JPS62170459A - 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法Info
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- JPS62170459A JPS62170459A JP1178886A JP1178886A JPS62170459A JP S62170459 A JPS62170459 A JP S62170459A JP 1178886 A JP1178886 A JP 1178886A JP 1178886 A JP1178886 A JP 1178886A JP S62170459 A JPS62170459 A JP S62170459A
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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
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、大入熱溶接用高張力鋼板、特に溶接入熱量１
００〜５００ ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ｖＥ−ｔｏ
）が３．５Ｋｇｆ−ｍ以上である大入熱溶接用高張力鋼
板に関する。
００〜５００ ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ｖＥ−ｔｏ
）が３．５Ｋｇｆ−ｍ以上である大入熱溶接用高張力鋼
板に関する。
（従来の技術）
従来の高張力鋼板（降伏点３６Ｋｇｆ／ｍｍ”以上）は
大入熱溶接部（溶接入熱量１００〜２５０ ｋＪ／ｃｍ
）の低温靭性（ＶＥ−６０≧３．５にｇｆ−ｍ）を確保
するために、Ｔｉ ： ０．００５〜０．０２０％、Ｎ
： ０．００４０〜０．００６Ｑ％、Ｂ：０．０００
３〜０．００２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．
０１０％としてＴｉＮ、ＢＮを溶接部に析出せしめ、組
織の微細化および固溶Ｎ量の減少を行ってきた（特願昭
６０−１９５５２７号参照）。
大入熱溶接部（溶接入熱量１００〜２５０ ｋＪ／ｃｍ
）の低温靭性（ＶＥ−６０≧３．５にｇｆ−ｍ）を確保
するために、Ｔｉ ： ０．００５〜０．０２０％、Ｎ
： ０．００４０〜０．００６Ｑ％、Ｂ：０．０００
３〜０．００２０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．
０１０％としてＴｉＮ、ＢＮを溶接部に析出せしめ、組
織の微細化および固溶Ｎ量の減少を行ってきた（特願昭
６０−１９５５２７号参照）。
また、鋼中のＮ含有量を３０ ｐｐｍ以下というように
極力低減し、これに微量のＴｉおよびＢを含をさせた低
Ｎ −ｒｔ−Ｂｌも提案されている（雑誌「鉄と鋼ｊ
、６８ ＜１９８２＞、 ３６３Ｂ） 。
極力低減し、これに微量のＴｉおよびＢを含をさせた低
Ｎ −ｒｔ−Ｂｌも提案されている（雑誌「鉄と鋼ｊ
、６８ ＜１９８２＞、 ３６３Ｂ） 。
一方、Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％とするとと
もに、ＴｉやＲＥＭの添加に際し、Ｓｉ：０．１％以下
と低Ｓｉ化し、ＡＱ：０．０４〜０．１０％と高ＡＱ化
することが特開昭６０−１８４６６３号に開示されてい
る。
もに、ＴｉやＲＥＭの添加に際し、Ｓｉ：０．１％以下
と低Ｓｉ化し、ＡＱ：０．０４〜０．１０％と高ＡＱ化
することが特開昭６０−１８４６６３号に開示されてい
る。
このように、従来にあっても溶接部靭性改善にはいろい
ろの観点からいくつかの提案がなされてきた。
ろの観点からいくつかの提案がなされてきた。
しかし、構造物の大型化に伴って使用鋼材は肉厚が増加
する傾向にある。これに伴って、熔接人熱量も増加する
傾向にあり、上述のようにいくつか提案されている従来
の高張力鋼板では溶接入熱量２５０ ｋＪ／ｃａ＋を超
える大入熱溶接部では良好な低温靭性が得られなかった
。
する傾向にある。これに伴って、熔接人熱量も増加する
傾向にあり、上述のようにいくつか提案されている従来
の高張力鋼板では溶接入熱量２５０ ｋＪ／ｃａ＋を超
える大入熱溶接部では良好な低温靭性が得られなかった
。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明の目的は、従来の高張力鋼板にさらに改善を加え
