JP2585321B2 - 溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製造方法Info
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- JP2585321B2 JP2585321B2 JP62307495A JP30749587A JP2585321B2 JP 2585321 B2 JP2585321 B2 JP 2585321B2 JP 62307495 A JP62307495 A JP 62307495A JP 30749587 A JP30749587 A JP 30749587A JP 2585321 B2 JP2585321 B2 JP 2585321B2
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Description
【発明の詳細な説明】 ＜産業上の利用分野＞ 本発明は、直接焼入れ−焼きもどし処理による厚鋼板
の製造方法に係り、特に溶接性に優れた一般用途の引張
強さ60kgf/mm2以上の高強度高靭性鋼板の製造方法に関
するものである。
の製造方法に係り、特に溶接性に優れた一般用途の引張
強さ60kgf/mm2以上の高強度高靭性鋼板の製造方法に関
するものである。
＜従来の技術＞ 直接焼入れ−焼もどし処理により製造された鋼剤は、
通常の再加熱焼入れ−焼もどし処理により製造した鋼材
に比べて、オーステナイト中に十分添加元素が固溶しか
つ均質化され、また加工歪の導入などにより高強度が得
られやすいことが知られている。
通常の再加熱焼入れ−焼もどし処理により製造した鋼材
に比べて、オーステナイト中に十分添加元素が固溶しか
つ均質化され、また加工歪の導入などにより高強度が得
られやすいことが知られている。
しかしながら、直接焼入れ−焼もどし鋼材は、一般に
オーステナイト粒が粗大であり、また不適当な加工組織
の導入とあいまって低温靭性が低下してしまう欠点もあ
わせもっている。
オーステナイト粒が粗大であり、また不適当な加工組織
の導入とあいまって低温靭性が低下してしまう欠点もあ
わせもっている。
この直接焼入れ−焼もどし鋼材の低温靭性の改善を目
的に、これまでいくつかの技術が提案され、また試みら
れてもいる。
的に、これまでいくつかの技術が提案され、また試みら
れてもいる。
例えば、特開昭61−48517号公報においては、Ｂ添加
成分系鋼で、Ti,N,B量を微量コントロールし、かつ950
℃以下Ar3点以上の温度範囲での圧下量を設定すること
で、TiN,TiC,AlNの析出による靭性劣化を防止し、かつ
オーステナイトの微細化およびＢによる焼入性の確保で
高靭性化を達成できることが提案されている。また、特
開昭61−295320号公報においては、Nb,B量の微量コント
ロールと950℃〜水冷開始温度までの圧下量の設定によ
り、オーステナイト粒の成長抑制と微細化、かつＢの焼
入性の確保で高強度高靭性化を達成することが提案され
ている。これらはＢの有効利用（焼入性の確保）を基本
とし、微量添加元素（Ti,Nb）のコントロールと未再結
晶オーステナイト域での細粒化効果をその骨子としたも
のである。
成分系鋼で、Ti,N,B量を微量コントロールし、かつ950
℃以下Ar3点以上の温度範囲での圧下量を設定すること
で、TiN,TiC,AlNの析出による靭性劣化を防止し、かつ
オーステナイトの微細化およびＢによる焼入性の確保で
高靭性化を達成できることが提案されている。また、特
開昭61−295320号公報においては、Nb,B量の微量コント
ロールと950℃〜水冷開始温度までの圧下量の設定によ
り、オーステナイト粒の成長抑制と微細化、かつＢの焼
入性の確保で高強度高靭性化を達成することが提案され
ている。これらはＢの有効利用（焼入性の確保）を基本
とし、微量添加元素（Ti,Nb）のコントロールと未再結
晶オーステナイト域での細粒化効果をその骨子としたも
のである。
しかし、具体的展開においては、Ｂ添加系鋼であるた
め、鋼塊製造時のスラブ表面割れに留意しなければなら
