JPH06145791A - 電縫溶接部の特性に優れた低合金高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
電縫溶接部の特性に優れた低合金高張力鋼板の製造方法Info
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- JPH06145791A JPH06145791A JP29722692A JP29722692A JPH06145791A JP H06145791 A JPH06145791 A JP H06145791A JP 29722692 A JP29722692 A JP 29722692A JP 29722692 A JP29722692 A JP 29722692A JP H06145791 A JPH06145791 A JP H06145791A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 電縫溶接接合部の合金成分減少に由来する電
縫溶接部の特性低下が軽微な電縫溶接用低合金高張力鋼
板の製造方法。 【構成】 重量％でＣ：0.02〜0.2 ％、 Si ：0.6 ％以
下、Mn： 0.5〜2.0 ％、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.006 ％
以下、sol.Al：0.06％以下、Nb：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.
01％以下、所望により更に(A) Ｖ：0.01〜0.2 ％、Ti：
0.005 〜0.1 ％、およびZr：0.01〜0.1 ％の１種もしく
は２種以上、および／または(B) Cu：1.0％以下、Cr：
1.0 ％以下、Mo：0.5 ％以下、およびNi：3.0 ％以下の
１種もしくは２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避
的不純物より成る鋳片を、加熱温度Ｔ (℃) と温度Ｔで
の加熱時間Ｈ (hr) が、次式 C+2S+0.4P+0.01(Si+Mn)-(Nb+Ti+0.5Zr+0.2V) ≦Hx7.0x106exp[-32200/(273+T)]+0.07 を満たすように加熱した後、熱間圧延を行い、必要によ
り、その後10℃/s以上の速さの加速冷却により500 ℃ま
で強制冷却を行う。
縫溶接部の特性低下が軽微な電縫溶接用低合金高張力鋼
板の製造方法。 【構成】 重量％でＣ：0.02〜0.2 ％、 Si ：0.6 ％以
下、Mn： 0.5〜2.0 ％、Ｐ：0.01％以下、Ｓ：0.006 ％
以下、sol.Al：0.06％以下、Nb：0.01〜0.1 ％、Ｎ：0.
01％以下、所望により更に(A) Ｖ：0.01〜0.2 ％、Ti：
0.005 〜0.1 ％、およびZr：0.01〜0.1 ％の１種もしく
は２種以上、および／または(B) Cu：1.0％以下、Cr：
1.0 ％以下、Mo：0.5 ％以下、およびNi：3.0 ％以下の
１種もしくは２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避
的不純物より成る鋳片を、加熱温度Ｔ (℃) と温度Ｔで
の加熱時間Ｈ (hr) が、次式 C+2S+0.4P+0.01(Si+Mn)-(Nb+Ti+0.5Zr+0.2V) ≦Hx7.0x106exp[-32200/(273+T)]+0.07 を満たすように加熱した後、熱間圧延を行い、必要によ
り、その後10℃/s以上の速さの加速冷却により500 ℃ま
で強制冷却を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、電縫溶接部の特性に優
れた溶接用の低合金高張力鋼板の製造方法に関する。よ
り詳しくは、本発明は、従来の鋼板を電縫溶接した場合
にしばしば起こっていた溶接接合部での合金成分の減少
が少なく、溶接まま、或いは溶接部を熱処理する、のい
ずれの溶接方法においても、母材と接合部との間の硬さ
と靱性の差が小さい溶接部を与える、溶接用低合金高張
力鋼板の製造方法に関する。
れた溶接用の低合金高張力鋼板の製造方法に関する。よ
り詳しくは、本発明は、従来の鋼板を電縫溶接した場合
