JP3007247B2 - 溶接性の優れた降伏比８０％以下のＴＳ５９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 - Google Patents
溶接性の優れた降伏比８０％以下のＴＳ５９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法Info
- Publication number
- JP3007247B2 JP3007247B2 JP5274477A JP27447793A JP3007247B2 JP 3007247 B2 JP3007247 B2 JP 3007247B2 JP 5274477 A JP5274477 A JP 5274477A JP 27447793 A JP27447793 A JP 27447793A JP 3007247 B2 JP3007247 B2 JP 3007247B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- yield ratio
- weldability
- ts590n
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接性の優れた降伏比８
０％以下のＴＳ（引張強さ）５９０N/mm2 級高張力鋼の
製造法に関するもので、鉄鋼業においては厚板ミルに適
用することが最も好ましいが、ホットコイル、形鋼など
にも適用できる。
０％以下のＴＳ（引張強さ）５９０N/mm2 級高張力鋼の
製造法に関するもので、鉄鋼業においては厚板ミルに適
用することが最も好ましいが、ホットコイル、形鋼など
にも適用できる。
【０００２】
【従来の技術】従来、ＴＳ５９０N/mm2 級高張力鋼（以
下ＨＴ６０と言う）は、Ｂ添加あるいは各種合金の多量
添加による高焼入性の鋼を、焼入焼戻処理することによ
って製造していた。しかし、このようにＢ添加や合金の
多量添加では、その溶接性が著しく劣り、現場溶接施工
時には溶接割れ防止の観点から、１００℃以上の予熱が
必要とされ、施工能率の著しい低下および作業環境の悪
化を招いていた。一方で溶接性の良好なＨＴ６０として
ＡＳＴＭ Ａ７１０鋼に代表されるＣｕの析出硬化を利
用した鋼が知られている。しかし、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≦８０％）が要求される
が、Ｃｕ析出を利用した鋼では降伏比が高く、耐震性が
劣っていた。
下ＨＴ６０と言う）は、Ｂ添加あるいは各種合金の多量
添加による高焼入性の鋼を、焼入焼戻処理することによ
って製造していた。しかし、このようにＢ添加や合金の
多量添加では、その溶接性が著しく劣り、現場溶接施工
時には溶接割れ防止の観点から、１００℃以上の予熱が
必要とされ、施工能率の著しい低下および作業環境の悪
化を招いていた。一方で溶接性の良好なＨＴ６０として
ＡＳＴＭ Ａ７１０鋼に代表されるＣｕの析出硬化を利
用した鋼が知られている。しかし、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≦８０％）が要求される
が、Ｃｕ析出を利用した鋼では降伏比が高く、耐震性が
劣っていた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は建築用ＨＴ６
０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ＨＴ６０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こと、
本ＨＴ６０を用いた建築物は地震のエネルギーを吸収し
優れた耐震性を有することなどの特徴を持つ。
０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ＨＴ６０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こと、
本ＨＴ６０を用いた建築物は地震のエネルギーを吸収し
優れた耐震性を有することなどの特徴を持つ。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の具体的手段を下
記（１），（２）に示す。（１）重量比で Ｃ ：０．０４〜０．１１％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６〜１．６％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｃｕ：０．７〜１．２％、 Ｎｉ：０．３０〜１．００％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｏ：０．０５％以上０．２０％未満、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００６％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質
的にＢを含有せず下記式１を満足する鋼を熱間圧延後、
７５０〜８７０℃の温度範囲に再加熱して焼入し、引き
続きＡｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理することを
特徴とする厚み２０mm以上７５mm以下の溶接性の優れた
降伏比８０％以下のＴＳ５９０N/mm2 級高張力鋼の製造
法。
記（１），（２）に示す。（１）重量比で Ｃ ：０．０４〜０．１１％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６〜１．６％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｃｕ：０．７〜１．２％、 Ｎｉ：０．３０〜１．００％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｏ：０．０５％以上０．２０％未満、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００６％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質
的にＢを含有せず下記式１を満足する鋼を熱間圧延後、
７５０〜８７０℃の温度範囲に再加熱して焼入し、引き
続きＡｃ1 変態点以下の温度範囲で焼戻処理することを
