JPH0353367B2 - - Google Patents
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- JPH0353367B2 JPH0353367B2 JP59007271A JP727184A JPH0353367B2 JP H0353367 B2 JPH0353367 B2 JP H0353367B2 JP 59007271 A JP59007271 A JP 59007271A JP 727184 A JP727184 A JP 727184A JP H0353367 B2 JPH0353367 B2 JP H0353367B2
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- Japan
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- toughness
- steel
- temperature
- heat input
- heating
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
50000J／cm以上のいわゆる大入熱溶接が適用さ
れる溶接構造用高張力鋼の圧延母材およびその溶
接部におけるじん性のばらつきの軽減に関してこ
の明細書に述べる技術内容は、大入熱溶接用高抗
張力鋼の製造の最近のすう勢に対応した成分調整
と、熱間圧延のための加熱条件との適合について
の開発成果を提案するものである。 近年溶接構造物の製作にあたり、溶接工数を減
らし、溶接コストの低減をはかるため、片面一層
サブマージアーク溶接（SAW）、エレクトロガス
溶接（EGW）、又はエレクトロスラグ溶接
（ESW）など、大入熱を用いる自動溶接を採用す
る機運が高まつてきている。 しかしながら従来、溶接構造用として用いられ
てきた40Kgｆ／mm2級以上の鋼は、大入熱溶接を行
うと溶接熱影響部（HAZ）とくに溶接ボンド部
の組織が粗大な上部ベイナイトを主体とする組織
になつてじん性が著しく劣るようになるため、大
入熱溶接の実施が困難であつた。 （従来技術） その後大入熱溶接に適した鋼が種々開発されつ
つあり、その一部は現在実用に供され始めてい
る。 一方最近になつて制御圧延や、圧延後の制御冷
却、又は直接焼入などいわゆる加工熱処理に関連
した技術が発達するに至り、大入熱溶接鋼もこれ
らの手法にて製造可能であつて、このような加工
熱処理技術を採用すると大入熱溶接部のじん性に
悪いとされるＣやMnや、その他の合金元素の量
を従来よりも低下させることが可能になるためで
あり、ここに大入熱下の溶接特性に優れる鋼材の
製法として期待されるゆえんである。 これらの新しい製造方法においては、母材のじ
ん性の一層の向上のほか、加熱炉の燃料コスト低
減をも目指し、圧延にあたつては、1150℃程度で
のいわゆる低温加熱を行うことが多く、たとえば
特公昭55−30047号公報にその例をみることがで
きる。 （発明が解決しようとする問題点） 低温加熱と加工熱処理技術とを組合せた大入熱
溶接高張力鋼の母材及び溶接部じん性はたしかに
優れてはいるものの時として異常に低いじん性値
を示す現象が経験された。 すなわち、母材および大入熱溶接部におけるじ
ん性のばらつきであり、このようなじん性不安定
は構造物の安定性の面から重大問題であつて、こ
の種鋼材の使用者の側からの改善要求もさること
ながら材料製造者にとつても安定した品質の鋼材
を安定して製造し、高い信頼性のもとに供給する
という使命に照らして、早急に解決すべき新たな
課題である。 低Ｃ当量鋼を低温加熱すると粒径20〜50μmの
細粒オーステナイト中に200μmにもなる粗大粒が
発生し、このような異常な粗大粒は圧延によつて
は細粒化され得ず、それが変態後の組織にもうけ
つがれ母材じん性のばらつきとなる。そしてさら
にそれは大入熱溶接影響部の組織にもうけつがれ
てそのじん性のばらつきを結果するところ、この
異常粒発生を抑制する成分として、TiとREMの
複合添加はとくに効果があり、母材及び大入熱溶
接部におけるじん性のばらつきを有効に軽減し得
ることが以下のべる実験により究明された。 一般に鋼をAc3温度以上に加熱したとき、加熱
温度の上昇につれてオーステナイト粒径は粗大化
していくが、ある温度範囲では、細かいオーステ
ナイト粒の中にきわめて粗大なオーステナイトが
成長する。 第１図にはこの発明が発想されるに至つた実験
に関して、0.09％（wt％以下同じ）Ｃ−0.21％Si
−1.36％Mn−0.014％Al鋼の加熱温度とオーステ
ナイト粒径の関係を、Ac3点〜1200℃の各温度に
30分保持後焼入れをしてから測定した例を示す。 920℃以下の加熱では平均粒径20μmの整粒のオ
ーステナイトである。一方1000℃以上でも平均粒
径は大となつているが約65〜130μmの整粒のオー
ステナイトである。 ところが、ほぼ920℃以上1000℃未満の範囲内
