JPH0535204B2 - - Google Patents
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- JPH0535204B2 JPH0535204B2 JP60110686A JP11068685A JPH0535204B2 JP H0535204 B2 JPH0535204 B2 JP H0535204B2 JP 60110686 A JP60110686 A JP 60110686A JP 11068685 A JP11068685 A JP 11068685A JP H0535204 B2 JPH0535204 B2 JP H0535204B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
この発明は、溶接熱影響部における島状マルテ
ンサイト量が体積率にて3.94％以下で、−30℃に
おける溶接熱影響部の限界COD値が0.25mm以上を
示すところの、溶接部の信頼性が極めて高い高張
力鋼材の製造方法に関するものである。 近年、苛酷な寒冷地における資源開発活動の活
発化や、LPG或いはLNG用低温貯蔵容器等の増
設傾向を反映し、母材自体の強度や靱性に優れる
ことはもちろん、脆性破壊に対する信頼性の十分
に高い溶接部を特殊な溶接手段によることなく安
定して形成し得る高張力鋼材が強く要望されるよ
うになつてきた。 このようなことから、最近では、前述した用途
に使用される高張力鋼材に、脆性破壊に対する溶
接継手の信頼度を実際面（現場的実情）に即応し
て評価できると注目され出したCOD試験（疲れ
切欠き付の試験片を使用した３点曲げ試験）が実
施される場合も多くなつている。 〔従来技術並びにその問題点〕 ところで、一般に高張力鋼材を製造する場合に
は、その十分な強度を確保すべく素材鋼に多量の
合金成分を添加するのが普通であり、従つて製造
される鋼材は必然的に、式 Ceq.＝Ca（％）＋Mn（％）／６＋Cu（％）＋Ni（％）
／15＋Cr（％）＋Mo（％）＋Ｖ（％）／５ で示される炭素当量（Ceq）の高いものとなつて
いた。 しかしながら、このような鋼材を溶接施工する
と、特にその溶接熱影響部（以下、HAZと称す
る）に島状マルテンサイト組織が多量に生成して
HAZ靱性が極度に劣化し、−30℃におけるHAZ
の限界COD値〔δc〕を脆性破壊防止に十分であ
るとされる0.25mm以上にすることが困難だつたの
である。 〔問題点を解決するための手段〕 そこで、本発明者等は、従来の高張力鋼材にみ
られる上記問題点を踏まえた上で、引張強さ：60
Kgｆ／mm2以上を有するとともに−30℃でのHAZ
における限界COD値〔δc〕が0.25mm以上を示すと
ころの、高い強度と脆性破壊に対する十分な抵抗
力とを兼備した高張力鋼材を安定且つ容易に製造
する方法を見出すべく、種々の観点から研究を行
つたところ、以下に示す知見を得るに至つた。即
ち、 (a) 高張力鋼材の製造に当つて、素材鋼の成分組
成を特にその炭素当量や微量含有元素に注意し
ながら特定範囲に調整すると、従来の高強度獲
得範囲からは多少外れはするものの、HAZに
生成する島状マルテンサイト量の極めて低い
（約４容量％以下）鋼材が得られ、該鋼材は
“限界COD値が0.25mmになる温度〔Tδc＝
0.25〕”が安定して−30℃以下を示すなど、脆
性破壊発生に対して非常に高い抵抗力を発揮す
ること。 さて、第１図は鋼材の炭素当量（Ceq.）と
HAZに生成する島状マルテンサイト組織量との
関係を示す線図であり、第２図はHAZの島状マ
ルテンサイト量と“限界COD値が0.25mmになる温
度〔Tδc＝0.25〕”との関係を示す線図であるが、
この第１図及び第２図からも、鋼材の炭素当量を
特定値以下（0.350％以下）に抑えることでHAZ
に生成する島状マルテンサイト組織量を安定して
約４％以下に止めることができ、それ故に前記
〔Tδc＝0.25〕を−30℃以下にし得ることが明ら
かである。また、第３図は、鋼材の炭素当量を
種々に変化させた場合における前記〔Tδc＝
0.25〕の動向を示す線図であるが、第３図から
も、〔Tδc＝0.25〕の値を−30℃以下とするため
には炭素当量を特定の範囲（0.265〜0.350％）に
調整する必要のあることが明らかである。 (b) しかし、上記成分組成の素材鋼を通常の圧延
条件で処理しても普通鋼クラスの強度しか得ら
れないが、これをγ領域に加熱してから熱間圧