特徴とする厚み２０mm以上７５mm以下の溶接性の優れた
降伏比８０％以下のＴＳ５９０N/mm2 級高張力鋼の製造
法。
【０００５】
【数２】
【０００６】（２）前記（１）の成分に、重量比でさら
に、 Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、 Ｖ ：０．０１〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１〜０．００６％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）記載の厚み２０mm以上７５mm以下の溶接性の優れ
た降伏比８０％以下のＴＳ５９０N/mm2 級高張力鋼の製
造法。
に、 Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、 Ｖ ：０．０１〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１〜０．００６％ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（１）記載の厚み２０mm以上７５mm以下の溶接性の優れ
た降伏比８０％以下のＴＳ５９０N/mm2 級高張力鋼の製
造法。
【０００７】
【作用】以下、本発明について説明する。発明者らの研
究によれば、ＨＴ６０の優れた溶接性と低降伏比を同時
に実現させるにはＢ無添加、焼入焼戻によるＣｕの析出
硬化とさらに鋼の成分を適切な焼入性に調整することが
必要であることを見いだした。また微量Ｔｉ添加、熱処
理条件の最適化により結晶粒を微細化した鋼では、Ｃｕ
による析出硬化を行っても、優れた低温靭性を示すこと
がわかった。
究によれば、ＨＴ６０の優れた溶接性と低降伏比を同時
に実現させるにはＢ無添加、焼入焼戻によるＣｕの析出
硬化とさらに鋼の成分を適切な焼入性に調整することが
必要であることを見いだした。また微量Ｔｉ添加、熱処
理条件の最適化により結晶粒を微細化した鋼では、Ｃｕ
による析出硬化を行っても、優れた低温靭性を示すこと
がわかった。
【０００８】ＨＴ６０としての特性を得るために必要な
最低のＣｕ量は０．７％である。しかし、１．２％を超
えるＣｕの添加ではＹＲを十分に低下させることが困難
となるため、その上限を１．２％とした。また、ＹＲを
８０％以下にするためには鋼の焼入性を適切な範囲に調
整することが必要で、下記式１で示される指標にて１．
５〜２．５の範囲に調整する必要がある。
最低のＣｕ量は０．７％である。しかし、１．２％を超
えるＣｕの添加ではＹＲを十分に低下させることが困難
となるため、その上限を１．２％とした。また、ＹＲを
８０％以下にするためには鋼の焼入性を適切な範囲に調
整することが必要で、下記式１で示される指標にて１．
５〜２．５の範囲に調整する必要がある。
【０００９】
【数３】 その理由は、１．５未満では後述の２相組織化熱処理に
てＹＲが８０％以下に低下せず、２．５を超えるとＨＴ
６０として強度オーバーが起こるためである。
てＹＲが８０％以下に低下せず、２．５を超えるとＨＴ
６０として強度オーバーが起こるためである。
【００１０】次に前述のようなＣｕの効果を十分に発揮
させ、ＹＲを十分に低めるためには、製造法が適切でな
ければならない。このため熱間圧延後の熱処理条件を限
定する必要がある。まず熱間圧延後に７５０〜８７０℃
に再加熱後、焼入し、Ａｃ1 以下の温度に再加熱して焼
戻処理する。７５０〜８７０℃に再加熱・焼入する理由
は、降伏比の低減のためである。一般にＣｕで析出硬化
した鋼はＹＲが著しく高い。そこで７５０〜８７０℃の
（γ＋α）２相域に再加熱・焼入を行う。部分的にγ変
態させることによって未変態の領域は軟化、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、降伏比の低減が可能となる。再加熱温度が７５０℃
以下では、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、８７０℃を超えると大部分が
γ変態し目的とする２相組織が得られず低ＹＲ化が達成
できない。
させ、ＹＲを十分に低めるためには、製造法が適切でな
ければならない。このため熱間圧延後の熱処理条件を限
定する必要がある。まず熱間圧延後に７５０〜８７０℃
に再加熱後、焼入し、Ａｃ1 以下の温度に再加熱して焼
戻処理する。７５０〜８７０℃に再加熱・焼入する理由
は、降伏比の低減のためである。一般にＣｕで析出硬化
した鋼はＹＲが著しく高い。そこで７５０〜８７０℃の
（γ＋α）２相域に再加熱・焼入を行う。部分的にγ変
態させることによって未変態の領域は軟化、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、降伏比の低減が可能となる。再加熱温度が７５０℃
以下では、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、８７０℃を超えると大部分が
γ変態し目的とする２相組織が得られず低ＹＲ化が達成
できない。
【００１１】焼戻処理はＣｕの析出効果を発揮させるた
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（望ましい焼戻温度は４５０〜６５０℃であ
る）。しかし、Ｃｕの添加量や製造法が適切であって
も、基本成分が適当でないとＨＴ６０としての優れた特
性が得られない。以下、この点について説明する。
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（望ましい焼戻温度は４５０〜６５０℃であ
る）。しかし、Ｃｕの添加量や製造法が適切であって
も、基本成分が適当でないとＨＴ６０としての優れた特
性が得られない。以下、この点について説明する。
【００１２】Ｃの下限０．０４％は、母材および溶接部
の強度確保ならびにＮｂ，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
すぎると溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．１
１％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。鋼の脱酸は
Ａｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加す