ず、また未再結晶オーステナイト域圧延のためAr3点が
推定した値より上昇し、フェライトが析出し、また、Ｂ
の焼入性が不安定となり高強度が得られなくなってしま
うなど安定生産上の問題点も残存する。さらに低成分化
に伴い、溶接性は上昇するとしているが、Ｂ添加系成分
であるため仮付け時の割れなど溶接性に一部問題が残
る。
め、鋼塊製造時のスラブ表面割れに留意しなければなら
ず、また未再結晶オーステナイト域圧延のためAr3点が
推定した値より上昇し、フェライトが析出し、また、Ｂ
の焼入性が不安定となり高強度が得られなくなってしま
うなど安定生産上の問題点も残存する。さらに低成分化
に伴い、溶接性は上昇するとしているが、Ｂ添加系成分
であるため仮付け時の割れなど溶接性に一部問題が残
る。
また、Ｂ無添加鋼での類似技術としては、特開昭61−
23715号公報にみられるように、TiあるいはZr添加を必
要とし、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度範囲の圧下量の
設定、さらに圧延後120秒以内にAr3−30℃以上の温度か
ら焼入れる技術が公知である。その技術要件は、比較的
高成分で、未再結晶オーステナイト域圧下を適用し、焼
入性と細粒化の確保、さらに加工歪の凍結を目的とした
焼入れ時間の設定にある。なおTi（Zr）添加は溶接部の
靭性確保（TiN or ZrNによる粒成長抑制）のため添加が
なされたものである。
23715号公報にみられるように、TiあるいはZr添加を必
要とし、Ar3＋150℃以下Ar3以上の温度範囲の圧下量の
設定、さらに圧延後120秒以内にAr3−30℃以上の温度か
ら焼入れる技術が公知である。その技術要件は、比較的
高成分で、未再結晶オーステナイト域圧下を適用し、焼
入性と細粒化の確保、さらに加工歪の凍結を目的とした
焼入れ時間の設定にある。なおTi（Zr）添加は溶接部の
靭性確保（TiN or ZrNによる粒成長抑制）のため添加が
なされたものである。
しかし、本技術においては、Ti（Zr）添加のため上述
のスラブ表面割れ、またフェライト析出を抑制するため
の厳密な製造条件の管理、さらに加工歪の凍結のために
は比較的速い焼入れ冷却速度としなければならず、厚鋼
板の製造に不向きな問題点が多々ある。
のスラブ表面割れ、またフェライト析出を抑制するため
の厳密な製造条件の管理、さらに加工歪の凍結のために
は比較的速い焼入れ冷却速度としなければならず、厚鋼
板の製造に不向きな問題点が多々ある。
さらに、特公昭61−60891号公報においては、C,Si,Mn
系で加熱温度と圧延条件の厳密なコントロールそして短
時間の焼もどし処理で60kgf/mm2級鋼の製造を提案して
いるが、厚鋼板製造には現実的でなく、また溶接部の強
度，靭性の確保に難があると考えられる。
系で加熱温度と圧延条件の厳密なコントロールそして短
時間の焼もどし処理で60kgf/mm2級鋼の製造を提案して
いるが、厚鋼板製造には現実的でなく、また溶接部の強
度，靭性の確保に難があると考えられる。
＜発明が解決しようとする問題点＞ 本発明は、スラブ製造時の表面割れや溶接時の割れを
心配することなく、かつ現実的な製造条件で比較的容易
に低コストで厚鋼板が製造でき、しかも溶接部の靭性は
吸収エネルギー（vE0）で15kgf・m/mm2以上を保証で
き、かつ母材の引張り強さが60kgf/mm2以上で遷移温度
（vTrs）が−60℃以下の高張力高靭性厚鋼板の製造方法
を提供するものである。
心配することなく、かつ現実的な製造条件で比較的容易
に低コストで厚鋼板が製造でき、しかも溶接部の靭性は
吸収エネルギー（vE0）で15kgf・m/mm2以上を保証で
き、かつ母材の引張り強さが60kgf/mm2以上で遷移温度
（vTrs）が−60℃以下の高張力高靭性厚鋼板の製造方法
を提供するものである。
＜問題解決のための手段＞ 本発明は C:0.06〜0.15wt％,Si:0.05〜0.50wt％， Mn:0.6〜2.5wt％,Mo:0.03〜0.15wt％， V:0.02〜0.08wt％,Al:0.015〜0.100wt％， P:0.015wt％以下 を基本成分とし、さらに必要に応じて Ni:1.0wt％以下,Cu:1.0wt％以下， Cr:1.0wt％以下 の１種又は２種以上を含み、残部Feおよび不可避的不純
