JPH02209422A - 溶接性、靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接性、靭性の優れた高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH02209422A JPH02209422A JP3085689A JP3085689A JPH02209422A JP H02209422 A JPH02209422 A JP H02209422A JP 3085689 A JP3085689 A JP 3085689A JP 3085689 A JP3085689 A JP 3085689A JP H02209422 A JPH02209422 A JP H02209422A
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- 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、特に橋梁、ペンストック、海洋構造物などに
使用される引張強さ90 kgf/ m+o2級以上の
高張力鋼板の溶接性、靭性を改善する技術に関する。
使用される引張強さ90 kgf/ m+o2級以上の
高張力鋼板の溶接性、靭性を改善する技術に関する。
(従来の技術及び解決しようとする課題)橋梁、ペンス
トック、海洋構造物などは、近年、大型化する傾向にあ
り、それらに使用される鋼材を高強度化することによっ
て重量を軽減しようという動きがある。すなわち、従来
の引張強さ60kgf/mm 、 80)cgf/mm
2級鋼から、より高強度の90 kgf/ +n+n”
級鋼を使用しようという趨勢がある。
トック、海洋構造物などは、近年、大型化する傾向にあ
り、それらに使用される鋼材を高強度化することによっ
て重量を軽減しようという動きがある。すなわち、従来
の引張強さ60kgf/mm 、 80)cgf/mm
2級鋼から、より高強度の90 kgf/ +n+n”
級鋼を使用しようという趨勢がある。
しかしながら、このような高張力鋼板は、その強度を確
保するためにMn、Ni、Cr、Mo等の合金元素を多
量に添加する必要があり、その結果、炭素当量が高くな
って、耐溶接割れ性は高強度化するほど劣化するという
問題があった。
保するためにMn、Ni、Cr、Mo等の合金元素を多
量に添加する必要があり、その結果、炭素当量が高くな
って、耐溶接割れ性は高強度化するほど劣化するという
問題があった。
一方、高張力鋼板の溶接性を改善する技術として、次の
ような基本的な技術が知られている。すなわち、微量の
Nbを添加し、熱間圧延後に直接焼入を行うと、焼もど
し時にNb炭窒化物の析出強化があるため、所定の強度
を確保する上で、Mn、Ni、Cr、Mo等の合金元素
量を低減することができ、溶接性の改善を可能とする技
術である(特公昭44−9567号)。
ような基本的な技術が知られている。すなわち、微量の
Nbを添加し、熱間圧延後に直接焼入を行うと、焼もど
し時にNb炭窒化物の析出強化があるため、所定の強度
を確保する上で、Mn、Ni、Cr、Mo等の合金元素
量を低減することができ、溶接性の改善を可能とする技
術である(特公昭44−9567号)。
しかしながら、このような析出強化を利用した鋼板は、
変態強化や細粒強化を利用した鋼板に比べ、強化に伴う
母材靭性の劣化量が大きいという問題があった。
変態強化や細粒強化を利用した鋼板に比べ、強化に伴う
母材靭性の劣化量が大きいという問題があった。
この直接焼入焼もどし後のNbの析出強化を利用した技
術は、その後も幾つか提唱されているが(特開昭59−
100214号、同61−147812号、同61−3
833号など)、いずれも強化に伴う母材靭性の劣化の
問題を解決するものではなかった。
術は、その後も幾つか提唱されているが(特開昭59−
100214号、同61−147812号、同61−3
833号など)、いずれも強化に伴う母材靭性の劣化の
問題を解決するものではなかった。
本発明は、か\る事情に鑑みてなされたものであって、
引張強さ90kgf/mm2級以上にまで高強度化する
場合に、合金元素の増量による溶接性の劣化の問題や、
Nbの析出強化を利用する際の母材靭性の劣化の問題を
解決し得る高張力鋼板の製造方法を提供することを目的
とするものである。
引張強さ90kgf/mm2級以上にまで高強度化する
場合に、合金元素の増量による溶接性の劣化の問題や、
Nbの析出強化を利用する際の母材靭性の劣化の問題を
解決し得る高張力鋼板の製造方法を提供することを目的
とするものである。
(課題を解決するための手段)
前記目的を達成するため、本発明者らは、引張強さ90
kgf/mm”級以上の高張力鋼板の溶接性、母材靭性
を改善すべく鋭意研究を行った。
kgf/mm”級以上の高張力鋼板の溶接性、母材靭性
を改善すべく鋭意研究を行った。
その結果、Nbの析出強化を利用する場合にはNb量を
ある範囲に制限し、併せてMn量を低減することによっ
て、母材靭性の劣化を伴うことなく析出強化が生じるこ
とを見い出した。つまり、従来技術よりも添加するNb
量、Mn量を低減して、直接焼入、焼もどしを行うこと
により、Nb炭窒化物の析出強化の分だけ合金元素量を
低減できるので溶接性を改善でき、また析出強化に伴う
母材靭性の劣化が少ないので、良好な母材靭性を確保で
きることを知見し、ここに本発明をなしたものである。
ある範囲に制限し、併せてMn量を低減することによっ
て、母材靭性の劣化を伴うことなく析出強化が生じるこ
とを見い出した。つまり、従来技術よりも添加するNb
量、Mn量を低減して、直接焼入、焼もどしを行うこと
により、Nb炭窒化物の析出強化の分だけ合金元素量を
低減できるので溶接性を改善でき、また析出強化に伴う
母材靭性の劣化が少ないので、良好な母材靭性を確保で
きることを知見し、ここに本発明をなしたものである。
すなわち、本発明に係る溶接性、靭性の優れた引張強さ
90kgf/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法は、
C:0.07〜0.15%、Si:0.05〜0.50
%、Mn:0.10−0.75%、Ni: 1 、1〜
3.0%、Cr:0.2−1.2%、Al:0.2−1
゜0%、AQ:0.005〜0.10%及びNb:O,
OO5〜0.020%を含有し、必要に応じて更に、C
u:0.05−0.30%及びCa:O,0O1〜0.
010%のうちの1種又は2種を含有し、残部がFe及
び不可避的不純物よりなる鋼につき、1150℃超えの
温度に加熱し、950℃以下での圧下率40%未満で、
圧延仕上温度87o℃以上で熱間圧延した後、オーステ
ナイト域の温度がら直接焼入し、引き続き500 ’C
C以上Ac点点未満温度で焼もどすことを特徴とするも
のである。
90kgf/mm2級以上の高張力鋼板の製造方法は、
C:0.07〜0.15%、Si:0.05〜0.50
%、Mn:0.10−0.75%、Ni: 1 、1〜
3.0%、Cr:0.2−1.2%、Al:0.2−1
゜0%、AQ:0.005〜0.10%及びNb:O,
OO5〜0.020%を含有し、必要に応じて更に、C
u:0.05−0.30%及びCa:O,0O1〜0.
010%のうちの1種又は2種を含有し、残部がFe及
び不可避的不純物よりなる鋼につき、1150℃超えの
温度に加熱し、950℃以下での圧下率40%未満で、
圧延仕上温度87o℃以上で熱間圧延した後、オーステ
ナイト域の温度がら直接焼入し、引き続き500 ’C
C以上Ac点点未満温度で焼もどすことを特徴とするも
のである。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
(作用)
まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。
する。
C:
Cは高張力鋼板としての強度を確保するために必要な元
素であるが、0.07%未満では引張強さ90kgf/
mm2以上を得るのが困難であり、また0、15%を超
えて添加すると耐溶接割れ性を害するので好ましくない
。したがって、C含有量は0.07〜0.15%の範囲
とする。
素であるが、0.07%未満では引張強さ90kgf/
mm2以上を得るのが困難であり、また0、15%を超
えて添加すると耐溶接割れ性を害するので好ましくない
。したがって、C含有量は0.07〜0.15%の範囲
とする。
Sj:
Siは脱酸に必要な元素であるが、0.05%未満では
この効果は少なく、また0、50%を超えて過多に添加
すると溶接性、靭性を劣化させるので好ましくない。し
たがって、Si含有量は0.005〜0.50%の範囲
とする。
この効果は少なく、また0、50%を超えて過多に添加
すると溶接性、靭性を劣化させるので好ましくない。し
たがって、Si含有量は0.005〜0.50%の範囲
とする。
Mn:
Mnは焼入性を向上させ、板厚内部の強度を確保するた
めに必要な元素であるが、0.10%未満ではこのよう
な効果が十分に得られない。一方、Mnの上限は母材靭
性確保の観点から0.75%とする必要がある。
めに必要な元素であるが、0.10%未満ではこのよう
な効果が十分に得られない。一方、Mnの上限は母材靭
性確保の観点から0.75%とする必要がある。
すなわち、第1図は、0.11%C−0,25%5i−
1,9%Ni−0、6%Mo−〇、015%Nb−0,
030%AQの基本成分系でMn量を0.2〜1.5%
に変化させると同時にCrを0.2〜1゜2%に変化さ
せることによって鋼の焼入性を一定に保った上で、これ
を板厚50mmに熱間圧延し、直接焼入を行った後、引
張強さが90〜100kgf/mm2となるように焼も
どし温度を調整した場合におけるMn量とシャルビ吸収
エネルギー(母材靭性)の関係を示すが、この図より、
Mn量が0.75%超になると母材靭性は著しく劣化す
ることがわかる。この原因はMnによる焼もどし脆化の
増大によるものと考えられる。
1,9%Ni−0、6%Mo−〇、015%Nb−0,
030%AQの基本成分系でMn量を0.2〜1.5%
に変化させると同時にCrを0.2〜1゜2%に変化さ
せることによって鋼の焼入性を一定に保った上で、これ
を板厚50mmに熱間圧延し、直接焼入を行った後、引
張強さが90〜100kgf/mm2となるように焼も
どし温度を調整した場合におけるMn量とシャルビ吸収
エネルギー(母材靭性)の関係を示すが、この図より、
Mn量が0.75%超になると母材靭性は著しく劣化す
ることがわかる。この原因はMnによる焼もどし脆化の
増大によるものと考えられる。
以上の理由から、Mn含有量は0.10〜0.75%の
範囲とする。
範囲とする。
Ni:
Niは焼入性を向上させ、また母材靭性を向上させる元
素であるが、1.1%未満では十分な効果が得られず、
また3、0%を超えて過多に添加するとスケール疵を発
生し易くなり、またコスト上昇をもたらすので好ましく
ない。したがって、Ni含有量は1.1〜3.0%の範
囲とする。
素であるが、1.1%未満では十分な効果が得られず、
また3、0%を超えて過多に添加するとスケール疵を発
生し易くなり、またコスト上昇をもたらすので好ましく
ない。したがって、Ni含有量は1.1〜3.0%の範
囲とする。
Cr:
Crは焼入性向上に有効な元素であるが、0.20%未
満ではその効果が十分に発揮されず、また1、2%を超
えて過多に添加すると溶接性を害するので好ましくない
。したがって、Cr含有量は0.20〜1,2%の範囲
とする。
満ではその効果が十分に発揮されず、また1、2%を超
えて過多に添加すると溶接性を害するので好ましくない
。したがって、Cr含有量は0.20〜1,2%の範囲
とする。
MO=
MOは焼入性を高め、焼もどし軟化抵抗を増す元素であ
るが、0.2%未満では十分な効果が得られず、また1
、0%を超えて過多に添加すると溶接性を害し、且つ高
価となるので好ましくない。
るが、0.2%未満では十分な効果が得られず、また1
、0%を超えて過多に添加すると溶接性を害し、且つ高
価となるので好ましくない。
したがって、Mo含有量は0.2〜1.0%の範囲とす
る。
る。
AQ:
AQは脱酸元素であるが、0.01%未満ではこのよう
な効果は少なく、また0、10%を超えて過多に添加す
ると靭性の劣化をもたらすので好ましくない。したがっ
て、AQ含有量は0.01〜0.10%の範囲とする。
な効果は少なく、また0、10%を超えて過多に添加す
ると靭性の劣化をもたらすので好ましくない。したがっ
て、AQ含有量は0.01〜0.10%の範囲とする。
Nb:
Nbは本発明の重要な要素となる元素であり、スラブ加
熱時にオーステナイト中に固溶し、圧延及び直接焼入後
も、その殆どは固溶した状態にあるが、焼もどしの際に
微細な炭窒化物として結晶中に整合析出し、結晶構造を
歪ませることによって強度上昇をもたらす効果がある。
熱時にオーステナイト中に固溶し、圧延及び直接焼入後
も、その殆どは固溶した状態にあるが、焼もどしの際に
微細な炭窒化物として結晶中に整合析出し、結晶構造を
歪ませることによって強度上昇をもたらす効果がある。
このNbの効果は、0.005%未満では十分に得られ
ない。
ない。
一方、Nbの上限は母材靭性確保の観点から0.020
%とする必要がある。
%とする必要がある。
すなわち、第2図は、0.11%C−0,25%5j−
0,4%Mn−1,9%Ni−0,6%Cr〜0.6%
Mo−0,035%AQの基本成分系で、Nb量をO−
0,050%の範囲で変化させた鋼を板厚50mmに熱
間圧延し、直接焼入を行った後、引張強さが90〜10
0 kgf/mm”となるような温度で焼もどしを実施
した場合におけるNb量とシャルビ吸収エネルギー(母
材靭性)の関係□を示すが、この図より、Nb量が0.
020%を超えると、著しく母材靭性が劣化することが
わかる。
0,4%Mn−1,9%Ni−0,6%Cr〜0.6%
Mo−0,035%AQの基本成分系で、Nb量をO−
0,050%の範囲で変化させた鋼を板厚50mmに熱
間圧延し、直接焼入を行った後、引張強さが90〜10
0 kgf/mm”となるような温度で焼もどしを実施
した場合におけるNb量とシャルビ吸収エネルギー(母
材靭性)の関係□を示すが、この図より、Nb量が0.
020%を超えると、著しく母材靭性が劣化することが
わかる。
以上の理由から、Nb含有量は0.005〜0゜020
%の範囲とする。
%の範囲とする。
なお、上記以外の化学成分としては、強度レベルや板厚
に応じて、焼入性向上元素であるCuや、介在物の形態
制御元素であるCaを、必要に応じて適量添加すること
ができる。
に応じて、焼入性向上元素であるCuや、介在物の形態
制御元素であるCaを、必要に応じて適量添加すること
ができる。
Cu:
Cuは固溶強化、析出強化により強度上昇に有効な元素
であるが、0.05%未満ではこのような効果を十分に
発揮することができず、また0゜30%を超えて過多に
添加すると熱間加工性が劣化し、表面に割れを生じ易い
ので好ましくない。
であるが、0.05%未満ではこのような効果を十分に
発揮することができず、また0゜30%を超えて過多に
添加すると熱間加工性が劣化し、表面に割れを生じ易い
ので好ましくない。
したがって、Cu含有量は0.05〜0.30%の範囲
とする。
とする。
Ca:
Caは非金属介在物の球状化作用を有し、異方性の低減
に有効であるが、0.001%未満では十分な効果が得
られず、また0、010%を超えて過多に添加すると介
在物の増加により靭性が劣化するので好ましくない。し
たがって、Ca含有量は0.001〜0.010%の範
囲とする。
に有効であるが、0.001%未満では十分な効果が得
られず、また0、010%を超えて過多に添加すると介
在物の増加により靭性が劣化するので好ましくない。し
たがって、Ca含有量は0.001〜0.010%の範
囲とする。
なお、本発明においては、従来技術とは異なり、■を含
有しないことが特徴の1つである。
有しないことが特徴の1つである。
すなわち、■は少量の添加により焼入性を増し、焼もど
し軟化抵抗を高める元素であり、Nbの析出強化を利用
した高強度鋼においては、析出強化元素として用いるこ
とも提唱されている(前掲特開昭61−147812号
)。しかしながら、本発明者らの検討によれば、Nbと
