JP2007084912A - 溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】溶接性に優れ、中〜大入熱溶接において優れた靱性を備えた高強度の鋼を安価な構成で実現した、溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが式（ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ）で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が式（Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％））で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる構成としている。
【選択図】図１
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが式（ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ）で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が式（Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％））で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる構成としている。
【選択図】図１
Description
本発明は、溶接性が良好で、中入熱溶接から大入熱溶接の溶接熱影響部の靱性が優れた６０キロ鋼およびその製造方法に関する。
一般に、低合金鋼の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）の靱性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ＊）、上部ベイナイト（Ｂｕ）およびフェライトサイドプレート（ＦＳＰ）などの硬化相の分散状態、（３）析出硬化状態、（４）粒界脆化の有無、（５）元素のミクロ偏析等、種々の要因に支配される。
これらの要因は、靱性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ靱性を改善するため、多くの技術が実用化されている。
これらの要因は、靱性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ靱性を改善するため、多くの技術が実用化されている。
例えば、特に優れている技術として、実質的にＡｌを含有しない鋼にＴｉとＭｇを添加することにより、Ｍｇ酸化物でミクロ組織を微細化させた鋼が提案されている（例えば、特許文献１）。
特許文献１に記載の鋼は、上述の成分を添加することにより、大入熱溶接ＨＡＺの靱性を向上させている。
しかしながら、特許文献１に記載の鋼の構成では、母材の高強度化とともに、大入熱溶接ＨＡＺの靱性を向上するのは困難であった。
また、優れた溶接性は、溶接割れ感受性組成ＰＣＭを０．２０以下とすることによって得られることが分かっているが、母材の高強度化との両立も極めて難しい課題となっていた。
特開平９−２７９２３４号公報
しかしながら、特許文献１に記載の鋼の構成では、母材の高強度化とともに、大入熱溶接ＨＡＺの靱性を向上するのは困難であった。
また、優れた溶接性は、溶接割れ感受性組成ＰＣＭを０．２０以下とすることによって得られることが分かっているが、母材の高強度化との両立も極めて難しい課題となっていた。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、溶接性に優れ、中〜大入熱溶接において優れた靱性を備えた高強度の鋼を安価な構成で実現した、溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼は、中〜大入熱溶接部の衝撃値が極めて良好であるため、原油タンク用や橋梁用に使用する鋼として好適である。
本発明の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼は、中〜大入熱溶接部の衝撃値が極めて良好であるため、原油タンク用や橋梁用に使用する鋼として好適である。
本発明の要旨とするところは、以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次式（１）
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ ・・・（１）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼。
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ ・・・（１）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼。
［２］質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、更に、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｖ：０．０５％以下の内の一種または二種を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次式（３）
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０（Ｍｎ＋Ｃｕ）＋１／６０Ｎｉ＋１／１０Ｖ ・・・（３）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼。