では、20〜65μmの整粒のオーステナイト中に
200μmにも達する粗大粒が混入してこの粗大粒の
面積率は、最大30％にも達している。ただし混粒
が生じなくなる上限温度は鋼成分に依存し、この
発明の成分範囲内では1000℃未満にしなければな
らない。 この現象は多かれ少かれ、どのような成分組成
の鋼にもみられるが、とくに鉄中に含まれる合金
元素や、不純物元素が少ないほど、粗大粒の粒径
がその個数すなわち面積率が大となることがあら
たに知見されたのでありこれは、低いＣ当量化し
た鋼ほど低温加熱した時に異常粒を含む混粒を生
じやすいことを意味する。 そして、このようなオーステナイトの状態から
出発して、圧延を行つて鋼板を作製すると母材の
じん性に、異常に低い値が出るだけでなくさら
に、大入熱溶接を行つた場合継手部のじん性に異
常に低い値がみられる現象も見出された。 このようなじん性のばらつきは低いＣ当量鋼を
低温加熱で製造したときにおこりやすく、ミクロ
的に詳細に調べたところシヤルピー試験がCOD
試験のノツチ底部に特に粗大な組織が存在してい
ることがわかつた。 ここに母材の場合は粗大なベイナイト組織であ
り、そして溶接後の特に粗大な組織は、溶接前の
鋼板に存在していた粗大なベイナイト組織に起因
し、そしてそのベイナイト組織は圧延前の低温加
熱時に生じ、異常成長した200μmにも達する粗大
オーステナイト粒が、その後の圧延によつても細
粒化が不十分のまま変態したものである。 そこで、発明者らは、低温加熱法によつて得ら
れた低炭素当量鋼の母材及び大入熱溶接部におこ
りやすい上記の不安定じん性を抑制し得る成分系
について研究し、あまた実験と検討を重ねて、
REMとTiの複合添加が低温加熱時のオーステナ
イトの異常粒成長を防止するのに役立つて、低温
加熱時のオーステナイトを整粒化し、ひいては母
材および大入熱溶接部におけるじん性のばらつき
を少くするのに有効に寄与することを見出しこの
発明を完成させた。つまり、かような寄与を適切
に実現することがこの発明の目的であり、Tiと
REM複合添加によりTiNとREMのoxysulfideと
が複合的に有効に作用してとくに（Ac3点−30
℃）〜1000℃未満の低温加熱時のオーステナイト
の異常成長を妨げることの基本認識に立脚してい
る。 （発明の構成） この発明は、 Ｃ：0.03〜0.15wt％、Si：0.05〜0.6wt％、
Mn：0.5〜2.0wt％、及びAl：0.01〜0.08wt％を
基本成分として含有するか又はさらに、Nb：
0.005〜0.10wt％、Ｖ：0.005〜0.15wt％、Ni：0.1
〜2.0wt％、Cu：0.1〜1.0wt％、Cr：0.1〜1.0wt
％及びMo：0.05〜0.5wt％の１種以上を含有し、
かつ鋼中Ｎ：0.001〜0.007wt％に抑制した組成に
なる大入熱溶接用高張力鋼を熱間圧延によつて製
造する際、素材の溶製段階にてTi：0.005〜
0.025wt％とREM：0.002〜0.01wt％とを複合含
有させる成分調整を行い、熱間圧延に当つては
（Ac3点−30℃）の温度から1000℃に達しない温
度までの範囲にスラブの加熱温度を抑制して該加
熱に伴われる異常粒の生成を回避することを特徴
とする溶接構造用高張力鋼のじん性安定化方法で
ある。 まずこの発明において鋼組成の成分範囲を限定
する理由について説明する。 Ｃ：0.03〜0.15％ Ｃは含有量が0.03％未満の場合には必要強度が
得られず、また溶接熱影響部の軟化を来し、逆に
0.15％をこえるとき溶接性が害されるので0.03〜
0.15％とした。 Si：0.05〜0.60％ Siは鋼の脱酸を促進し、また強度を上昇させる
ので少くとも0.05％以上の添加を要するが0.6％
をこえて多すぎるとじん性が溶接性が著しく損わ
れるため0.05〜0.60％とした。 Mn：0.5〜2.0％ Mnは0.5％未満では鋼板の強度およびじん性が
低下し、そしてHAZの軟化が生じ、一方Mnが
2.0％をこえて多すぎるとHAZのじん性が劣化す
るため0.5〜2.0％とした。 Al：0.01〜0.08％ Alは鋼の脱酸上、最低0.01％の含有を必要とす
る一方、固溶Alが0.08％をこえると却つてHAZ
のみならず溶接金属のじく性も著しく劣化するた
めAlは0.01〜0.08％とした。 以上がこの発明の方法を有利に適用するために
必要な基本成分であるが、このほかに通常の製鋼
精錬において不可避に随伴するＮ含有量につい
て、0.001〜0.007％の範囲に抑制することがすで
にのべたREMのoxysulfideとの相乗作用をもた
らすTiNの生成のため不可欠である。 この発明にあつてはTiおよびREMの含有によ
り鋼中に生成するTiNがREMのoxysulfideと共
にオーステナイトの異常粒成長を防止する。しか
しTiとＮの含有量が多すぎるとTiNが粗大化し
オーステナイト異常粒成長抑制効果がなくなるば
かりか、かえつて大入熱溶接継手じん性を損なう
のでTiの上限は、0.025％、Ｎの上限は、0.007％
