JP2626421B2 - 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性に優れた高張力鋼の製造方法Info
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- JP2626421B2 JP2626421B2 JP22395292A JP22395292A JP2626421B2 JP 2626421 B2 JP2626421 B2 JP 2626421B2 JP 22395292 A JP22395292 A JP 22395292A JP 22395292 A JP22395292 A JP 22395292A JP 2626421 B2 JP2626421 B2 JP 2626421B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、高い強度と良好な溶
接性とが要求される水圧鉄管、橋梁、圧力容器などの溶
接構造用高張力鋼の製造方法に関する。
接性とが要求される水圧鉄管、橋梁、圧力容器などの溶
接構造用高張力鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に引張強さ490N/mm2以上、降伏点29
0N/mm2以上で、良好な溶接性、切欠靱性などを有する構
造用鋼を高張力鋼と称する。鋼は、Ｃ含有量の増加に伴
って強度が増大するが、一方では溶接性が低下するた
め、Ｃ含有量を低下させる代わりにＣ以外のMn、Si、N
i、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Nb、Ｂなどの合金元素を少量添加
して溶接性、切欠靱性を悪化させることなく強度を高め
る工夫がなされている。
0N/mm2以上で、良好な溶接性、切欠靱性などを有する構
造用鋼を高張力鋼と称する。鋼は、Ｃ含有量の増加に伴
って強度が増大するが、一方では溶接性が低下するた
め、Ｃ含有量を低下させる代わりにＣ以外のMn、Si、N
i、Cr、Mo、Ｖ、Ti、Nb、Ｂなどの合金元素を少量添加
して溶接性、切欠靱性を悪化させることなく強度を高め
る工夫がなされている。
【０００３】例えば、ＪＩＳ規格溶接構造用圧延鋼材(S
M58)では、Ｃ含有量0.18％以下のSi−Mn系あるいはこれ
に少量のCr、Ni、Mo、Cu、Ｖなどを添加した鋼材を調質
（焼入れ、焼戻し）して、強度と靱性を確保し、一方、
炭素当量 (Ｃeq.)を0.44％以下に抑えて、溶接熱影響部
（以下、ＨＡＺと言う）の硬さを低下させて溶接時の割
れ感受性を改善している。なお、Ｃeq. は一般に下記の
式で定義される。
M58)では、Ｃ含有量0.18％以下のSi−Mn系あるいはこれ
に少量のCr、Ni、Mo、Cu、Ｖなどを添加した鋼材を調質
（焼入れ、焼戻し）して、強度と靱性を確保し、一方、
炭素当量 (Ｃeq.)を0.44％以下に抑えて、溶接熱影響部
（以下、ＨＡＺと言う）の硬さを低下させて溶接時の割
れ感受性を改善している。なお、Ｃeq. は一般に下記の
式で定義される。
【０００４】 Ｃeq. ＝Ｃ％＋ (Mn％／６) ＋ (Si％／24) ＋ (Ni％／40) ＋ (Cr％／５) ＋ (Mo％／４) ＋ (Ｖ％／14） また、ＡＳＴＭ規格のA710には、ＨＡＺの靱性を損なわ
ずに強度を上昇させるCuの析出硬化を利用した高張力鋼
が提示されている。しかしこれらはいずれも引張強さ59
0N/mm2級までの適用にとどまっている。
ずに強度を上昇させるCuの析出硬化を利用した高張力鋼
が提示されている。しかしこれらはいずれも引張強さ59
0N/mm2級までの適用にとどまっている。
【０００５】さらに高強度の 690〜980N/mm2級高張力鋼
では、Ｃ含有量を0.18％以下に抑え、焼入れ性を向上さ
せるMn、Ni、Cr、Mo、Ｂ、焼戻し軟化抵抗を示すMo、Ｖ