にしばしば起こっていた溶接接合部での合金成分の減少
が少なく、溶接まま、或いは溶接部を熱処理する、のい
ずれの溶接方法においても、母材と接合部との間の硬さ
と靱性の差が小さい溶接部を与える、溶接用低合金高張
力鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、電縫鋼管の目覚ましい性能向上に
伴い、ラインパイプ、油井管、さらには建築物といった
構造材に対して、電縫鋼管の適用が著しい伸びを見せて
いる。他方で、このような構造材には一層の高強度化、
高靱性化が要求されるようになってきており、そのため
高張力電縫鋼管にも更なる靱性向上が強く望まれるよう
になってきた。
伴い、ラインパイプ、油井管、さらには建築物といった
構造材に対して、電縫鋼管の適用が著しい伸びを見せて
いる。他方で、このような構造材には一層の高強度化、
高靱性化が要求されるようになってきており、そのため
高張力電縫鋼管にも更なる靱性向上が強く望まれるよう
になってきた。
【０００３】しかし、より靱性の優れた構造材を望む場
合、電縫鋼管または電縫溶接により作られた他の鋼材に
は、次のような問題点が指摘されている。即ち、電縫溶
接部の衝合面には、幅100 μｍ以下の合金成分減少領域
(この領域を、本発明では溶接接合部、或いは単に接合
部という) が生じ、この部分（溶接接合部）では、Ｃ、
Si、Mn、Niといった、実用的に使用される主だった合金
成分について、含有量の減少が起こることが知られてい
る。この接合部での合金成分の減少が、昇温による組織
の粗大化、酸化物の残存とあいまって、電縫溶接部 (溶
接接合部と熱影響部を含む部分) での強度・靱性の低下
という電縫溶接部の特性低下を招いている。電縫鋼管の
ように高強度が必要な製品においては、強度特性の最も
弱い部分が製品全体の性能を決めることになる。従っ
て、溶接部というごく小領域の特性の劣化が、電縫鋼管
全体の性能を左右することになるため、溶接部の特性劣
化は電縫溶接用鋼板にとって非常に重要な問題となる。
合、電縫鋼管または電縫溶接により作られた他の鋼材に
は、次のような問題点が指摘されている。即ち、電縫溶
接部の衝合面には、幅100 μｍ以下の合金成分減少領域
(この領域を、本発明では溶接接合部、或いは単に接合
部という) が生じ、この部分（溶接接合部）では、Ｃ、
Si、Mn、Niといった、実用的に使用される主だった合金
成分について、含有量の減少が起こることが知られてい
る。この接合部での合金成分の減少が、昇温による組織
の粗大化、酸化物の残存とあいまって、電縫溶接部 (溶
接接合部と熱影響部を含む部分) での強度・靱性の低下
という電縫溶接部の特性低下を招いている。電縫鋼管の
ように高強度が必要な製品においては、強度特性の最も
弱い部分が製品全体の性能を決めることになる。従っ
て、溶接部というごく小領域の特性の劣化が、電縫鋼管
全体の性能を左右することになるため、溶接部の特性劣
化は電縫溶接用鋼板にとって非常に重要な問題となる。
【０００４】この電縫溶接部の特性低下の問題に対し
て、溶接部の後熱処理による組織制御（特開昭61−2723
29号公報、特公昭61−50124 号公報) 、非酸化性ガスで
の遮蔽による酸化の抑制、等により改善が試みられてい
る。しかし、何れの方法においても、溶接接合部におけ
る合金成分減少についてはほとんど改善されないため、
母材と溶接部との性能差が大きくなるのは避けられず、
従って、溶接製品全体の性能を低下させていた。
て、溶接部の後熱処理による組織制御（特開昭61−2723
29号公報、特公昭61−50124 号公報) 、非酸化性ガスで
の遮蔽による酸化の抑制、等により改善が試みられてい
る。しかし、何れの方法においても、溶接接合部におけ
る合金成分減少についてはほとんど改善されないため、
母材と溶接部との性能差が大きくなるのは避けられず、
従って、溶接製品全体の性能を低下させていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前述したような電縫溶
接部の後熱処理や酸化の抑制といった手段によれば、電
縫溶接部の靱性をある程度向上させることはできるが、
溶接接合部での合金成分の減少を抑制しない限り、本質
的な改善策とはならず、電縫溶接部の特性改善には自ず
と限界が生ずる。
接部の後熱処理や酸化の抑制といった手段によれば、電
縫溶接部の靱性をある程度向上させることはできるが、
溶接接合部での合金成分の減少を抑制しない限り、本質
的な改善策とはならず、電縫溶接部の特性改善には自ず
と限界が生ずる。
【０００６】本発明は、電縫溶接した場合に溶接接合部
の合金成分の減少が非常に少なく、この接合部での合金
成分減少に起因する電縫溶接部の特性低下が軽微な、電
縫溶接部の特性に優れた電縫溶接用低合金高張力鋼板を
実現すべく、その製造方法を提供することを目的とす
る。
の合金成分の減少が非常に少なく、この接合部での合金
成分減少に起因する電縫溶接部の特性低下が軽微な、電
縫溶接部の特性に優れた電縫溶接用低合金高張力鋼板を
実現すべく、その製造方法を提供することを目的とす
る。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の現状に鑑み、本発
明者らは、鋼板の製造方法における工夫によって電縫溶
接の溶接接合部における合金成分減少を抑制することを
意図して研究を行った。この研究の成果として、電縫溶
接の接合部における合金成分の減少を改善する目的に対
しては従来全く顧みられたことのない、偏析軽減処理
（即ち、圧延前の高温での保持もしくは徐冷、さらには
（γ−α）２相共存温度域での加速冷却といった処理）
がいずれも電縫溶接の溶接接合部における合金成分の減
少を著しく抑制し、電縫溶接部の性能低下を抑制する効
果を持つという知見を得た。本発明はこの知見に基づき
完成したものである。
明者らは、鋼板の製造方法における工夫によって電縫溶
接の溶接接合部における合金成分減少を抑制することを
意図して研究を行った。この研究の成果として、電縫溶
接の接合部における合金成分の減少を改善する目的に対
しては従来全く顧みられたことのない、偏析軽減処理
（即ち、圧延前の高温での保持もしくは徐冷、さらには
（γ−α）２相共存温度域での加速冷却といった処理）
がいずれも電縫溶接の溶接接合部における合金成分の減
少を著しく抑制し、電縫溶接部の性能低下を抑制する効
果を持つという知見を得た。本発明はこの知見に基づき
完成したものである。
【０００８】ここに、本発明は、重量％で、Ｃ：0.02〜
0.2 ％、 Si：0.6 ％以下、 Mn： 0.5〜2.
0 ％、Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.006 ％以下、
sol.Al：0.06％以下、Nb：0.01〜0.1 ％、
Ｎ：0.01％以下、所望により更に、(A) Ｖ：0.01〜0.2
％、Ti：0.005 〜0.1 ％、およびZr：0.01〜0.1 ％の１
種もしくは２種以上、および／または(B) Cu：1.0 ％以
下、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.5 ％以下、およびNi：3.0
％以下の１種もしくは２種以上を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物より成る鋳片を、加熱温度Ｔ (℃) と
温度Ｔでの加熱時間Ｈ (hr) が、下記式（上記(A) の
合金成分を含有しない場合）または下記式（上記(A)
の合金成分を含有する場合） C+2S+0.4P+0.01(Si+Mn)-Nb≦Hx7.0x106exp[-32200/(273+T)]+0.07 ‥‥ C+2S+0.4P+0.01(Si+Mn)-(Nb+Ti+0.5Zr+0.2V) ≦Hx7.0x106exp[-32200/(273+T)]+0.07 ‥‥ を満足するように加熱した後、熱間圧延を行うことを特
徴とする、電縫溶接部の特性に優れた溶接用低合金高張
力鋼板の製造方法を要旨とする。本発明の好適態様にあ
っては、熱間圧延後、10℃/s以上の速さの加速冷却によ
り500 ℃まで強制冷却を行う。
0.2 ％、 Si：0.6 ％以下、 Mn： 0.5〜2.
0 ％、Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.006 ％以下、
sol.Al：0.06％以下、Nb：0.01〜0.1 ％、
Ｎ：0.01％以下、所望により更に、(A) Ｖ：0.01〜0.2
％、Ti：0.005 〜0.1 ％、およびZr：0.01〜0.1 ％の１
種もしくは２種以上、および／または(B) Cu：1.0 ％以
下、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.5 ％以下、およびNi：3.0
％以下の１種もしくは２種以上を含有し、残部がFeおよ
び不可避的不純物より成る鋳片を、加熱温度Ｔ (℃) と
温度Ｔでの加熱時間Ｈ (hr) が、下記式（上記(A) の
合金成分を含有しない場合）または下記式（上記(A)
の合金成分を含有する場合） C+2S+0.4P+0.01(Si+Mn)-Nb≦Hx7.0x106exp[-32200/(273+T)]+0.07 ‥‥ C+2S+0.4P+0.01(Si+Mn)-(Nb+Ti+0.5Zr+0.2V) ≦Hx7.0x106exp[-32200/(273+T)]+0.07 ‥‥ を満足するように加熱した後、熱間圧延を行うことを特
徴とする、電縫溶接部の特性に優れた溶接用低合金高張
力鋼板の製造方法を要旨とする。本発明の好適態様にあ
っては、熱間圧延後、10℃/s以上の速さの加速冷却によ
り500 ℃まで強制冷却を行う。
【０００９】
【作用】本発明の主な要点は次の３点である。即ち、
(1) Ｃ、Ｐ、Ｓ、Si、Mnといった偏析を助長する元素に
対してその含有量を制限すると共に、Nbや上記(A) の靱
性改善に有効な元素を積極添加して、製鋼段階での偏析
の発生を防止する。(2) 発生した偏析は、その後の鋼板
の製造工程での熱処理などで出来る限り軽減させる。
(3) 偏析軽減のための均一化熱処理の条件最適化を図る
ために、熱処理条件と合金成分量との間に一定の関係を
定める。
(1) Ｃ、Ｐ、Ｓ、Si、Mnといった偏析を助長する元素に
対してその含有量を制限すると共に、Nbや上記(A) の靱
性改善に有効な元素を積極添加して、製鋼段階での偏析
の発生を防止する。(2) 発生した偏析は、その後の鋼板
の製造工程での熱処理などで出来る限り軽減させる。
(3) 偏析軽減のための均一化熱処理の条件最適化を図る
ために、熱処理条件と合金成分量との間に一定の関係を
定める。
【００１０】本発明の方法によれば、熱間圧延前の鋳片
の均一化熱処理を、上記式または式を満足する温度
および加熱時間で行う。この均一化熱処理条件（温度Ｔ
での加熱時間Ｈ）は、式または式を満足する範囲内
で任意に決められる。
の均一化熱処理を、上記式または式を満足する温度
および加熱時間で行う。この均一化熱処理条件（温度Ｔ
での加熱時間Ｈ）は、式または式を満足する範囲内
で任意に決められる。
【００１１】添付の図１に、式または式の左辺（以
下、評価式）を右辺（以下、τ）から差し引いた値〔τ
−評価式〕と、電縫溶接部での軟化量（ビッカース硬さ
の減少値、即ち、溶接部硬さ−母材硬さ＝ΔＨｖ）との
関係を示す。図１に示すように、熱間圧延前に上記式
または式を満たす（即ち、〔τ−評価式〕≧０或いは
評価式≦τとなる）均一化熱処理条件を採用すると、電
縫溶接部での軟化量が少なく、この部分での強度・靱性
の低下が抑制される。
下、評価式）を右辺（以下、τ）から差し引いた値〔τ
−評価式〕と、電縫溶接部での軟化量（ビッカース硬さ
の減少値、即ち、溶接部硬さ−母材硬さ＝ΔＨｖ）との
関係を示す。図１に示すように、熱間圧延前に上記式
または式を満たす（即ち、〔τ−評価式〕≧０或いは
評価式≦τとなる）均一化熱処理条件を採用すると、電
縫溶接部での軟化量が少なく、この部分での強度・靱性
の低下が抑制される。
【００１２】熱間圧延については、（γ−α）２相域に
鋼片を置く時間を出来るだけ短くし、微視的な意味での
Ｃの偏在を抑制する観点から、仕上げ圧延後の500 ℃ま
での冷却を10℃/s以上の加速冷却により行うと、電縫溶
接部の特性がより効果的に改善される。
鋼片を置く時間を出来るだけ短くし、微視的な意味での
Ｃの偏在を抑制する観点から、仕上げ圧延後の500 ℃ま
での冷却を10℃/s以上の加速冷却により行うと、電縫溶
接部の特性がより効果的に改善される。
【００１３】次に、本発明において鋼組成を上記のよう
に限定した理由を説明する。なお、以下の説明におい
て、鋼組成に関する限り、％はすべて重量％である。
に限定した理由を説明する。なお、以下の説明におい
て、鋼組成に関する限り、％はすべて重量％である。
【００１４】Ｃ (炭素) Ｃは鋼の強度確保に重要な成分である。しかし、Ｃは鋼
中で偏析を起こし易く、他の元素の偏析をも助長し、こ
れが電縫溶接の接合部での合金成分減少を引き起こすと
考えられるため、その含有量は、均一化熱処理条件を加
味して決定されなければならない。電縫溶接の接合部で
の合金成分減少 (脱合金) 現象を抑制する観点からは、
Ｃ含有量は低ければ低いほどよいが、0.02％以下では必
要な強度を確保することができない。一方、Ｃ含有量が
0.2 ％を超えると、その後の熱処理によっても溶接接合
部での脱合金現象を改善しきれなくなる。従って、Ｃ含
有量の上限は0.2 ％であるが、さらに圧延前の熱処理時
に式または式を満たす、即ち、評価式≦τとなるこ
とが条件となる。好ましいＣ含有量は0.04〜0.12％であ
る。
中で偏析を起こし易く、他の元素の偏析をも助長し、こ
れが電縫溶接の接合部での合金成分減少を引き起こすと
考えられるため、その含有量は、均一化熱処理条件を加
味して決定されなければならない。電縫溶接の接合部で
の合金成分減少 (脱合金) 現象を抑制する観点からは、
Ｃ含有量は低ければ低いほどよいが、0.02％以下では必
要な強度を確保することができない。一方、Ｃ含有量が
0.2 ％を超えると、その後の熱処理によっても溶接接合
部での脱合金現象を改善しきれなくなる。従って、Ｃ含
有量の上限は0.2 ％であるが、さらに圧延前の熱処理時
に式または式を満たす、即ち、評価式≦τとなるこ
とが条件となる。好ましいＣ含有量は0.04〜0.12％であ
る。
【００１５】Si (珪素) Siは鋼の脱酸に有効な元素であるが、0.6 ％を超えて含
有する場合には、電縫溶接部での靱性が劣化する上に、
溶接欠陥も発生し易くなる。従って、Si含有量は0.6 ％
を上限とし、さらに式または式を満たす必要があ
る。Si含有量は好ましくは0.3 ％以下である。
有する場合には、電縫溶接部での靱性が劣化する上に、
溶接欠陥も発生し易くなる。従って、Si含有量は0.6 ％
を上限とし、さらに式または式を満たす必要があ
る。Si含有量は好ましくは0.3 ％以下である。
【００１６】Mn (マンガン) Mnは靱性確保のために重要な元素であり、最低限0.5 ％
は添加しなければ、必要な強度・靱性を確保できない。
しかし、2.0 ％を超えて添加すると、靱性の低下が起こ
る上、溶接性も劣化する。従って、Mn含有量は、下限を
0.5 ％、上限は2.0 ％で、上記式または式を満たす
ことが条件となる。好ましいMn含有量は0.8 〜1.6 ％で
ある。
は添加しなければ、必要な強度・靱性を確保できない。
しかし、2.0 ％を超えて添加すると、靱性の低下が起こ
る上、溶接性も劣化する。従って、Mn含有量は、下限を
0.5 ％、上限は2.0 ％で、上記式または式を満たす
ことが条件となる。好ましいMn含有量は0.8 〜1.6 ％で
ある。
【００１７】Ｐ (リン) 、Ｓ (イオウ) ＰおよびＳは、共に偏析を助長する作用の大きい元素
で、しかもそれ自体が電縫溶接部の靱性を悪化させるた
め、出来る限り取り除くのが好ましい。しかし、経済性
をも考慮し、上限値をそれぞれ0.01％および0.006 ％と
定める。この範囲内でのＰおよびＳの悪影響は、式ま
たは式を満たす条件での熱処理により軽減される。好
ましくは、ＰおよびＳ含有量はそれぞれ0.005 ％以下お
よび0.003％以下とする。
で、しかもそれ自体が電縫溶接部の靱性を悪化させるた
め、出来る限り取り除くのが好ましい。しかし、経済性
をも考慮し、上限値をそれぞれ0.01％および0.006 ％と
定める。この範囲内でのＰおよびＳの悪影響は、式ま
たは式を満たす条件での熱処理により軽減される。好
ましくは、ＰおよびＳ含有量はそれぞれ0.005 ％以下お
よび0.003％以下とする。
【００１８】sol.Al (溶解アルミニウム) Alは、鋼の脱酸並びに結晶粒微細化に有効な元素である
が、sol.Al量で0.06％を超えて含有させると、溶接性に
悪影響を及ぼすようになることから、Alの含有量はsol.
Al量で0.06％以下と定める。好ましいsol.Al量は0.02％
以下である。
が、sol.Al量で0.06％を超えて含有させると、溶接性に
悪影響を及ぼすようになることから、Alの含有量はsol.
Al量で0.06％以下と定める。好ましいsol.Al量は0.02％
以下である。
【００１９】Nb (ニオブ) Nbは、結晶粒微細化効果と析出効果とを通じて母材の靱
性を向上させる。特に電縫溶接部では、Nbの析出が促進
されるため、脱合金化による溶接部の靱性低下を緩和す
ることができる。このためには最低限0.01％のNbの添加
が必要である。しかし、Nbを0.1 ％を超えて含有させる
と、かえって母材の靱性を低下させてしまう。そのた
め、Nbの含有量は0.01〜0.1 ％とする。Nb含有量の下限
は、さらに式または式によっても制限される。好ま
しくは、Nb含有量は0.01〜0.03％である。
性を向上させる。特に電縫溶接部では、Nbの析出が促進
されるため、脱合金化による溶接部の靱性低下を緩和す
ることができる。このためには最低限0.01％のNbの添加
が必要である。しかし、Nbを0.1 ％を超えて含有させる
と、かえって母材の靱性を低下させてしまう。そのた
め、Nbの含有量は0.01〜0.1 ％とする。Nb含有量の下限
は、さらに式または式によっても制限される。好ま
しくは、Nb含有量は0.01〜0.03％である。
【００２０】Ｖ (バナジウム) 、Ti (チタン) 、Zr (ジ
ルコニウム) Ｖ、TiおよびZr (以下Ａ群元素という) はいずれも、Nb
と同じく、結晶粒微細化効果と析出効果とを通じて母材
靱性の向上と、脱合金化による溶接部靱性の低下を緩和
することができるので、必要に応じて１種もしくは２種
以上を添加する。しかし、これらの元素を過剰に含有さ
せるとかえって母材の靱性を低下させてしまう。従っ
て、これらの元素を添加する場合、Ｖ：0.01〜0.2 ％、
Ti：0.005〜0.1 ％、Zr：0.01〜0.1 ％の制限を設け
た。これらの元素の含有量の下限は、さらに式または
式によっても制限される。好ましい含有量は、Ｖ：0.
02〜0.06％、Ti：0.01〜0.03％、Zr：0.01〜0.04％であ
る。
ルコニウム) Ｖ、TiおよびZr (以下Ａ群元素という) はいずれも、Nb
と同じく、結晶粒微細化効果と析出効果とを通じて母材
靱性の向上と、脱合金化による溶接部靱性の低下を緩和
することができるので、必要に応じて１種もしくは２種
以上を添加する。しかし、これらの元素を過剰に含有さ
せるとかえって母材の靱性を低下させてしまう。従っ
て、これらの元素を添加する場合、Ｖ：0.01〜0.2 ％、
Ti：0.005〜0.1 ％、Zr：0.01〜0.1 ％の制限を設け
た。これらの元素の含有量の下限は、さらに式または
式によっても制限される。好ましい含有量は、Ｖ：0.
02〜0.06％、Ti：0.01〜0.03％、Zr：0.01〜0.04％であ
る。
【００２１】Ｎ (窒素) Ｎは母材および電縫溶接部の靱性を悪化させる上、溶接
性の低下にも関与する傾向があるため、上限を0.01％に
制限する。好ましくは、Ｎ含有量は0.003 ％以下とす
る。
性の低下にも関与する傾向があるため、上限を0.01％に
制限する。好ましくは、Ｎ含有量は0.003 ％以下とす
る。
【００２２】Cu (銅) 、Cr (クロム) 、Mo (モリブデ
ン) 、Ni (ニッケル) Cu、Cr、MoおよびNi (以下Ｂ群元素という) は、いずれ
も母材の強度、靱性、耐食性を改善する作用を有する元
素であるので、必要に応じて、これらの成分を１種もし
くは２種以上添加することができる。これらの成分の含
有量を規定した理由は次の通りである。
ン) 、Ni (ニッケル) Cu、Cr、MoおよびNi (以下Ｂ群元素という) は、いずれ
も母材の強度、靱性、耐食性を改善する作用を有する元
素であるので、必要に応じて、これらの成分を１種もし
くは２種以上添加することができる。これらの成分の含
有量を規定した理由は次の通りである。
【００２３】CrおよびMoは、母材の強度および耐食性を
向上させるのに有効であるが、Crで1.0 ％、Moで0.5 ％
を超えり過剰の添加は、溶接性および母材靱性の劣化を
招くため、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.5 ％以下に定める。