とした。一方、Ti，Ｎ含有量が少すぎてもオー
ステナイト異常粒成長抑制効果がないので、Ti
とＮの下限はそれぞれ0.005％、0.001％とした。
REMについてはそのoxysulfideとしてTiN共存
下で、オーステナイト異常粒成長抑制効果を発揮
するが、0.01％を越える過剰のREMは鋼の清浄
度を悪くして内部欠陥の原因となるので上限は
0.01％とし、一方0.002％未満では効果がない。 この発明は上記したところのほかさらに、
Nb：0.005〜0.10wt％、Ｖ：0.005〜0.15wt％、
Ni：0.1〜2.0wt％、Cu：0.1〜1.0wt％、Cr：0.1
〜1.0wt％及びMo：0.05〜0.5wt％の１種以上を
含有させることができ、これらの元素を含有させ
る主たる目的はこの発明による特徴を失うことな
く強度、じん性の向上の下に板厚の拡大を可能と
するところにあり、この添加量は次の理由により
制限される。 Nbは、圧延組織の細粒化と析出硬化のため含
有されるもので強度、じん性を共に向上させる重
要な元素であるが、0.10％より多いと溶接性のみ
ならず溶接金属のじん性も劣化させるため上限を
0.10％とした。 ＶはNbとほぼ同様の効果をあらわすが上限は
0.15％まで許容できる。 NiはHAZの硬化性およびじん性に悪い影響を
与えることなく母材の強度とじん性を向上させる
ので添加するが、高価であるので3.0％を上限と
した。 CuはNiとほぼ同様の効果があるだけでなく、
耐食性も向上させるが1.0％を越えると熱間脆性
を生じやすく、鋼板の表面性状が劣化するので
1.0％を上限とする。 Moは圧延時のオーステナイト粒を微細かつ整
粒化し、なおかつ微細なベイナイトとマルテンサ
イトを生成するので強度とじん性を向上させる
が、高価であるので上限を0.50％とした。 Crは微細なベイナイトやマルテンサイトを生
成し強度とじん性を向上させるが1.0％をこえる
の添加は溶接性を害するので上限を1.0％とした。 なお、これらの元素の添加効果が顕著に生じる
最小必要量としては、Nb，Ｖにつき0.005％、
Ni，CuおよびCrは0.1％、またMoは0.05wt％で
ある。 以上のように成分限定した鋼は、低温加熱圧延
しても母材及び大入熱溶接部におけるじん性のば
らつきは殆ど生ぜず、この発明で目指した効果を
十分に亨受できる。 この熱間圧延のための加熱温度の上限は1000℃
に達しない温度であり、1000℃越えると平均オー
ステナイト粒径が過大となり好ましくない。また
前述のように混粒が生じる加熱温度は1000℃以上
である。一方鋼をオーステナイト化する意味から
Ac3温度であるが、実用上はAc3−30℃までなら
ば所期の効果がある。 なお、（Ac3−30℃）〜1000℃に達しない温度
まで加熱した後の圧延および冷却の条件について
はとくに規定しないが、この発明の目的に対して
は、制御圧延法、加速冷却法又は直接焼入れ法を
採用するのが最適である。 次に本発明の実施例について述べる。 転炉−連鋳工程で製造した第１表に示す成分の
鋳片を用い、加熱−圧延−冷却条件を変えて板厚
25mm〜75mmの鋼板を製造した。
れる溶接構造用高張力鋼の圧延母材およびその溶
接部におけるじん性のばらつきの軽減に関してこ
の明細書に述べる技術内容は、大入熱溶接用高抗
張力鋼の製造の最近のすう勢に対応した成分調整
と、熱間圧延のための加熱条件との適合について
の開発成果を提案するものである。 近年溶接構造物の製作にあたり、溶接工数を減
らし、溶接コストの低減をはかるため、片面一層
サブマージアーク溶接（SAW）、エレクトロガス
溶接（EGW）、又はエレクトロスラグ溶接
（ESW）など、大入熱を用いる自動溶接を採用す
る機運が高まつてきている。 しかしながら従来、溶接構造用として用いられ
てきた40Kgｆ／mm2級以上の鋼は、大入熱溶接を行
うと溶接熱影響部（HAZ）とくに溶接ボンド部
の組織が粗大な上部ベイナイトを主体とする組織
になつてじん性が著しく劣るようになるため、大
入熱溶接の実施が困難であつた。 （従来技術） その後大入熱溶接に適した鋼が種々開発されつ
つあり、その一部は現在実用に供され始めてい
る。 一方最近になつて制御圧延や、圧延後の制御冷
却、又は直接焼入などいわゆる加工熱処理に関連
した技術が発達するに至り、大入熱溶接鋼もこれ
らの手法にて製造可能であつて、このような加工
熱処理技術を採用すると大入熱溶接部のじん性に
悪いとされるＣやMnや、その他の合金元素の量
を従来よりも低下させることが可能になるためで
あり、ここに大入熱下の溶接特性に優れる鋼材の
製法として期待されるゆえんである。 これらの新しい製造方法においては、母材のじ
ん性の一層の向上のほか、加熱炉の燃料コスト低
減をも目指し、圧延にあたつては、1150℃程度で
のいわゆる低温加熱を行うことが多く、たとえば
特公昭55−30047号公報にその例をみることがで
きる。 （発明が解決しようとする問題点） 低温加熱と加工熱処理技術とを組合せた大入熱
溶接高張力鋼の母材及び溶接部じん性はたしかに