、溶接入熱量１００ ｋＪ／ｃｍ以上、５００ｋＪ／Ｃ
ｍまで良好な溶接部の低温靭性を確保した高張力鋼板を
提供することである。
、溶接入熱量１００ ｋＪ／ｃｍ以上、５００ｋＪ／Ｃ
ｍまで良好な溶接部の低温靭性を確保した高張力鋼板を
提供することである。
（問題点を解決するための手段）
本発明者らは、上述の目的を達成する手段について種々
横側した結果、むしろＢ量を０．００２１〜０゜００４
０％と増加して、積極的にＢＨの析出量を増加させて溶
接部の組織微細化および固溶Ｎ量の減少を促進して低温
靭性を改善することに着目した。
横側した結果、むしろＢ量を０．００２１〜０゜００４
０％と増加して、積極的にＢＨの析出量を増加させて溶
接部の組織微細化および固溶Ｎ量の減少を促進して低温
靭性を改善することに着目した。
しかし、Ｂ量の増加は固溶Ｂによる焼入性向上により靭
性劣化をもたらすことがあるため、さらに検討を行った
結果、ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０１０％以下と低くした場
合、Ｂ ： Ｑ、００２１〜０．００４０％の範囲にお
いて更に良好な溶接部靭性が得られることを見出して、
本発明を完成した。
性劣化をもたらすことがあるため、さらに検討を行った
結果、ｓｏｌ．Ａｌ量を０．０１０％以下と低くした場
合、Ｂ ： Ｑ、００２１〜０．００４０％の範囲にお
いて更に良好な溶接部靭性が得られることを見出して、
本発明を完成した。
すなわち、本発明によれば、Ｂを積極的に添加するとと
もに、ｓｏｌ．Ａｌ量を０．００１〜０．０１０％と低
減することにより、ＢＮの析出を促進すると同時に固溶
Ｂｆｆｔを低減して靭性劣化の防止が図られるのである
。
もに、ｓｏｌ．Ａｌ量を０．００１〜０．０１０％と低
減することにより、ＢＮの析出を促進すると同時に固溶
Ｂｆｆｔを低減して靭性劣化の防止が図られるのである
。
ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ ： ０．０５〜
０，４０％、Ｍｎ ： ０．７０〜１．６０％、 Ｐ
： ０．０１５％以下、ｓ：ｏ、ｏ１ｏ％以下、ｓｏ
ｌ．Ａｌ ： ０．００１〜０．０１０％、Ｔｉ ：
０．００５〜Ｏ，０２０％、Ｂ ： ０．００２１〜０
．００４０％、Ｎフ０．００４０〜０．００６０％、お
よび残部：Ｆｅおよび不可避不純物から成り、かつＴｉ
／Ｎ ： １．５〜３．４ 、およびＣｅｑ ： ０
．３４％以下、である組成を有する鋼を９００〜１２０
０℃の温度に加熱した後、熱間圧延によって８００℃以
上の温度で所定の板厚とし、次いで直ちに水冷によって
室温まで急冷し、そのｉ＆ ２００〜４５０℃の温度域
で焼戻しを行うことにより製造した、溶接入熱量１００
〜５００ ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ＶＥ−６６）が
３．５Ｋｇｆ−ｍ以上を満足することを特徴とする、降
伏点３６Ｋｇｆ／ｍｍ”以上の大入熱溶接用高張力鋼板
である。
０，４０％、Ｍｎ ： ０．７０〜１．６０％、 Ｐ
： ０．０１５％以下、ｓ：ｏ、ｏ１ｏ％以下、ｓｏ
ｌ．Ａｌ ： ０．００１〜０．０１０％、Ｔｉ ：
０．００５〜Ｏ，０２０％、Ｂ ： ０．００２１〜０
．００４０％、Ｎフ０．００４０〜０．００６０％、お
よび残部：Ｆｅおよび不可避不純物から成り、かつＴｉ
／Ｎ ： １．５〜３．４ 、およびＣｅｑ ： ０
．３４％以下、である組成を有する鋼を９００〜１２０
０℃の温度に加熱した後、熱間圧延によって８００℃以
上の温度で所定の板厚とし、次いで直ちに水冷によって
室温まで急冷し、そのｉ＆ ２００〜４５０℃の温度域
で焼戻しを行うことにより製造した、溶接入熱量１００
〜５００ ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ＶＥ−６６）が
３．５Ｋｇｆ−ｍ以上を満足することを特徴とする、降
伏点３６Ｋｇｆ／ｍｍ”以上の大入熱溶接用高張力鋼板
である。
ただし、
また、本発明は、その別の態様においては、前記鋼組成
が、重量％で、 Ｃ： ０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ ： ０．０５
〜０．４０％、Ｍｎ ： ０．７０〜１．６０％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ ： ０．０１０％以下、ｓ
ｏｌ．Ａｌ ： ０．００１〜０．０１０％、Ｔｉ ：
０．００５〜０．０２０％、Ｂ ： ０．００２１〜