などの合金元素を少量複合含有させて、Ｃeq. を高くし
た鋼を調質して、高強度、高靱性を得ている。しかし、
Ｃeq. が高くなると溶接時の割れ感受性が高くなり、引
張強さ780N/mm2級以上の高張力鋼の溶接施工時において
は、鋼材を 100〜150℃に予熱する必要がある。
では、Ｃ含有量を0.18％以下に抑え、焼入れ性を向上さ
せるMn、Ni、Cr、Mo、Ｂ、焼戻し軟化抵抗を示すMo、Ｖ
などの合金元素を少量複合含有させて、Ｃeq. を高くし
た鋼を調質して、高強度、高靱性を得ている。しかし、
Ｃeq. が高くなると溶接時の割れ感受性が高くなり、引
張強さ780N/mm2級以上の高張力鋼の溶接施工時において
は、鋼材を 100〜150℃に予熱する必要がある。
【０００６】上記の引張強さ780N/mm2級以上の鋼の溶接
性を改善するため、前述のCuの析出硬化を利用した製造
法が、特開平３−260011号公報およびは特開昭62−5401
9 号公報に開示されている。これらの方法では、オース
テナイト未再結晶温度域または 900〜700 ℃の温度域で
所定値以上の累積圧下を加える、いわゆる制御圧延を行
い、オーステナイト粒を微細化してCuの析出硬化による
靱性劣化を防止し、高靱性を得ている。
性を改善するため、前述のCuの析出硬化を利用した製造
法が、特開平３−260011号公報およびは特開昭62−5401
9 号公報に開示されている。これらの方法では、オース
テナイト未再結晶温度域または 900〜700 ℃の温度域で
所定値以上の累積圧下を加える、いわゆる制御圧延を行
い、オーステナイト粒を微細化してCuの析出硬化による
靱性劣化を防止し、高靱性を得ている。
【０００７】しかしながら、制御圧延した後に十分な再
結晶が行われないまま直接焼入れを行うと圧延による強
度、靱性の異方性が生じる恐れがある。特に特開昭62−
54019 号公報に開示されている方法のように、Nbを積極
的に利用する場合にその傾向が顕著になる。
結晶が行われないまま直接焼入れを行うと圧延による強
度、靱性の異方性が生じる恐れがある。特に特開昭62−
54019 号公報に開示されている方法のように、Nbを積極
的に利用する場合にその傾向が顕著になる。
【０００８】また、特開平３−260011号公報の方法で
は、素材鋼のＣを0.05％以下とし、かつＢを有害元素と
して0.002 ％以下に抑えてＨＡＺ硬さを下げて溶接割れ
感受性を改善している。そのため、多量のNi、Mo等を添
加して強度低下を補う必要があり、原料費が高くなる。
は、素材鋼のＣを0.05％以下とし、かつＢを有害元素と
して0.002 ％以下に抑えてＨＡＺ硬さを下げて溶接割れ
感受性を改善している。そのため、多量のNi、Mo等を添
加して強度低下を補う必要があり、原料費が高くなる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、引張
強さ780N/mm2級の溶接構造用高張力鋼であって、溶接前
の予熱温度を従来の 100〜150 ℃から50℃以下に低下さ
せることができる優れた溶接性を備えた鋼を、安価に、
かつ機械的性質に異方性を生じることなしに製造する方
法を提供することにある。
強さ780N/mm2級の溶接構造用高張力鋼であって、溶接前
の予熱温度を従来の 100〜150 ℃から50℃以下に低下さ
せることができる優れた溶接性を備えた鋼を、安価に、
かつ機械的性質に異方性を生じることなしに製造する方
法を提供することにある。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
(1) のまたはの化学組成の鋼を下記(2) のプロセス
で処理することを特徴とする高張力鋼の製造方法にあ
る。
(1) のまたはの化学組成の鋼を下記(2) のプロセス
で処理することを特徴とする高張力鋼の製造方法にあ
る。
