JPH04160113A - 大入熱溶接haz靭性の優れた非調質鋼板の製造方法 - Google Patents
大入熱溶接haz靭性の優れた非調質鋼板の製造方法Info
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- JPH04160113A JPH04160113A JP28675790A JP28675790A JPH04160113A JP H04160113 A JPH04160113 A JP H04160113A JP 28675790 A JP28675790 A JP 28675790A JP 28675790 A JP28675790 A JP 28675790A JP H04160113 A JPH04160113 A JP H04160113A
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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、低温環境での大入熱溶接時においても溶接熱
影響部(以下HAZと称す)の靭性及び鋼材自体の靭性
(以下母材靭性と稠す)が優れた溶接構造用の非調質鋼
板の製造方法に関する。
影響部(以下HAZと称す)の靭性及び鋼材自体の靭性
(以下母材靭性と稠す)が優れた溶接構造用の非調質鋼
板の製造方法に関する。
〈従来の技術〉
近年、海洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型構造物に
使用される溶接構造用鋼の材質特性に対する要望は厳し
さを増しており、破壊がもたらす被害の大きさ及び社会
不安の大きさから、母材靭性の厳しい要求と同時に、)
IAZの靭性の要望も厳しさを増している。例えば、−
50℃の液化ガスを貯蔵するタンク用鋼材に対するHA
Zの靭性の要求値として、−60°Cにおけるシャルピ
ー試験において測定される吸収エネルギーが50J以上
であることが求められつつあり、また北極海で使用され
る海洋構造物や砕氷船等では、−60°Cから一80°
Cでの使用環境での靭性保証が要求されつつある。
使用される溶接構造用鋼の材質特性に対する要望は厳し
さを増しており、破壊がもたらす被害の大きさ及び社会
不安の大きさから、母材靭性の厳しい要求と同時に、)
IAZの靭性の要望も厳しさを増している。例えば、−
50℃の液化ガスを貯蔵するタンク用鋼材に対するHA
Zの靭性の要求値として、−60°Cにおけるシャルピ
ー試験において測定される吸収エネルギーが50J以上
であることが求められつつあり、また北極海で使用され
る海洋構造物や砕氷船等では、−60°Cから一80°
Cでの使用環境での靭性保証が要求されつつある。
さらに、これ等の構造物の製造に際しては、溶接の効率
化のため、フランクスー銅パフキング溶接に代表される
片面1パス溶接法のような大入熱溶接法の適用が望まれ
ている。
化のため、フランクスー銅パフキング溶接に代表される
片面1パス溶接法のような大入熱溶接法の適用が望まれ
ている。
これを受け、大入熱溶接時における鋼材の)IAZ靭性
に注目した提案は従来から数多くある。
に注目した提案は従来から数多くある。
例えば、鉄と鋼梁65年(1979)第8号102頁か
ら111頁のr 50kgf/mm2級高張力鋼板の大
入熱溶接熱影響部の靭性におよぼすTiおよびN量の影
響」に記載されるように、Ti及びNを適当な範囲に制
御し、TiNを数多く析出させることによりHAZの組
織を微細なフェライトパーライト組織として所要のHA
Z靭性を得る方法がある。
ら111頁のr 50kgf/mm2級高張力鋼板の大
入熱溶接熱影響部の靭性におよぼすTiおよびN量の影
響」に記載されるように、Ti及びNを適当な範囲に制
御し、TiNを数多く析出させることによりHAZの組
織を微細なフェライトパーライト組織として所要のHA
Z靭性を得る方法がある。
、J)方法は、Ti量をo、o15z程度、N量を0.