優れてはいるものの時として異常に低いじん性値
を示す現象が経験された。 すなわち、母材および大入熱溶接部におけるじ
ん性のばらつきであり、このようなじん性不安定
は構造物の安定性の面から重大問題であつて、こ
の種鋼材の使用者の側からの改善要求もさること
ながら材料製造者にとつても安定した品質の鋼材
を安定して製造し、高い信頼性のもとに供給する
という使命に照らして、早急に解決すべき新たな
課題である。 低Ｃ当量鋼を低温加熱すると粒径20〜50μmの
細粒オーステナイト中に200μmにもなる粗大粒が
発生し、このような異常な粗大粒は圧延によつて
は細粒化され得ず、それが変態後の組織にもうけ
つがれ母材じん性のばらつきとなる。そしてさら
にそれは大入熱溶接影響部の組織にもうけつがれ
てそのじん性のばらつきを結果するところ、この
異常粒発生を抑制する成分として、TiとREMの
複合添加はとくに効果があり、母材及び大入熱溶
接部におけるじん性のばらつきを有効に軽減し得
ることが以下のべる実験により究明された。 一般に鋼をAc3温度以上に加熱したとき、加熱
温度の上昇につれてオーステナイト粒径は粗大化
していくが、ある温度範囲では、細かいオーステ
ナイト粒の中にきわめて粗大なオーステナイトが
成長する。 第１図にはこの発明が発想されるに至つた実験
に関して、0.09％（wt％以下同じ）Ｃ−0.21％Si
−1.36％Mn−0.014％Al鋼の加熱温度とオーステ
ナイト粒径の関係を、Ac3点〜1200℃の各温度に
30分保持後焼入れをしてから測定した例を示す。 920℃以下の加熱では平均粒径20μmの整粒のオ
ーステナイトである。一方1000℃以上でも平均粒
径は大となつているが約65〜130μmの整粒のオー
ステナイトである。 ところが、ほぼ920℃以上1000℃未満の範囲内
では、20〜65μmの整粒のオーステナイト中に
200μmにも達する粗大粒が混入してこの粗大粒の
面積率は、最大30％にも達している。ただし混粒
が生じなくなる上限温度は鋼成分に依存し、この
発明の成分範囲内では1000℃未満にしなければな
らない。 この現象は多かれ少かれ、どのような成分組成
の鋼にもみられるが、とくに鉄中に含まれる合金
元素や、不純物元素が少ないほど、粗大粒の粒径
がその個数すなわち面積率が大となることがあら
たに知見されたのでありこれは、低いＣ当量化し
た鋼ほど低温加熱した時に異常粒を含む混粒を生
じやすいことを意味する。 そして、このようなオーステナイトの状態から
出発して、圧延を行つて鋼板を作製すると母材の
じん性に、異常に低い値が出るだけでなくさら
に、大入熱溶接を行つた場合継手部のじん性に異
常に低い値がみられる現象も見出された。 このようなじん性のばらつきは低いＣ当量鋼を
低温加熱で製造したときにおこりやすく、ミクロ
的に詳細に調べたところシヤルピー試験がCOD
試験のノツチ底部に特に粗大な組織が存在してい
ることがわかつた。 ここに母材の場合は粗大なベイナイト組織であ
り、そして溶接後の特に粗大な組織は、溶接前の
鋼板に存在していた粗大なベイナイト組織に起因
し、そしてそのベイナイト組織は圧延前の低温加
熱時に生じ、異常成長した200μmにも達する粗大
オーステナイト粒が、その後の圧延によつても細
粒化が不十分のまま変態したものである。 そこで、発明者らは、低温加熱法によつて得ら
れた低炭素当量鋼の母材及び大入熱溶接部におこ
りやすい上記の不安定じん性を抑制し得る成分系
について研究し、あまた実験と検討を重ねて、
REMとTiの複合添加が低温加熱時のオーステナ
イトの異常粒成長を防止するのに役立つて、低温
加熱時のオーステナイトを整粒化し、ひいては母
材および大入熱溶接部におけるじん性のばらつき
を少くするのに有効に寄与することを見出しこの
発明を完成させた。つまり、かような寄与を適切
に実現することがこの発明の目的であり、Tiと
REM複合添加によりTiNとREMのoxysulfideと
が複合的に有効に作用してとくに（Ac3点−30
℃）〜1000℃未満の低温加熱時のオーステナイト
の異常成長を妨げることの基本認識に立脚してい
る。 （発明の構成） この発明は、 Ｃ：0.03〜0.15wt％、Si：0.05〜0.6wt％、
Mn：0.5〜2.0wt％、及びAl：0.01〜0.08wt％を
基本成分として含有するか又はさらに、Nb：
0.005〜0.10wt％、Ｖ：0.005〜0.15wt％、Ni：0.1
〜2.0wt％、Cu：0.1〜1.0wt％、Cr：0.1〜1.0wt
％及びMo：0.05〜0.5wt％の１種以上を含有し、
かつ鋼中Ｎ：0.001〜0.007wt％に抑制した組成に
なる大入熱溶接用高張力鋼を熱間圧延によつて製
造する際、素材の溶製段階にてTi：0.005〜
0.025wt％とREM：0.002〜0.01wt％とを複合含
有させる成分調整を行い、熱間圧延に当つては
（Ac3点−30℃）の温度から1000℃に達しない温
度までの範囲にスラブの加熱温度を抑制して該加
熱に伴われる異常粒の生成を回避することを特徴