る必要はない。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０．６％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。
の強度確保ならびにＮｂ，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
すぎると溶接性の著しい劣化を招くので、上限を０．１
１％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。鋼の脱酸は
Ａｌ，Ｔｉのみでも十分であり、Ｓｉは必ずしも添加す
る必要はない。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０．６％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。
【００１３】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。Ｎｉは０．
３０％以上で溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすこと
なく、母材の強度、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、１．０％以上では
極めて高価になるため経済性を失うので、上限は１．０
％とした。Ｃｒは母材、溶接部の強度を高める元素で最
低でも０．０５％以上が必要である。しかし、多すぎる
と溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させるので、その上
限を０．５０％とした。
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。Ｎｉは０．
３０％以上で溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすこと
なく、母材の強度、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、１．０％以上では
極めて高価になるため経済性を失うので、上限は１．０
％とした。Ｃｒは母材、溶接部の強度を高める元素で最
低でも０．０５％以上が必要である。しかし、多すぎる
と溶接性やＨＡＺ靭性を著しく劣化させるので、その上
限を０．５０％とした。
【００１４】Ｍｏは強度、靭性を共に向上させる元素
で、ＨＴ６０には０．０５％以上が必須である。しかし
多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性上好ましくなく、その上
限は０．２０％未満である。Ｔｉは炭窒化物を形成して
ＨＡＺ靭性を向上させる。Ａｌ量が少ない場合Ｔｉの酸
化物を形成しＨＡＺ靭性を向上させるが、０．００５％
未満では効果がなく、０．０２５％を超えるとＨＡＺ靭
性に好ましくない影響があるため、０．００５〜０．０
２５％に限定する。Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元
素であるが、ＳｉおよびＴｉによっても脱酸は行われる
ので本発明鋼については下限は限定しない。しかしＡｌ
量が多くなると鋼の清浄度が悪くなり、溶接部の靭性が
劣化するので上限を０．０６％とした。
で、ＨＴ６０には０．０５％以上が必須である。しかし
多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性上好ましくなく、その上
限は０．２０％未満である。Ｔｉは炭窒化物を形成して
ＨＡＺ靭性を向上させる。Ａｌ量が少ない場合Ｔｉの酸
化物を形成しＨＡＺ靭性を向上させるが、０．００５％
未満では効果がなく、０．０２５％を超えるとＨＡＺ靭
性に好ましくない影響があるため、０．００５〜０．０
２５％に限定する。Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元
素であるが、ＳｉおよびＴｉによっても脱酸は行われる
ので本発明鋼については下限は限定しない。しかしＡｌ
量が多くなると鋼の清浄度が悪くなり、溶接部の靭性が
劣化するので上限を０．０６％とした。
【００１５】Ｎは一般的に不可避的不純物として鋼中に
含まれるものであるが、Ｎｂ，Ｖ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ＨＴ６０の性質を高める。このためＮ量として最
低０．００１％が必要である。しかしながらＮ量が多く
なるとＨＡＺ靭性の劣化や連続鋳造スラブの表面キズの
発生などを助長するので、その上限を０．００６％とし
た。
含まれるものであるが、Ｎｂ，Ｖ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ＨＴ６０の性質を高める。このためＮ量として最
低０．００１％が必要である。しかしながらＮ量が多く
なるとＨＡＺ靭性の劣化や連続鋳造スラブの表面キズの
発生などを助長するので、その上限を０．００６％とし
た。
【００１６】本発明鋼の基本成分は以上のとおりであ
り、十分に目的を達成できるが、さらに目的に対し特性
を高めるため、以下に述べる元素即ちＮｂ，Ｖ，Ｃａを
選択的に添加すると強度、靭性の向上について、さらに
好ましい結果が得られる。次に、前記添加元素とその添
加量について説明する。Ｎｂは微細な炭窒化物を形成
し、強度を増加させ、またＨＡＺ靭性を向上させる。し
かし０．０１％以下では効果が少なく、０．０３％を超
えるとＹＲを十分に低下させることが困難となる。
り、十分に目的を達成できるが、さらに目的に対し特性
を高めるため、以下に述べる元素即ちＮｂ，Ｖ，Ｃａを
選択的に添加すると強度、靭性の向上について、さらに
好ましい結果が得られる。次に、前記添加元素とその添
加量について説明する。Ｎｂは微細な炭窒化物を形成
し、強度を増加させ、またＨＡＺ靭性を向上させる。し
かし０．０１％以下では効果が少なく、０．０３％を超
えるとＹＲを十分に低下させることが困難となる。
【００１７】ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素である
が、Ｎｂに比較して析出硬化能はやや劣る。０．０１％
以下では効果が少なく、０．０５％を超えるとＹＲを十
分に低下させることが困難となる。Ｃａは硫化物（Ｍｎ
Ｓ）の形態を制御し、シャルピー吸収エネルギーを増加
させ低温靭性を向上させる効果がある。しかしＣａ量は