00502程度とすることを必須としているが、得られ
る靭性は0°C程度の保証で、近年の要求である一60
℃〜−80°Cの靭性保証を満たすものではない。
00502程度とすることを必須としているが、得られ
る靭性は0°C程度の保証で、近年の要求である一60
℃〜−80°Cの靭性保証を満たすものではない。
また、特開昭58−110658号公報等に開示される
ように、S、N、B、Tiの含有量を一定範囲に規定し
、HAZの靭性を向上させる方法がある。
ように、S、N、B、Tiの含有量を一定範囲に規定し
、HAZの靭性を向上させる方法がある。
この方法は、固tfiHによる靭性低下を抑制し、さら
にHAZの粗大オーステナイト粒内にフェライトを生成
させることにより靭性を向上さる方法であるが、得られ
る靭性は一30°C保証であって近年 ゛の要求である
一60°C〜−80°Cの靭性保証を満たすものではな
い。
にHAZの粗大オーステナイト粒内にフェライトを生成
させることにより靭性を向上さる方法であるが、得られ
る靭性は一30°C保証であって近年 ゛の要求である
一60°C〜−80°Cの靭性保証を満たすものではな
い。
この方法によると、)IAZの組織は、オーステナイト
粒界には初析フェライトがあり、オーステナイト粒内に
はフェライトが見られる。
粒界には初析フェライトがあり、オーステナイト粒内に
はフェライトが見られる。
また、住友金属Vo1.40(1988)No、1の3
9頁から47頁の「大人熱溶接用高張力鋼板の開発」に
記載されるように、Ca及びTiを添加した綱において
、AIとBとN量を一定範囲とすることでHAZの靭性
を向上する方法がある。
9頁から47頁の「大人熱溶接用高張力鋼板の開発」に
記載されるように、Ca及びTiを添加した綱において
、AIとBとN量を一定範囲とすることでHAZの靭性
を向上する方法がある。
この方法は、Al量を0.OIZ以下の出来るだけ少な
い量として、N量は50ppm程度、Bは、0.001
5〜0.0028z程度にして、TiN 、 BN及び
Can析出粒子の微細分散によるHAZのオーステナイ
ト粒粗大化の防止とフェライト変態促進効果、及び溶接
後の冷却時に析出するBNが有する固溶Nの低減効果を
活用し、−60℃での)IAZの靭性を保証しているが
、この方法でのHAZのMi織は、フェライトパーライ
ト組織で、−80°CでのHAZ靭性を保証するもので
はない。
い量として、N量は50ppm程度、Bは、0.001
5〜0.0028z程度にして、TiN 、 BN及び
Can析出粒子の微細分散によるHAZのオーステナイ
ト粒粗大化の防止とフェライト変態促進効果、及び溶接
後の冷却時に析出するBNが有する固溶Nの低減効果を
活用し、−60℃での)IAZの靭性を保証しているが
、この方法でのHAZのMi織は、フェライトパーライ
ト組織で、−80°CでのHAZ靭性を保証するもので
はない。
また、この方法では、Al量が少ないため、母材組織の
細粒化に有効なAINの存効活用ができず、母材靭性が
著しく低下して一60℃の保証ができない場合が生じる
。
細粒化に有効なAINの存効活用ができず、母材靭性が
著しく低下して一60℃の保証ができない場合が生じる
。
〈発明が解決しようとする課題〉
本発明は、上記した従来技術の現状を踏まえ、前記の大
型溶接構造物のHAZ及び母材の駒位置で要求されてい
る厳しい靭性を安定して満足させる溶接構造用の非調質
鋼板の製造方法を提供することを課題とするものである
。
型溶接構造物のHAZ及び母材の駒位置で要求されてい
る厳しい靭性を安定して満足させる溶接構造用の非調質
鋼板の製造方法を提供することを課題とするものである
。
<vlsを解決するための手段〉
本発明は上記のR題を解決するために、(1)重量%で
、 C: 0.02〜0.06Z Si : ≦0.7
0ZMn : 0.50〜1.60%Al : 0.0
10〜0.060%Ti : 0.005〜0.012
Z N : 0.0020〜0.0050ZB :
0.0005〜0.0015Zを含有し、かつ、 340x C+42xSi +13×Mn+680X
P−260XA] ≦ 40を満たし、残部が鉄及び不
可避的不純物からなる綱片を1000℃以上1250℃
未満に加熱した後、下記の条件で定まる表面温度が76
0°C以上A℃以下の範囲内で60%以上の仕上圧延を
行うことを特徴とする大入熱溶接HAZ靭性の優れた非
調質鋼板の製造方法を第1の手段とし、 仕上板厚(■l) < 16mmの場合A ’C= 9