物からなる鋼を、1050〜1250℃の温度範囲に加熱，均熱
後、（Ar3＋100）℃までの累積圧下率を50％以上とし、
かつ（Ar3＋100）℃から圧延仕上げ温度である（Ar3−3
0）〜（Ar3＋50）℃の温度範囲で30％以上の圧延を施
し、圧延完了後直ちに３〜15℃/Sの冷却速度で150℃以
下の温度まで冷却した後、Ac1点以下の温度で焼もどす
ことを特徴とする溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製
造方法である。
物からなる鋼を、1050〜1250℃の温度範囲に加熱，均熱
後、（Ar3＋100）℃までの累積圧下率を50％以上とし、
かつ（Ar3＋100）℃から圧延仕上げ温度である（Ar3−3
0）〜（Ar3＋50）℃の温度範囲で30％以上の圧延を施
し、圧延完了後直ちに３〜15℃/Sの冷却速度で150℃以
下の温度まで冷却した後、Ac1点以下の温度で焼もどす
ことを特徴とする溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製
造方法である。
＜作 用＞ 本発明者らは再結晶オーステナイト域での大圧下が、
微細かつ整粒オーステナイト粒の析出により有効である
ことを知見し、さらに未再結晶域圧延によりオーステナ
イト粒の一層の微細化をはかれば、スラブ割れや溶接割
れを起こし易いTiやＢの添加を避けた成分系でも、フェ
ライト＋ベイナイト組織で十分な強度と靭性を有し、製
造条件の緩和も可能であり、溶接部の靭性を害する島状
マルテンサイトの析出もしない成分系があることを見い
出した。
微細かつ整粒オーステナイト粒の析出により有効である
ことを知見し、さらに未再結晶域圧延によりオーステナ
イト粒の一層の微細化をはかれば、スラブ割れや溶接割
れを起こし易いTiやＢの添加を避けた成分系でも、フェ
ライト＋ベイナイト組織で十分な強度と靭性を有し、製
造条件の緩和も可能であり、溶接部の靭性を害する島状
マルテンサイトの析出もしない成分系があることを見い
出した。
以下に、まず化学成分の限定理由を述べる。
Ｃは、安価で所定の強度を確保できるため、0.06wt％
以上必要であるが、0.15wt％を超えると母材の靭性およ
び溶接性の靭性が劣化するため0.06〜0.15wt％の範囲と
する。
以上必要であるが、0.15wt％を超えると母材の靭性およ
び溶接性の靭性が劣化するため0.06〜0.15wt％の範囲と
する。
Siは、製鋼時の脱酸剤として、また固溶強化による強
度確保のため0.05wt％以上が必要であるが、0.50wt％を
超えると、鋼板と溶接部の靭性が劣化するため、0.05〜
0.50wt％の範囲とする。
度確保のため0.05wt％以上が必要であるが、0.50wt％を
超えると、鋼板と溶接部の靭性が劣化するため、0.05〜
0.50wt％の範囲とする。
Mnは、焼入性を上げ強度の確保のため、0.60wt％以上
必要であるが、2.5wt％を超えると鋼板加工性や溶接時
の低温割れに不利となるため、0.60〜2.5wt％の範囲と
する。
必要であるが、2.5wt％を超えると鋼板加工性や溶接時
の低温割れに不利となるため、0.60〜2.5wt％の範囲と
する。
Moは、本発明において重要な役割をもつ元素であり、
第１図に示すごとく、本発明範囲のＣ量と圧延条件（ス
ラブ加熱温度1150℃,990℃以上の圧下率55％,900〜750
℃の圧下率36％，圧延仕上げ温度750℃，冷却速度10℃/
S）の場合、0.03wt％以上で強度確保に有効である。し
かし、0.15wt％を超えると鋼板靭性が低下し、また溶接
部に島状マルテンサイトの析出が増加し靭性が劣化する
ため、0.03〜0.15wt％の範囲とする。
第１図に示すごとく、本発明範囲のＣ量と圧延条件（ス
ラブ加熱温度1150℃,990℃以上の圧下率55％,900〜750
℃の圧下率36％，圧延仕上げ温度750℃，冷却速度10℃/