０．００１％未満では実用上効果がなく、０．００６％
を超えるとＣａＯ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物
となり、鋼の靭性のみならず清浄度も害し溶接性、耐ラ
メラテア性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加量の範囲
を０．００１〜０．００６％とする。
が、Ｎｂに比較して析出硬化能はやや劣る。０．０１％
以下では効果が少なく、０．０５％を超えるとＹＲを十
分に低下させることが困難となる。Ｃａは硫化物（Ｍｎ
Ｓ）の形態を制御し、シャルピー吸収エネルギーを増加
させ低温靭性を向上させる効果がある。しかしＣａ量は
０．００１％未満では実用上効果がなく、０．００６％
を超えるとＣａＯ，ＣａＳが多量に生成して大型介在物
となり、鋼の靭性のみならず清浄度も害し溶接性、耐ラ
メラテア性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加量の範囲
を０．００１〜０．００６％とする。
【００１８】
【実施例】周知の転炉、連続鋳造、厚板工程により鋼板
を製造し、その強度、靭性、溶接性（ｙスリット割れ
性）などを調査した。表１の１〜７に本発明鋼、８〜１
６に比較鋼の化学成分を示す。表２に本発明鋼と比較鋼
の鋼板製造条件とその機械的性質、溶接性を示す。
を製造し、その強度、靭性、溶接性（ｙスリット割れ
性）などを調査した。表１の１〜７に本発明鋼、８〜１
６に比較鋼の化学成分を示す。表２に本発明鋼と比較鋼
の鋼板製造条件とその機械的性質、溶接性を示す。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】
【表３】
【００２２】表２の本発明鋼１〜７は、母材の強度、Ｙ
Ｒ、靭性ならびに溶接性がバランスよく達成できてい
る。これに対し比較鋼８ではＤｉ値が低いため、ＹＲが
高くなっている。比較鋼９はＣ量が高く、ｙスリット割
れ停止温度が非常に高くなっている。比較鋼１０ではＢ
が添加されているため、ｙスリット割れ停止温度が非常
に高くなっている。比較鋼１１ではＣｕ量が低く、強度
不足となっている。また比較鋼１２ではＣｕ量が高く、
ＹＲが高くなっている。また比較鋼１３ではＤｉ値が高
すぎるため、強度が非常に高くなりＨＴ６０の規格強度
をオーバーしている。比較鋼１４では２相域焼入時の再
加熱温度が７２０℃と低く、γ化が不十分でＹＲが高く
なっている。比較鋼１５では２相域焼入時の再加熱温度
が８８０℃と高いため、殆どがγ化されていたためＹＲ
が高くなっている。
Ｒ、靭性ならびに溶接性がバランスよく達成できてい
る。これに対し比較鋼８ではＤｉ値が低いため、ＹＲが
高くなっている。比較鋼９はＣ量が高く、ｙスリット割
れ停止温度が非常に高くなっている。比較鋼１０ではＢ
が添加されているため、ｙスリット割れ停止温度が非常
に高くなっている。比較鋼１１ではＣｕ量が低く、強度
不足となっている。また比較鋼１２ではＣｕ量が高く、
ＹＲが高くなっている。また比較鋼１３ではＤｉ値が高
すぎるため、強度が非常に高くなりＨＴ６０の規格強度
をオーバーしている。比較鋼１４では２相域焼入時の再
加熱温度が７２０℃と低く、γ化が不十分でＹＲが高く
なっている。比較鋼１５では２相域焼入時の再加熱温度
が８８０℃と高いため、殆どがγ化されていたためＹＲ
が高くなっている。
【００２３】
【発明の効果】本発明の化学成分および製造法で製造し
た厚鋼板、形鋼、ホットコイルなどの鋼材は溶接性に優
れた低降伏比ＨＴ６０である。その結果、現場での溶接
施工能率や安全性が著しく向上し建築物などの安全性を
大きく高めることができる。
た厚鋼板、形鋼、ホットコイルなどの鋼材は溶接性に優
れた低降伏比ＨＴ６０である。その結果、現場での溶接
施工能率や安全性が著しく向上し建築物などの安全性を
大きく高めることができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平５−179343（ＪＰ，Ａ) 特開 昭62−142723（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−205626（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−90365（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/02
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比で Ｃ ：０．０４〜０．１１％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．６〜１．６％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｃｕ：０．７〜１．２％、 Ｎｉ：０．３０〜１．００％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｏ：０．０５％以上０．２０％未満、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００６％以下、 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
有せず下記式１を満足する鋼を熱間圧延後、７５０〜８
７０℃の温度範囲に再加熱して焼入し、引き続きＡｃ1
変態点以下の温度範囲で焼戻処理することを特徴とする
溶接性の優れた降伏比８０％以下のＴＳ５９０N/mm2 級
高張力鋼の製造法。 【数１】 - 【請求項２】 請求項１の成分に、重量比でさらに、 Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、 Ｖ ：０．０１〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１〜０．００６％ の１種または２種以上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降伏比８０％以下のＴＳ５９