０．００４０％、Ｎ ： ０．００４０〜０．００６０
％、さらにＣｕ ： ０．５０％以下、 Ｎｉ： １．
００％以下、ｖ：ｏ、ｏ４％以下、 Ｎｂ ： ０．０
３％以下、およびＣａ ： ０．００４０％以下の少な
くとも１種、残部：Ｆｅおよび不可避不純物から成り、
かつＴｉ／Ｎ ： １．５〜３．４ 、およびＣｅｑ
： ０．３４％以下、である組成を有する鋼を９００
〜１２００℃の温度に加熱した後、熱間圧延によって８
００℃以上の温度で所定の板厚とし、次いで直ちに水冷
によって室温まで急冷し、その後２００〜４５０℃の温
度域で焼戻しを行うことにより製造した、溶接入熱量１
００〜５００ ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ｖＥ−ｉｏ
）が３．５Ｋｇｆ−ｍ以上を満足することを特徴とする
、降伏点３６Ｋｇｆ／ｍｓ”以上の大入熱溶接用高張力
鋼板である。
が、重量％で、 Ｃ： ０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ ： ０．０５
〜０．４０％、Ｍｎ ： ０．７０〜１．６０％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ ： ０．０１０％以下、ｓ
ｏｌ．Ａｌ ： ０．００１〜０．０１０％、Ｔｉ ：
０．００５〜０．０２０％、Ｂ ： ０．００２１〜
０．００４０％、Ｎ ： ０．００４０〜０．００６０
％、さらにＣｕ ： ０．５０％以下、 Ｎｉ： １．
００％以下、ｖ：ｏ、ｏ４％以下、 Ｎｂ ： ０．０
３％以下、およびＣａ ： ０．００４０％以下の少な
くとも１種、残部：Ｆｅおよび不可避不純物から成り、
かつＴｉ／Ｎ ： １．５〜３．４ 、およびＣｅｑ
： ０．３４％以下、である組成を有する鋼を９００
〜１２００℃の温度に加熱した後、熱間圧延によって８
００℃以上の温度で所定の板厚とし、次いで直ちに水冷
によって室温まで急冷し、その後２００〜４５０℃の温
度域で焼戻しを行うことにより製造した、溶接入熱量１
００〜５００ ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ｖＥ−ｉｏ
）が３．５Ｋｇｆ−ｍ以上を満足することを特徴とする
、降伏点３６Ｋｇｆ／ｍｓ”以上の大入熱溶接用高張力
鋼板である。
ただし、
Ｓｉ Ｍｎ Ｃｕ Ｎｉ Ｃｒ
Ｍｏ Ｖ（作用） 次に、本発明に係る鋼組成および製造条件を上述の如く
定めた理由について詳述する。
Ｍｏ Ｖ（作用） 次に、本発明に係る鋼組成および製造条件を上述の如く
定めた理由について詳述する。
Ｃ：母材の強度（降伏点が３６ Ｋｇｆ／ｍｍ”以上）
を確保するにはＣ：０．０３％以上を必要とするが、０
．１２％を超えると溶接部の靭性が劣化する。
を確保するにはＣ：０．０３％以上を必要とするが、０
．１２％を超えると溶接部の靭性が劣化する。
好ましくはＣ：０．０５〜０．１０％である。
Ｓｉ：鋼の脱酸と母材の強度を確保するためにＳｉ：０
．０５％以上が必要であるが、０．４０％を超えると溶
接部の靭性が劣化する。
．０５％以上が必要であるが、０．４０％を超えると溶
接部の靭性が劣化する。
Ｍｎ：母材の強度を確保するために０．７０％以上が必
要であるが、１．６０％を超えると溶接部の靭性が劣化
する。
要であるが、１．６０％を超えると溶接部の靭性が劣化
する。
Ｐ：Ｐは凝固時に偏析しやすい元素であり、Ｐの偏析等
が溶接部を硬化させて靭性劣化の原因となるため、その
含有量が低いほど望ましい。
が溶接部を硬化させて靭性劣化の原因となるため、その
含有量が低いほど望ましい。
本発明の鋼において溶接部の靭性を確保するためにはＰ
：０．０１５％以下とすることが必要である。好まし
くは０．０１０％以下である。
：０．０１５％以下とすることが必要である。好まし
くは０．０１０％以下である。
ＳＯ３は鋼中ではＭｎＳ等の介在物となって靭性、延性
を劣化させるため、０．０１０％以下にすることが必要
である。
を劣化させるため、０．０１０％以下にすることが必要
である。
ｓｏｌ．Ａｌ：ｓｏ１．ＡＱは、鋼の脱酸作用を有する
とともにおよび八Ｃ１Ｎとして析出してオーステナイト
粒の微細化による母材靭性改善作用を有しており、かか
る作用効果を得るためにに０．００１％以上のｓｏｌ、
八Ｑが必要である。しかし、溶接時に高温（約１２００
℃以上）に加熱される溶接ボンド部近傍ではＡＱＮは再
固溶し、冷却時には冷却速度が速いため再析出すること
ができない。したがって．ＡｌＮは溶接ボンド部近傍の
組織微細化には効果がない。むしろ、ＭＮは再固溶する