S）の場合、0.03wt％以上で強度確保に有効である。し
かし、0.15wt％を超えると鋼板靭性が低下し、また溶接
部に島状マルテンサイトの析出が増加し靭性が劣化する
ため、0.03〜0.15wt％の範囲とする。
Ｖは、焼入れ性を向上し、かつ焼もどし軟化抵抗を増
大させるので強度確保のため0.02wt％以上が必要である
が0.08wt％を超えると溶接部の靭性が劣化するため0.02
〜0.08wt％の範囲とする。
大させるので強度確保のため0.02wt％以上が必要である
が0.08wt％を超えると溶接部の靭性が劣化するため0.02
〜0.08wt％の範囲とする。
Alは、脱酸作用があり0.015wt％以上必要であるが、
0.100wt％を超えると鋼板靭性と溶接部靭性が劣化する
ため0.015〜0.100wt％の範囲とする。
0.100wt％を超えると鋼板靭性と溶接部靭性が劣化する
ため0.015〜0.100wt％の範囲とする。
Ｐは、母材および溶接部靭性を劣化させ、また焼もど
し脆化を助長するため、0.015wt％以下とする。
し脆化を助長するため、0.015wt％以下とする。
さらに、上記成分に加えて、鋼板および溶接部の強
度，靭性の改善を目的とし、下記成分を１種又は２種以
上添加できる。
度，靭性の改善を目的とし、下記成分を１種又は２種以
上添加できる。
Niは、鋼板および溶接部の強度，靭性の向上に効果が
あるが、経済性の点から1.0wt％以下とする。
あるが、経済性の点から1.0wt％以下とする。
Cuは、鋼板の強度上昇に効果があるが、多過ぎると熱
間加工性および溶接性が低下するため、その上限を1.0w
t％とする。
間加工性および溶接性が低下するため、その上限を1.0w
t％とする。
Crは、鋼板および溶接部の強度上昇に効果があるが、
多すぎると溶接性の低下およびSR割れ感受性を高めるた
め、その上限を1.0wt％とする。
多すぎると溶接性の低下およびSR割れ感受性を高めるた
め、その上限を1.0wt％とする。
次に、加熱，圧延条件の限定理由について述べる。
直接焼入れ−焼もどし鋼材の靭性向上には細粒化の効
果が有効である。ここで、圧延前の鋼片加熱温度とし
て、高すぎると初期粒が極めて粗大となり、後の圧延に
よっても十分細粒化できない。また、低すぎると添加元
素の固溶や均質なオーステナイト組織を得ることが困難
となることから、1050〜1250℃の範囲とする。この場
合、各添加元素が固溶し均質化する低温側の加熱温度が
望ましい。
果が有効である。ここで、圧延前の鋼片加熱温度とし
て、高すぎると初期粒が極めて粗大となり、後の圧延に
よっても十分細粒化できない。また、低すぎると添加元
素の固溶や均質なオーステナイト組織を得ることが困難
となることから、1050〜1250℃の範囲とする。この場
合、各添加元素が固溶し均質化する低温側の加熱温度が
望ましい。
次に、加熱温度以下（Ar3＋100）℃以上までの高温再
結晶域での圧下は、圧延，再結晶の繰り返しでオーステ
ナイト粒の微細，整粒化に非常に有効であるが、累積圧
下率が50％未満では、微細，整粒化が十分でなく、その
後の圧延によっても混粒的な伸長オーステナイト粒とな
り鋼板靭性のバラつきの原因となるため、50％以上の累
積圧下率が必要である。
結晶域での圧下は、圧延，再結晶の繰り返しでオーステ
ナイト粒の微細，整粒化に非常に有効であるが、累積圧
下率が50％未満では、微細，整粒化が十分でなく、その
後の圧延によっても混粒的な伸長オーステナイト粒とな
り鋼板靭性のバラつきの原因となるため、50％以上の累
積圧下率が必要である。
さらに、（Ar3＋100）℃以下から、圧延仕上げ温度で
ある（Ar3−30）〜（Ar3＋50）℃までの未再結晶域（一
部，二相域）においては、伸長オーステナイトを有効に
生成し、かつ変形帯の導入によって、さらなる微細化を
達成するため、その累積圧下率の下限を30％とした。ま
た、圧下率は大きい程靭性向上に効果があるので、圧下
率の上限は圧延可能の範囲とする。
ある（Ar3−30）〜（Ar3＋50）℃までの未再結晶域（一
部，二相域）においては、伸長オーステナイトを有効に