０N/mm2 級高張力鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5274477A JP3007247B2 (ja) | 1993-11-02 | 1993-11-02 | 溶接性の優れた降伏比８０％以下のＴＳ５９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5274477A JP3007247B2 (ja) | 1993-11-02 | 1993-11-02 | 溶接性の優れた降伏比８０％以下のＴＳ５９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07126743A JPH07126743A (ja) | 1995-05-16 |
| JP3007247B2 true JP3007247B2 (ja) | 2000-02-07 |
Family
ID=17542243
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5274477A Expired - Lifetime JP3007247B2 (ja) | 1993-11-02 | 1993-11-02 | 溶接性の優れた降伏比８０％以下のＴＳ５９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3007247B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105925895B (zh) * | 2016-06-23 | 2018-03-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗应变时效脆化与消除残余应力退火脆化特厚600MPa级调质钢板及其制造方法 |
-
1993
- 1993-11-02 JP JP5274477A patent/JP3007247B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07126743A (ja) | 1995-05-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP0080809A1 (en) | A method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness | |
| JP4344073B2 (ja) | 高温強度に優れた高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP3546726B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP2000319726A (ja) | 溶接性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH07109521A (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比６００Ｎ／ｍｍ２ 級鋼管の製造法 | |
| JP3007247B2 (ja) | 溶接性の優れた降伏比８０％以下のＴＳ５９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 | |
| JPH0826395B2 (ja) | 溶接性の優れた８０Ｋｇｆ／ｍｍ▲上２▼級高張力鋼の製造法 | |
| JP3245224B2 (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比鋼管の製造法 | |
| 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 | |
| JP2529044B2 (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比鋼管の製造法 | |
| JP2898455B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JP3007246B2 (ja) | 溶接性の優れた降伏比８０％以下の５９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 | |
| JP2634961B2 (ja) | 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 | |
| JP3497250B2 (ja) | 溶接性の優れた低降伏比５９０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造方法 | |
| JP2529042B2 (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比鋼管の製造法 | |
| JPH06104861B2 (ja) | Ｖ添加高靭性高張力鋼板の製造法 | |
| JP3426047B2 (ja) | 溶接性の優れた低降伏比５９０Ｎ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造方法 | |
| JP3208495B2 (ja) | 溶接性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２ 級高張力鋼の製造法 | |
| JP2528561B2 (ja) | 溶接性の優れた低降伏比７０ｋｇｆ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 | |
| JP2834500B2 (ja) | 抵温靭性の優れた高張力鋼板の製造法 | |
| JP3212337B2 (ja) | 溶接性の優れた低降伏比厚肉高張力鋼の製造法 | |
| JP3245223B2 (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比鋼管の製造法 | |
| JPH06145787A (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 | |
| JPH06248336A (ja) | 溶接性の優れた低降伏比７８０Ｎ／ｍｍ２級高張力鋼の製造法 | |
| JP2529045B2 (ja) | 冷間成形による建築用低降伏比６０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼管の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 19991019 |