とする溶接構造用高張力鋼のじん性安定化方法で
ある。 まずこの発明において鋼組成の成分範囲を限定
する理由について説明する。 Ｃ：0.03〜0.15％ Ｃは含有量が0.03％未満の場合には必要強度が
得られず、また溶接熱影響部の軟化を来し、逆に
0.15％をこえるとき溶接性が害されるので0.03〜
0.15％とした。 Si：0.05〜0.60％ Siは鋼の脱酸を促進し、また強度を上昇させる
ので少くとも0.05％以上の添加を要するが0.6％
をこえて多すぎるとじん性が溶接性が著しく損わ
れるため0.05〜0.60％とした。 Mn：0.5〜2.0％ Mnは0.5％未満では鋼板の強度およびじん性が
低下し、そしてHAZの軟化が生じ、一方Mnが
2.0％をこえて多すぎるとHAZのじん性が劣化す
るため0.5〜2.0％とした。 Al：0.01〜0.08％ Alは鋼の脱酸上、最低0.01％の含有を必要とす
る一方、固溶Alが0.08％をこえると却つてHAZ
のみならず溶接金属のじく性も著しく劣化するた
めAlは0.01〜0.08％とした。 以上がこの発明の方法を有利に適用するために
必要な基本成分であるが、このほかに通常の製鋼
精錬において不可避に随伴するＮ含有量につい
て、0.001〜0.007％の範囲に抑制することがすで
にのべたREMのoxysulfideとの相乗作用をもた
らすTiNの生成のため不可欠である。 この発明にあつてはTiおよびREMの含有によ
り鋼中に生成するTiNがREMのoxysulfideと共
にオーステナイトの異常粒成長を防止する。しか
しTiとＮの含有量が多すぎるとTiNが粗大化し
オーステナイト異常粒成長抑制効果がなくなるば
かりか、かえつて大入熱溶接継手じん性を損なう
のでTiの上限は、0.025％、Ｎの上限は、0.007％
とした。一方、Ti，Ｎ含有量が少すぎてもオー
ステナイト異常粒成長抑制効果がないので、Ti
とＮの下限はそれぞれ0.005％、0.001％とした。
REMについてはそのoxysulfideとしてTiN共存
下で、オーステナイト異常粒成長抑制効果を発揮
するが、0.01％を越える過剰のREMは鋼の清浄
度を悪くして内部欠陥の原因となるので上限は
0.01％とし、一方0.002％未満では効果がない。 この発明は上記したところのほかさらに、
Nb：0.005〜0.10wt％、Ｖ：0.005〜0.15wt％、
Ni：0.1〜2.0wt％、Cu：0.1〜1.0wt％、Cr：0.1
〜1.0wt％及びMo：0.05〜0.5wt％の１種以上を
含有させることができ、これらの元素を含有させ
る主たる目的はこの発明による特徴を失うことな
く強度、じん性の向上の下に板厚の拡大を可能と
するところにあり、この添加量は次の理由により
制限される。 Nbは、圧延組織の細粒化と析出硬化のため含
有されるもので強度、じん性を共に向上させる重
要な元素であるが、0.10％より多いと溶接性のみ
ならず溶接金属のじん性も劣化させるため上限を
0.10％とした。 ＶはNbとほぼ同様の効果をあらわすが上限は
0.15％まで許容できる。 NiはHAZの硬化性およびじん性に悪い影響を
与えることなく母材の強度とじん性を向上させる
ので添加するが、高価であるので3.0％を上限と
した。 CuはNiとほぼ同様の効果があるだけでなく、
耐食性も向上させるが1.0％を越えると熱間脆性
を生じやすく、鋼板の表面性状が劣化するので
1.0％を上限とする。 Moは圧延時のオーステナイト粒を微細かつ整
粒化し、なおかつ微細なベイナイトとマルテンサ
イトを生成するので強度とじん性を向上させる
が、高価であるので上限を0.50％とした。 Crは微細なベイナイトやマルテンサイトを生
成し強度とじん性を向上させるが1.0％をこえる
の添加は溶接性を害するので上限を1.0％とした。 なお、これらの元素の添加効果が顕著に生じる
最小必要量としては、Nb，Ｖにつき0.005％、
Ni，CuおよびCrは0.1％、またMoは0.05wt％で
ある。 以上のように成分限定した鋼は、低温加熱圧延
しても母材及び大入熱溶接部におけるじん性のば
らつきは殆ど生ぜず、この発明で目指した効果を
十分に亨受できる。 この熱間圧延のための加熱温度の上限は1000℃
に達しない温度であり、1000℃越えると平均オー
ステナイト粒径が過大となり好ましくない。また
前述のように混粒が生じる加熱温度は1000℃以上
である。一方鋼をオーステナイト化する意味から
Ac3温度であるが、実用上はAc3−30℃までなら
ば所期の効果がある。 なお、（Ac3−30℃）〜1000℃に達しない温度
まで加熱した後の圧延および冷却の条件について
はとくに規定しないが、この発明の目的に対して
は、制御圧延法、加速冷却法又は直接焼入れ法を
採用するのが最適である。 次に本発明の実施例について述べる。 転炉−連鋳工程で製造した第１表に示す成分の
鋳片を用い、加熱−圧延−冷却条件を変えて板厚
25mm〜75mmの鋼板を製造した。
【表】
そして母材の強度とじん性値およびじん性のば