生成し、かつ変形帯の導入によって、さらなる微細化を
達成するため、その累積圧下率の下限を30％とした。ま
た、圧下率は大きい程靭性向上に効果があるので、圧下
率の上限は圧延可能の範囲とする。
ここで、従来技術では高強度鋼板を製造する場合、圧
延仕上げ温度をAr3以上とし、フェライト析出を極力避
ける条件が設定されている。しかし、本発明において
は、一部フェライトが析出しても圧延によってフェライ
ト中に加工歪が蓄積され、かつフェライト中にMo炭化物
が析出するため強度低下は少なく、また十分粒が微細化
されているため加工歪や炭化物析出による靭性低下も少
ないので、圧延仕上げ温度は（Ar3−30）〜（Ar3＋50）
℃の温度域でよい。なお、仕上げ温度が低すぎるとフェ
ライト率が多くなりすぎ強度低下や集合組織が発達し鋼
板の異方性が強くなること、また高すぎると伸長オース
テナイト粒が十分形成されないことから上述の温度範囲
とした。
延仕上げ温度をAr3以上とし、フェライト析出を極力避
ける条件が設定されている。しかし、本発明において
は、一部フェライトが析出しても圧延によってフェライ
ト中に加工歪が蓄積され、かつフェライト中にMo炭化物
が析出するため強度低下は少なく、また十分粒が微細化
されているため加工歪や炭化物析出による靭性低下も少
ないので、圧延仕上げ温度は（Ar3−30）〜（Ar3＋50）
℃の温度域でよい。なお、仕上げ温度が低すぎるとフェ
ライト率が多くなりすぎ強度低下や集合組織が発達し鋼
板の異方性が強くなること、また高すぎると伸長オース
テナイト粒が十分形成されないことから上述の温度範囲
とした。
次に、焼入れ時の冷却速度を15〜３℃/Sとしたのは、
本発明に規定する化学成分鋼がベイナイト単相あるいは
フェライト＋ベイナイト組織鋼となる焼入れ冷却速度の
範囲であり、これより速すぎるとマルテンサイト主体と
なり、また遅すぎると上部ベイナイト主体となりいずれ
も靭性が劣化してしまうからである。なお、通常の水冷
において15〜３℃/Sの冷却速度とは25〜80mm厚の鋼板を
焼入れた場合に相当する。
本発明に規定する化学成分鋼がベイナイト単相あるいは
フェライト＋ベイナイト組織鋼となる焼入れ冷却速度の
範囲であり、これより速すぎるとマルテンサイト主体と
なり、また遅すぎると上部ベイナイト主体となりいずれ
も靭性が劣化してしまうからである。なお、通常の水冷
において15〜３℃/Sの冷却速度とは25〜80mm厚の鋼板を
焼入れた場合に相当する。
さらに、150℃以下まで焼入れを行うのは、ベイナイ
ト変態が350℃近傍で生じるので、この温度以下にまで
冷却することで十分な硬化組織を得るためである。加え
て、フェライト析出により第二相に成分が濃縮し、変態
点の低下も生じうること、また製造上の管理のし易さか
ら150℃以下とした。
ト変態が350℃近傍で生じるので、この温度以下にまで
冷却することで十分な硬化組織を得るためである。加え
て、フェライト析出により第二相に成分が濃縮し、変態
点の低下も生じうること、また製造上の管理のし易さか
ら150℃以下とした。
その後、残留応力の低減，延靭性の向上を目的とし
た、Ac1以下の焼もどしを実施する。
た、Ac1以下の焼もどしを実施する。
以上、本発明の骨子としては、スラブ加熱温度の設定
と再結晶域での十分な圧下により、細整粒オーステナイ
ト組織とし、引続き未再結晶域圧下により伸展微細オー
ステナイト粒と変形帯を導入した組織にした後、焼入れ
し、ベイナイト主体あるいはフェライト＋ベイナイト組
織を現出することにある。そして、所望する高強度化の
ためには、Ｃ量の設定とMo量の微量添加コントロールで
可能となり、あわせて、溶接部の靭性も島状のマルテン
サイトが析出しない成分範囲のため優れたものとなる。
と再結晶域での十分な圧下により、細整粒オーステナイ
ト組織とし、引続き未再結晶域圧下により伸展微細オー
ステナイト粒と変形帯を導入した組織にした後、焼入れ
し、ベイナイト主体あるいはフェライト＋ベイナイト組
織を現出することにある。そして、所望する高強度化の
ためには、Ｃ量の設定とMo量の微量添加コントロールで