ことによって固溶Ｎ量を増加させて溶接部の靭性を劣化
させる。そこで、ｓ。
とともにおよび八Ｃ１Ｎとして析出してオーステナイト
粒の微細化による母材靭性改善作用を有しており、かか
る作用効果を得るためにに０．００１％以上のｓｏｌ、
八Ｑが必要である。しかし、溶接時に高温（約１２００
℃以上）に加熱される溶接ボンド部近傍ではＡＱＮは再
固溶し、冷却時には冷却速度が速いため再析出すること
ができない。したがって．ＡｌＮは溶接ボンド部近傍の
組織微細化には効果がない。むしろ、ＭＮは再固溶する
ことによって固溶Ｎ量を増加させて溶接部の靭性を劣化
させる。そこで、ｓ。
＋ 、 Ｍ ｆｆｉは必要最小限にとどめることが必要
である。
である。
ｓｏｌ．Ａｌ量の低減は、固溶Ｎ量の増加を通じてＴｉ
ＮおよびＢＮの析出量の増加をもたらす。
ＮおよびＢＮの析出量の増加をもたらす。
しかし、ＴｉＮはＡＱＮよりも高い温度まで固溶しない
ため、溶接部の組織微細化および固溶Ｎ量の低減をもた
らし、溶接部の靭性を改善する。
ため、溶接部の組織微細化および固溶Ｎ量の低減をもた
らし、溶接部の靭性を改善する。
また、ＢＮはＡＱＮと同様に高温で再固溶するが、Ｂの
拡散速度が速いため、溶接後の冷却過程でＢＮとして再
析出し、溶接部の組織微細化および固溶ＮＮの低減をも
たらし、溶接部の靭性を改善する。
拡散速度が速いため、溶接後の冷却過程でＢＮとして再
析出し、溶接部の組織微細化および固溶ＮＮの低減をも
たらし、溶接部の靭性を改善する。
このような、ＴｉＮおよびＢＮの効果を得るためには、
ｓｏｌ．ＡｌＩは０．０１０ ％以下トスルコとが必要
である。
ｓｏｌ．ＡｌＩは０．０１０ ％以下トスルコとが必要
である。
本発明においてはｓｏｌ、八Ｑは０．００１−０．０１
０、好ましくは０．００１〜０．００６％である。
０、好ましくは０．００１〜０．００６％である。
Ｔｉ：Ｔｉは高温まで安定なＴｉＮを析出させて、溶接
部の組織微細化をもたらし、溶接部の靭性を改善する。
部の組織微細化をもたらし、溶接部の靭性を改善する。
この効果を得るためには、ｏ、ｏｏｓ％以上が必要であ
るが、０．０２０％を超えると母材および溶接部の靭性
を低下させる。好ましくは０．０１０〜０．０１７％で
ある。ただし、Ｔｉ／Ｎの比が１．５未満ではＴｉＮの
析出数が少なく、上記の効果が得られない。また、Ｔｉ
／Ｈの比が３．４を超えると、むしろＴｉＣを析出して
溶接部の靭性が劣化する。そこで、Ｔｉ／Ｎは１．５〜
３．４の範囲とすることが必要である。
るが、０．０２０％を超えると母材および溶接部の靭性
を低下させる。好ましくは０．０１０〜０．０１７％で
ある。ただし、Ｔｉ／Ｎの比が１．５未満ではＴｉＮの
析出数が少なく、上記の効果が得られない。また、Ｔｉ
／Ｈの比が３．４を超えると、むしろＴｉＣを析出して
溶接部の靭性が劣化する。そこで、Ｔｉ／Ｎは１．５〜
３．４の範囲とすることが必要である。
さらに好ましくは２．０〜３．０であるＢＩＢはＴｉと
同様に、窒化物を形成して溶接部の靭性を改善するが、
その機構がＴｉとは異なる。
同様に、窒化物を形成して溶接部の靭性を改善するが、
その機構がＴｉとは異なる。
ＢＮは、ＴｉＮと比べるとオーステナイトに固溶しやす
く、約１０００℃以上の温度で固溶する。したがって、
溶接時には固溶するため、ＴｉＮとは異なり、オーステ
ナイト粒の粗大化抑制効果はない。しかし、ＢはＴｉと
は異なり、鋼中での拡散速度が速いため、溶接後の冷却
過程でＢＮとして再析出する。
く、約１０００℃以上の温度で固溶する。したがって、
溶接時には固溶するため、ＴｉＮとは異なり、オーステ
ナイト粒の粗大化抑制効果はない。しかし、ＢはＴｉと
は異なり、鋼中での拡散速度が速いため、溶接後の冷却
過程でＢＮとして再析出する。
ところで、溶接入熱量が１００〜５００ ｋＪ／ｃｍの
大入熱溶接部では、溶接ボンド部近傍が高温に長時間加
熱されるために、高温まで安定なＴｉＮといえども一部
分固溶する。ＴｉはＢに比べて拡散速度が遅いため、溶
接後の冷却過程でＴｉＮとして再析出することができな
い。
大入熱溶接部では、溶接ボンド部近傍が高温に長時間加
熱されるために、高温まで安定なＴｉＮといえども一部
分固溶する。ＴｉはＢに比べて拡散速度が遅いため、溶
接後の冷却過程でＴｉＮとして再析出することができな
い。
したがって、大入熱溶接ボンド部近傍は、ＴｉＮの析出
量が減少し、固溶Ｎｌが増加して靭性が劣化する。
量が減少し、固溶Ｎｌが増加して靭性が劣化する。
しかし、Ｂを増加することによって大入熱溶接ボンド部
近傍は溶接後の冷却過程でＢＮが析出し、組織の微細化