【００１１】(1) 素材鋼の化学組成 重量％で、Ｃ：0.06〜0.12％、Si:0.5％以下、Mn:0.5
〜1.5 ％、Cu:0.7〜2.0％、Mo:0.1〜0.5 ％、Ｖ：0.03
〜 0.1％、sol.Al:0.005〜0.1 ％、Ｎ：0.0060％以下、
Ｂ：0.0003〜0.0015％、Ti:0.005〜0.025 ％を含有し、
残部Feおよび不可避不純物からなり、かつ下記 (I)式で
表される溶接割れ感受性指数ＰCMが0.23以下。
〜1.5 ％、Cu:0.7〜2.0％、Mo:0.1〜0.5 ％、Ｖ：0.03
〜 0.1％、sol.Al:0.005〜0.1 ％、Ｎ：0.0060％以下、
Ｂ：0.0003〜0.0015％、Ti:0.005〜0.025 ％を含有し、
残部Feおよび不可避不純物からなり、かつ下記 (I)式で
表される溶接割れ感受性指数ＰCMが0.23以下。
【００１２】 ＰCM＝Ｃ％＋｛（Mn％＋Cr％＋Cu％）／20｝＋（Si％／30）＋（Ni％／60） ＋（Mo％／15）＋（Ｖ％／10）＋５Ｂ％ ・・・(I) 上記の成分に加えて更に重量％でNi:1.0％以下、C
r:0.5％以下、Nb：0.05％以下およびCa：0.0005〜0.005
0％の１種以上を含有し、前記Ｐ CMが0.23以下。
r:0.5％以下、Nb：0.05％以下およびCa：0.0005〜0.005
0％の１種以上を含有し、前記Ｐ CMが0.23以下。
【００１３】(2) プロセス 上記またはの化学組成の鋼 (連続鋳造鋳片またはイ
ンゴットから分塊圧延した鋼片) を 900〜1150℃に加熱
して熱間圧延を行った後、一旦 400℃以下に冷却し、次
いで Ac3点以上の温度に再加熱して焼入れし、Ac1 点以
下の温度で焼戻しする。
ンゴットから分塊圧延した鋼片) を 900〜1150℃に加熱
して熱間圧延を行った後、一旦 400℃以下に冷却し、次
いで Ac3点以上の温度に再加熱して焼入れし、Ac1 点以
下の温度で焼戻しする。
【００１４】
【作用】本発明は、上記の素材鋼の化学組成と熱間圧延
から焼戻しまでの条件を適切に定めたことの総合的な効
果として前記の目的を達成するのであるが、本発明方法
の主な特徴を列挙するが次のとおりである。
から焼戻しまでの条件を適切に定めたことの総合的な効
果として前記の目的を達成するのであるが、本発明方法
の主な特徴を列挙するが次のとおりである。
【００１５】(イ) Ｃによる焼入れ性上昇と、Cuの析出硬
化を利用して強度を高め、高価なNi、Moの添加量を少な
くする。
化を利用して強度を高め、高価なNi、Moの添加量を少な
くする。
【００１６】(ロ) ＨＡＺ硬化元素であるＢの含有量を抑
制し、溶接割れ感受性指数（以下、ＰCM と言う）が0.2
3％以下になるように合金元素添加を制限して溶接性を
改善する。
制し、溶接割れ感受性指数（以下、ＰCM と言う）が0.2
3％以下になるように合金元素添加を制限して溶接性を
改善する。
【００１７】(ハ) 熱間圧延の加熱温度の制限と、微量Ti
の添加によりオーステナイト粒の粗大化を防止して靱性
を高め、焼入れ、焼戻しの熱処理をオフライン処理で行
うことにより圧延による強度、靱性の異方性の発生を防
止する。
の添加によりオーステナイト粒の粗大化を防止して靱性
を高め、焼入れ、焼戻しの熱処理をオフライン処理で行
うことにより圧延による強度、靱性の異方性の発生を防
止する。
【００１８】まず、素材鋼の化学組成を前記のように定
めた理由を説明する。以下、成分含有量の％は重量％を
意味する。
めた理由を説明する。以下、成分含有量の％は重量％を
意味する。
【００１９】Ｃ：鋼の焼入性を向上させて強度を高める
効果がある。本発明では、溶接性の改善あるいは経済性
向上のため、焼入性を上げて強度を高めるＢ、Ni、Moの
添加量を低く抑えており、これによる強度低下を補う必
要があるので、Ｃを0.06％以上を含有させる。