可能となり、あわせて、溶接部の靭性も島状のマルテン
サイトが析出しない成分範囲のため優れたものとなる。
＜実施例＞ 真空溶解法で、第１表に示す各成分鋼塊を溶製し、所
定の条件で圧延、焼入れし15mm厚鋼板とした。これら各
種鋼板を630℃で焼もどし処理し、衝撃試験片と丸棒引
張試験片を採取し、材質特性の調査を行った。その得ら
れた結果を第２表に示す。さらに、これら鋼板を第２図
に示す要領で溶接し、溶接部より衝撃試験片を採取し、
溶接部の靭性を調査した。その結果を第２表にあわせて
示す。
定の条件で圧延、焼入れし15mm厚鋼板とした。これら各
種鋼板を630℃で焼もどし処理し、衝撃試験片と丸棒引
張試験片を採取し、材質特性の調査を行った。その得ら
れた結果を第２表に示す。さらに、これら鋼板を第２図
に示す要領で溶接し、溶接部より衝撃試験片を採取し、
溶接部の靭性を調査した。その結果を第２表にあわせて
示す。
なお、第１表中の鋼Ａ〜Ｉは、TiやＢを含まない成分
系であり鋼塊表面割れは全ての鋼塊でみられなかった。
系であり鋼塊表面割れは全ての鋼塊でみられなかった。
第２表からわかるように、本発明成分範囲より低成分
系の場合（Ａ−1,A−２）は強度不良となり、また高成
分系の場合（Ｄ−1,D−2,E−1,E−2,E−３およびＦ−
１）は、鋼板靭性および溶接部靭性が不良となることが
わかる。
系の場合（Ａ−1,A−２）は強度不良となり、また高成
分系の場合（Ｄ−1,D−2,E−1,E−2,E−３およびＦ−
１）は、鋼板靭性および溶接部靭性が不良となることが
わかる。
次に、本発明成分範囲内の成分系においては、焼入れ
冷却速度が速すぎる場合（Ｂ−１）や、圧下率配分が本
発明範囲をはずれる場合（Ｃ−3,C−4,G−２）、さらに
圧延仕上げ温度が低すぎる場合（Ｃ−５）や冷却速度が
遅すぎる場合（Ｉ−２）には鋼板の強度あるいは靭性が
不良となることがわかる。なお、溶接部の靭性は本発明
範囲の成分系であればいずれも良好な値を有することが
わかる。
冷却速度が速すぎる場合（Ｂ−１）や、圧下率配分が本
発明範囲をはずれる場合（Ｃ−3,C−4,G−２）、さらに
圧延仕上げ温度が低すぎる場合（Ｃ−５）や冷却速度が
遅すぎる場合（Ｉ−２）には鋼板の強度あるいは靭性が
不良となることがわかる。なお、溶接部の靭性は本発明
範囲の成分系であればいずれも良好な値を有することが
わかる。
以上から、本発明範囲の成分と圧延条件の組合せによ
り、鋼板の強度，靭性が優れ、かつ溶接部の靭性も良好
な厚鋼板が製造可能となることがわかる。
り、鋼板の強度，靭性が優れ、かつ溶接部の靭性も良好
な厚鋼板が製造可能となることがわかる。
＜発明の効果＞ 以上の如く、本発明は製造 副原料コストが低い直接焼入れ−焼もどし鋼板の製造
法であり、溶接性の優れた引張強さが60kgf/mm2級以上
の高強度高靱性厚鋼板の製造を可能にしたものであり産
業上の効果は顕著なものがある。
法であり、溶接性の優れた引張強さが60kgf/mm2級以上
の高強度高靱性厚鋼板の製造を可能にしたものであり産
業上の効果は顕著なものがある。
なお、本発明鋼板の利用分野としては、原油タンク，
常温から−40℃で使用される各種圧力容器，橋梁，船
舶，海洋構造物，建機・産機，ペンストックなどがあ
る。
常温から−40℃で使用される各種圧力容器，橋梁，船
舶，海洋構造物，建機・産機，ペンストックなどがあ
る。
第１図は機械的性質におよぼすＣとMo量の影響を示す
図、第２図は溶接時の開先形状と溶接条件を示す図であ
る。
図、第２図は溶接時の開先形状と溶接条件を示す図であ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭63−235430（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−34131（ＪＰ，Ａ) 特開 昭55−76020（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】C:0.06〜0.15wt％,Si:0.05〜0.50wt％ Mn:0.6〜2.5wt％,Mo:0.03〜0.15wt％ V:0.02〜0.08wt％,Al:0.015〜0.100wt％ P:0.015wt％以下 を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を、10