および固溶Ｎｌの低減により靭性が改善される。ただし
、Ｎと結びつく量を超えてＢを添加した場合、固溶Ｂが
溶接部の焼入性を向上させ、靭性を劣化させる。このた
め、Ｂと結びつく固溶Ｎ量を確保することが必要であり
、本発明にあってはｓｏｌ．Ａｌ量を低減した。
近傍は溶接後の冷却過程でＢＮが析出し、組織の微細化
および固溶Ｎｌの低減により靭性が改善される。ただし
、Ｎと結びつく量を超えてＢを添加した場合、固溶Ｂが
溶接部の焼入性を向上させ、靭性を劣化させる。このた
め、Ｂと結びつく固溶Ｎ量を確保することが必要であり
、本発明にあってはｓｏｌ．Ａｌ量を低減した。
溶接入熱量１００〜２５０ ｋＪ／ｃ＋＋の溶接部にお
いてＢの上記の効果を得るためには、０．０００３％以
上のＢが必要であるが、しかしｓｏｌ．ＡｌＩをｏ、ｏ
ｔｏ％以下とした場合、Ｂ量０．００２０％以下では良
好な溶接部靭性が得られない。
いてＢの上記の効果を得るためには、０．０００３％以
上のＢが必要であるが、しかしｓｏｌ．ＡｌＩをｏ、ｏ
ｔｏ％以下とした場合、Ｂ量０．００２０％以下では良
好な溶接部靭性が得られない。
一方、溶接入熱量１００〜５００ ｋＪ／ｃｍの溶接部
において常に上記の効果を得るためには、０．００２１
％以上のＢが必要であり、このときも固溶Ｂによる靭性
劣化を防止するためには、ｓｏｌ、八Ｑｆｆｉをｏ、ｏ
ｉｏ％以下とすることが必要である。また、ｓｏｌ．Ａ
ｌ量が０．０１０％以下の範囲においても、Ｂｉｔが０
．００４０％を超えると溶接部の靭性が劣化する。
において常に上記の効果を得るためには、０．００２１
％以上のＢが必要であり、このときも固溶Ｂによる靭性
劣化を防止するためには、ｓｏｌ、八Ｑｆｆｉをｏ、ｏ
ｉｏ％以下とすることが必要である。また、ｓｏｌ．Ａ
ｌ量が０．０１０％以下の範囲においても、Ｂｉｔが０
．００４０％を超えると溶接部の靭性が劣化する。
そこで、本発明にあって、Ｂ量は０．００２１〜０．０
０４０％とした。好ましくは、０．００２５〜０．００
３５％である。
０４０％とした。好ましくは、０．００２５〜０．００
３５％である。
ＮＵＮは固溶状態で鋼中に存在した場合１、溶接部の靭
性を劣化させるためできるだけ低い方が望ましい。しか
し、大入熱溶接部は固溶Ｎｉの低減だけでは十分な靭性
が得られず、ｕ１織の微細化を行うことが良好な靭性を
得るためには不可欠である。すでに述べたように、本発
明にあって、溶接部の組織の微細化は、ＴｉＮおよびＢ
Ｎの均一な分散析出によってもたらされるものであり、
ＴｉおよびＢと結合するＮの量を最適量に制御すること
が必要である。
性を劣化させるためできるだけ低い方が望ましい。しか
し、大入熱溶接部は固溶Ｎｉの低減だけでは十分な靭性
が得られず、ｕ１織の微細化を行うことが良好な靭性を
得るためには不可欠である。すでに述べたように、本発
明にあって、溶接部の組織の微細化は、ＴｉＮおよびＢ
Ｎの均一な分散析出によってもたらされるものであり、
ＴｉおよびＢと結合するＮの量を最適量に制御すること
が必要である。
すなわち、Ｔｉ ： ０．００５〜０．０２０％、Ｂ：
０゜００２１〜０．００４０％、ｓｏｌ．Ａｌ： ０．
００１ 〜０．０１０ ％に制御した本発明の綱にお
いて、大入熱溶接部の靭性改善に有効な量のＴｉＮおよ
びＢＮを確保するためには、Ｎは０．００４０％以上が
必要である。しかし、Ｎが０．００６０％を超えると、
固溶Ｎ量が増加して溶接部の靭性が劣化する。
０゜００２１〜０．００４０％、ｓｏｌ．Ａｌ： ０．
００１ 〜０．０１０ ％に制御した本発明の綱にお
いて、大入熱溶接部の靭性改善に有効な量のＴｉＮおよ
びＢＮを確保するためには、Ｎは０．００４０％以上が
必要である。しかし、Ｎが０．００６０％を超えると、
固溶Ｎ量が増加して溶接部の靭性が劣化する。
そこで、Ｎ量は０．００４０〜０．００６０％とした。
上述した鋼組成に、所望により、下記の成分を更に添加
することにより、母材の強度と靭性および溶接部の靭性
を安定化することができる。
することにより、母材の強度と靭性および溶接部の靭性
を安定化することができる。
Ｃｕ ： Ｃｕは溶接部の靭性を劣化させることなく母
材の強度を上昇させる効果を有するため、その添加が母
材の強度の安定化に有効である。しかし、０．５０％を
超えると、熱間延性を低下させ、溶接時の高温割れ感受
性を高める。
材の強度を上昇させる効果を有するため、その添加が母
材の強度の安定化に有効である。しかし、０．５０％を
超えると、熱間延性を低下させ、溶接時の高温割れ感受
性を高める。
Ｎｉ：Ｎｉは１．００％までは溶接部の靭性を劣化させ
ることなく母材の強度および靭性を上昇させるため、そ