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０（Ｍｎ＋Ｃｕ）＋１／６０Ｎｉ＋１／１０Ｖ ・・・（３）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼。
［３］質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次式（１）
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ ・・・（１）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１２５０℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の製造方法。
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ ・・・（１）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１２５０℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の製造方法。
［４］質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、更に、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｖ：０．０５％以下の内の一種または二種を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次式（３）
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０（Ｍｎ＋Ｃｕ）＋１／６０Ｎｉ＋１／１０Ｖ ・・・（３）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１２５０℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の製造方法。
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０（Ｍｎ＋Ｃｕ）＋１／６０Ｎｉ＋１／１０Ｖ ・・・（３）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１２５０℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の製造方法。
本発明者らの研究によれば、中〜大入熱（板厚５０ｍｍで１０〜４０ｋＪ／ｍｍ）溶接ＨＡＺの靱性（０℃程度の温度における衝撃値）は、旧オーステナイト粒界付近や、フェライトサイドプレート、ベイナイト中に生成する島状マルテンサイト（Ｍ＊）の影響が支配的であり、その生成の抑制が重要となることが明らかとなった。
本発明者らは、マルテンサイトの生成に及ぼす熱履歴や合金元素の影響を鋭意検討し、以下のことを知見した。
本発明者らは、マルテンサイトの生成に及ぼす熱履歴や合金元素の影響を鋭意検討し、以下のことを知見した。
［１］大入熱溶接では、オーステナイト（γ）からフェライト（α）への変態時の冷却速度が遅くなるために粒界フェライトが生成しやすいため、フェライトから排出されたＣがオーステナイトに濃化してマルテンサイトが生成し易くなる。また、変態開始温度が高いほど、Ｃのオーステナイト中への拡散も大きくなり、マルテンサイトの生成が多くなる。 また、フェライトサイドプレートやベイナイト中にも、同様のメカニズムでマルテンサイトが生成しやすい。このため、変態開始温度を低下させることにより、Ｃのオーステナイト中への濃化を低減することが重要である。
［２］マルテンサイトの生成は、変態開始温度とともにＣ量に依存するため、Ｃ量の低減が有効である。
［３］さらに、ＨＡＺ靱性向上のためには、マルテンサイトの低減とともに、析出硬化元素の低減も有効で、特にＮｂの低減が有効である。しかしながら、Ｎｂは母材強度向上に極めて有効であり、ＨＡＺ靱性を大きく害さない範囲で用いることが重要である。
これらの課題を解決するためには、変態開始温度を低下させるため、Ｍｎ量の増加が有効であり、あわせてＣ量を低減することでマルテンサイトの生成が抑制できることを見出した。また、ＨＡＺ靱性確保のため、Ｎｂ量の抑制が有効であることを見出した。
本発明の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼によれば、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次（ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ）で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％））で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる構成としている。
Ｃの含有量を低減し、Ｍｎの含有量を増加することにより、マルテンサイトの生成を抑制することができ、溶接熱影響部靱性を向上させることが可能となる。また、Ｃ＋１／３Ｎｂ量を上記範囲とすることにより、母材強度に優れながらも高いＨＡＺ靱性を確保することができる。
これにより、母材の強度に優れるとともに、安価な構成で、溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼が得られる。
Ｃの含有量を低減し、Ｍｎの含有量を増加することにより、マルテンサイトの生成を抑制することができ、溶接熱影響部靱性を向上させることが可能となる。また、Ｃ＋１／３Ｎｂ量を上記範囲とすることにより、母材強度に優れながらも高いＨＡＺ靱性を確保することができる。