らつきをシヤルピー試験およびCOD試験片各10
本づつの結果とともに第２表に示した。なお第２
表の記号たとえば1Aは数字が第１表における鋼
番１の鋼を用いたことを示す。 なお第２表中加熱温度の欄で1000℃と記載した
のは1000℃に極く近いが1000℃には達しない温度
の実測値を丸めて掲げたものである。
らつきをシヤルピー試験およびCOD試験片各10
本づつの結果とともに第２表に示した。なお第２
表の記号たとえば1Aは数字が第１表における鋼
番１の鋼を用いたことを示す。 なお第２表中加熱温度の欄で1000℃と記載した
のは1000℃に極く近いが1000℃には達しない温度
の実測値を丸めて掲げたものである。
【表】
【表】
また、第３表に示す溶接条件でいわゆる大入熱
溶接を行い、このボンド部から10本のシヤルピー
試験片を採取して試験した結果を10本の平均値と
最低値で示した。
溶接を行い、このボンド部から10本のシヤルピー
試験片を採取して試験した結果を10本の平均値と
最低値で示した。
【表】
この発明の方法でもつてじん性の安定化を図つ
た鋼板は母材および大入熱の溶接ボンド部におけ
るじん性ともばらつきのないすぐれた特性を有し
ているのに対し、比較鋼はじん性のばらつきが著
しい。 鋼１ＡはTiとREMが添加されていないため、
母材のじん性にばらつきがあり、また大入熱溶接
による継手のじん性も低い。 鋼２ＡはTiが添加されているため、母材およ
び大入熱溶接部におけるじん性は鋼１Ａより優れ
るが、REMが複合添加されていないため、母材
および継手部におけるじん性ともばらつきを依然
残して不安定である。 鋼３Ｂの成分はこの発明の成分範囲であるが、
加熱温度がこの範囲をはずれているため母材のじ
ん性自体が劣つている。また鋼５ＡもREMが添
加されていないため、母材および溶接部における
じん性ともばらつきがある。 これらに対しこの発明に従う３Ａ，３Ｃ，４
Ａ，４Ｂ，６Ａ，７Ａ，８Ａ，９Ａ，１０Ａ，１
１Ａ，１２Ａ，１３Ａおよび１４Ａは母材のシヤ
ルピー吸収エネルギーおよびCOD値の平均値も
高く、また異常に低い値も示していない。さらに
大入熱溶接継手部の平均値及び最低値とも高い。 （発明の効果） この発明の方法によれば、母材および大入熱溶
接部におけるじん性がすぐれかつそのばらつきの
ない高張力鋼材が確実に得られる。
た鋼板は母材および大入熱の溶接ボンド部におけ
るじん性ともばらつきのないすぐれた特性を有し
ているのに対し、比較鋼はじん性のばらつきが著
しい。 鋼１ＡはTiとREMが添加されていないため、
母材のじん性にばらつきがあり、また大入熱溶接
による継手のじん性も低い。 鋼２ＡはTiが添加されているため、母材およ
び大入熱溶接部におけるじん性は鋼１Ａより優れ
るが、REMが複合添加されていないため、母材
および継手部におけるじん性ともばらつきを依然
残して不安定である。 鋼３Ｂの成分はこの発明の成分範囲であるが、
加熱温度がこの範囲をはずれているため母材のじ
ん性自体が劣つている。また鋼５ＡもREMが添
加されていないため、母材および溶接部における
じん性ともばらつきがある。 これらに対しこの発明に従う３Ａ，３Ｃ，４
Ａ，４Ｂ，６Ａ，７Ａ，８Ａ，９Ａ，１０Ａ，１
１Ａ，１２Ａ，１３Ａおよび１４Ａは母材のシヤ
ルピー吸収エネルギーおよびCOD値の平均値も
高く、また異常に低い値も示していない。さらに
大入熱溶接継手部の平均値及び最低値とも高い。 （発明の効果） この発明の方法によれば、母材および大入熱溶
接部におけるじん性がすぐれかつそのばらつきの
ない高張力鋼材が確実に得られる。
第１図は、鋼をオーステナイト域に加熱した時
のオーステナイト粒径、粗大粒径、粗大粒面積率
と加熱温度の関係を示すグラフである。
のオーステナイト粒径、粗大粒径、粗大粒面積率
と加熱温度の関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.03〜0.15wt％ Si：0.05〜0.6wt％ Mn：0.5〜2.0wt％及び Al：0.01〜0.08wt％を基本成分として含有し、
鋼中 Ｎ：0.001〜0.007wt％ に抑制した組成になる大入熱溶接用高抗張力鋼を
熱間圧延によつて製造する際、 素材の溶製段階にてTi：0.005〜0.025wt％と
REM：0.002〜0.01wt％とを複合含有させる成分
調整を行い、 熱間圧延に当たつては（Ac3点−30℃）の温度
から1000℃に達しない温度までの範囲にスラブの
加熱温度に抑制して該加熱に伴われる異常粒の生
成を回避することを特徴とする溶接構造用高張力
鋼のじん性安定化方法。 ２ Ｃ：0.03〜0.15wt％ Si：0.05〜0.6wt％ Mn：0.5〜2.0wt％及び Al：0.01〜0.08wt％を基本成分として含有し、 さらに、 Nb：0.005〜0.10wt％、 Ｖ：0.005〜0.15wt％、 Ni：0.1〜2.0wt％、 Cu：0.1〜1.0wt％、 Cr：0.1〜1.0wt％、及び Mo：0.05〜0.5wt％ の１種以上の強化成分を含むほか、鋼中 Ｎ：0.001〜0.007wt％ に抑制した組成になる大入熱溶接用高抗張力鋼を