の添加は母材の強度と靭性の安定化に有効である。しか
し、１．００％を超えると、溶接部の靭性が劣化する。
ることなく母材の強度および靭性を上昇させるため、そ
の添加は母材の強度と靭性の安定化に有効である。しか
し、１．００％を超えると、溶接部の靭性が劣化する。
Ｖ：ｖは母材の強度上昇に有効である。しかし、０．０
４％を超えると溶接部の靭性が劣化する。
４％を超えると溶接部の靭性が劣化する。
Ｎｂ ： Ｎｂは母材の強度および靭性の上昇に有効で
ある。しかし、０．０３％を超えると溶接部の靭性が劣
化する。
ある。しかし、０．０３％を超えると溶接部の靭性が劣
化する。
Ｃａ ： Ｃａは硫化物を球状化して母材の機械的性質
の異方性を減少させる効果を有するとともに、Ｃａ （
０、５）として鋼中に均一に分散させることによって溶
接部の＆Ｉｌ織を微細化して靭性を改善する。しかし、
０．００４０％を超えると、その効果が飽和すると同時
に、鋼の清浄度を劣化させる。
の異方性を減少させる効果を有するとともに、Ｃａ （
０、５）として鋼中に均一に分散させることによって溶
接部の＆Ｉｌ織を微細化して靭性を改善する。しかし、
０．００４０％を超えると、その効果が飽和すると同時
に、鋼の清浄度を劣化させる。
本発明では、以上のように化学成分に制限を加えるとと
もに、さらにＣｅｑの制限を加える。すなわち、以上の
化学成分の限定を行っても、大入熱溶接部は低温靭性（
ｖＥ−６゜）を安定して３．５Ｋｇｆ−ｍ以上とするこ
とはできず、Ｃｅｑを０．３４％以下とすることによっ
てはじめてこの低温靭性３．５Ｋｇｆ−ｍ以上の条件が
満足される。Ｃｅｑはすでに定義した通りである。
もに、さらにＣｅｑの制限を加える。すなわち、以上の
化学成分の限定を行っても、大入熱溶接部は低温靭性（
ｖＥ−６゜）を安定して３．５Ｋｇｆ−ｍ以上とするこ
とはできず、Ｃｅｑを０．３４％以下とすることによっ
てはじめてこの低温靭性３．５Ｋｇｆ−ｍ以上の条件が
満足される。Ｃｅｑはすでに定義した通りである。
なお、本発明における大入熱溶接は、−ｉには溶接入熱
量１００〜５００ ｋＪ／ｃｍのものであるが、本発明
による効果が顕著に現われるのは溶接入熱量が２５０〜
５００ ｋＪ／ｃｍと入熱量の大きい溶接法においてで
ある。例えば、エレクトロガスアーク溶接、サブマージ
ドアーク溶接、エレクトロスラグ溶接を挙げることがで
きる。
量１００〜５００ ｋＪ／ｃｍのものであるが、本発明
による効果が顕著に現われるのは溶接入熱量が２５０〜
５００ ｋＪ／ｃｍと入熱量の大きい溶接法においてで
ある。例えば、エレクトロガスアーク溶接、サブマージ
ドアーク溶接、エレクトロスラグ溶接を挙げることがで
きる。
次に、本発明の大入熱溶接用高張力鋼板の製造条件につ
いて説明する。
いて説明する。
圧延加熱温度ニ
オーステナイト中に炭化物を均一に固溶させるために、
９００℃以上に加熱することが必要であるが、１２００
℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、圧
延、再結晶によっても十分に微細化されず、母材の靭性
が劣化する場合がある。好ましくはこの加熱温度は９５
０〜１１５０℃である。
９００℃以上に加熱することが必要であるが、１２００
℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、圧
延、再結晶によっても十分に微細化されず、母材の靭性
が劣化する場合がある。好ましくはこの加熱温度は９５
０〜１１５０℃である。
圧延仕上温度および圧延後の冷却：
本発明の鋼は大入熱溶接部の靭性を確保するためにＣｅ
ｑを低く制限しており、母材の強度を確保するためには
圧延後の冷却速度を速くすることが必要である。
ｑを低く制限しており、母材の強度を確保するためには
圧延後の冷却速度を速くすることが必要である。
したがって、圧延終了後直ちに水冷を行って室温まで急
冷することが必要である。さらに、水冷における冷却速
度を確保するためには、圧延仕上温度を８００℃以上と
することが必要である。一般にはこの仕上げ温度は８２
０℃以上である。
冷することが必要である。さらに、水冷における冷却速
度を確保するためには、圧延仕上温度を８００℃以上と
することが必要である。一般にはこの仕上げ温度は８２
０℃以上である。
焼戻処理：
水冷ままの鋼板は歪みが多いため降伏点および靭性が低
い。２００℃以上の温度で焼戻しを行うことにより、降
伏点および靭性が向上する。しかし、４５０℃を超えた
温度で焼戻しを行うと引張強さが著しく低下する。好ま