これにより、母材の強度に優れるとともに、安価な構成で、溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼が得られる。
以下、本発明に係る溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の実施の形態について説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次式（１）
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ ・・・（１）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる構成としている。
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ ・・・（１）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる構成としている。
また、本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、更に、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｖ：０．０５％以下の内の一種または二種を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次式（３）
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０（Ｍｎ＋Ｃｕ）＋１／６０Ｎｉ＋１／１０Ｖ ・・・（３）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
残部が鉄および不可避的不純物からなる構成とすることができる。
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０（Ｍｎ＋Ｃｕ）＋１／６０Ｎｉ＋１／１０Ｖ ・・・（３）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
残部が鉄および不可避的不純物からなる構成とすることができる。
図１は、本発明者らが実験室溶解で製造した高Ｍｎ（≧１．９％）６０キロ相当鋼に、大入熱相当の熱サイクルを付与して衝撃試験を実施した際の、Ｃ＋１／３Ｎｂ量（％）とｖＥ０（Ｊ）の関係を示すグラフである。
０℃の温度下での良好な衝撃値（ｖＥ０≧５０Ｊ）を満足させるためには、Ｃ＋１／３Ｎｂ量を０．０９％以下とすることが必須であることが分かる。
０℃の温度下での良好な衝撃値（ｖＥ０≧５０Ｊ）を満足させるためには、Ｃ＋１／３Ｎｂ量を０．０９％以下とすることが必須であることが分かる。
しかしながら、Ｃの含有量、及びＣ＋１／３Ｎｂの含有量のみを規制しても、鋼に含有されるその他の合金元素を適正化しなければ、高強度と優れた溶接性及び溶接ＨＡＺ靱性を兼ね備えた鋼を製造することは困難である。
以下に、本発明で限定する各項目について詳細に説明する。
以下に、本発明で限定する各項目について詳細に説明する。
［鋼材の成分組成］
以下、本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の、成分組成の限定理由について説明する。以下の説明において、組成についての「％」は、質量％を意味する。
以下、本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の、成分組成の限定理由について説明する。以下の説明において、組成についての「％」は、質量％を意味する。
「Ｃ：炭素」０．０４〜０．０７％
Ｃは、高強度を得るために必要な元素である。
強度向上の効果を得るためには、Ｃを０．０４％以上添加することが必要であるが、０．０７％を超えて添加すると、上述したように鋼の靱性を劣化させるため、上限値を０．０７％とした。
Ｃは、高強度を得るために必要な元素である。
強度向上の効果を得るためには、Ｃを０．０４％以上添加することが必要であるが、０．０７％を超えて添加すると、上述したように鋼の靱性を劣化させるため、上限値を０．０７％とした。
「Ｓｉ：ケイ素」０．１０〜０．３０％
Ｓｉは、脱酸剤として有効な元素である。
Ｓｉの含有量は、良好なＨＡＺ靱性を得るためには出来る限り少ないことが好ましいが、本実施形態のように実質的にＡｌを含有していない鋼を用いる場合、脱酸剤として０．１０％以上の量を添加することが必要である。
しかしながら、Ｓｉを、０．３０％を超えて添加するとＨＡＺ靱性が低下するため、０．３０％を上限とする。
Ｓｉは、脱酸剤として有効な元素である。
Ｓｉの含有量は、良好なＨＡＺ靱性を得るためには出来る限り少ないことが好ましいが、本実施形態のように実質的にＡｌを含有していない鋼を用いる場合、脱酸剤として０．１０％以上の量を添加することが必要である。
しかしながら、Ｓｉを、０．３０％を超えて添加するとＨＡＺ靱性が低下するため、０．３０％を上限とする。
「Ｍｎ：マンガン」１．９〜２．３０％
Ｍｎは、溶接時のオーステナイト（γ）−フェライト（α）の変態開始温度を低下させてオーステナイト（Ｍ＊）を低減し、ミクロ組織を適正化する効果が大きく、また、安価な元素であること及び溶接ＨＡＺ靱性を低下させることが無い等の理由から、出来るだけ含有量を多くすることが好ましい。
Ｍｎの含有量が１．９％未満だと上述の効果が少なくなるため、下限値を１．９％とした。
しかしながら、Ｍｎを、２．３０％を超えて添加すると、ＨＡＺ靱性を低下させるベイナイトが生成し易くなるため、上限値を２．３％とした。
Ｍｎは、溶接時のオーステナイト（γ）−フェライト（α）の変態開始温度を低下させてオーステナイト（Ｍ＊）を低減し、ミクロ組織を適正化する効果が大きく、また、安価な元素であること及び溶接ＨＡＺ靱性を低下させることが無い等の理由から、出来るだけ含有量を多くすることが好ましい。