熱間圧延によつて製造する際、 素材の溶製段階にてTi：0.005〜0.0025wt％と
REM：0.002〜0.01wt％とを複合含有させる成分
調整を行い、 熱間圧延に当たつては（Ac3点−30℃） の温度から1000℃に達しない温度までの範囲にス
ラブの加熱温度を抑制して該加熱に伴われる異常
粒の生成を回避することを特徴とする溶接構造用
高張力鋼のじん性安定化方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP727184A JPS60152626A (ja) | 1984-01-20 | 1984-01-20 | 溶接構造用高張力鋼のじん性安定化方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP727184A JPS60152626A (ja) | 1984-01-20 | 1984-01-20 | 溶接構造用高張力鋼のじん性安定化方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60152626A JPS60152626A (ja) | 1985-08-10 |
| JPH0353367B2 true JPH0353367B2 (ja) | 1991-08-14 |
Family
ID=11661362
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP727184A Granted JPS60152626A (ja) | 1984-01-20 | 1984-01-20 | 溶接構造用高張力鋼のじん性安定化方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60152626A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009123292A1 (ja) | 2008-03-31 | 2009-10-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力鋼およびその製造方法 |
| WO2014038200A1 (ja) | 2012-09-06 | 2014-03-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| WO2014141632A1 (ja) | 2013-03-12 | 2014-09-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2015088040A1 (ja) | 2013-12-12 | 2015-06-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| WO2016035110A1 (ja) | 2014-09-05 | 2016-03-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| US9790579B2 (en) | 2011-02-15 | 2017-10-17 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength steel plate having excellent weld heat-affected zone low-temperature toughness and method for producing same |
| WO2018216665A1 (ja) | 2017-05-22 | 2018-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0753882B2 (ja) * | 1986-02-04 | 1995-06-07 | 日本鋼管株式会社 | 溶接割れ感受性の低い非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS6393845A (ja) * | 1986-10-08 | 1988-04-25 | Nippon Steel Corp | 溶接部のｃｏｄ特性の優れた高張力鋼 |
| JP4110652B2 (ja) * | 1999-01-05 | 2008-07-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 材質ばらつきが少なくかつ溶接部低温靱性に優れた鋼材の製造方法 |
| JP5857772B2 (ja) * | 2012-02-08 | 2016-02-10 | 新日鐵住金株式会社 | 棒鋼の液相拡散接合継手の製造方法 |
