示す。
【００２７】本発明鋼はＣ，Ｃｕ量を制御しており、５
９．３Ｃ＋Ｃｕの和は４．２未満である。このため、溶
接入熱１０ｋＪ／ｃｍの厳しい条件でもＨＡＺ硬さの最
高値は３５０未満であった。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。
９．３Ｃ＋Ｃｕの和は４．２未満である。このため、溶
接入熱１０ｋＪ／ｃｍの厳しい条件でもＨＡＺ硬さの最
高値は３５０未満であった。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。
【００２８】これに対し、比較鋼の鋼１１〜１７では母
材の特性は十分であるが、化学成分中のＣが高くまた、
Ｃ＋Ｃｕの和が高いためＨＡＺ硬さがＨｖ３５０をはる
かに超え溶接性が不十分であった。また比較鋼１８〜２
０ではＨＡＺ硬さは３５０未満であったが、鋼１８でＭ
ｎ，Ｍｏ量が不十分なため母材強度が８０キロに達しな
かった。鋼１９では、Ｃｕ量が少ないため母材強度が８
０キロに達しなかった。さらに、鋼２０でＮｂが添加さ
れてないため母材強度が８０キロに達しなかった。
材の特性は十分であるが、化学成分中のＣが高くまた、
Ｃ＋Ｃｕの和が高いためＨＡＺ硬さがＨｖ３５０をはる
かに超え溶接性が不十分であった。また比較鋼１８〜２
０ではＨＡＺ硬さは３５０未満であったが、鋼１８でＭ
ｎ，Ｍｏ量が不十分なため母材強度が８０キロに達しな
かった。鋼１９では、Ｃｕ量が少ないため母材強度が８
０キロに達しなかった。さらに、鋼２０でＮｂが添加さ
れてないため母材強度が８０キロに達しなかった。
【００２９】
【発明の効果】本発明により、溶接性の優れたＨＴ８０
の製造が可能となった。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。
の製造が可能となった。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。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比で、 Ｃ：０．０３〜０．０６％、 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：０．４〜０．７％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０４０％、 Ｖ：０．０２〜０．０８％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ：０．００１５〜０．００６０％、 ５９．３Ｃ（％）＋Ｃｕ（％）の和が４．２（％）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９５０℃〜１１５０℃の温度範囲に再加熱し
て、１０００℃以下の累積圧下量が４０％以上になるよ
うに圧延を行なった後、８５０℃以上の温度から焼入れ
し、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：０．０００５〜０．００５％ 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８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3040277A JP2634961B2 (ja) | 1991-03-06 | 1991-03-06 | 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3040277A JP2634961B2 (ja) | 1991-03-06 | 1991-03-06 | 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04314825A true JPH04314825A (ja) | 1992-11-06 |
| JP2634961B2 JP2634961B2 (ja) | 1997-07-30 |
Family
ID=12576132
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3040277A Expired - Lifetime JP2634961B2 (ja) | 1991-03-06 | 1991-03-06 | 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2634961B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103695771A (zh) * | 2013-12-03 | 2014-04-02 | 武汉钢铁(集团)公司 | 抗拉强度610MPa级热轧高强薄钢板及其生产方法 |
| WO2022267173A1 (zh) * | 2021-06-21 | 2022-12-29 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种海洋工程用调质处理高强度耐低温h型钢及其制备方法 |
| CN116377346A (zh) * | 2023-03-27 | 2023-07-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种屈服强度900MPa级含Cu低合金高强钢及其制造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS605822A (ja) * | 1983-03-17 | 1985-01-12 | ア−ムコ，インコ−ポレ−テツド | 低合金鋼板とその製法 |
| JPH02129317A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-05-17 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた８０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼の製造法 |
-
1991
- 1991-03-06 JP JP3040277A patent/JP2634961B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS605822A (ja) * | 1983-03-17 | 1985-01-12 | ア−ムコ，インコ−ポレ−テツド | 低合金鋼板とその製法 |
| JPH02129317A (ja) * | 1988-11-08 | 1990-05-17 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた８０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級高張力鋼の製造法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN103695771A (zh) * | 2013-12-03 | 2014-04-02 | 武汉钢铁(集团)公司 | 抗拉强度610MPa级热轧高强薄钢板及其生产方法 |
| WO2022267173A1 (zh) * | 2021-06-21 | 2022-12-29 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种海洋工程用调质处理高强度耐低温h型钢及其制备方法 |
| CN116377346A (zh) * | 2023-03-27 | 2023-07-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种屈服强度900MPa级含Cu低合金高强钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2634961B2 (ja) | 1997-07-30 |
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