延を施すとともにAr3点以上の800〜690℃で該
圧延を終了し、次いでこの温度から450℃以下
までの温度域を５〜50℃／secと言う特定の冷
却速度で冷却すると、上記成分組成鋼を素材に
したとしても引張強さ：60Kgｆ／mm2以上の十分
に高い強度を有する高張力鋼材が得られるこ
と、 なる知見を得るに至つた。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.04〜0.10％、（以下、成分割合を示す％
は重量％とする）、 Si：0.001〜0.400％、 Mn：1.00〜1.75％、 Ti：0.003〜0.015％、 sol.Al：0.01〜0.08％、 Ca：0.0005〜0.0060％、 Mo：0.08％以下、Ｐ：0.015％以下、 Ｓ：0.007％以下、Ｂ：0.0003％以下、 Ｎ：0.0050％以下、Ｏ：0.0040％以下、 なる成分を加えて、必要に応じて更に、 Cr：0.15％以下、Ni：0.15％以下、 Cu：．0.35％以下、Ｖ：0.07％以下、 Nb：0.010〜0.060％ のうちの１種以上をも含み、 残部：実質的にFe から成るとともに、 炭素当量〔Ceq.〕：0.265〜0.350％、 Ca（％）／Ｓ（％）：1.0〜5.0 を満足する鋼を870〜1280℃の温度に加熱してか
らこれに圧延加工を施し、800〜690℃の温度にて
圧延を終了した後、少なくとも該圧延終了温度か
ら450℃までの温度域を５〜50℃／secの冷却速度
で冷却することにより、溶接したときの溶接熱影
響部における島状マルテンサイト量が3.94容量％
以下で、−30℃での溶接熱影響部における限界
COD値が0.25mm以上の高張力鋼材を安定して製造
する点、 に特徴を有するものである。 次に、この発明の高張力鋼材の製造方法におい
て、圧延に供される鋼の化学成分組成、加熱温
度、圧延終了温度、及び冷却条件を上記のように
限定した理由を説明する。 Ａ 鋼の化学成分組成 Ｃ Ｃは、鋼材の強度を確保するとともに、HAZ
組織が粗大化するのを防止する作用を有する元素
であるが、その含有量が0.04％未満では前記作用
に所望の効果が得られず、一方0.10％を越えて含
有させると島状マルテンサイト組織が増加して
HAZにおけるCOD値を劣化するようになること
から、Ｃ含有量は0.04〜0.10％と定めた。 Si Siは、溶接構造物としての母材特性を改善する
作用を有しているほか、鋼の脱酸剤としても有効
な元素であるが、その含有量が0.001％未満では
前記作用に所望の効果を得ることができず、一方
0.400％を越えて含有させるとHAZ靱性を損うよ
うになることから、Si含有量は0.001〜0.400％と
定めた。なお、HAZ靱性のみを追求すれば、Si
含有量を0.100％以下にするのがHAZ組織細粒化
の観点から好ましいが、経済面とのバランスを考
慮すると0.400％までのSi添加は許容し得るもの
である。 Mn Mnも鋼材の強度確保に必要な元素であり、所
望の強度を確保するためにはその含有量を1.00％
以上に調整しなければならないが、1.75％を越え
て含有させるとHAZ靱性に悪影響を与えるよう
になることから、Mn含有量は1.00〜1.75％と定
めた。 Ti Tiは、鋼材のHAZ靱性改善に極めて有効な元
素である。即ち、Tiは鋼中でTiN化合物を形成
するが、これがHAZにおけるオーステナイト粒
の粗大化を防止するとともに、HAZの溶接熱サ
イクルの冷却過程においてフエライトの析出核と
して作用し、靱性改善に好結果を与える。しかし
ながら、その含有量が0.003％未満では前記作用
に所望の効果が得られず、一方、0.015％を越え
て含有させるとかえつて靱性が劣化するようにな
ることから、Ti含有量は0.003〜0.015％と定め
た。 sol.Al sol.Alは、オーステナイト粒の粗大化を防止し
て母材の強靱性を確保する作用を有しているが、
その含有量が0.01％未満では前記作用に所望の効
果を得ることができず、一方、0.08％を越えて含
有させるとAl2O3系介在物形成による靱性劣化や
延性劣化を来たすようになることから、sol.Al含
有量は0.01〜0.08％と定めた。 Ca Caは、Ｓ系介在物の改善作用に加えて、CaO
を形成して鋼材のHAZ組織微細化作用をも有す
る元素であるが、その含有量が0.0005％未満では
前記作用に所望の効果が得られず、一方、0.0060
％を越えて含有させるとCaO介在物量が多くなり
過ぎて鋼の清浄度を悪化するようになることか
ら、その含有量を0.0005〜0.0060％と定めた。 Mo Moは、HAZの島状マルテンサイト組織の生成
を助長する元素であるのでCOD特性の面からは
極力少ない方が好ましいが、0.08％の含有量まで
は許容できることから、Mo含有量を0.08％以下
と定めた。 Ｐ Ｐは、鋼中へ不可避的に随伴される不純物元素
であり、靱性面からは少ないほど好ましい結果が
得られるが、経済性を考慮してＰ含有量の許容上
限を0.015％と定めた。 Ｓ ＳもＰと同様に避けることのできない鋼中不純
物であり、その含有量が少ないほど良好な靱性が
もたらされるが、この発明では0.007％の含有量
まで許容できることから、Ｓ含有量を0.007％以
下と定めた。 Ｂ 鋼中にＢが含まれると靱性劣化を逸れ得ないこ
とからＢ含有量は低いほど好ましいが、実際上
0.0003％の含有量までは許容できるので、Ｂ含有
量は0.0003％以下と定めた。 Ｎ Ｎは、鋼中へ不可避的に随伴される一種の不純
物元素であるが、Tiと結合してTiN化合物を形
成し、鋼中のHAZ靱性を改善する作用をも有し
ている。しかしながら、遊離Ｎが増加すると鋼材
の靱性劣化を招くので、前記Tiの添加量を考慮
してＮ含有量は0.0050％以下と定めた。 Ｏ Ｏも鋼の不可避的不純物であり、その含有量は
少ないほど好ましいが、特に0.0040％を越えて含
まれると鋼中酸化物の量が増大して鋼の清浄性に
悪影響がでてくることから、Ｏ含有量を0.0040％
以下と定めた。 Cr，Ni，Cu，Ｖ、及びNb これらの元素は、鋼の靱性や強度を向上する作
用を有しているので必要に応じて１種以上含有せ
しめられる成分である。中でも、Cr，Ni及びCu
は微量添加で母材の低温靱性改善作用を発揮する
とともに、HAZ靱性改善にも有効であるが、Cr
が0.15％を、Niが0.15％を、そしてCuが0.35％を
越えて含有されてもより以上の効果が得られない
ばかりか、かえつて靱性劣化を招きかねないこと
から、Cr含有量は0.15％以下、Ni含有量は0.15％
以下、Cu含有量は0.35％以下とそれぞれ定めた。
また、Ｖには微量添加で母材の強度を向上する作
用があり、Nbも0.010％以上の添加で同様の作用
を発揮するが、Ｖが0.07％を、そしてNbが0.060
％を越えて含有されるとHAZ靱性の劣化を招く
ことから、Ｖ含有量は0.07％以下と、Nb含有量
は0.010〜0.060％とそれぞれ定めた。 炭素当量〔Ceq.〕 炭素当量が0.265％未満であると鋼材のHAZ組
織が粗大化することとなつて、第３図からも明ら
かなように〔Tδc＝0.25〕が−30℃以下を確保で
きなくなり、一方、炭素当量が0.350％を越える
とHAZに上部ベイナイト組織が生成され、島状
マルテンサイト組織の生成を助長するので、−30
℃での溶接熱影響部における限界COD値が0.25mm
以上とならないことから、炭素当量は0.265〜
0.350％と定めた。 Ca（％）／Ｓ（％）の値 Ca（％）／Ｓ（％）の値が1.0未満ではCa添加に
よるＳ系介在物の改善効果を確保できず、一方、
前記値が5.0を越えるとCaO介在物量が増加して
溶接ボンド部の靱性を劣化することから、Ｓ含有
量に対するCa含有量の比率を1.0〜5.0と定めた。 Ｂ 加熱温度 圧延に供する鋼の加熱温度が870℃未満では、
鋼材を十分にオーステナイト化できない恐れがあ
る上、炭化物や窒化物を十分オーステナイト中に
固溶させ得ないことがあり、一方、1280℃を越え
て加熱するとオーステナイト粒径が大きくなつて
圧延後の組織を粗くし、母材の靱性を損なうよう
になることから、加熱温度を870〜1280℃と定め
た。 Ｃ 圧延仕上げ温度 圧延仕上げ温度が800℃を越えた場合には、圧
延加工による鋼板組成の微細化作用が不十分とな
り、安定した高靱性が得られない上、強度バラツ
キが大きくなる傾向となる。一方、690℃未満の
温度域で圧延を施すと、変態を終了したフエライ
トに加工を加えることとなり、特に低温加工のた
めに加工歪が残つたままとなつて母材の靱性が損
われることから、圧延仕上げ温度を800〜690℃と
定めた。 Ｄ 冷却条件 この発明の高張力鋼材の製造方法では、圧延終
了後から加速冷却を行つて母材強度を高める手段
を採用しているが、その冷却速度が５℃／sec未
満であると強度上昇効果が小さくて所望の高強度
を得ることができず、一方、50℃／secを越えた
場合には焼入れ組織となつて母材強度は上昇する
ものの靱性の点で十分なものが得られなくなるこ
とから、冷却速度を５〜50℃／secと定めた。ま
た、冷却速度を限定した範囲は、圧延仕上げ温度
から450℃までの温度域であるが、450℃を下回る
温度域では単なる放冷或いは加速冷却のどちらを
採用しても所望の強度を達成することができる。
但し、450℃を下回る温度域まで加速冷却すると
鋼材中の水素放出が不十分となることから、加速
冷却は450℃までに止めることが望ましい。 なお、鋼材のHAZにおける島状マルテンサイ
ト量が3.94容量％を越えると、−30℃でのHAZに
おける限界COD値が0.25mm未満となつて、脆性破
壊発生に対する所望の溶接欠陥許容度を達成する
ことができなくなるが、該許容度が変化すれば当
然この条件も緩和され、従つて炭素当量の上限値
も変わつてくることは言うまでもない。 次いで、この発明を実施例により比較例と対比
しながら説明する。 〔実施例〕 まず、常法によつて第１表に示す如き化学成分
組成の鋼を溶製した。 次に、これらの鋼を第２表に示される条件にて
加熱・圧延・冷却し、得られた鋼板の機械的性質
ンサイト量が体積率にて3.94％以下で、−30℃に
おける溶接熱影響部の限界COD値が0.25mm以上を
示すところの、溶接部の信頼性が極めて高い高張
力鋼材の製造方法に関するものである。 近年、苛酷な寒冷地における資源開発活動の活
発化や、LPG或いはLNG用低温貯蔵容器等の増
設傾向を反映し、母材自体の強度や靱性に優れる
ことはもちろん、脆性破壊に対する信頼性の十分
に高い溶接部を特殊な溶接手段によることなく安
定して形成し得る高張力鋼材が強く要望されるよ
うになつてきた。 このようなことから、最近では、前述した用途
に使用される高張力鋼材に、脆性破壊に対する溶
接継手の信頼度を実際面（現場的実情）に即応し
て評価できると注目され出したCOD試験（疲れ
切欠き付の試験片を使用した３点曲げ試験）が実
施される場合も多くなつている。 〔従来技術並びにその問題点〕 ところで、一般に高張力鋼材を製造する場合に
は、その十分な強度を確保すべく素材鋼に多量の
合金成分を添加するのが普通であり、従つて製造
される鋼材は必然的に、式 Ceq.＝Ca（％）＋Mn（％）／６＋Cu（％）＋Ni（％）
／15＋Cr（％）＋Mo（％）＋Ｖ（％）／５ で示される炭素当量（Ceq）の高いものとなつて
いた。 しかしながら、このような鋼材を溶接施工する
と、特にその溶接熱影響部（以下、HAZと称す
る）に島状マルテンサイト組織が多量に生成して
HAZ靱性が極度に劣化し、−30℃におけるHAZ
の限界COD値〔δc〕を脆性破壊防止に十分であ
るとされる0.25mm以上にすることが困難だつたの
である。 〔問題点を解決するための手段〕 そこで、本発明者等は、従来の高張力鋼材にみ
られる上記問題点を踏まえた上で、引張強さ：60
Kgｆ／mm2以上を有するとともに−30℃でのHAZ
における限界COD値〔δc〕が0.25mm以上を示すと
ころの、高い強度と脆性破壊に対する十分な抵抗
力とを兼備した高張力鋼材を安定且つ容易に製造
する方法を見出すべく、種々の観点から研究を行
つたところ、以下に示す知見を得るに至つた。即
ち、 (a) 高張力鋼材の製造に当つて、素材鋼の成分組
成を特にその炭素当量や微量含有元素に注意し
ながら特定範囲に調整すると、従来の高強度獲
得範囲からは多少外れはするものの、HAZに
生成する島状マルテンサイト量の極めて低い
（約４容量％以下）鋼材が得られ、該鋼材は
“限界COD値が0.25mmになる温度〔Tδc＝
0.25〕”が安定して−30℃以下を示すなど、脆
性破壊発生に対して非常に高い抵抗力を発揮す
ること。 さて、第１図は鋼材の炭素当量（Ceq.）と
HAZに生成する島状マルテンサイト組織量との
関係を示す線図であり、第２図はHAZの島状マ
ルテンサイト量と“限界COD値が0.25mmになる温
度〔Tδc＝0.25〕”との関係を示す線図であるが、
この第１図及び第２図からも、鋼材の炭素当量を
特定値以下（0.350％以下）に抑えることでHAZ
に生成する島状マルテンサイト組織量を安定して
約４％以下に止めることができ、それ故に前記
〔Tδc＝0.25〕を−30℃以下にし得ることが明ら
かである。また、第３図は、鋼材の炭素当量を
種々に変化させた場合における前記〔Tδc＝
0.25〕の動向を示す線図であるが、第３図から
も、〔Tδc＝0.25〕の値を−30℃以下とするため
には炭素当量を特定の範囲（0.265〜0.350％）に
調整する必要のあることが明らかである。 (b) しかし、上記成分組成の素材鋼を通常の圧延
条件で処理しても普通鋼クラスの強度しか得ら
れないが、これをγ領域に加熱してから熱間圧
延を施すとともにAr3点以上の800〜690℃で該
圧延を終了し、次いでこの温度から450℃以下
までの温度域を５〜50℃／secと言う特定の冷
却速度で冷却すると、上記成分組成鋼を素材に
したとしても引張強さ：60Kgｆ／mm2以上の十分
に高い強度を有する高張力鋼材が得られるこ
と、 なる知見を得るに至つた。 この発明は、上記知見に基づいてなされたもの
であり、 Ｃ：0.04〜0.10％、（以下、成分割合を示す％
は重量％とする）、 Si：0.001〜0.400％、 Mn：1.00〜1.75％、 Ti：0.003〜0.015％、 sol.Al：0.01〜0.08％、 Ca：0.0005〜0.0060％、 Mo：0.08％以下、Ｐ：0.015％以下、 Ｓ：0.007％以下、Ｂ：0.0003％以下、 Ｎ：0.0050％以下、Ｏ：0.0040％以下、 なる成分を加えて、必要に応じて更に、 Cr：0.15％以下、Ni：0.15％以下、 Cu：．0.35％以下、Ｖ：0.07％以下、 Nb：0.010〜0.060％ のうちの１種以上をも含み、 残部：実質的にFe から成るとともに、 炭素当量〔Ceq.〕：0.265〜0.350％、 Ca（％）／Ｓ（％）：1.0〜5.0 を満足する鋼を870〜1280℃の温度に加熱してか
らこれに圧延加工を施し、800〜690℃の温度にて
圧延を終了した後、少なくとも該圧延終了温度か
ら450℃までの温度域を５〜50℃／secの冷却速度
で冷却することにより、溶接したときの溶接熱影
響部における島状マルテンサイト量が3.94容量％
以下で、−30℃での溶接熱影響部における限界
COD値が0.25mm以上の高張力鋼材を安定して製造
する点、 に特徴を有するものである。 次に、この発明の高張力鋼材の製造方法におい
て、圧延に供される鋼の化学成分組成、加熱温
度、圧延終了温度、及び冷却条件を上記のように
限定した理由を説明する。 Ａ 鋼の化学成分組成 Ｃ Ｃは、鋼材の強度を確保するとともに、HAZ
組織が粗大化するのを防止する作用を有する元素
であるが、その含有量が0.04％未満では前記作用
に所望の効果が得られず、一方0.10％を越えて含
有させると島状マルテンサイト組織が増加して
HAZにおけるCOD値を劣化するようになること
から、Ｃ含有量は0.04〜0.10％と定めた。 Si Siは、溶接構造物としての母材特性を改善する
作用を有しているほか、鋼の脱酸剤としても有効
な元素であるが、その含有量が0.001％未満では
前記作用に所望の効果を得ることができず、一方
0.400％を越えて含有させるとHAZ靱性を損うよ
うになることから、Si含有量は0.001〜0.400％と
定めた。なお、HAZ靱性のみを追求すれば、Si
含有量を0.100％以下にするのがHAZ組織細粒化
の観点から好ましいが、経済面とのバランスを考
慮すると0.400％までのSi添加は許容し得るもの
である。 Mn Mnも鋼材の強度確保に必要な元素であり、所
望の強度を確保するためにはその含有量を1.00％
以上に調整しなければならないが、1.75％を越え
て含有させるとHAZ靱性に悪影響を与えるよう
になることから、Mn含有量は1.00〜1.75％と定
めた。 Ti Tiは、鋼材のHAZ靱性改善に極めて有効な元
素である。即ち、Tiは鋼中でTiN化合物を形成
するが、これがHAZにおけるオーステナイト粒
の粗大化を防止するとともに、HAZの溶接熱サ
イクルの冷却過程においてフエライトの析出核と
して作用し、靱性改善に好結果を与える。しかし
ながら、その含有量が0.003％未満では前記作用
に所望の効果が得られず、一方、0.015％を越え
て含有させるとかえつて靱性が劣化するようにな
ることから、Ti含有量は0.003〜0.015％と定め
た。 sol.Al sol.Alは、オーステナイト粒の粗大化を防止し
て母材の強靱性を確保する作用を有しているが、
その含有量が0.01％未満では前記作用に所望の効
果を得ることができず、一方、0.08％を越えて含
有させるとAl2O3系介在物形成による靱性劣化や
延性劣化を来たすようになることから、sol.Al含
有量は0.01〜0.08％と定めた。 Ca Caは、Ｓ系介在物の改善作用に加えて、CaO
を形成して鋼材のHAZ組織微細化作用をも有す
る元素であるが、その含有量が0.0005％未満では
前記作用に所望の効果が得られず、一方、0.0060
％を越えて含有させるとCaO介在物量が多くなり
過ぎて鋼の清浄度を悪化するようになることか
ら、その含有量を0.0005〜0.0060％と定めた。 Mo Moは、HAZの島状マルテンサイト組織の生成
を助長する元素であるのでCOD特性の面からは
極力少ない方が好ましいが、0.08％の含有量まで
は許容できることから、Mo含有量を0.08％以下
と定めた。 Ｐ Ｐは、鋼中へ不可避的に随伴される不純物元素
であり、靱性面からは少ないほど好ましい結果が
得られるが、経済性を考慮してＰ含有量の許容上
限を0.015％と定めた。 Ｓ ＳもＰと同様に避けることのできない鋼中不純
物であり、その含有量が少ないほど良好な靱性が
もたらされるが、この発明では0.007％の含有量
まで許容できることから、Ｓ含有量を0.007％以
下と定めた。 Ｂ 鋼中にＢが含まれると靱性劣化を逸れ得ないこ
とからＢ含有量は低いほど好ましいが、実際上
0.0003％の含有量までは許容できるので、Ｂ含有
量は0.0003％以下と定めた。 Ｎ Ｎは、鋼中へ不可避的に随伴される一種の不純
物元素であるが、Tiと結合してTiN化合物を形
成し、鋼中のHAZ靱性を改善する作用をも有し
ている。しかしながら、遊離Ｎが増加すると鋼材
の靱性劣化を招くので、前記Tiの添加量を考慮
してＮ含有量は0.0050％以下と定めた。 Ｏ Ｏも鋼の不可避的不純物であり、その含有量は
少ないほど好ましいが、特に0.0040％を越えて含
まれると鋼中酸化物の量が増大して鋼の清浄性に
悪影響がでてくることから、Ｏ含有量を0.0040％
以下と定めた。 Cr，Ni，Cu，Ｖ、及びNb これらの元素は、鋼の靱性や強度を向上する作
用を有しているので必要に応じて１種以上含有せ
しめられる成分である。中でも、Cr，Ni及びCu
は微量添加で母材の低温靱性改善作用を発揮する
とともに、HAZ靱性改善にも有効であるが、Cr
が0.15％を、Niが0.15％を、そしてCuが0.35％を
越えて含有されてもより以上の効果が得られない
ばかりか、かえつて靱性劣化を招きかねないこと
から、Cr含有量は0.15％以下、Ni含有量は0.15％
以下、Cu含有量は0.35％以下とそれぞれ定めた。
また、Ｖには微量添加で母材の強度を向上する作
用があり、Nbも0.010％以上の添加で同様の作用
を発揮するが、Ｖが0.07％を、そしてNbが0.060
％を越えて含有されるとHAZ靱性の劣化を招く
ことから、Ｖ含有量は0.07％以下と、Nb含有量
は0.010〜0.060％とそれぞれ定めた。 炭素当量〔Ceq.〕 炭素当量が0.265％未満であると鋼材のHAZ組
織が粗大化することとなつて、第３図からも明ら
かなように〔Tδc＝0.25〕が−30℃以下を確保で
きなくなり、一方、炭素当量が0.350％を越える
とHAZに上部ベイナイト組織が生成され、島状
マルテンサイト組織の生成を助長するので、−30
℃での溶接熱影響部における限界COD値が0.25mm
以上とならないことから、炭素当量は0.265〜
0.350％と定めた。 Ca（％）／Ｓ（％）の値 Ca（％）／Ｓ（％）の値が1.0未満ではCa添加に
よるＳ系介在物の改善効果を確保できず、一方、
前記値が5.0を越えるとCaO介在物量が増加して
溶接ボンド部の靱性を劣化することから、Ｓ含有
量に対するCa含有量の比率を1.0〜5.0と定めた。 Ｂ 加熱温度 圧延に供する鋼の加熱温度が870℃未満では、
鋼材を十分にオーステナイト化できない恐れがあ
る上、炭化物や窒化物を十分オーステナイト中に
固溶させ得ないことがあり、一方、1280℃を越え
て加熱するとオーステナイト粒径が大きくなつて
圧延後の組織を粗くし、母材の靱性を損なうよう
になることから、加熱温度を870〜1280℃と定め
た。 Ｃ 圧延仕上げ温度 圧延仕上げ温度が800℃を越えた場合には、圧
延加工による鋼板組成の微細化作用が不十分とな
り、安定した高靱性が得られない上、強度バラツ
キが大きくなる傾向となる。一方、690℃未満の
温度域で圧延を施すと、変態を終了したフエライ
トに加工を加えることとなり、特に低温加工のた
めに加工歪が残つたままとなつて母材の靱性が損
われることから、圧延仕上げ温度を800〜690℃と
定めた。 Ｄ 冷却条件 この発明の高張力鋼材の製造方法では、圧延終
了後から加速冷却を行つて母材強度を高める手段
を採用しているが、その冷却速度が５℃／sec未
満であると強度上昇効果が小さくて所望の高強度
を得ることができず、一方、50℃／secを越えた
場合には焼入れ組織となつて母材強度は上昇する
ものの靱性の点で十分なものが得られなくなるこ
とから、冷却速度を５〜50℃／secと定めた。ま
た、冷却速度を限定した範囲は、圧延仕上げ温度
から450℃までの温度域であるが、450℃を下回る
温度域では単なる放冷或いは加速冷却のどちらを
採用しても所望の強度を達成することができる。
但し、450℃を下回る温度域まで加速冷却すると
鋼材中の水素放出が不十分となることから、加速
冷却は450℃までに止めることが望ましい。 なお、鋼材のHAZにおける島状マルテンサイ
ト量が3.94容量％を越えると、−30℃でのHAZに
おける限界COD値が0.25mm未満となつて、脆性破
壊発生に対する所望の溶接欠陥許容度を達成する
ことができなくなるが、該許容度が変化すれば当
然この条件も緩和され、従つて炭素当量の上限値
も変わつてくることは言うまでもない。 次いで、この発明を実施例により比較例と対比
しながら説明する。 〔実施例〕 まず、常法によつて第１表に示す如き化学成分
組成の鋼を溶製した。 次に、これらの鋼を第２表に示される条件にて
加熱・圧延・冷却し、得られた鋼板の機械的性質
【表】
【表】
【表】
以上に説明した如く、本発明によれば、脆性破
壊発生に対する溶接欠陥の許容度が極めて大きな
高張力鋼材を、低コストで生産性良く製造するこ
とができ、各種溶接構造物の適用範囲を更に拡大
することができるなど、産業上有用な効果がもた
らされるのである。
壊発生に対する溶接欠陥の許容度が極めて大きな
高張力鋼材を、低コストで生産性良く製造するこ
とができ、各種溶接構造物の適用範囲を更に拡大
することができるなど、産業上有用な効果がもた
らされるのである。
第１図は、鋼材の炭素当量（Ceq.）とHAZに
生成する島状マルテンサイト組織量との関係を示
す線図、第２図は、HAZの島状マルテンサイト
量とTδc＝0.25との関係を示す線図、第３図は、
鋼材の炭素当量（Ceq.）を種々に変化させた場合
におけるTδc＝0.25の動向を示す線図である。
生成する島状マルテンサイト組織量との関係を示
す線図、第２図は、HAZの島状マルテンサイト
量とTδc＝0.25との関係を示す線図、第３図は、
鋼材の炭素当量（Ceq.）を種々に変化させた場合
におけるTδc＝0.25の動向を示す線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量割合で、 Ｃ：0.04〜0.10％、 Si：0.001〜0.400％、 Mn：1.00〜1.75％、 Ti：0.003〜0.015％、 sol.Al：0.01〜0.08％、 Ca：0.0005〜0.0060％、 Mo：0.08％以下、 Ｐ：0.015％以下、 Ｓ：0.007％以下、 Ｂ：0.0003％以下、 Ｎ：0.0050％以下、 Ｏ：0.0040％以下、 残部：実質的にFe から成るとともに、 炭素当量〔Ceq.〕：0.265〜0.350％、 Ca（％）／Ｓ（％）：1.0〜5.0 を満足する鋼を870〜1280℃の温度に加熱してか
らこれに圧延加工を施し、800〜690℃の温度にて
圧延を終了した後、少なくとも該圧延終了温度か
ら450℃までの温度域を５〜50℃／secの冷却速度
で冷却することにより、溶接したときの溶接熱影
響部における島状マルテンサイト量が体積率にて
3.94％以下で、−30℃での溶接熱影響部における
限界COD値が0.25mm以下の鋼材とすることを特徴
とする、溶接部COD特性の優れた高張力鋼材の
製造方法。 ２ 重量割合で、 Ｃ：0.04〜0.10％、 Si：0.001〜0.400％、 Mn：1.00〜1.75％、 Ti：0.003〜0.015％、 sol.Al：0.01〜0.08％、 Ca：0.0005〜0.0060％、 Mo：0.08％以下、 Ｐ：0.015％以下、 Ｓ：0.007％以下、 Ｂ：0.0003％以下、 Ｎ：0.0040％以下、 Ｏ：0.0040％以下、 なる成分を加えて、更に Cr：0.15％以下、Ni：0.15％以下、 Cu：0.35％以下、Ｖ：0.07％以下、 Nb：0.010〜0.060％ のうちの１種以上をも含み、 残部：実質的にFe から成るとともに、 炭素当量〔Ceq.〕：0.265〜0.350％、 Ca（％）／Ｓ（％）：1.0〜5.0 を満足する鋼を870〜1280℃の温度に加熱してか
らこれに圧延加工を施し、800〜690℃の温度にて
圧延を終了した後、少なくとも該圧延終了温度か
ら450℃までの温度域を５〜50℃／secの冷却速度
で冷却することにより、溶接したときの溶接熱影
響部における島状マルテンサイト量が体積率にて
3.94％以下で、−30℃での溶接熱影響部における
限界COD値が0.25mm以上の鋼材とすることを特徴
とする、溶接部COD特性の優れた高張力鋼材の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11068685A JPS61270333A (ja) | 1985-05-23 | 1985-05-23 | 溶接部ｃｏｄ特性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11068685A JPS61270333A (ja) | 1985-05-23 | 1985-05-23 | 溶接部ｃｏｄ特性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61270333A JPS61270333A (ja) | 1986-11-29 |
| JPH0535204B2 true JPH0535204B2 (ja) | 1993-05-26 |
Family
ID=14541875
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11068685A Granted JPS61270333A (ja) | 1985-05-23 | 1985-05-23 | 溶接部ｃｏｄ特性の優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61270333A (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6421036A (en) * | 1987-07-14 | 1989-01-24 | Kawasaki Steel Co | High strength thick steel having superior cod characteristic in weld zone |
| JP3156525B2 (ja) * | 1994-09-09 | 2001-04-16 | 日本鋼管株式会社 | 十字溶接継手特性に優れた溶接構造用鋼板の製造方法 |
| JP4116810B2 (ja) * | 2002-04-09 | 2008-07-09 | 新日本製鐵株式会社 | 高エネルギー密度溶接用耐サワー鋼材及び鋼構造物 |
| CN100402688C (zh) * | 2002-09-04 | 2008-07-16 | 杰富意钢铁株式会社 | 高入热量焊接用钢材及其制造方法 |
| JP4946092B2 (ja) * | 2006-02-28 | 2012-06-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力鋼およびその製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5935619A (ja) * | 1982-08-18 | 1984-02-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部靭性のすぐれた高張力鋼材の製造方法 |
-
1985
- 1985-05-23 JP JP11068685A patent/JPS61270333A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5935619A (ja) * | 1982-08-18 | 1984-02-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部靭性のすぐれた高張力鋼材の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61270333A (ja) | 1986-11-29 |
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