■を複合添加した鋼を直接焼入焼もどし処理した場合に
は、析出強化作用は大きいものの、第3図に示すように
、Nb単独添加の場合に比べて母材靭性の劣化が著しい
ため、本発明においてはVを含有させないこととする。
し軟化抵抗を高める元素であり、Nbの析出強化を利用
した高強度鋼においては、析出強化元素として用いるこ
とも提唱されている(前掲特開昭61−147812号
)。しかしながら、本発明者らの検討によれば、Nbと
■を複合添加した鋼を直接焼入焼もどし処理した場合に
は、析出強化作用は大きいものの、第3図に示すように
、Nb単独添加の場合に比べて母材靭性の劣化が著しい
ため、本発明においてはVを含有させないこととする。
なお、第3図は、0.11%C−0,25%5i−0,
4%Mn−1,9%Ni−0,6%Cr−0,6%Mo
−0,015%Nb−0,030%AQの基本成分系で
、V量を0〜0.03%の範囲で変化させて鋼を板厚5
0mmに熱間圧延し、直接焼入を行った後、引張強さが
9o〜100kgf/mll1zとなるような温度で焼
もどしを実施した場合におけるV量とシャルビ吸収エネ
ルギー(母材靭性)の関係を示したものである。
4%Mn−1,9%Ni−0,6%Cr−0,6%Mo
−0,015%Nb−0,030%AQの基本成分系で
、V量を0〜0.03%の範囲で変化させて鋼を板厚5
0mmに熱間圧延し、直接焼入を行った後、引張強さが
9o〜100kgf/mll1zとなるような温度で焼
もどしを実施した場合におけるV量とシャルビ吸収エネ
ルギー(母材靭性)の関係を示したものである。
次に本発明における製造条件について説明する。
まず、焼入方法を直接焼入に限定する背景を説明する。
Nb添加鋼の場合、スラブ段階でNbは粗大な炭窒化物
として存在しているが、熱間圧延のためにスラブを11
50℃を超える高温に加熱することによってNbは固溶
し、熱間圧延及び直接焼入の過程ではNbの殆どが固溶
したままとなっている。
として存在しているが、熱間圧延のためにスラブを11
50℃を超える高温に加熱することによってNbは固溶
し、熱間圧延及び直接焼入の過程ではNbの殆どが固溶
したままとなっている。
これを焼もどすと、固溶Nbは微細な炭窒化物としてマ
ルテンサイトの結晶中に整合析出し、結晶構造を歪ませ
るため、鋼板の強度は上昇する(析出強化)。
ルテンサイトの結晶中に整合析出し、結晶構造を歪ませ
るため、鋼板の強度は上昇する(析出強化)。
これに対して、Nb添加鋼であっても圧延後に空冷する
と、その途中で固溶Nbは粗大な炭窒化物として析出し
、この析出物は結晶構造と非整合であるために強化作用
を有せず、また焼もどしの段階では固溶Nbが既に殆ど
析出してしまっているため、焼もどし時の析出強化も得
られない。
と、その途中で固溶Nbは粗大な炭窒化物として析出し
、この析出物は結晶構造と非整合であるために強化作用
を有せず、また焼もどしの段階では固溶Nbが既に殆ど
析出してしまっているため、焼もどし時の析出強化も得
られない。
以上の如く、焼入方法を直接焼入に限定する理由は、圧
延直後まで多量に存在する固溶Nbが粗大析出しないよ
うに急冷し、引き続き焼もどし時に微細Nb炭窒化物に
よる析出強化を利用するためである。なお、直接焼入は
オーステナイト域の温度から行うことは云うまでもない
。
延直後まで多量に存在する固溶Nbが粗大析出しないよ
うに急冷し、引き続き焼もどし時に微細Nb炭窒化物に
よる析出強化を利用するためである。なお、直接焼入は
オーステナイト域の温度から行うことは云うまでもない
。
スラブ加熱温度を1150℃超えに限定する理由は、ス
ラブ中に存在する粗大なNb炭窒化物をオーステナイト
中に十分固溶させるためである。
ラブ中に存在する粗大なNb炭窒化物をオーステナイト
中に十分固溶させるためである。
次に、圧延条件として、950℃以下での圧下率を40
%未満、圧延仕上温度を870℃以上と限定する理由は
、加工を受けたオーステナイトが十分に再結晶して、直
接焼入後も鋼板内に異方性が生じないようにするためで
ある。
%未満、圧延仕上温度を870℃以上と限定する理由は
、加工を受けたオーステナイトが十分に再結晶して、直
接焼入後も鋼板内に異方性が生じないようにするためで
ある。
また、焼もどし温度を500℃以上Ac1点未満とする
理由は、500℃未満の焼もどしでは直接焼入時に発生
した鋼板内部の残留応力の解放が十分でなく、溶接構造
物として組立てられた後の耐脆性破壊特性に悪影響を与
え、またAcm点以上の焼もどしを行うと、組織が部分