効果がある。本発明では、溶接性の改善あるいは経済性
向上のため、焼入性を上げて強度を高めるＢ、Ni、Moの
添加量を低く抑えており、これによる強度低下を補う必
要があるので、Ｃを0.06％以上を含有させる。
【００２０】一方、Ｃが0.12％を超えると溶接割れ感受
性が高くなる。そこでＣの範囲を0.06〜0.12％に限定し
た。
性が高くなる。そこでＣの範囲を0.06〜0.12％に限定し
た。
【００２１】Si：脱酸および強度上昇に有効な元素であ
るが、 0.5％を超えると島状マルテンサイトの生成が促
進され靱性が劣化するので、上限を 0.5％とした。
るが、 0.5％を超えると島状マルテンサイトの生成が促
進され靱性が劣化するので、上限を 0.5％とした。
【００２２】Mn：鋼の焼入性を向上させ強度、靱性を確
保する上で重要な元素であるため、 0.5％以上含有させ
る。一方 1.5％を超えると焼戻し脆性が大きくなり、溶
接性が劣化するなどの問題を生じる。このため、Mnの範
囲を 0.5〜1.5 ％に限定した。
保する上で重要な元素であるため、 0.5％以上含有させ
る。一方 1.5％を超えると焼戻し脆性が大きくなり、溶
接性が劣化するなどの問題を生じる。このため、Mnの範
囲を 0.5〜1.5 ％に限定した。
【００２３】Cu：焼戻し処理時の析出硬化によって溶接
性をほとんど劣化させることなく高強度化を達成できる
ため本発明の重要な添加元素である。前述のように、本
発明鋼はＢ、Ni、Moなどの強度上昇元素の含有量を抑制
しており、これによる強度低下を補い高強度を確保する
には 0.7％以上の添加が必要である。しかし、Cuの含有
量が 2.0％を超えると析出硬化による強度上昇効果が飽
和し、逆に靱性が大きく劣化する。したがって、Cuの範
囲は 0.7〜2.0 ％に限定した。
性をほとんど劣化させることなく高強度化を達成できる
ため本発明の重要な添加元素である。前述のように、本
発明鋼はＢ、Ni、Moなどの強度上昇元素の含有量を抑制
しており、これによる強度低下を補い高強度を確保する
には 0.7％以上の添加が必要である。しかし、Cuの含有
量が 2.0％を超えると析出硬化による強度上昇効果が飽
和し、逆に靱性が大きく劣化する。したがって、Cuの範
囲は 0.7〜2.0 ％に限定した。
【００２４】Mo：焼入性を向上させ強度確保に有効であ
るが、多量の添加は溶接性を損なうことおよび高価な元
素であることから、その含有量を 0.1〜0.5 ％とした。
るが、多量の添加は溶接性を損なうことおよび高価な元
素であることから、その含有量を 0.1〜0.5 ％とした。
【００２５】Ｖ：強度確保のため0.03％以上の含有を必
要とするが、 0.1％を超えると溶接性劣化を招くので上
限を 0.1％とした。
要とするが、 0.1％を超えると溶接性劣化を招くので上
限を 0.1％とした。
【００２６】sol.Al：鋼の脱酸および細粒化のためにso
l.Alとして0.005 ％は必要であるが、 0.1％を超えると
鋼の清浄性を損なう。
l.Alとして0.005 ％は必要であるが、 0.1％を超えると
鋼の清浄性を損なう。
【００２７】Ｎ：鋼中に多量に存在するとＨＡＺ靱性を
損なうこと、およびＢと結合して焼入性向上に有効なso
l.Ｂを低減させることから、上限を0.0060％とした。
損なうこと、およびＢと結合して焼入性向上に有効なso
l.Ｂを低減させることから、上限を0.0060％とした。
【００２８】Ｂ：極微量で鋼の焼入性を著しく向上させ
強度上昇に大きく寄与する成分であるが、ＨＡＺの硬化
をも招くため含有量の範囲を0.0003〜0.0015％とした。
強度上昇に大きく寄与する成分であるが、ＨＡＺの硬化
をも招くため含有量の範囲を0.0003〜0.0015％とした。
【００２９】Ti：オーステナイト粒の粗大化防止とＨＡ