Ｍｎの含有量が１．９％未満だと上述の効果が少なくなるため、下限値を１．９％とした。
しかしながら、Ｍｎを、２．３０％を超えて添加すると、ＨＡＺ靱性を低下させるベイナイトが生成し易くなるため、上限値を２．３％とした。
「Ｐ：リン」０．００８％以下
「Ｓ：硫黄」０．００５％以下
Ｐ及びＳは、母材靱性やＨＡＺ靱性の面から、その含有量を出来るだけ低減することが好ましいが、工業生産的な制約から、それぞれＰ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下とした。
「Ｓ：硫黄」０．００５％以下
Ｐ及びＳは、母材靱性やＨＡＺ靱性の面から、その含有量を出来るだけ低減することが好ましいが、工業生産的な制約から、それぞれＰ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下とした。
「Ａｌ：アルミニウム」０．００４％以下
Ａｌは、Ｔｉ酸化物を生成させるためには含有量が少ない方が好ましく、実質的に、Ａｌを含有しないようにする必要がある。
本発明では、Ａｌを含有しない成分組成とすることは工業生産的に制約があることを考慮し、Ａｌの含有量を０．００４％以下とすれば、実質的にＡｌを含有していないのと同等であることから、上記含有量とした。
Ａｌは、Ｔｉ酸化物を生成させるためには含有量が少ない方が好ましく、実質的に、Ａｌを含有しないようにする必要がある。
本発明では、Ａｌを含有しない成分組成とすることは工業生産的に制約があることを考慮し、Ａｌの含有量を０．００４％以下とすれば、実質的にＡｌを含有していないのと同等であることから、上記含有量とした。
「Ｎｂ：ニオブ」０．０３〜０．０６％
Ｎｂは、一般的に、溶接ＨＡＺの靱性を劣化させることが知られているが、本実施形態の鋼のようにＣの含有量が少なく、また、後述するように溶接の冷却速度が遅い（冷却時間が長い）条件下では、ＨＡＺ靱性を劣化させることが少なく、母材の高強度化に有効であることから下限値を０．０３％とした。
Ｎｂの含有量が多すぎると、鋼片鋳造時に表面疵が発生するため、上限値を０．０６％とした。
Ｎｂは、一般的に、溶接ＨＡＺの靱性を劣化させることが知られているが、本実施形態の鋼のようにＣの含有量が少なく、また、後述するように溶接の冷却速度が遅い（冷却時間が長い）条件下では、ＨＡＺ靱性を劣化させることが少なく、母材の高強度化に有効であることから下限値を０．０３％とした。
Ｎｂの含有量が多すぎると、鋼片鋳造時に表面疵が発生するため、上限値を０．０６％とした。
「Ｔｉ：チタン」０．００５〜０．０１５％
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物を生成し、ミクロ組織を微細化させる効果があるが、含有量が多すぎるとＴｉＣを生成してＨＡＺ靱性を劣化させるため、０．００５〜０．０１５％の含有量が適正範囲である。
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物を生成し、ミクロ組織を微細化させる効果があるが、含有量が多すぎるとＴｉＣを生成してＨＡＺ靱性を劣化させるため、０．００５〜０．０１５％の含有量が適正範囲である。
「Ｏ：酸素」０．００３０％以下
Ｏは、Ｔｉの酸化物の生成に必要な元素であるが、含有量が０．００３０％を超えると粗大なＴｉ酸化物を生成して靱性を極端に劣化させるため、上限値を０．００３０％とした。
Ｏは、Ｔｉの酸化物の生成に必要な元素であるが、含有量が０．００３０％を超えると粗大なＴｉ酸化物を生成して靱性を極端に劣化させるため、上限値を０．００３０％とした。
「Ｎ：窒素」０．００６０％以下
Ｎは、Ｔｉ窒化物形成に必要であるが、含有量が０．００６０％を超えると鋼片鋳造時に表面疵が発生するため、上限値を０．００６０％とした。
Ｎは、Ｔｉ窒化物形成に必要であるが、含有量が０．００６０％を超えると鋼片鋳造時に表面疵が発生するため、上限値を０．００６０％とした。
本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼は、上述の成分を基本組成とするものであるが、更に強度、靭性、延性等の機械的特性の向上を目的として、以下に説明する選択的許容添加元素を一種または二種、積極的に含有した成分組成としても良い。
「Ｃｕ：銅」０．２５％以下
「Ｎｉ：ニッケル」０．２５％以下
「Ｖ：バナジウム」０．０５％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖは、何れも母材の強度向上に有効な元素であり、また、ＨＡＺ靱性を劣化させることが無い。しかしながら、多量の添加は経済性を失するため、各々の添加量の上限値を、「Ｃｕ：０．２５％以下」、「Ｎｉ：０．２５％以下」、「Ｖ：０．０５％以下」とした。
「Ｎｉ：ニッケル」０．２５％以下
「Ｖ：バナジウム」０．０５％以下
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖは、何れも母材の強度向上に有効な元素であり、また、ＨＡＺ靱性を劣化させることが無い。しかしながら、多量の添加は経済性を失するため、各々の添加量の上限値を、「Ｃｕ：０．２５％以下」、「Ｎｉ：０．２５％以下」、「Ｖ：０．０５％以下」とした。
［（１）式及び（３）式で表される溶接割れ感受性組成ＰＣＭ］
本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼は、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎの含有量の関係を、（１）式によって表される関係とし、前記ＰＣＭが０．２０以下となる組成とすることにより、優れた溶接性を得ることができる。