00− (50/8) X仕上板厚仕上板厚(mm)≧
16厘閣0場合 A’C=800 (2)重量%で、 C: 0.02〜0.06! St : ≦0.7
0%Mn : 0.50〜1.6(1! Al :
0.010〜0.060:Ti : 0.005〜0
.012! N : 0.0020〜0.0050’
XB : 0.0005〜0.0015Zを含有し、さ
らに Cu: ≦1.OOZ Ni : ≦l
、 OOzMO=≦0.50! V :
≦0.10!のうち1種または2種以上を含有し、かつ
、340 X C+42X Si +13 ×Mn+6
80 X P−260X Al640を満たし、残部が
鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を1000℃以上1
250℃未満に加熱した後、下記の条件で定まる表面温
度が760℃以上A℃以下の範囲内で60%以上の仕上
圧延を行うことを特徴とする大入熱溶接HAZ靭性の優
れた非調質鋼板の製造方法を第2の手段としている。
、 C: 0.02〜0.06Z Si : ≦0.7
0ZMn : 0.50〜1.60%Al : 0.0
10〜0.060%Ti : 0.005〜0.012
Z N : 0.0020〜0.0050ZB :
0.0005〜0.0015Zを含有し、かつ、 340x C+42xSi +13×Mn+680X
P−260XA] ≦ 40を満たし、残部が鉄及び不
可避的不純物からなる綱片を1000℃以上1250℃
未満に加熱した後、下記の条件で定まる表面温度が76
0°C以上A℃以下の範囲内で60%以上の仕上圧延を
行うことを特徴とする大入熱溶接HAZ靭性の優れた非
調質鋼板の製造方法を第1の手段とし、 仕上板厚(■l) < 16mmの場合A ’C= 9
00− (50/8) X仕上板厚仕上板厚(mm)≧
16厘閣0場合 A’C=800 (2)重量%で、 C: 0.02〜0.06! St : ≦0.7
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XB : 0.0005〜0.0015Zを含有し、さ
らに Cu: ≦1.OOZ Ni : ≦l
、 OOzMO=≦0.50! V :
≦0.10!のうち1種または2種以上を含有し、かつ
、340 X C+42X Si +13 ×Mn+6
80 X P−260X Al640を満たし、残部が
鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を1000℃以上1
250℃未満に加熱した後、下記の条件で定まる表面温
度が760℃以上A℃以下の範囲内で60%以上の仕上
圧延を行うことを特徴とする大入熱溶接HAZ靭性の優
れた非調質鋼板の製造方法を第2の手段としている。
仕上板厚(m■)〈16■墓の場合
A℃= 900− (50/8) X仕上板厚仕上板厚
(層重)216mmの場合 A℃=800 本発明におけるSt、 Mn、 AIの限定量とその理
由は、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得るために従
来から5業分野での使用で確認されている作用・効果の
関係を基に、例えば特開昭58−110658号公報に
記載され以下に示す様に定めている。
(層重)216mmの場合 A℃=800 本発明におけるSt、 Mn、 AIの限定量とその理
由は、通常の溶接構造用鋼が所要の材質を得るために従
来から5業分野での使用で確認されている作用・効果の
関係を基に、例えば特開昭58−110658号公報に
記載され以下に示す様に定めている。
Siは溶鋼の予備脱酸のために添加しているが、HAZ
の靭性が低下するのを防止するために0.7Zを上限と
し、Mnは鋼材の強度を向上する成分として0.5!以
上の添加が必要であり、過剰な含有量ではHAZの靭性
が低下するため、1.6Zを上限とし、A1は、溶鋼の
脱酸のため必要であり、またAINの活用によって母材
靭性を向上させるためにも、0.01!以上の添加が必
要であり、Siと同様な作用効果から0.06Z以下に
規制している。
の靭性が低下するのを防止するために0.7Zを上限と
し、Mnは鋼材の強度を向上する成分として0.5!以
上の添加が必要であり、過剰な含有量ではHAZの靭性
が低下するため、1.6Zを上限とし、A1は、溶鋼の
脱酸のため必要であり、またAINの活用によって母材
靭性を向上させるためにも、0.01!以上の添加が必
要であり、Siと同様な作用効果から0.06Z以下に
規制している。
〈作用〉