| EP4461838A4 (en) | 2022-02-03 | 2025-05-07 | JFE Steel Corporation | Steel sheet and method for manufacturing same |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5834131A (ja) * | 1981-08-25 | 1983-02-28 | Kawasaki Steel Corp | 靭性と溶接性の優れた非調質高張力鋼板の製造方法 |
| JPS5877531A (ja) * | 1981-11-04 | 1983-05-10 | Kawasaki Steel Corp | セパレ−シヨンの少ない高靭性高張力鋼板の製造方法 |
| JPS58100625A (ja) * | 1981-12-11 | 1983-06-15 | Kawasaki Steel Corp | 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法 |
-
1984
- 1984-01-20 JP JP727184A patent/JPS60152626A/ja active Granted
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009123292A1 (ja) | 2008-03-31 | 2009-10-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力鋼およびその製造方法 |
| US9790579B2 (en) | 2011-02-15 | 2017-10-17 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength steel plate having excellent weld heat-affected zone low-temperature toughness and method for producing same |
| WO2014038200A1 (ja) | 2012-09-06 | 2014-03-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| KR20150029758A (ko) | 2012-09-06 | 2015-03-18 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용접 열영향부 ctod 특성이 우수한 후육 고장력강 및 그의 제조 방법 |
| US9777358B2 (en) | 2012-09-06 | 2017-10-03 | Jfe Steel Corporation | Thick-walled, high tensile strength steel with excellent CTOD characteristics of the weld heat-affected zone, and manufacturing method thereof |
| WO2014141632A1 (ja) | 2013-03-12 | 2014-09-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2015088040A1 (ja) | 2013-12-12 | 2015-06-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| WO2016035110A1 (ja) | 2014-09-05 | 2016-03-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| US10450627B2 (en) | 2014-09-05 | 2019-10-22 | Jfe Steel Corporation | Thick steel plate having good multipass weld joint CTOD characteristics and method for manufacturing the same |
| WO2018216665A1 (ja) | 2017-05-22 | 2018-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
| US11299798B2 (en) | 2017-05-22 | 2022-04-12 | Jfe Steel Corporation | Steel plate and method of producing same |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60152626A (ja) | 1985-08-10 |
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|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |