JPH0570681B2 - - Google Patents
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- JPH0570681B2 JPH0570681B2 JP28272885A JP28272885A JPH0570681B2 JP H0570681 B2 JPH0570681 B2 JP H0570681B2 JP 28272885 A JP28272885 A JP 28272885A JP 28272885 A JP28272885 A JP 28272885A JP H0570681 B2 JPH0570681 B2 JP H0570681B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は溶接性に優れた高張力鋼の製造方法に
係り、特に溶接構造物として使用する場合の溶接
部ボンド靭性に優れた主として80Kg／cm2級高張力
鋼の製造方法に関する。 （従来の技術） 一般に高張力鋼はその強度の高いことから鋼構
造物等の建造に際し板厚の減少等がはかれるた
め、構造物の重量軽減等を目的として近年ますま
す多用される傾向にあり、特に80Kg／cm2級の高張
力鋼が海上、陸上などの大型溶接構造物に使用さ
れる頻度が増大している。 たとえば近年、水深100ｍ以上の石油試掘用の
構造物の建造が進められているが、このような建
造物は海象、気象等の環境条件が厳しく、波高30
ｍにも及ぶ波浪にもさらされるような使用環境に
耐える必要があるため、かかる要求に応えられる
ような鋼材の開発が望まれている。このような鋼
材としては、強度80Kg／mm2級の特に溶接鋼管を使
用することが構造物の設計上有利と考えられる
が、このような鋼管は現在は1985年４月号溶接学
会誌の22〜34頁の報文にみられるように合金元素
の多い従来の80Kg／mm2級高張力鋼板を熱間曲げに
より半円状に成形して後、それらの鋼板２枚を合
せて管状にした合せ部を溶接して造管し、その後
焼入、焼戻しを行つて80Kg／mm2級高張力溶接鋼管
としている。 しかしながら、従来の80Kg／mm2高張力鋼は、Ｃ
量が高いことと、合金元素が多いことより溶接時
の溶接ボンド靭性は十分と言えない。 一方、これらの合金成分を低めに抑えて強度を
60Kg／mm2程度とした鋼を素材として、これを冷間
加工と時効熱処理の工程により強度を80Kg／mm2程
度に上昇せしめる手段も、HARTZELL氏の論文
「スチールス フオー スペシヤルィ アプリケ
ーシヨンス インオフシヨアー ストラクチヤー
ズ（STEELS FOR SPECIAL
APPLICATIONS IN OFFSHORE
STRUCTURES）」により知られているが、この
ようにして得られる部材も溶接性の点では溶接ボ
ンド部靭性は十分と言えず、やはり前記の如き要
望には応え難い。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は特に冷間加工により成形される溶接構
造用部材として用いられ、溶接時の溶接ボンド部
靭性に優れた新規な高張力鋼の製造方法を提供す
ることを目的とするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明者らは、高張力鋼の製造手段を検討した
結果、低Ｃにして且つ、焼入性の指標となる成分
による焼入臨界直径DIを35〜65として成分系で、
冷間曲げ加工を行つた時に生じる加工硬化と、そ
の後の時効熱処理によつて生じる時効硬化とを利
用して80Kg／mm2以上の強度確保を行うことを可能
とし、これによつて溶接ボンド部靭性を従来80
Kg／mm2高張力溶接鋼管に比べ格段に改善したもの
である。 即ち本発明の要旨とする所は、重量（％）で
C0.04〜0.07％、Si0.05〜0.40％、Mn0.8〜1.5％、
Ni0.5〜1.8％、Cu0.8〜1.7％、Mo≦0.20％、
Al0.005〜0.05％が基本成分で、これらの成分に
よるDI(cal)が35〜65（mm）を満し、Nb0.005〜0.015
％、Ti0.005〜0.020％、N0.0010〜0.0050％を含
有し、残部Feからなる鋼を、加熱温度1250℃以
下、仕上げ温度800℃以上の条件で熱間圧延した
後、水冷または空冷し、加熱温度Ac3〜1000℃に
再加熱水冷したのち、10〜40％の冷間加工を実施
してから加熱温度500〜600℃で時効熱処理を施す
ことを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼の製造
方法にある。 但し DI(cal)＝0.367×√（１＋0.7Si）（１＋3.33Mn）（
１＋0.35Cu）（１＋0.36Ni） ×（１＋2.16Cr）（１＋3.0Mo）（１＋1.75V）（１＋
1.77Al）×25 で表わされるものである。 以下に本発明を詳細に説明する。 （作用） まず本発明において、冷間加工とは冷間におい
て目的とする溶接構造部材の所望の形状に成形す
る加工を指し、たとえば鋼板を扇形、半円状、円
状に曲げ加工するもの、或いは鋼板をＶ形やＵ形
に局部曲げ加工したもの、さらには鋼板を凸や凹
状などにパンチ加工したものなど、鋼構造部材の
形状に応じて適宜選択するものである。 次に本発明においては、冷間加工前の強度を低
くして、加工性を良くし、冷間加工による加工硬
化と、時効熱処理による時効効果を十分発揮する
ことができるように、鋼材成分組成として重量
（％）でC0.04〜0.07％、Si0.05〜0.40％、Mn0.8〜
1.5％、Ni0.5〜1.8％、Cu0.8〜1.7％、Mo≦0.20
％、Al0.005〜0.05％が基本成分で、これらの成
分による焼入臨界直径DI(cal)が35〜65（mm）を満
し、Nb0.005〜0.015％、Ti0.005〜0.020％、
N0.0010〜0.0040％を含有し残部Feからなる鋼を
対象とするものである。 但し DI(cal)＝0.367×√（１＋0.7Si）（１＋3.33M
n）（１＋0.35Cu） ×（１＋0.36Ni）（１＋2.16Cr）（１＋3.0Mo
）×（１＋1.75V）（１＋1.77Al）×25 本発明においてこのように化学成分を限定した
のは次の理由による。 まずＣは強度を得るのに必要であるが、0.07％
超では従来の80Kg級高張力鋼と同程度の溶接ボン
ド部靭性が得られず、十分な改善のためには0.07
％以下とする。また0.04％未満であると焼入性が
極端に低下するため、下限を0.04％とする。 次にSiは製鋼時の脱酸元素として必要であり、
0.05％未満であると効果がなく、0.40％を超える
と靭性が低下するので0.05〜0.4％とする。 またMnは焼入性確保に有効な元素で、Cuの時
効硬化時間を短時間側に移行する特性も有してい
るため、時効硬化を利用した鋼に有効であり、
0.8％以上の添加が効果的である。しかし1.5％超
の添加は延性及び靭性の圧延異方性が大きくな
り、圧延直角方向及び板厚方向の靭性及び延性が
劣化するので0.8〜1.5％とする。 さらに、Niは母材および溶接ボンド部靭性を
向上させるのに有効であるが、0.5％未満ではそ
の効果は小さく、一方、1.8％超含有しても、効
果が飽和することからその上限を1.8％とする。 次に、Cuは時効硬化の顕著な元素で時効硬化
を利用する鋼に有効であり、0.8〜1.7％添加が最
も効果的である。0.8％未満では時効硬化が小さ
く、1.7％超でも小さくなることからその量を0.8
〜1.7％とする。 また、Moは焼もどし軟化抵抗を高め強度の増
大に有効であるが、0.20％超の添加はCuの時効硬
化を低下させる。従つてその量を0.20％以下とす
る。 さらに、Alは脱酸に有効であるのみでなく、
Ｎを固定してAlNとなつて結晶粒細粒化の役目
も果たす有能な合金元素であるため下限を0.005
％とし、一方0.05％を超えると脱酸時に生成する
Al2Oが冷間曲げ加工時の表層割れの原因となる
ため上限を0.05％とする。 以上が本発明の対象とする鋼の基本成分である
が、さらに本発明においてこれらの成分による焼
入臨界直径DI(cal)が35〜65（mm）を満すことを骨子
の一つとしている。DI(cal)とは丸棒をできるだけ
はやく水冷した時に、中心まで焼きの入る（中心
部50％マルテンサイト）最大直径の成分回帰計算
式を表わすもので、（mm）単位で示される。この
場合DI(cal)が35未満では冷間加工および時効熱処
理前の強度が低くすぎて、80Kg／mm2級の高張力鋼
の製造が困難となる。また65超では冷間加工前の
強度が高すぎて、10％以上の冷間曲げ加工が困難
となるためDI(cal)を35〜65（mm）に限定した。この
場合、 DI(cal)＝0.367×√（１＋0.7Si）（１＋3.33M
n）（１＋0.35Cu） ×（１＋0.36Ni）（１＋2.16Cr）（１＋3.0Mo）（１＋1
.75V）×（１＋1.77Al）×25 であつてこの式はGrossman氏が1979年９月25
日、日刊工業新聞社初版発行の「焼入性」の34頁
５行で提唱した式より導かれたものであり、Ｃ％
と結晶粒度（この場合Nr＝８とした）から決ま
るDI値に、各種添加元素の影響力を各元素の倍
数に元素量をかけて求めたものである。 次に本発明の対象とする鋼は、上記成分に加え
て、さらにNb、Ti、Ｎを含有するものである
が、これらの元素を上記関係から除外したのは、
DI(cal)に影響を及ばさない元素だからである。 以下にこれらの３元素の成分限定理由を述べる
と、先ず、NbはCuと同様時効硬化の顕著な元素
であり、0.005％以上の添加で効果がみられるが、
0.015％を超えると溶接性（溶接部のボンド靭性）
を低下させるので、その量を0.005％〜0.015％と
する。 次に、TiはＮを固定する有効な元素であり、
TiNが溶接ボンド部において微細フイライト発
生の核となり、溶接ボンド部靭性を改善するた
め、その効果が発揮される0.005％以上の添加と
し、0.020％を超えると逆に劣化するため、その
量を0.005〜0.020％とする。 さらに、Ｎは多いと焼もどし脆性を引き起こ
し、延性・靭性を低下させることから極力低減す
べきであるが、TiNとして溶接ボンド部靭性を
改善する効果を考え、その量を0.0010〜0.00040
％とする。 次に、本発明における製造条件についてのべる
と、まず前記成分の鋼を、加熱温度1250℃以下、
仕上げ温度800℃以上の条件で熱間圧延後、水冷
または空冷し、さらに加熱温度Ac3〜1000℃に再
加熱後水冷したのち10〜40％の冷間加工を実施し
てから加熱温度500〜600℃で時効熱処理を施すも
のである。 まず、熱間圧延時の加熱温度を1250℃以下とす
るのは、1250℃を超えると、γ粒の異状な粗大化
をきたし、後の再加熱によつて細粒化することが
難しくなり、母材靭性を低下させるためである。
なお下限は特に定めないが1150℃以上が望まし
い。 又、熱間圧延の仕上げ温度800℃以上としたの
は、Cu、Nb、などの析出元素の溶体化を目的と
したためであつて800℃未満では溶体化が不十分
となる。なお上限は特に定めないが1050℃以下が
望ましい。 次に熱間圧延後、水冷または空冷するのは、こ
れによつて析出元素を十分に溶体化させるためで
ある。 さらにAc3〜1000℃に再加熱後水冷するのは、
圧延後のγ粒を細粒化し母材靭性向上を計るため
であつて、再加熱温度がAc3未満では圧延後のγ
粒がそのまま残存し、1000℃を超えるとγ粒が粗
大化するため母材靭性は改善されない。又、水冷
しないと粒の大きいフエライトとアツパーベイナ
イとの混合組織となるため、母材靭性が低くな
る。 これによつて冷間加工前の強度を60〜70Kg／mm2
程度に低く押えることが出来、次いで10〜40％の
冷間加工を実施する事によつてその強度を75〜80
Kg／mm2とするものである。ここで冷間加工とは先
に述べた如く鋼板を冷間において目的とする溶接
構造部材の所望の形状にするものであり、引続き
行なわれる時効熱処理と共に、本発明方法の構成
要件の内、最大の特徴となるものである。即ち前
記成分の鋼はこの冷間加工により強度を５Kg／mm2
以上上昇させて80Kg／mm2以上とすることが可能と
なる。そのためには10％以上の冷間曲げ加工が必
要であるが、40％超になるとＣ方向靭性が低下す
るのでその量を10〜40％とする。 次に加熱温度500〜600℃で時効熱処理を施すこ
とにより、その強度は80〜88Kg／mm2となり、80
Kg／mm2級高張力鋼の製造が可能となる。 ここで、加熱温度500〜600℃での時効熱処理に
よる強度の上昇はCu、Nbによる析出硬化による
もので、500℃未満の加熱は析出硬化に長時間を
要し、実用的でなく、600℃超の加熱はCu、Nb
の析出元素が成長し、析出硬化量が減少する。そ
のため、時効熱処理温度を500〜600℃とする。な
お時効熱処理時間は特に定めないが500〜600℃の
温度で、１〜17時間の保持が最も時効硬化を発揮
するので、１〜17時間の保持が望ましい。 なお、本発明の製造方法によつて得られる高張
力鋼は、造管溶接によつて得られる溶接鋼管、溶
接により組立てられる構造物の部材、たとえばラ
ツク付の脚のコード材などに適用可能であり、溶
接手段としては通常のザブマージアーク溶接法の
他、手溶接法、MIG溶接法、電子ビーム溶接法
などの手段を用いることが出来る。 以下、本発明の効果を実施例によりさらに具体
的に示す。 （実施例） 第１表に示す化学成分の鋼１〜８を50ton転炉
で溶製し、分塊圧延して厚さ200mm×幅1500mm×
長さ3000mmのスラブを作り、これらの各スラブを
条件を変えて熱間圧延を行い82tmmとしたものを
冷間曲げにより半円状の加工を曲率を変えて行
い、さらに時効熱処理条件を変えた材料を供試材
として製造した。その製造条件を第２表に示す。 以上の条件で製造した半円状の82tmm材を全厚
引張試験により引張特性を調査し、またJIS4号フ
ルサイズシヤルピー試験片により1/4ｔの母材Ｃ
方向靭性を調査した。 次に上記半円状の材料２枚を板厚177.8mmの80
Kg／mm2鋼のラツク材を挾持するようにすみ肉潜弧
溶接により取り付けて海洋構造物の脚部材を製作
した。該部材の形状、寸法は第１図Ａ，Ｂに示す
通りであつて、同図Ａは斜視図、Ｂは平面図であ
り、図中ａは冷間加工を受けた半円状材料、ｂは
ラツク材、ｃは該ラツク材に形成されたラツク、
ｄはすみ肉溶接金属であり、寸法はmmで表わされ
ている。 溶接条件としては半円状材料に10°のレ型開先
をとりフラツクスは焼成型フラツクスでワイヤは
Si−Mn系70Kgワイヤの組合せで入熱を45kJ／cm
としたサブマージアーク溶接を行つた。そして溶
接ボンド部の靭性はJIS4号フルサイズシヤルピー
試験片により1/4ｔ部を調査した。その結果を第
３表に示す。 同表から明らかな如く、本発明法によれば、母
材の強度が80Kg以上を確保し、溶接ボンド靭性も
比較例に比べて格段に改善され、しかも母材靭性
も十分である。 比較例は母材強度あるいは溶接ボンド部靭性が
低くなつている。
係り、特に溶接構造物として使用する場合の溶接
部ボンド靭性に優れた主として80Kg／cm2級高張力
鋼の製造方法に関する。 （従来の技術） 一般に高張力鋼はその強度の高いことから鋼構
造物等の建造に際し板厚の減少等がはかれるた
め、構造物の重量軽減等を目的として近年ますま
す多用される傾向にあり、特に80Kg／cm2級の高張
力鋼が海上、陸上などの大型溶接構造物に使用さ
れる頻度が増大している。 たとえば近年、水深100ｍ以上の石油試掘用の
構造物の建造が進められているが、このような建
造物は海象、気象等の環境条件が厳しく、波高30
ｍにも及ぶ波浪にもさらされるような使用環境に
耐える必要があるため、かかる要求に応えられる
ような鋼材の開発が望まれている。このような鋼
材としては、強度80Kg／mm2級の特に溶接鋼管を使
用することが構造物の設計上有利と考えられる
が、このような鋼管は現在は1985年４月号溶接学
会誌の22〜34頁の報文にみられるように合金元素
の多い従来の80Kg／mm2級高張力鋼板を熱間曲げに
より半円状に成形して後、それらの鋼板２枚を合
せて管状にした合せ部を溶接して造管し、その後
焼入、焼戻しを行つて80Kg／mm2級高張力溶接鋼管
としている。 しかしながら、従来の80Kg／mm2高張力鋼は、Ｃ
量が高いことと、合金元素が多いことより溶接時
の溶接ボンド靭性は十分と言えない。 一方、これらの合金成分を低めに抑えて強度を
60Kg／mm2程度とした鋼を素材として、これを冷間
加工と時効熱処理の工程により強度を80Kg／mm2程
度に上昇せしめる手段も、HARTZELL氏の論文
「スチールス フオー スペシヤルィ アプリケ
ーシヨンス インオフシヨアー ストラクチヤー
ズ（STEELS FOR SPECIAL
APPLICATIONS IN OFFSHORE
STRUCTURES）」により知られているが、この
ようにして得られる部材も溶接性の点では溶接ボ
ンド部靭性は十分と言えず、やはり前記の如き要
望には応え難い。 （発明が解決しようとする問題点） 本発明は特に冷間加工により成形される溶接構
造用部材として用いられ、溶接時の溶接ボンド部
靭性に優れた新規な高張力鋼の製造方法を提供す
ることを目的とするものである。 （問題点を解決するための手段） 本発明者らは、高張力鋼の製造手段を検討した
結果、低Ｃにして且つ、焼入性の指標となる成分
による焼入臨界直径DIを35〜65として成分系で、
冷間曲げ加工を行つた時に生じる加工硬化と、そ
の後の時効熱処理によつて生じる時効硬化とを利
用して80Kg／mm2以上の強度確保を行うことを可能
とし、これによつて溶接ボンド部靭性を従来80
Kg／mm2高張力溶接鋼管に比べ格段に改善したもの
である。 即ち本発明の要旨とする所は、重量（％）で
C0.04〜0.07％、Si0.05〜0.40％、Mn0.8〜1.5％、
Ni0.5〜1.8％、Cu0.8〜1.7％、Mo≦0.20％、
Al0.005〜0.05％が基本成分で、これらの成分に
よるDI(cal)が35〜65（mm）を満し、Nb0.005〜0.015
％、Ti0.005〜0.020％、N0.0010〜0.0050％を含
有し、残部Feからなる鋼を、加熱温度1250℃以
下、仕上げ温度800℃以上の条件で熱間圧延した
後、水冷または空冷し、加熱温度Ac3〜1000℃に
再加熱水冷したのち、10〜40％の冷間加工を実施
してから加熱温度500〜600℃で時効熱処理を施す
ことを特徴とする溶接性に優れた高張力鋼の製造
方法にある。 但し DI(cal)＝0.367×√（１＋0.7Si）（１＋3.33Mn）（
１＋0.35Cu）（１＋0.36Ni） ×（１＋2.16Cr）（１＋3.0Mo）（１＋1.75V）（１＋
1.77Al）×25 で表わされるものである。 以下に本発明を詳細に説明する。 （作用） まず本発明において、冷間加工とは冷間におい
て目的とする溶接構造部材の所望の形状に成形す
る加工を指し、たとえば鋼板を扇形、半円状、円
状に曲げ加工するもの、或いは鋼板をＶ形やＵ形
に局部曲げ加工したもの、さらには鋼板を凸や凹
状などにパンチ加工したものなど、鋼構造部材の
形状に応じて適宜選択するものである。 次に本発明においては、冷間加工前の強度を低
くして、加工性を良くし、冷間加工による加工硬
化と、時効熱処理による時効効果を十分発揮する
ことができるように、鋼材成分組成として重量
（％）でC0.04〜0.07％、Si0.05〜0.40％、Mn0.8〜
1.5％、Ni0.5〜1.8％、Cu0.8〜1.7％、Mo≦0.20
％、Al0.005〜0.05％が基本成分で、これらの成
分による焼入臨界直径DI(cal)が35〜65（mm）を満
し、Nb0.005〜0.015％、Ti0.005〜0.020％、
N0.0010〜0.0040％を含有し残部Feからなる鋼を
対象とするものである。 但し DI(cal)＝0.367×√（１＋0.7Si）（１＋3.33M
n）（１＋0.35Cu） ×（１＋0.36Ni）（１＋2.16Cr）（１＋3.0Mo
）×（１＋1.75V）（１＋1.77Al）×25 本発明においてこのように化学成分を限定した
のは次の理由による。 まずＣは強度を得るのに必要であるが、0.07％
超では従来の80Kg級高張力鋼と同程度の溶接ボン
ド部靭性が得られず、十分な改善のためには0.07
％以下とする。また0.04％未満であると焼入性が
極端に低下するため、下限を0.04％とする。 次にSiは製鋼時の脱酸元素として必要であり、
0.05％未満であると効果がなく、0.40％を超える
と靭性が低下するので0.05〜0.4％とする。 またMnは焼入性確保に有効な元素で、Cuの時
効硬化時間を短時間側に移行する特性も有してい
るため、時効硬化を利用した鋼に有効であり、
0.8％以上の添加が効果的である。しかし1.5％超
の添加は延性及び靭性の圧延異方性が大きくな
り、圧延直角方向及び板厚方向の靭性及び延性が
劣化するので0.8〜1.5％とする。 さらに、Niは母材および溶接ボンド部靭性を
向上させるのに有効であるが、0.5％未満ではそ
の効果は小さく、一方、1.8％超含有しても、効
果が飽和することからその上限を1.8％とする。 次に、Cuは時効硬化の顕著な元素で時効硬化
を利用する鋼に有効であり、0.8〜1.7％添加が最
も効果的である。0.8％未満では時効硬化が小さ
く、1.7％超でも小さくなることからその量を0.8
〜1.7％とする。 また、Moは焼もどし軟化抵抗を高め強度の増
大に有効であるが、0.20％超の添加はCuの時効硬
化を低下させる。従つてその量を0.20％以下とす
る。 さらに、Alは脱酸に有効であるのみでなく、
Ｎを固定してAlNとなつて結晶粒細粒化の役目
も果たす有能な合金元素であるため下限を0.005
％とし、一方0.05％を超えると脱酸時に生成する
Al2Oが冷間曲げ加工時の表層割れの原因となる
ため上限を0.05％とする。 以上が本発明の対象とする鋼の基本成分である
が、さらに本発明においてこれらの成分による焼
入臨界直径DI(cal)が35〜65（mm）を満すことを骨子
の一つとしている。DI(cal)とは丸棒をできるだけ
はやく水冷した時に、中心まで焼きの入る（中心
部50％マルテンサイト）最大直径の成分回帰計算
式を表わすもので、（mm）単位で示される。この
場合DI(cal)が35未満では冷間加工および時効熱処
理前の強度が低くすぎて、80Kg／mm2級の高張力鋼
の製造が困難となる。また65超では冷間加工前の
強度が高すぎて、10％以上の冷間曲げ加工が困難
となるためDI(cal)を35〜65（mm）に限定した。この
場合、 DI(cal)＝0.367×√（１＋0.7Si）（１＋3.33M
n）（１＋0.35Cu） ×（１＋0.36Ni）（１＋2.16Cr）（１＋3.0Mo）（１＋1
.75V）×（１＋1.77Al）×25 であつてこの式はGrossman氏が1979年９月25
日、日刊工業新聞社初版発行の「焼入性」の34頁
５行で提唱した式より導かれたものであり、Ｃ％
と結晶粒度（この場合Nr＝８とした）から決ま
るDI値に、各種添加元素の影響力を各元素の倍
数に元素量をかけて求めたものである。 次に本発明の対象とする鋼は、上記成分に加え
て、さらにNb、Ti、Ｎを含有するものである
が、これらの元素を上記関係から除外したのは、
DI(cal)に影響を及ばさない元素だからである。 以下にこれらの３元素の成分限定理由を述べる
と、先ず、NbはCuと同様時効硬化の顕著な元素
であり、0.005％以上の添加で効果がみられるが、
0.015％を超えると溶接性（溶接部のボンド靭性）
を低下させるので、その量を0.005％〜0.015％と
する。 次に、TiはＮを固定する有効な元素であり、
TiNが溶接ボンド部において微細フイライト発
生の核となり、溶接ボンド部靭性を改善するた
め、その効果が発揮される0.005％以上の添加と
し、0.020％を超えると逆に劣化するため、その
量を0.005〜0.020％とする。 さらに、Ｎは多いと焼もどし脆性を引き起こ
し、延性・靭性を低下させることから極力低減す
べきであるが、TiNとして溶接ボンド部靭性を
改善する効果を考え、その量を0.0010〜0.00040
％とする。 次に、本発明における製造条件についてのべる
と、まず前記成分の鋼を、加熱温度1250℃以下、
仕上げ温度800℃以上の条件で熱間圧延後、水冷
または空冷し、さらに加熱温度Ac3〜1000℃に再
加熱後水冷したのち10〜40％の冷間加工を実施し
てから加熱温度500〜600℃で時効熱処理を施すも
のである。 まず、熱間圧延時の加熱温度を1250℃以下とす
るのは、1250℃を超えると、γ粒の異状な粗大化
をきたし、後の再加熱によつて細粒化することが
難しくなり、母材靭性を低下させるためである。
なお下限は特に定めないが1150℃以上が望まし
い。 又、熱間圧延の仕上げ温度800℃以上としたの
は、Cu、Nb、などの析出元素の溶体化を目的と
したためであつて800℃未満では溶体化が不十分
となる。なお上限は特に定めないが1050℃以下が
望ましい。 次に熱間圧延後、水冷または空冷するのは、こ
れによつて析出元素を十分に溶体化させるためで
ある。 さらにAc3〜1000℃に再加熱後水冷するのは、
圧延後のγ粒を細粒化し母材靭性向上を計るため
であつて、再加熱温度がAc3未満では圧延後のγ
粒がそのまま残存し、1000℃を超えるとγ粒が粗
大化するため母材靭性は改善されない。又、水冷
しないと粒の大きいフエライトとアツパーベイナ
イとの混合組織となるため、母材靭性が低くな
る。 これによつて冷間加工前の強度を60〜70Kg／mm2
程度に低く押えることが出来、次いで10〜40％の
冷間加工を実施する事によつてその強度を75〜80
Kg／mm2とするものである。ここで冷間加工とは先
に述べた如く鋼板を冷間において目的とする溶接
構造部材の所望の形状にするものであり、引続き
行なわれる時効熱処理と共に、本発明方法の構成
要件の内、最大の特徴となるものである。即ち前
記成分の鋼はこの冷間加工により強度を５Kg／mm2
以上上昇させて80Kg／mm2以上とすることが可能と
なる。そのためには10％以上の冷間曲げ加工が必
要であるが、40％超になるとＣ方向靭性が低下す
るのでその量を10〜40％とする。 次に加熱温度500〜600℃で時効熱処理を施すこ
とにより、その強度は80〜88Kg／mm2となり、80
Kg／mm2級高張力鋼の製造が可能となる。 ここで、加熱温度500〜600℃での時効熱処理に
よる強度の上昇はCu、Nbによる析出硬化による
もので、500℃未満の加熱は析出硬化に長時間を
要し、実用的でなく、600℃超の加熱はCu、Nb
の析出元素が成長し、析出硬化量が減少する。そ
のため、時効熱処理温度を500〜600℃とする。な
お時効熱処理時間は特に定めないが500〜600℃の
温度で、１〜17時間の保持が最も時効硬化を発揮
するので、１〜17時間の保持が望ましい。 なお、本発明の製造方法によつて得られる高張
力鋼は、造管溶接によつて得られる溶接鋼管、溶
接により組立てられる構造物の部材、たとえばラ
ツク付の脚のコード材などに適用可能であり、溶
接手段としては通常のザブマージアーク溶接法の
他、手溶接法、MIG溶接法、電子ビーム溶接法
などの手段を用いることが出来る。 以下、本発明の効果を実施例によりさらに具体
的に示す。 （実施例） 第１表に示す化学成分の鋼１〜８を50ton転炉
で溶製し、分塊圧延して厚さ200mm×幅1500mm×
長さ3000mmのスラブを作り、これらの各スラブを
条件を変えて熱間圧延を行い82tmmとしたものを
冷間曲げにより半円状の加工を曲率を変えて行
い、さらに時効熱処理条件を変えた材料を供試材
として製造した。その製造条件を第２表に示す。 以上の条件で製造した半円状の82tmm材を全厚
引張試験により引張特性を調査し、またJIS4号フ
ルサイズシヤルピー試験片により1/4ｔの母材Ｃ
方向靭性を調査した。 次に上記半円状の材料２枚を板厚177.8mmの80
Kg／mm2鋼のラツク材を挾持するようにすみ肉潜弧
溶接により取り付けて海洋構造物の脚部材を製作
した。該部材の形状、寸法は第１図Ａ，Ｂに示す
通りであつて、同図Ａは斜視図、Ｂは平面図であ
り、図中ａは冷間加工を受けた半円状材料、ｂは
ラツク材、ｃは該ラツク材に形成されたラツク、
ｄはすみ肉溶接金属であり、寸法はmmで表わされ
ている。 溶接条件としては半円状材料に10°のレ型開先
をとりフラツクスは焼成型フラツクスでワイヤは
Si−Mn系70Kgワイヤの組合せで入熱を45kJ／cm
としたサブマージアーク溶接を行つた。そして溶
接ボンド部の靭性はJIS4号フルサイズシヤルピー
試験片により1/4ｔ部を調査した。その結果を第
３表に示す。 同表から明らかな如く、本発明法によれば、母
材の強度が80Kg以上を確保し、溶接ボンド靭性も
比較例に比べて格段に改善され、しかも母材靭性
も十分である。 比較例は母材強度あるいは溶接ボンド部靭性が
低くなつている。
【表】
【表】
【表】
【表】
（発明の効果）
上記の実施例からも明らかなごとく本発明によ
れば、ボンド部靭性を従来材に比べ格段に改善し
た高張力鋼を提供することが可能となるものであ
り、産業上その効果は極めて顕著である。
れば、ボンド部靭性を従来材に比べ格段に改善し
た高張力鋼を提供することが可能となるものであ
り、産業上その効果は極めて顕著である。
第１図は実施例において製作された構造物の形
状、寸法を示す図でＡは斜視図、Ｂは平面図であ
る。 ａ……半円状材料、ｂ……ラツク材、ｃ……ラ
ツク、ｄ……すみ肉溶接金属。
状、寸法を示す図でＡは斜視図、Ｂは平面図であ
る。 ａ……半円状材料、ｂ……ラツク材、ｃ……ラ
ツク、ｄ……すみ肉溶接金属。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量（％）でC0.04〜0.07％、Si0.05〜0.40
％、Mn0.8〜1.5％、Ni0.5〜1.8％、Cu0.8〜1.7
％、Mo≦0.20％、Al0.005〜0.05％が基本成分で、
これらの成分による焼入臨界直径DI(cal)が35〜65
（mm）を満し、Nb0.005〜0.015％、Ti0.005〜
0.020％、N0.0010〜0.0050％を含有し、残部Feか
らなる鋼を、加熱温度1250℃以下、仕上げ温度
800℃以上の条件で熱間圧延した後、水冷または
空冷し、加熱温度Ac3〜1000℃に再加熱水冷した
のち、10〜40％の冷間加工を実施してから加熱温
度500〜600℃で時効熱処理を施すことを特徴とす
る溶接性に優れた高張力鋼の製造方法。 但し DI(cal)＝0.367×√（１＋0.7Si）（１＋3.33Mn）（
１＋0.35Cu）（１＋0.36Ni） ×（１＋2.16Cr）（１＋3.0Mo）（１＋1.75V）（１＋
1.77Al）×25
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP28272885A JPS62142722A (ja) | 1985-12-18 | 1985-12-18 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP28272885A JPS62142722A (ja) | 1985-12-18 | 1985-12-18 | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62142722A JPS62142722A (ja) | 1987-06-26 |
| JPH0570681B2 true JPH0570681B2 (ja) | 1993-10-05 |
Family
ID=17656269
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP28272885A Granted JPS62142722A (ja) | 1985-12-18 | 1985-12-18 | 溶接性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62142722A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR960006453B1 (ko) * | 1993-10-22 | 1996-05-16 | 최종술 | Fe-Mn계 진동 감쇠 합금강과 그 제조 방법 |
| KR100325705B1 (ko) * | 1997-12-27 | 2002-06-26 | 이구택 | 고장력강의제조방법 |
| CN113774289A (zh) * | 2021-08-25 | 2021-12-10 | 哈尔滨工程大学 | 一种2700MPa级高塑韧性高耐蚀马氏体时效不锈钢及其制备方法 |
-
1985
- 1985-12-18 JP JP28272885A patent/JPS62142722A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62142722A (ja) | 1987-06-26 |
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