本発明は前記従来技術が有する課題を解消するために、
下記の化学成分を有する一般的な構造用鋼を用いて、大
入熱溶接を行い、種々実験検討を繰り返し第1図〜第5
図を得た。
下記の化学成分を有する一般的な構造用鋼を用いて、大
入熱溶接を行い、種々実験検討を繰り返し第1図〜第5
図を得た。
供試鋼の化学成分
C: 0.02〜0.12χ St : 0.05
〜0.30χKn : 0.50〜1.80zP :
0.002〜0.020’XS : 0.0010〜0
.0020! Al : 0.005〜0.060Z
Tj : 0.003〜0.020! B : 0
〜0.0020%N : 0.0020〜0.0060
!本発明者等は第1図から、C量が0.060%以下に
低下すると一60°CでのHAZの靭性が著しく向上し
て100Jに達することを知見した。
〜0.30χKn : 0.50〜1.80zP :
0.002〜0.020’XS : 0.0010〜0
.0020! Al : 0.005〜0.060Z
Tj : 0.003〜0.020! B : 0
〜0.0020%N : 0.0020〜0.0060
!本発明者等は第1図から、C量が0.060%以下に
低下すると一60°CでのHAZの靭性が著しく向上し
て100Jに達することを知見した。
その* HAZの組織は、粗大なオーステナイトの粒界
に塊状の初析フェライトが生成し、オーステナイト粒内
は微細なベイナイト状の組織であり、粒界のフェライト
が塊状になることにより、HAZの靭性に有害な粒界か
ら成長する粗大なフェライトサイドプレート組織や上部
ベイナイト状組織の生成が抑制され、前記した従来技術
から得られる)IAZkli織とは異なることを知見し
た。
に塊状の初析フェライトが生成し、オーステナイト粒内
は微細なベイナイト状の組織であり、粒界のフェライト
が塊状になることにより、HAZの靭性に有害な粒界か
ら成長する粗大なフェライトサイドプレート組織や上部
ベイナイト状組織の生成が抑制され、前記した従来技術
から得られる)IAZkli織とは異なることを知見し
た。
また、C量を低下させることにより、1(AZの靭性に
有害とされている、島状マルテンサイトや粗大な炭化物
も減少していることを知見した。
有害とされている、島状マルテンサイトや粗大な炭化物
も減少していることを知見した。
さらに詳細に調査、した結果、上記の組織は、Ti:
0.005〜0.012r 、 N : 0.002
0〜0.0050Z 、 B: 0.0005〜0.0
015χと共に、340×C+42×Si+13xMn
+680×P−260×Al≦40を満たした場合に安
定して形成され、この成分範囲において、第2図に示す
ようにHAZで安定して良好な靭性が得られることを見
出した。
0.005〜0.012r 、 N : 0.002
0〜0.0050Z 、 B: 0.0005〜0.0
015χと共に、340×C+42×Si+13xMn
+680×P−260×Al≦40を満たした場合に安
定して形成され、この成分範囲において、第2図に示す
ようにHAZで安定して良好な靭性が得られることを見
出した。
この時の1(AZO靭性は、第3図に示す如く一80℃
でも良好であることも知見した。
でも良好であることも知見した。
さらに、Cu及びN+は1zまで、MOは0−5Zまで
、■は0.1χまでの添加であれば、靭性を全く損なう
ことな(強度を増加できることを知見した。
、■は0.1χまでの添加であれば、靭性を全く損なう
ことな(強度を増加できることを知見した。
マタ、住友金1[Vol、40(1988)No、1ノ
39頁から47頁の「大人熱溶接用高張力鋼板の開発」
では、AI量が多くなるとHAZ内でも溶接ボンド(溶
接境界=weld 1nterface)から離れた位
置の靭性が低下することが記載されており、その原因は
、溶接ボンドから離れた位置では溶接時の加熱温度が低
いためにTiN及びAINの再固溶がほとんどなくBが
固溶Bとして多く存在して焼入性を上昇することにより
靭性が低下するものと推定している。
39頁から47頁の「大人熱溶接用高張力鋼板の開発」
では、AI量が多くなるとHAZ内でも溶接ボンド(溶
接境界=weld 1nterface)から離れた位
置の靭性が低下することが記載されており、その原因は
、溶接ボンドから離れた位置では溶接時の加熱温度が低
いためにTiN及びAINの再固溶がほとんどなくBが
固溶Bとして多く存在して焼入性を上昇することにより
靭性が低下するものと推定している。
しかし上記の成分範囲の鋼板では、鋼板自体の焼入れ性
が抑えられているため、固IBが存在しても、第4図、
第5図に示すように溶接ボンドから離れた位置でのHA
Z靭性の低下は起こらないことを知見した。
が抑えられているため、固IBが存在しても、第4図、
第5図に示すように溶接ボンドから離れた位置でのHA
Z靭性の低下は起こらないことを知見した。
一方、鋼材にはHAZの靭性向上と共に、高い母材靭性
が必要なことは言うまでもない。
が必要なことは言うまでもない。
その場合、母材靭性で−so’cでの靭性保証を行うに
は、線状加熱加工等による若干の靭性低下を考慮すると
、実用上からは保証温度−2o℃程度の余裕が必要であ
る。
は、線状加熱加工等による若干の靭性低下を考慮すると
、実用上からは保証温度−2o℃程度の余裕が必要であ
る。
そこで本発明者等は、高い)IAZの靭性を示す鋼材の
製造条件の中で母材靭性に最も影響の大きい圧延条件に
ついて研究を進め、非常に高い母材靭性が得られる下記
の条件を見出した。
製造条件の中で母材靭性に最も影響の大きい圧延条件に
ついて研究を進め、非常に高い母材靭性が得られる下記
の条件を見出した。
−船釣に鋼材は、低温で大きな圧下を加えると母材靭性
が向上することが知られている。
が向上することが知られている。
そこで、本発明の成分を有する鋼板について、綱板表面
を含む(以下表面部と樗す)シャルピー試験片と板厚中
心つまりt/2部を含む(以下t/2部と榊す)シャル
ピー試験片を準備し、低温での圧延条件の実験・検討を
重ね第6図〜第9図に示す知見を得た。
を含む(以下表面部と樗す)シャルピー試験片と板厚中
心つまりt/2部を含む(以下t/2部と榊す)シャル
ピー試験片を準備し、低温での圧延条件の実験・検討を
重ね第6図〜第9図に示す知見を得た。
第6図は、仕上圧延開始温度に関する知見である。この
図から、板厚の違いによっても、また同し板厚でも、板
厚表面部とt/2部で最適な圧延開始温度が異なること
が判明した。
図から、板厚の違いによっても、また同し板厚でも、板
厚表面部とt/2部で最適な圧延開始温度が異なること
が判明した。
これにより、鋼板内部を熱伝導により伝わる熱量よりも
、鋼板表面から放出される熱量の方が大きいため、通常
、鋼板内部に比べ銅板表面の温度の方が低いが、一方、
圧延中の鋼板の温度は、鋼板表面でしか測定出来ないこ
とにより、鋼板の板厚が厚い程表面と内部の温度差が大
きくなり、この差で母材靭性に差が生じることを知見し
た。
、鋼板表面から放出される熱量の方が大きいため、通常
、鋼板内部に比べ銅板表面の温度の方が低いが、一方、
圧延中の鋼板の温度は、鋼板表面でしか測定出来ないこ
とにより、鋼板の板厚が厚い程表面と内部の温度差が大
きくなり、この差で母材靭性に差が生じることを知見し
た。
この知見に基づき、表面温度で圧延条件を制御する場合
に、板厚により調整が必要な圧延温度について、種々の
試験を行い第7図を得た。
に、板厚により調整が必要な圧延温度について、種々の
試験を行い第7図を得た。
この図から仕上開始温度(表面温度)は次記の温度とす
ることが必要であることを知見した。
ることが必要であることを知見した。
仕上板厚(I園)〈16mmの場合
A℃= 900− (50/8) x仕上板厚(mm)
仕上板厚(mm)216mgの場合 A℃=800 第8図は、仕上圧延終了温度に関する知見である。この
図から仕上圧延終了温度は板厚に関係なく、760℃未
満になると板厚表面付近に加工組織ができて、靭性が低
下することが判明した。
仕上板厚(mm)216mgの場合 A℃=800 第8図は、仕上圧延終了温度に関する知見である。この
図から仕上圧延終了温度は板厚に関係なく、760℃未
満になると板厚表面付近に加工組織ができて、靭性が低
下することが判明した。
この知見に従って仕上圧延終了温度は760°C以上と
した。
した。
第9図は、仕上圧延における圧下率の効果に関する知見
である。該圧下率の増加により母材靭性は向上するが、
60%以上の圧下率があれば、本発明が対象とする用途
での要望を十分に満足する母材靭性が得られることが判
明した。
である。該圧下率の増加により母材靭性は向上するが、
60%以上の圧下率があれば、本発明が対象とする用途
での要望を十分に満足する母材靭性が得られることが判
明した。
また、この効果は圧延開始温度が1000〜1250°
Cの時に最良となることを知見した。
Cの時に最良となることを知見した。
また、仕上圧延後に、強度増加のために制御冷却を行っ
ても、上記の圧延による母材靭性の向上効果は損なわれ
ないことを知見した。
ても、上記の圧延による母材靭性の向上効果は損なわれ
ないことを知見した。
本発明は、以上の各知見に基づく新しい作用の適用によ
りなされたもので、これにより本発明の課題を達成した
のである。
りなされたもので、これにより本発明の課題を達成した
のである。
〈実施例〉
表1に、本発明鋼と比較鋼の成分、及び加熱条件と圧延
条件、並びに大入熱溶接時の母材靭性と)IAZ靭性を
示す。
条件、並びに大入熱溶接時の母材靭性と)IAZ靭性を
示す。
本発明例のNo、1〜20は、何れも母材靭性、)IA
Z靭性とも優れ、母材のvTrsは一100°C以下で
、)IAZ靭性は一60°C1−80°Cで50J以上
の優れた靭性を示した。
Z靭性とも優れ、母材のvTrsは一100°C以下で
、)IAZ靭性は一60°C1−80°Cで50J以上
の優れた靭性を示した。
比較例のNo、21〜36の中、No、21〜33は成
分が範囲外のもの、No、34〜3Gは圧延条件が範囲
外のものである。
分が範囲外のもの、No、34〜3Gは圧延条件が範囲
外のものである。
比較例のNo、21〜33は、高い母材靭性を示したが
、HAZ靭性は一60°C,−80°Cで50J未滴の
低い靭性しか得られなかった。
、HAZ靭性は一60°C,−80°Cで50J未滴の
低い靭性しか得られなかった。
340xC+42xSi+13×Mn+680×P−2
60×Alが40を超えたNo21〜27は、溶接ポン
ドから離れた位置のHAZWJ性も低かった。
60×Alが40を超えたNo21〜27は、溶接ポン
ドから離れた位置のHAZWJ性も低かった。
No、34〜36は、)IAZ靭性は良好であったが母
材靭性が低かった。
材靭性が低かった。
〈発明の効果〉
本発明は、上記した手段で上記した作用を生ぜしめて、
海洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型溶接構造物の破
壊に対する厳しいHAZ靭性と母材靭性の要求に応える
溶接構造用鋼板の製造方法を提供するもので、構造物に
高い安全性と快適さを確保し保証等を通じて、この種の
産業分野にもたらす効果は大きい。
海洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型溶接構造物の破
壊に対する厳しいHAZ靭性と母材靭性の要求に応える
溶接構造用鋼板の製造方法を提供するもので、構造物に
高い安全性と快適さを確保し保証等を通じて、この種の
産業分野にもたらす効果は大きい。
第1図は一60°CでのHAZ靭性とC量の関係を示し
、第2図は一60℃での)IAZ靭性と340 xc+
42xSi+13×Mn+680×P−260×Alの
関係を示し、第3図は一80°CでのHAZ靭性と34
0 X C+42 X Si + 13 ×Mn+68
0×P−260×Alの関係を示し、第4図は一60゛
Cでの溶接ボンドから離れた位置のHAZの靭性と34
0 ×C+42×Si+13×Mn+680×P−26
0×Alの関係を示し、第5図はHAZ靭性と340x
C+42xSi+13×Mn+680×P−260×A
lの関係を示し、第6図は表面温度で示す鋼板の仕上圧
延開始温度と母材靭性の関係を示し、第7図は母材靭性
と仕上圧延開始温度の関係を仕上板厚別に示し、第8図
は仕上圧延終了温度と母材靭性の関係を示し、第9図は
仕上圧延での圧下率と母材靭性の関係を示す。 特許出願人 新日本製鐵株式会社
、第2図は一60℃での)IAZ靭性と340 xc+
42xSi+13×Mn+680×P−260×Alの
関係を示し、第3図は一80°CでのHAZ靭性と34
0 X C+42 X Si + 13 ×Mn+68
0×P−260×Alの関係を示し、第4図は一60゛
Cでの溶接ボンドから離れた位置のHAZの靭性と34
0 ×C+42×Si+13×Mn+680×P−26
0×Alの関係を示し、第5図はHAZ靭性と340x
C+42xSi+13×Mn+680×P−260×A
lの関係を示し、第6図は表面温度で示す鋼板の仕上圧
延開始温度と母材靭性の関係を示し、第7図は母材靭性
と仕上圧延開始温度の関係を仕上板厚別に示し、第8図
は仕上圧延終了温度と母材靭性の関係を示し、第9図は
仕上圧延での圧下率と母材靭性の関係を示す。 特許出願人 新日本製鐵株式会社
Claims (2)
- (1)重量%で、 C:0.02〜0.06%Si:≦0.70%Mn:0
.50〜1.60%Al:0.010〜0.060%T
i:0.005〜0.012%N:0.0020〜0.
0050%B:0.0005〜0.0015% を含有し、かつ、 340×C+42×Si+13×Mn+680×P−2
60×Al≦40を満たし、残部が鉄及び不可避的不純
物からなる鋼片を1000℃以上1250℃未満に加熱
した後、下記の条件で定まる表面温度が760℃以上A
℃以下の範囲内で60%以上の仕上圧延を行うことを特
徴とする大入熱溶接HAZ靭性の優れた非調質鋼板の製
造方法。 仕上板厚(mm)<16mmの場合 A℃=900−(50/8)×仕上板厚 仕上板厚(mm)≧16mmの場合 A℃=800 - (2)重量%で、 C:0.02〜0.06%Si:≦0.70%Mn:0
.50〜1.60%Al:0.010〜0.060%T
i:0.005〜0.012%N:0.0020〜0.
0050%B:0.0005〜0.0015% を含有し、さらに Cu:≦1.00%Ni:≦1.00% Mo:≦0.50%V:≦0.10% のうち1種または2種以上を含有し、かつ、340×C
+42×Si+13×Mn+680×P−260×Al
≦40を満たし、残部が鉄及び不可避的不純物からなる
鋼片を1000℃以上1250℃未満に加熱した後、下
記の条件で定まる表面温度が760℃以上A℃以下の範
囲内で60%以上の仕上圧延を行うことを特徴とする大
入熱溶接HAZ靭性の優れた非調質鋼板の製造方法。 仕上板厚(mm)<16mmの場合 A℃=900−(50/8)×仕上板厚 仕上板厚(mm)≧16mmの場合 A℃=800
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2286757A JP2544019B2 (ja) | 1990-10-23 | 1990-10-23 | 大入熱溶接haz靭性の優れた非調質鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2286757A JP2544019B2 (ja) | 1990-10-23 | 1990-10-23 | 大入熱溶接haz靭性の優れた非調質鋼板の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH04160113A true JPH04160113A (ja) | 1992-06-03 |
JP2544019B2 JP2544019B2 (ja) | 1996-10-16 |
Family
ID=17708653
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2286757A Expired - Lifetime JP2544019B2 (ja) | 1990-10-23 | 1990-10-23 | 大入熱溶接haz靭性の優れた非調質鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2544019B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100431610B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-05-17 | 주식회사 포스코 | 초대 입열 용접부 충격인성이 우수한 조선용 탄소강 및 그 제조 방법 |
KR100489024B1 (ko) * | 2000-11-27 | 2005-05-11 | 주식회사 포스코 | 재결정제어압연에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
CN102839320A (zh) * | 2011-06-24 | 2012-12-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接用钢板及其制造方法 |
-
1990
- 1990-10-23 JP JP2286757A patent/JP2544019B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100431610B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-05-17 | 주식회사 포스코 | 초대 입열 용접부 충격인성이 우수한 조선용 탄소강 및 그 제조 방법 |
KR100489024B1 (ko) * | 2000-11-27 | 2005-05-11 | 주식회사 포스코 | 재결정제어압연에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
CN102839320A (zh) * | 2011-06-24 | 2012-12-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种大线能量焊接用钢板及其制造方法 |
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---|---|
JP2544019B2 (ja) | 1996-10-16 |
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