的にオーステナイトに変態して、焼もどし後にマルテン
サイト組織が得られず、強度の著しい低下をもたらすた
めである。
理由は、500℃未満の焼もどしでは直接焼入時に発生
した鋼板内部の残留応力の解放が十分でなく、溶接構造
物として組立てられた後の耐脆性破壊特性に悪影響を与
え、またAcm点以上の焼もどしを行うと、組織が部分
的にオーステナイトに変態して、焼もどし後にマルテン
サイト組織が得られず、強度の著しい低下をもたらすた
めである。
次に本発明の実施例を示す。なお、本発明は本実施例の
みに限定されるものでないことは云うまでもなく、前述
の基礎実験例も実施例足り得る。
みに限定されるものでないことは云うまでもなく、前述
の基礎実験例も実施例足り得る。
(実施例)
第1表に示す化学成分を有する鋼スラブを、第2表に示
す加熱条件、圧延条件にて種々の板厚に圧延し、第2表
に示す熱処理を施した後、引張試験及び衝撃試験並びに
斜めY型溶接割れ試験によって強度特性、溶接性を評価
した。それらの結果を第2表に併記する。
す加熱条件、圧延条件にて種々の板厚に圧延し、第2表
に示す熱処理を施した後、引張試験及び衝撃試験並びに
斜めY型溶接割れ試験によって強度特性、溶接性を評価
した。それらの結果を第2表に併記する。
第2表より明らかなように、本発明による鋼板A−Hは
いずれも90kgf/mm2以上の引張強さと、vTr
s≦−90℃の良好な靭性を有し、圧延方向及び圧延直
角方向の靭性の差は小さい。また斜めY型溶接割れ試験
におけるルート割れ防止予熱温度は100 kg f
/ mm2級鋼板で100℃であり、80kgf/mm
2級鋼板と同程度の優れた溶接性を有している。
いずれも90kgf/mm2以上の引張強さと、vTr
s≦−90℃の良好な靭性を有し、圧延方向及び圧延直
角方向の靭性の差は小さい。また斜めY型溶接割れ試験
におけるルート割れ防止予熱温度は100 kg f
/ mm2級鋼板で100℃であり、80kgf/mm
2級鋼板と同程度の優れた溶接性を有している。
これに対して、比較鋼重、J、にはMn量が多すぎるた
め、比較鋼りはNb量が多すぎるため、また比較鋼Mは
Nbと共にVが含有されているために、いずれもvTr
sは一60℃程度であり、母材靭性は良好とは言えない
。
め、比較鋼りはNb量が多すぎるため、また比較鋼Mは
Nbと共にVが含有されているために、いずれもvTr
sは一60℃程度であり、母材靭性は良好とは言えない
。
比較鋼Nは直接焼入ではなく再加熱焼入を行っているた
め、比較鋼Oはスラブ加熱温度が低すぎるために、いず
れも十分な強度が得られていない。
め、比較鋼Oはスラブ加熱温度が低すぎるために、いず
れも十分な強度が得られていない。
比較鋼P、Qは950℃以下での圧下率が大きすぎ、或
いは圧延仕上温度が低すぎるために、いずれも圧延方向
と圧延直角方向の靭性の差が大きい。
いは圧延仕上温度が低すぎるために、いずれも圧延方向
と圧延直角方向の靭性の差が大きい。
[以下余白]
(発明の効果)
以上詳述したように1本発明によれば、引張強さ90
kgf/mm”級以上にまで高強度化しても、従来のよ
うに合金元素の増量による溶接性の劣化の問題や、Nb
の析出強化を利用する際の母材靭性の劣化の問題がなく
、優れた溶接性、靭性を備えた引張強さ90kgf/m
m2級以上の高張力鋼板を得ることができる。
kgf/mm”級以上にまで高強度化しても、従来のよ
うに合金元素の増量による溶接性の劣化の問題や、Nb
の析出強化を利用する際の母材靭性の劣化の問題がなく
、優れた溶接性、靭性を備えた引張強さ90kgf/m
m2級以上の高張力鋼板を得ることができる。
第1図は母材靭性に及ぼすMn量の影響を示す図であり
、第2図は母材靭性に及ぼすNb量の影響を示す図であ
り、第3図はNb析出強化鋼の母材靭性に及ぼすV添加
の影響を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 (駆μリ Q9−ヨ4 (W−4gN〕 09−3A
、第2図は母材靭性に及ぼすNb量の影響を示す図であ
り、第3図はNb析出強化鋼の母材靭性に及ぼすV添加
の影響を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 (駆μリ Q9−ヨ4 (W−4gN〕 09−3A
Claims (2)
- (1)重量%で(以下、同じ)、C:0.07〜0.1
5%、Si:0.05〜0.50%、Mn:0.10〜
0.75%、Ni:1.1〜3.0%、Cr:0.2〜