Crおよび／またはMoを添加する場合、好ましい含有量は
Cr： 0.3〜0.8 ％、Mo：0.05〜0.2 ％である。
向上させるのに有効であるが、Crで1.0 ％、Moで0.5 ％
を超えり過剰の添加は、溶接性および母材靱性の劣化を
招くため、Cr：1.0 ％以下、Mo：0.5 ％以下に定める。
Crおよび／またはMoを添加する場合、好ましい含有量は
Cr： 0.3〜0.8 ％、Mo：0.05〜0.2 ％である。
【００２４】Cuの添加も母材の強度および耐食性の向上
に有効であるが、1.0 ％を超えてCuを添加すると素材ス
ラブに熱間割れが発生し易くなるため、Cu含有量は1.0
％以下に定める。Cuを添加する場合、その好ましい添加
量は 0.2〜0.6 ％である。
に有効であるが、1.0 ％を超えてCuを添加すると素材ス
ラブに熱間割れが発生し易くなるため、Cu含有量は1.0
％以下に定める。Cuを添加する場合、その好ましい添加
量は 0.2〜0.6 ％である。
【００２５】Niは特に母材の靱性と耐食性を高めるのに
非常に有効な元素であるが、過剰なNiの添加はかえって
靱性の低下をもたらすため、Ni含有量の上限を3.0 ％に
定める。Niを添加する場合、その好ましい添加量は 0.2
〜1.0 ％である。
非常に有効な元素であるが、過剰なNiの添加はかえって
靱性の低下をもたらすため、Ni含有量の上限を3.0 ％に
定める。Niを添加する場合、その好ましい添加量は 0.2
〜1.0 ％である。
【００２６】本発明の方法によれば、上記組成を有する
鋼の鋳片を熱間圧延して鋼板とするが、この熱間圧延前
に上記式 (Ａ群元素を含有しない場合) または式
(１種もしくは２種以上のＡ群元素を含有する場合) を
満足する温度Ｔおよび加熱保持時間Ｈで均一化熱処理を
行う。
鋼の鋳片を熱間圧延して鋼板とするが、この熱間圧延前
に上記式 (Ａ群元素を含有しない場合) または式
(１種もしくは２種以上のＡ群元素を含有する場合) を
満足する温度Ｔおよび加熱保持時間Ｈで均一化熱処理を
行う。
【００２７】鋼組成が上記範囲内であれば、本発明によ
り評価式≦τとなる条件下で均一熱処理を行ってから熱
間圧延することにより、製鋼段階で発生した鋳片の偏析
(特に、Si、Ｐ、Ｓの偏析) を軽減することができ、電
縫溶接部の靱性劣化が抑制される。即ち、本発明では、
上記範囲内の鋼組成のＣ、Ｓ、Ｐ、Mn、SiおよびＡ群元
素の含有量ならびに熱処理温度Ｔおよび時間Ｈの各ファ
クターを、式または式を満たすように調整すること
により、上記効果を得ることができる。なお、鋳片は分
塊圧延と連続鋳造のいずれにより製造されたものでもよ
い。
り評価式≦τとなる条件下で均一熱処理を行ってから熱
間圧延することにより、製鋼段階で発生した鋳片の偏析
(特に、Si、Ｐ、Ｓの偏析) を軽減することができ、電
縫溶接部の靱性劣化が抑制される。即ち、本発明では、
上記範囲内の鋼組成のＣ、Ｓ、Ｐ、Mn、SiおよびＡ群元
素の含有量ならびに熱処理温度Ｔおよび時間Ｈの各ファ
クターを、式または式を満たすように調整すること
により、上記効果を得ることができる。なお、鋳片は分
塊圧延と連続鋳造のいずれにより製造されたものでもよ
い。
【００２８】熱間圧延の条件、例えば圧下率は特に制限
されない。仕上げ圧延の後の冷却は、空冷による徐冷で
もよいが、（γ−α）２相域 (およそ 800〜500 ℃) を
可及的に速やかに通過させて微視的なＣの偏在を抑制す
るには、500 ℃までの冷却を10℃/s以上の加速冷却によ
り行うことが好ましい。より好ましくは、この時の冷却
速度を15℃以上とする。この加速冷却により、溶接接合
部での脱合金現象の抑制による電縫溶接部の特性改善が
より一層効果的となる。
されない。仕上げ圧延の後の冷却は、空冷による徐冷で
もよいが、（γ−α）２相域 (およそ 800〜500 ℃) を
可及的に速やかに通過させて微視的なＣの偏在を抑制す
るには、500 ℃までの冷却を10℃/s以上の加速冷却によ
り行うことが好ましい。より好ましくは、この時の冷却
速度を15℃以上とする。この加速冷却により、溶接接合
部での脱合金現象の抑制による電縫溶接部の特性改善が
より一層効果的となる。