Ｚの靱性向上に有効であるため 0.005％以上の含有させ
る必要があるが、多量のTiは靱性劣化を起こすので 0.0
25％以下にした。
Ｚの靱性向上に有効であるため 0.005％以上の含有させ
る必要があるが、多量のTiは靱性劣化を起こすので 0.0
25％以下にした。
【００３０】上記成分の外に、更に必要に応じて下記の
成分を含有させることができる。
成分を含有させることができる。
【００３１】Ni：低温靱性の向上および焼入性向上に有
効であるが、高価な元素であるため添加する場合でもそ
の含有量の上限を 1.0％とする。
効であるが、高価な元素であるため添加する場合でもそ
の含有量の上限を 1.0％とする。
【００３２】Cr：焼入性を向上させるが、同時に溶接性
の劣化をも招くため 0.5％以下にした。
の劣化をも招くため 0.5％以下にした。
【００３３】Nb：特にMoとの複合添加により著しい強度
上昇効果を現すが、多量に含有されるとＨＡＺの硬化を
招くので0.05％以下に限定した。
上昇効果を現すが、多量に含有されるとＨＡＺの硬化を
招くので0.05％以下に限定した。
【００３４】Ca：非金属介在物の球状化により靱性の向
上、異方性の軽減に有効であるが、0.0050％を超える含
有は介在物の増大による靱性劣化につながるので0.0005
〜0.0050％に限定した。
上、異方性の軽減に有効であるが、0.0050％を超える含
有は介在物の増大による靱性劣化につながるので0.0005
〜0.0050％に限定した。
【００３５】ＰCM：従来から鋼材の溶接性を表す指標と
して利用されているものであり、本発明の目的である溶
接性の改善のためには極力小さい方が望ましい。しか
し、本発明方法の素材となる鋼ではＰCMを0.23以下に抑
えれば、後に実施例で示すように、予熱なしで溶接して
も割れ発生のおそれはない。
して利用されているものであり、本発明の目的である溶
接性の改善のためには極力小さい方が望ましい。しか
し、本発明方法の素材となる鋼ではＰCMを0.23以下に抑
えれば、後に実施例で示すように、予熱なしで溶接して
も割れ発生のおそれはない。
【００３６】つぎに、熱間圧延およびその後の熱処理に
ついて説明する。
ついて説明する。
【００３７】本発明の熱間圧延は、いわゆる制御圧延で
はなく、オーステナイト単相の高温域で圧延を終了する
通常の熱間圧延である。しかし、その時に加熱温度の範
囲を900 〜1150℃とする。加熱温度が1150℃を超える
と、細粒化のためにTiを添加した鋼であってもオーステ
ナイト粒が粗大化して母材靱性が劣化するとともに、Cu
チェッキングによる鋳片表面性状の劣化を生じる。一
方、 900℃未満の低温での加熱では完全にオーステナイ
ト一相の状態で圧延が行うのが困難になり、実質的にオ
ーステナイト低温域または二相域での圧延となり、圧延
による異方性が生じやすくなる。従って、熱間圧延の仕
上温度は 850℃以上が望ましい。
はなく、オーステナイト単相の高温域で圧延を終了する
通常の熱間圧延である。しかし、その時に加熱温度の範
囲を900 〜1150℃とする。加熱温度が1150℃を超える
と、細粒化のためにTiを添加した鋼であってもオーステ
ナイト粒が粗大化して母材靱性が劣化するとともに、Cu
チェッキングによる鋳片表面性状の劣化を生じる。一
方、 900℃未満の低温での加熱では完全にオーステナイ
ト一相の状態で圧延が行うのが困難になり、実質的にオ
ーステナイト低温域または二相域での圧延となり、圧延
による異方性が生じやすくなる。従って、熱間圧延の仕
上温度は 850℃以上が望ましい。
【００３８】熱間圧延終了後は、一旦 400℃以下の温度
域まで冷却してから再加熱して焼入れ、焼戻しを行う。
その理由は、十分に変態が行われないままに再加熱する
と混粒組織が生じやすく靱性劣化を招くからである。な
お、焼入れ温度はオーステナイト単相域からの焼入れが
行える Ac3点以上の温度とし、焼戻し温度は過度の強度
低下を避けるために Ac1以下の温度とする。
域まで冷却してから再加熱して焼入れ、焼戻しを行う。
その理由は、十分に変態が行われないままに再加熱する
と混粒組織が生じやすく靱性劣化を招くからである。な
お、焼入れ温度はオーステナイト単相域からの焼入れが
行える Ac3点以上の温度とし、焼戻し温度は過度の強度
低下を避けるために Ac1以下の温度とする。
【００３９】
【実施例】表１に示す化学組成の連続鋳造鋳片を、表２
に示す条件で熱間圧延し、熱間圧延後、一旦 400℃以下
まで冷却した後、表２に示す温度での焼入れ焼戻しの熱
処理を施して、板厚30〜50mmの高張力鋼板を製造した。
に示す条件で熱間圧延し、熱間圧延後、一旦 400℃以下
まで冷却した後、表２に示す温度での焼入れ焼戻しの熱
処理を施して、板厚30〜50mmの高張力鋼板を製造した。
【００４０】これらの母材の機械試験成績と溶接性とを
表２に併せて示す。なお、溶接性は入熱1.7kJ/mmの CO2
アーク溶接でＹ開先拘束割れ試験を行い、割れ停止に必
要な予熱温度で評価した。
表２に併せて示す。なお、溶接性は入熱1.7kJ/mmの CO2
アーク溶接でＹ開先拘束割れ試験を行い、割れ停止に必
要な予熱温度で評価した。
【００４１】実施例１は、請求項１記載の基本組成を有
する素材鋼 (表１のイ) を用いた例で、表２に示すとお
り高強度と高靱性が得られ、予熱なし (常温溶接) でも
割れの発生しない優れた溶接性が確保されている。
する素材鋼 (表１のイ) を用いた例で、表２に示すとお
り高強度と高靱性が得られ、予熱なし (常温溶接) でも
割れの発生しない優れた溶接性が確保されている。
【００４２】比較例１は同じくイの鋼を用いて、1150℃
より高い鋳片加熱温度(1250 ℃) で熱間圧延を行った例
である。イの鋼はTiを添加してオーステナイト粒を細粒
化させたにもかかわらず、熱間圧延の際の加熱温度が高
すぎる比較例１では、オーステナイト粒が粗大化し、靱
性が低下した。
より高い鋳片加熱温度(1250 ℃) で熱間圧延を行った例
である。イの鋼はTiを添加してオーステナイト粒を細粒
化させたにもかかわらず、熱間圧延の際の加熱温度が高
すぎる比較例１では、オーステナイト粒が粗大化し、靱
性が低下した。
【００４３】比較例２は表１のロの鋼、即ち、Ｃを低下
させ、Cuを無添加とし、代わりに強度補償のためにNi、
Mo、CrおよびNbを添加した鋼を素材とし、本発明の条件
で熱間圧延と熱処理を行った例である。ロの鋼は、高価
な合金元素を多量添加しているにもかかわらず、Ｃの焼
入性向上、Cuの析出硬化が利用されないため、強度、靱
性は実施例１より低くなっている。
させ、Cuを無添加とし、代わりに強度補償のためにNi、
Mo、CrおよびNbを添加した鋼を素材とし、本発明の条件
で熱間圧延と熱処理を行った例である。ロの鋼は、高価
な合金元素を多量添加しているにもかかわらず、Ｃの焼
入性向上、Cuの析出硬化が利用されないため、強度、靱
性は実施例１より低くなっている。
【００４４】比較例３は、Tiを無添加とし、代わりにNb
を添加した表１のハの鋼を素材とするものである。熱間
圧延と熱処理の条件は本発明で定める範囲にあるが、Ti
添加によるオーステナイト粒の微細化効果が得られない
ため、オーステナイト粒が粗大化し、実施例１より靱性
が低い。
を添加した表１のハの鋼を素材とするものである。熱間
圧延と熱処理の条件は本発明で定める範囲にあるが、Ti
添加によるオーステナイト粒の微細化効果が得られない
ため、オーステナイト粒が粗大化し、実施例１より靱性
が低い。
【００４５】比較例４は請求項１記載の組成範囲にある
が、ＰCMが 0.23 を超える鋼 (表１のニ) を素材とし、
本発明の条件で熱間圧延と熱処理を施した例である。こ
の例では、溶接割れ感受性が高く、溶接施工時には 100
℃以上の予熱を必要とする。
が、ＰCMが 0.23 を超える鋼 (表１のニ) を素材とし、
本発明の条件で熱間圧延と熱処理を施した例である。こ
の例では、溶接割れ感受性が高く、溶接施工時には 100
℃以上の予熱を必要とする。
【００４６】表２の実施例２、３、４および５は、いず
れも請求項２記載の化学組成を有する表１のホ、ト、リ
またはヌを素材とした例である。
れも請求項２記載の化学組成を有する表１のホ、ト、リ
またはヌを素材とした例である。
【００４７】実施例２で用いたホの鋼は、基本成分に加
えてNiとCrが添加されている。比較例５は表１のへの
鋼、即ち、組成範囲は鋼ホと同様に本発明で定める範囲
にあるがＰCMが0.25と高すぎる鋼を素材としている。こ
の比較例５は強度、靱性は実施例２と差はないが、溶接
性が悪く、溶接施工時の予熱を省略することはできな
い。これに対し、実施例２は高強度、高靱性が得られ、
常温溶接も可能である。
えてNiとCrが添加されている。比較例５は表１のへの
鋼、即ち、組成範囲は鋼ホと同様に本発明で定める範囲
にあるがＰCMが0.25と高すぎる鋼を素材としている。こ
の比較例５は強度、靱性は実施例２と差はないが、溶接
性が悪く、溶接施工時の予熱を省略することはできな
い。これに対し、実施例２は高強度、高靱性が得られ、
常温溶接も可能である。
【００４８】実施例３はNbを添加した表１の鋼トを素材
とし、比較例６は、実施例３の素材鋼に対して、Cuを低
くして代わりにCrを添加し、Ｃを上限値まで高めて強
度、靱性確保を図った鋼チを素材としている。比較例６
では実施例３と同様の強度、靱性が得られたが、素材の
ＰCMが0.25と高過ぎために溶接性が悪く、溶接施工時の
予熱を省略することはできない。
とし、比較例６は、実施例３の素材鋼に対して、Cuを低
くして代わりにCrを添加し、Ｃを上限値まで高めて強
度、靱性確保を図った鋼チを素材としている。比較例６
では実施例３と同様の強度、靱性が得られたが、素材の
ＰCMが0.25と高過ぎために溶接性が悪く、溶接施工時の
予熱を省略することはできない。
【００４９】実施例４と比較例７は、基本組成にNiとNb
を添加した表１のリの鋼を素材としたものである。ただ
し、比較例７では、熱間圧延時の加熱温度を1200℃と高
くした。この場合、素材鋼がTiを含むにもかかわらずオ
ーステナイト粒で粗大化し靱性が低下した。これに対
し、加熱温度を低く抑えた実施例４では高強度、高靱性
が得られ、優れた溶接性も確保されている。
を添加した表１のリの鋼を素材としたものである。ただ
し、比較例７では、熱間圧延時の加熱温度を1200℃と高
くした。この場合、素材鋼がTiを含むにもかかわらずオ
ーステナイト粒で粗大化し靱性が低下した。これに対
し、加熱温度を低く抑えた実施例４では高強度、高靱性
が得られ、優れた溶接性も確保されている。
【００５０】実施例５は、基本組成にNbとCaを添加した
表１のヌの鋼を素材とした例である。前述の実施例３と
同等の高強度、高靱性および優れた溶接性が得られた。
表１のヌの鋼を素材とした例である。前述の実施例３と
同等の高強度、高靱性および優れた溶接性が得られた。
【００５１】なお、実施例、比較例とも熱間圧延はオー
ステナイト単相の高温域で圧延を終了させたので、機械
的性質に異方性は認められなかった。
ステナイト単相の高温域で圧延を終了させたので、機械
的性質に異方性は認められなかった。
【００５２】
【表１】
【００５３】
【表２】
【００５４】
【発明の効果】本発明方法によれば、一般に高強度化の
ために使用されている高価な合金元素の添加量を少なく
して、高強度、高靱性でしかも溶接性が優れた高張力鋼
を製造することができる。
ために使用されている高価な合金元素の添加量を少なく
して、高強度、高靱性でしかも溶接性が優れた高張力鋼
を製造することができる。