1.2%、Mo:0.2〜1.0%、Al:0.01〜
0.10%及びNb:0.005〜0.020%を含有
し、残部がFe及び不可避的不純物よりなる鋼につき、
1150℃超えの温度に加熱し、950℃以下での圧下
率40%未満で、圧延仕上温度870℃以上で熱間圧延
した後、オーステナイト域の温度から直接焼入し、引き
続き500℃以上Ac_1点未満の温度で焼もどすこと
を特徴とする溶接性、靭性の優れた引張強さ90kgf
/mm^2級以上の高張力鋼板の製造方法。 - (2)前記鋼が更に、Cu:0.05〜0.30%及び
Ca:0.001〜0.010%のうちの1種又は2種
を含有している請求項1に記載の方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1030856A JP2546888B2 (ja) | 1989-02-09 | 1989-02-09 | 溶接性、靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1030856A JP2546888B2 (ja) | 1989-02-09 | 1989-02-09 | 溶接性、靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02209422A true JPH02209422A (ja) | 1990-08-20 |
JP2546888B2 JP2546888B2 (ja) | 1996-10-23 |
Family
ID=12315358
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1030856A Expired - Fee Related JP2546888B2 (ja) | 1989-02-09 | 1989-02-09 | 溶接性、靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2546888B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2003046294A2 (en) * | 2001-11-27 | 2003-06-05 | Exxonmobil Upstream Research Company | High strength marine structures |
CN112375978A (zh) * | 2020-10-30 | 2021-02-19 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种建筑用钢及其生产方法 |
-
1989
- 1989-02-09 JP JP1030856A patent/JP2546888B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2003046294A2 (en) * | 2001-11-27 | 2003-06-05 | Exxonmobil Upstream Research Company | High strength marine structures |
WO2003046294A3 (en) * | 2001-11-27 | 2004-05-06 | Exxonmobil Upstream Res Co | High strength marine structures |
GB2400610A (en) * | 2001-11-27 | 2004-10-20 | Exxonmobil Upstream Res Co | High strength marine structures |
US6852175B2 (en) * | 2001-11-27 | 2005-02-08 | Exxonmobil Upstream Research Company | High strength marine structures |
CN112375978A (zh) * | 2020-10-30 | 2021-02-19 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种建筑用钢及其生产方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2546888B2 (ja) | 1996-10-23 |
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