50〜1250℃の温度範囲に加熱，均熱後、（Ar3＋100）℃
までの累積圧下率を50％以上とし、かつ（Ar3＋100）℃
から圧延仕上げ温度である（Ar3−30）〜（Ar3＋50）℃
の温度範囲で30％以上の圧延を施し、圧延完了後直ちに
３〜15℃/Sの冷却速度で150℃以下の温度まで冷却した
後、Ac1点以下の温度で焼もどすことを特徴とする溶接
性の優れた高強度高靭性鋼板の製造方法。 - 【請求項２】C:0.06〜0.15wt％,Si:0.05〜0.50wt％ Mn:0.6〜2.5wt％,Mo:0.03〜0.15wt％ V:0.02〜0.08wt％,Al:0.015〜0.100wt％ P:0.015wt％以下 を基本成分とし、さらに Ni:1.0wt％以下,Cu:1.0wt％以下， Cr:1.0wt％以下 の１種又は２種以上を含み、残部Feおよび不可避的不純
物からなる鋼を、1050〜1250℃の温度範囲に加熱，均熱
後、（Ar3＋100）℃までの累積圧下率を50％以上とし、
かつ（Ar3＋100）℃から圧延仕上げ温度である（Ar3−3
0）〜（Ar3＋50）℃の温度範囲で30％以上の圧延を施
し、圧延完了後直ちに３〜15℃/Sの冷却速度で150℃以
下の温度まで冷却した後、Ac1点以下の温度で焼もどす
ことを特徴とする溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP62307495A JP2585321B2 (ja) | 1987-12-07 | 1987-12-07 | 溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62307495A JP2585321B2 (ja) | 1987-12-07 | 1987-12-07 | 溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製造方法 |
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|---|---|
| JPH01149923A JPH01149923A (ja) | 1989-06-13 |
| JP2585321B2 true JP2585321B2 (ja) | 1997-02-26 |
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ID=17969774
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62307495A Expired - Fee Related JP2585321B2 (ja) | 1987-12-07 | 1987-12-07 | 溶接性の優れた高強度高靭性鋼板の製造方法 |
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| JP4226626B2 (ja) | 2005-11-09 | 2009-02-18 | 新日本製鐵株式会社 | 音響異方性が小さく溶接性に優れる、板厚中心部も含めて降伏応力４５０ＭＰａ以上かつ引張強さ５７０ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
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-
1987
- 1987-12-07 JP JP62307495A patent/JP2585321B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH01149923A (ja) | 1989-06-13 |
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