また、本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼では、更にＣｕ、Ｎｉ、Ｖの内の一種又は二種を含有した際、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＶの含有量の関係を、（３）式によって表される関係とし、前記ＰＣＭが０．２０以下となる組成とすることにより、優れた溶接性を得ることができる。
本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼は、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎの含有量の関係を、（１）式によって表される関係とし、前記ＰＣＭが０．２０以下となる組成とすることにより、優れた溶接性を得ることができる。
また、本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼では、更にＣｕ、Ｎｉ、Ｖの内の一種又は二種を含有した際、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＶの含有量の関係を、（３）式によって表される関係とし、前記ＰＣＭが０．２０以下となる組成とすることにより、優れた溶接性を得ることができる。
［（２）式で表されるＣ＋１／３Ｎｂ含有量］
本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼は、Ｃ及びＮｂの含有量の関係を、（２）式によって表される関係（Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％））とすることが必須である。
Ｃ及びＮｂのそれぞれの含有量を上述した範囲とし、さらに、これらの含有量の関係を上記（２）式で規定することにより、優れたＨＡＺ靱性と母材強度の向上を同時に実現することができる（図１参照）。
本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼は、Ｃ及びＮｂの含有量の関係を、（２）式によって表される関係（Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％））とすることが必須である。
Ｃ及びＮｂのそれぞれの含有量を上述した範囲とし、さらに、これらの含有量の関係を上記（２）式で規定することにより、優れたＨＡＺ靱性と母材強度の向上を同時に実現することができる（図１参照）。
［鋼材の製造条件］
以下に、本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の製造方法について説明する。
鋼の成分を上述のように限定しても、製造方法が適切でなければ、目的とした効果が得られなくなる虞がある。このため、製造条件についても適切に限定することが必要である。
本実施形態では、上述した成分組成を有し、実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１２５０℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することにより、溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼を得る方法としている。
以下に、各製造条件の限定理由について説明する。
以下に、本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の製造方法について説明する。
鋼の成分を上述のように限定しても、製造方法が適切でなければ、目的とした効果が得られなくなる虞がある。このため、製造条件についても適切に限定することが必要である。
本実施形態では、上述した成分組成を有し、実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１２５０℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することにより、溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼を得る方法としている。
以下に、各製造条件の限定理由について説明する。
本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼は、工業的には連続鋳造法で製造することが必須である。この理由としては、溶鋼の凝固冷却速度が速く、スラブ中に微細なＴｉ酸化物とＴｉ窒化物を多量に生成することが可能なためである。
スラブの圧延に際し、その再加熱温度は、１２５０℃以下とする必要がある。
再加熱温度が１２５０℃を超えると、Ｔｉ窒化物が粗大化して母材の靱性が劣化したり、ＨＡＺ靱性の改善効果が期待できなくなる。
再加熱温度が１２５０℃を超えると、Ｔｉ窒化物が粗大化して母材の靱性が劣化したり、ＨＡＺ靱性の改善効果が期待できなくなる。
再加熱の後、次いで、加工熱処理を行うことが必須である。
この理由としては、優れたＨＡＺ靱性が得られても、母材の靱性が劣っていると、鋼材として用いるには特性的に不十分なためである。
加工熱処理の方法としては、（１）制御圧延−加速冷却、（２）圧延後直接焼入れ−焼戻し等が挙げられるが、好ましい方法としては、（１）の制御圧延−加速冷却である。
なお、この鋼を製造した後、脱水素等の目的でＡｒ３変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特徴を損なうものでは無い。
この理由としては、優れたＨＡＺ靱性が得られても、母材の靱性が劣っていると、鋼材として用いるには特性的に不十分なためである。
加工熱処理の方法としては、（１）制御圧延−加速冷却、（２）圧延後直接焼入れ−焼戻し等が挙げられるが、好ましい方法としては、（１）の制御圧延−加速冷却である。
なお、この鋼を製造した後、脱水素等の目的でＡｒ３変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特徴を損なうものでは無い。