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：0.06〜0.12％、Si:0.5％以
下、Mn:0.5〜1.5 ％、Cu:0.7〜 2.0％、Mo:0.1〜0.5
％、Ｖ：0.03〜 0.1％、sol.Al:0.005〜 0.1％、Ｎ：0.
0060％以下、Ｂ：0.0003〜0.0015％、Ti:0.005〜0.025
％を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなり、かつ
下記 (I)式で表される溶接割れ感受性指数ＰCMが0.23以
下である鋼を 900〜1150℃に加熱して熱間圧延を行った
後、一旦、400 ℃以下に冷却し、次いで Ac3点以上に再
加熱して焼入れし、Ac1 点以下の温度で焼戻しすること
を特徴とする溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。 ＰCM＝Ｃ％＋｛（Mn％＋Cr％＋Cu％）／20｝＋（Si％／30）＋（Ni％／60） ＋（Mo％／15）＋（Ｖ％／10）＋５Ｂ％ ・・・(I) - 【請求項２】請求項１記載の成分に加えて更に重量％
で、Ni:1.0％以下、Cr:0.5％以下、Nb：0.05％以下およ
びCa：0.0005〜0.0050％の中の１種以上を含有し、前記
ＰCMが0.23以下である鋼を 900〜1150℃に加熱して熱間
圧延を行った後、一旦、400 ℃以下に冷却し、次いで A
c3点以上に再加熱して焼入れし、Ac1 点以下の温度で焼
戻しすることを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22395292A JP2626421B2 (ja) | 1992-08-24 | 1992-08-24 | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22395292A JP2626421B2 (ja) | 1992-08-24 | 1992-08-24 | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0665633A JPH0665633A (ja) | 1994-03-08 |
| JP2626421B2 true JP2626421B2 (ja) | 1997-07-02 |
Family
ID=16806273
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22395292A Expired - Fee Related JP2626421B2 (ja) | 1992-08-24 | 1992-08-24 | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2626421B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3641310A1 (de) * | 1986-12-03 | 1988-06-16 | Thomson Brandt Gmbh | Anordnung zur bestimmung eines extremwertes einer physikalischen groesse |
-
1992
- 1992-08-24 JP JP22395292A patent/JP2626421B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0665633A (ja) | 1994-03-08 |
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|---|---|---|---|
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