しくは３００〜４００℃で焼戻処理を行う。
い。２００℃以上の温度で焼戻しを行うことにより、降
伏点および靭性が向上する。しかし、４５０℃を超えた
温度で焼戻しを行うと引張強さが著しく低下する。好ま
しくは３００〜４００℃で焼戻処理を行う。
次に、本発明の効果を実施例により例示する。
なお、実施例を含む本明細書において、％は特に指定の
ない限り、重量％である。
ない限り、重量％である。
大施炭
第１表に示した化学組成を有する鋼塊（Ａ−Ｔ）を、熱
間鍛造によって、板厚１５０ ｍｍのスラブとした後、
第２表に示した条件で板厚３５１の鋼板を製造した。
間鍛造によって、板厚１５０ ｍｍのスラブとした後、
第２表に示した条件で板厚３５１の鋼板を製造した。
母材の機械的性質は、鋼板の板厚中心部、圧延直角方向
よりＪＩＳ ｄ号丸棒引張試験片（平行部の直径１４
ｍｎ＋ 、平行部長さ５０ＩＩＩＩ１１）、およびＪＩ
Ｓ ｄ号シャルピー衝撃試験片（２ｍｍＶノツチ）を採
取して調査した。
よりＪＩＳ ｄ号丸棒引張試験片（平行部の直径１４
ｍｎ＋ 、平行部長さ５０ＩＩＩＩ１１）、およびＪＩ
Ｓ ｄ号シャルピー衝撃試験片（２ｍｍＶノツチ）を採
取して調査した。
溶接継手部のシャルピー衝撃特性は、第３表の溶接条件
を用いて溶接を行った溶接継手部の表面から６ ｎ＋ｍ
の部分よりＪＩＳ Ｊ号シャルピー衝撃試験片（２ｍｍ
Ｖノツチ）を採取して調査した。
を用いて溶接を行った溶接継手部の表面から６ ｎ＋ｍ
の部分よりＪＩＳ Ｊ号シャルピー衝撃試験片（２ｍｍ
Ｖノツチ）を採取して調査した。
このようにして得られた母材および溶接継手部の機械的
特性は第２表にまとめて示した。
特性は第２表にまとめて示した。
本発明鋼（鋼Ａ〜鋼Ｌ）を本発明の条件を用いて製造し
た鋼板（試験ｍ １−１２）は、母材の強度および靭性
、ならびに溶接継手部の靭性がいずれも優れている。
た鋼板（試験ｍ １−１２）は、母材の強度および靭性
、ならびに溶接継手部の靭性がいずれも優れている。
これに対し、比較鋼（鋼Ｍ−鋼Ｔ）は本発明の条件下で
製造した鋼板（試験階１３〜２０）において母材の強度
と靭性は良好であるが、溶接継手部の靭性が劣る。比較
鋼の中で鋼ＱはＢ量が少ない（Ｂ ：Ｏ，０Ｏ０Ｂ％）
ため、溶接入熱量２５７ ｋＪ／ｃｍ以下では良好な靭
性を示すが、溶接入熱１４７７ ｋＪ／ｃｍでは靭性が
低くなる。他の比較鋼はいずれの溶接法においても靭性
が著しく低い。
製造した鋼板（試験階１３〜２０）において母材の強度
と靭性は良好であるが、溶接継手部の靭性が劣る。比較
鋼の中で鋼ＱはＢ量が少ない（Ｂ ：Ｏ，０Ｏ０Ｂ％）
ため、溶接入熱量２５７ ｋＪ／ｃｍ以下では良好な靭
性を示すが、溶接入熱１４７７ ｋＪ／ｃｍでは靭性が
低くなる。他の比較鋼はいずれの溶接法においても靭性
が著しく低い。
また、試験患２１〜２４は、化学組成は本発明で規定す
る範囲内であるが、製造条件が本発明の条件とは異なる
ため、母材の機械的特性が劣る。具体的には、試験隘２
１は圧延加熱温度が高いため靭性が低い。試験阻２２は
仕上温度が低いため強度が低い。試験隘２３は焼戻しを
行っていないため、降伏点および靭性が低い。試験隘２
４は焼戻し温度が高いため引張強さが低い。
る範囲内であるが、製造条件が本発明の条件とは異なる
ため、母材の機械的特性が劣る。具体的には、試験隘２
１は圧延加熱温度が高いため靭性が低い。試験阻２２は
仕上温度が低いため強度が低い。試験隘２３は焼戻しを
行っていないため、降伏点および靭性が低い。試験隘２
４は焼戻し温度が高いため引張強さが低い。
Claims (1)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０
％、Ｍｎ：０．７０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以
下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１
〜０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｂ
：０．００２１〜０．００４０％、Ｎ：０．００４０〜
０．００６０％、および残部：Ｆｅおよび不可避不純物
から成り、かつＴｉ／Ｎ：１．５〜３．４、およびＣｅ
ｑ：０．３４％以下、である組成を有する鋼を９００〜
１２００℃の温度に加熱した後、熱間圧延によって８０
０℃以上の温度で所定の板厚とし、次いで直ちに水冷に
よって室温まで急冷し、その後２００〜４５０℃の温度
域で焼戻しを行うことにより製造した、溶接入熱量１０
０〜５００ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ｖＥ＿−＿６＿
０）が３．５Ｋｇｆ−ｍ以上を満足することを特徴とす
る、降伏点３６Ｋｇｆ／ｍｍ＾２以上の大入熱溶接用高
張力鋼板。 ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ
／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４（２）前記鋼組
成が、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．４０
％、Ｍｎ：０．７０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以
下、Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１
〜０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｂ
：０．００２１〜０．００４０％、Ｎ：０．００４０〜
０．００６０％、さらにＣｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：
１．００％以下、Ｖ：０．０４％以下、Ｎｂ：０．０３
％以下、およびＣａ：０．００４０％以下の少なくとも
１種、残部：Ｆｅおよび不可避不純物から成り、かつＴ
ｉ／Ｎ：１．５〜３．４、およびＣｅｑ：０．３４％以
下、である組成を有する鋼を９００〜１２００℃の温度
に加熱した後、熱間圧延によって８００℃以上の温度で
所定の板厚とし、次いで直ちに水冷によって室温まで急
冷し、その後２００〜４５０℃の温度域で焼戻しを行う
ことにより製造した、溶接入熱量１００〜５００ｋＪ／
ｃｍの溶接部の靭性（ｖＥ＿−＿６＿０）が３．５Ｋｇ
ｆ−ｍ以上を満足することを特徴とする、降伏点３６Ｋ
ｇｆ／ｍｍ＾２以上の大入熱溶接用高張力鋼板。 ただし、 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ
／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1178886A JPS62170459A (ja) | 1986-01-22 | 1986-01-22 | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1178886A JPS62170459A (ja) | 1986-01-22 | 1986-01-22 | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62170459A true JPS62170459A (ja) | 1987-07-27 |
Family
ID=11787663
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1178886A Expired - Lifetime JPS62170459A (ja) | 1986-01-22 | 1986-01-22 | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62170459A (ja) |
Cited By (9)
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| JP2010209373A (ja) * | 2009-03-09 | 2010-09-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 水圧鉄管用高張力鋼材およびその製造方法ならびに水圧鉄管 |
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| KR20240059623A (ko) | 2021-12-14 | 2024-05-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판 및 그의 제조 방법 |
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-
1986
- 1986-01-22 JP JP1178886A patent/JPS62170459A/ja not_active Expired - Lifetime
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