以上、説明したように、本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼によれば、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが式（ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ）で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％））で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる構成としている。
また、本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼によれば、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、更に、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｖ：０．０５％以下の内の一種または二種を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが式（ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０（Ｍｎ＋Ｃｕ）＋１／６０Ｎｉ＋１／１０Ｖ）で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％））で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる構成としている。
Ｃの含有量を低減し、Ｍｎの含有量を増加することにより、マルテンサイトの生成を抑制することができ、溶接熱影響部靱性を向上させることが可能となる。また、Ｃ＋１／３Ｎｂ量を上記範囲とすることにより、母材強度に優れながらも高いＨＡＺ靱性を確保することができる。
これにより、母材の強度に優れるとともに、安価な構成で、溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼が得られる。
また、本実施形態の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼によれば、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、更に、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｖ：０．０５％以下の内の一種または二種を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが式（ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０（Ｍｎ＋Ｃｕ）＋１／６０Ｎｉ＋１／１０Ｖ）で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％））で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる構成としている。
Ｃの含有量を低減し、Ｍｎの含有量を増加することにより、マルテンサイトの生成を抑制することができ、溶接熱影響部靱性を向上させることが可能となる。また、Ｃ＋１／３Ｎｂ量を上記範囲とすることにより、母材強度に優れながらも高いＨＡＺ靱性を確保することができる。
これにより、母材の強度に優れるとともに、安価な構成で、溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼が得られる。
以下、本発明の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
［サンプル作製］
表１に示すような各成分組成を有するスラブを用い、表２に示す製造条件によって、転炉−連続鋳造−圧延工程で種々の成分組成の厚鋼板を製造し、本発明の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼（表１及び表２の本発明鋼１〜１０）、及び従来の鋼（表１及び表２の比較鋼１１〜１５）を得た。
なお、表１において、本発明の規定範囲を逸脱している項目については、下線を付している。
表１に示すような各成分組成を有するスラブを用い、表２に示す製造条件によって、転炉−連続鋳造−圧延工程で種々の成分組成の厚鋼板を製造し、本発明の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼（表１及び表２の本発明鋼１〜１０）、及び従来の鋼（表１及び表２の比較鋼１１〜１５）を得た。
なお、表１において、本発明の規定範囲を逸脱している項目については、下線を付している。
［評価試験］
上記各サンプルの機械的性質を評価するため、以下の各評価試験を行った。
まず、母材強度試験として、上記各鋼板の板厚の１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、この試験片を用いて、引張強度ＴＳ（Ｎ／ｍｍ２）、降伏強度ＹＳ（Ｎ／ｍｍ２）を測定した。
また、溶接ＨＡＺ靱性の評価試験として、溶接入熱１０ｋｊ／ｍｍ相当の再現熱サイクル試験を実施した鋼材を、０℃の温度下でシャルピー衝撃試験を行い、これによって得られる衝撃吸収エネルギー値を測定した。
結果を表２に示す。
上記各サンプルの機械的性質を評価するため、以下の各評価試験を行った。
まず、母材強度試験として、上記各鋼板の板厚の１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、この試験片を用いて、引張強度ＴＳ（Ｎ／ｍｍ２）、降伏強度ＹＳ（Ｎ／ｍｍ２）を測定した。
また、溶接ＨＡＺ靱性の評価試験として、溶接入熱１０ｋｊ／ｍｍ相当の再現熱サイクル試験を実施した鋼材を、０℃の温度下でシャルピー衝撃試験を行い、これによって得られる衝撃吸収エネルギー値を測定した。
結果を表２に示す。
［評価試験結果］
本発明の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼（本発明鋼１〜１０）は、鋼材を表１に示す成分組成とし、表２に示す製造条件によって圧延処理を行うことにより、成分組成と製造条件の各々を満足している。
この結果、表１に示すように、全ての本発明鋼サンプル全てのＰＣＭ値が０．２０以下（最大値は、本発明鋼８の０．１９５）となり、本発明鋼の溶接性が優れていることが明らかである。
また、表２に示すように、全てのサンプルの引張強度（ＴＳ）が６０５Ｎ／ｍｍ２以上と良好であり、本発明鋼の母材強度が優れていることが明らかである。
また、表２に示すように、再現熱サイクル部における０℃の温度下での衝撃値（ｖＥ０）が５８Ｊ以上と良好な結果が得られ、本発明鋼の溶接ＨＡＺ靱性が優れていることが明らかである。
また、表１に示すように、本発明の規定範囲内であれば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖを添加して母材の強度を向上させた場合でも、良好な靱性が得られることが明らかである。
本発明の溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼（本発明鋼１〜１０）は、鋼材を表１に示す成分組成とし、表２に示す製造条件によって圧延処理を行うことにより、成分組成と製造条件の各々を満足している。
この結果、表１に示すように、全ての本発明鋼サンプル全てのＰＣＭ値が０．２０以下（最大値は、本発明鋼８の０．１９５）となり、本発明鋼の溶接性が優れていることが明らかである。
また、表２に示すように、全てのサンプルの引張強度（ＴＳ）が６０５Ｎ／ｍｍ２以上と良好であり、本発明鋼の母材強度が優れていることが明らかである。
また、表２に示すように、再現熱サイクル部における０℃の温度下での衝撃値（ｖＥ０）が５８Ｊ以上と良好な結果が得られ、本発明鋼の溶接ＨＡＺ靱性が優れていることが明らかである。
また、表１に示すように、本発明の規定範囲内であれば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖを添加して母材の強度を向上させた場合でも、良好な靱性が得られることが明らかである。
これに対し、比較鋼１１〜１５に示す従来の鋼（比較鋼）では、母材強度、溶接性（ＰＣＭ）、再現熱サイクル部靱性（ｖＥ０）の内、何れかの特性が劣り、厳しい環境で使用される鋼板として適切でない。
比較項１１は、Ｃの含有量が少なすぎ、本発明の規定範囲から逸脱しているため、溶接性（ＰＣＭ）及び再現熱サイクル部靱性（ｖＥ０）は良好であるものの、引張強さが４８９Ｎ／ｍｍ２、降伏強さが３３７Ｎ／ｍｍ２と劣るため、母材強度の強度特性が６０キロ鋼としては不十分である。
比較鋼１２は、Ｃの含有量、及びＣ＋１／３Ｎｂの含有量が多すぎ、本発明の規定範囲から逸脱しているため、母材強度は良好であるものの、溶接性（ＰＣＭ）が０．２０３と劣り、また、再現熱サイクル部靱性（ｖＥ０）が２７Ｊ（Ａｖ）と劣っている。
比較鋼１３は、Ｃ及びＭｎ等の含有量は本発明の規定範囲を満たしているが、Ｎｂの含有量が少なく、本発明の規定範囲を逸脱しているため、引張強さが５４９Ｎ／ｍｍ２、降伏強さが４１１Ｎ／ｍｍ２と劣り、母材強度の強度特性が６０キロ鋼としては不十分である。
比較鋼１４は、Ｍｎの含有量が多すぎ、本発明の規定範囲を逸脱しているため、母材強度は良好であるものの、溶接性（ＰＣＭ）が０．２１２と劣り、また、再現熱サイクル部靱性（ｖＥ０）が４１Ｊ（Ａｖ）と劣っている。
比較鋼１５は、主たる成分の多くが本発明の規定範囲を満たしているが、Ａｌの含有量が多すぎ、本発明の規定範囲を逸脱しているため、母材強度及び溶接性（ＰＣＭ）は良好な数値となっているものの、再現熱サイクル部靱性（ｖＥ０）が２２Ｊ（Ａｖ）と劣っている。
比較項１１は、Ｃの含有量が少なすぎ、本発明の規定範囲から逸脱しているため、溶接性（ＰＣＭ）及び再現熱サイクル部靱性（ｖＥ０）は良好であるものの、引張強さが４８９Ｎ／ｍｍ２、降伏強さが３３７Ｎ／ｍｍ２と劣るため、母材強度の強度特性が６０キロ鋼としては不十分である。
比較鋼１２は、Ｃの含有量、及びＣ＋１／３Ｎｂの含有量が多すぎ、本発明の規定範囲から逸脱しているため、母材強度は良好であるものの、溶接性（ＰＣＭ）が０．２０３と劣り、また、再現熱サイクル部靱性（ｖＥ０）が２７Ｊ（Ａｖ）と劣っている。
比較鋼１３は、Ｃ及びＭｎ等の含有量は本発明の規定範囲を満たしているが、Ｎｂの含有量が少なく、本発明の規定範囲を逸脱しているため、引張強さが５４９Ｎ／ｍｍ２、降伏強さが４１１Ｎ／ｍｍ２と劣り、母材強度の強度特性が６０キロ鋼としては不十分である。
比較鋼１４は、Ｍｎの含有量が多すぎ、本発明の規定範囲を逸脱しているため、母材強度は良好であるものの、溶接性（ＰＣＭ）が０．２１２と劣り、また、再現熱サイクル部靱性（ｖＥ０）が４１Ｊ（Ａｖ）と劣っている。
比較鋼１５は、主たる成分の多くが本発明の規定範囲を満たしているが、Ａｌの含有量が多すぎ、本発明の規定範囲を逸脱しているため、母材強度及び溶接性（ＰＣＭ）は良好な数値となっているものの、再現熱サイクル部靱性（ｖＥ０）が２２Ｊ（Ａｖ）と劣っている。
上記結果により、溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼が、優れた母材強度を有しながら、高い溶接性（ＰＣＭ）及び溶接ＨＡＺ靱性を有していることが明らかとなった。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、
溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次式（１）
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ ・・・（１）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、
前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼。 - 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、
更に、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｖ：０．０５％以下の内の一種または二種を含有し、
溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次式（３）
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０（Ｍｎ＋Ｃｕ）＋１／６０Ｎｉ＋１／１０Ｖ ・・・（３）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、
前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなることを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼。 - 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次式（１）
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０Ｍｎ ・・・（１）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１２５０℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の製造方法。 - 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．０７％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：１．９〜２．３％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．００６０％以下を含有し、更に、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｎｉ：０．２５％以下、Ｖ：０．０５％以下の内の一種または二種を含有し、溶接割れ感受性組成ＰＣＭが次式（３）
ＰＣＭ＝Ｃ＋１／３０Ｓｉ＋１／２０（Ｍｎ＋Ｃｕ）＋１／６０Ｎｉ＋１／１０Ｖ ・・・（３）
で表され、前記ＰＣＭが０．２０以下であり、前記Ｃ及びＮｂの含有量が次式（２）
Ｃ＋１／３Ｎｂ≦０．０９（％） ・・・（２）
で表され、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１２５０℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼の製造方法。
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Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06122943A (ja) * | 1992-10-09 | 1994-05-06 | Nippon Steel Corp | 降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法 |
| JP2000096182A (ja) * | 1998-09-28 | 2000-04-04 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 |
| JP2003147484A (ja) * | 2001-11-12 | 2003-05-21 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼及びその製造方法 |
-
2006
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Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH06122943A (ja) * | 1992-10-09 | 1994-05-06 | Nippon Steel Corp | 降伏点制御圧延形鋼およびその製造方法 |
| JP2000096182A (ja) * | 1998-09-28 | 2000-04-04 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 |
| JP2003147484A (ja) * | 2001-11-12 | 2003-05-21 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼及びその製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010134220A1 (ja) | 2009-05-22 | 2010-11-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接用鋼材 |
| WO2013128650A1 (ja) | 2012-03-01 | 2013-09-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接用鋼材 |
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