【００２９】本発明では、冷却後、必要に応じて焼き戻
しを行うことができる。焼き戻し時の加熱をＡc1点以下
の加熱にとどめるなら、焼き戻しにより電縫溶接部に対
する悪影響は生じない。
しを行うことができる。焼き戻し時の加熱をＡc1点以下
の加熱にとどめるなら、焼き戻しにより電縫溶接部に対
する悪影響は生じない。
【００３０】こうして製造された鋼板の電縫溶接は、例
えば、バットシーム溶接機を用いて常法により行うこと
ができる。電縫溶接部は、そのままでもよく、或いは公
知の溶接後の熱処理を施してもよい。このような熱処理
は、前記特開昭61−272329号公報または特公昭61−5012
4 号公報に記載の方法により行うことができる。
えば、バットシーム溶接機を用いて常法により行うこと
ができる。電縫溶接部は、そのままでもよく、或いは公
知の溶接後の熱処理を施してもよい。このような熱処理
は、前記特開昭61−272329号公報または特公昭61−5012
4 号公報に記載の方法により行うことができる。
【００３１】本発明の方法により製造された鋼板は、既
に説明したように、鋼組成と鋼板の製造過程のいずれに
ついても、成分の偏析を抑制するように工夫した結果、
溶接ままで、および溶接部を熱処理した場合のいずれで
あっても、従来の鋼板を電縫溶接した場合に認められる
ような溶接接合部での合金成分減少に由来する靱性の低
下が著しく抑制され、母材との靱性の差が少ない電縫溶
接部が得られる。しかも、母材の靱性や強度も高水準に
ある。従って、本発明の方法により製造された鋼板は、
電縫鋼管をはじめとする各種の電縫鋼材の製造に好適で
ある。
に説明したように、鋼組成と鋼板の製造過程のいずれに
ついても、成分の偏析を抑制するように工夫した結果、
溶接ままで、および溶接部を熱処理した場合のいずれで
あっても、従来の鋼板を電縫溶接した場合に認められる
ような溶接接合部での合金成分減少に由来する靱性の低
下が著しく抑制され、母材との靱性の差が少ない電縫溶
接部が得られる。しかも、母材の靱性や強度も高水準に
ある。従って、本発明の方法により製造された鋼板は、
電縫鋼管をはじめとする各種の電縫鋼材の製造に好適で
ある。
【００３２】
【実施例】本発明の効果を実施例により例証する。表１
に示す化学成分を有する鋼の鋳片(分塊圧延スラブ)
を、表２に示す一定温度 (Ｔ) および保持時間 (Ｈ) で
均一熱処理した後、熱間圧延して、厚み9.1 mmの熱間圧
延鋼板を製造した。熱間圧延の仕上げ圧延後の冷却は、
空冷 (冷却速度は約１℃/s) または各種冷却速度で
の加速冷却のいずれかにより行った。の冷却を行った
時は、冷却速度を表２に示す。表２にはまた、上記式
およびの左辺 (評価式）と右辺（τ）の値を示す。
に示す化学成分を有する鋼の鋳片(分塊圧延スラブ)
を、表２に示す一定温度 (Ｔ) および保持時間 (Ｈ) で
均一熱処理した後、熱間圧延して、厚み9.1 mmの熱間圧
延鋼板を製造した。熱間圧延の仕上げ圧延後の冷却は、
空冷 (冷却速度は約１℃/s) または各種冷却速度で
の加速冷却のいずれかにより行った。の冷却を行った
時は、冷却速度を表２に示す。表２にはまた、上記式
およびの左辺 (評価式）と右辺（τ）の値を示す。
【００３３】こうして得た鋼板を電縫鋼管製造用のバッ
トシーム溶接機により成形・溶接して、外径508 mm、肉
厚9.1 mmの電縫鋼管を製造した。溶接部の熱処理は行わ
なかった。製造された電縫鋼管製品の溶接部と非溶接部
(母材) の双方から、1/2 サイズのＶノッチシャルピー
試験片 (圧延直角方向) を切り出し、シャルピー衝撃試
験機により、−50℃での吸収エネルギー(vＥ−50℃) を
溶接部と母材部分の両方について求めた。また、溶接部
と母材部分の両方でのビッカース硬さ (荷重１kg) を測
定し、電縫溶接部での軟化量ΔＨｖ (＝溶接部硬さ−母
材硬さ）を求めた。さらに、溶接接合部（シーム部）か
ら採取した試料を用いて、そのSiおよびMn含有量をＥＰ
ＭＡにより測定した。結果を表２に併せて示す。
トシーム溶接機により成形・溶接して、外径508 mm、肉
厚9.1 mmの電縫鋼管を製造した。溶接部の熱処理は行わ
なかった。製造された電縫鋼管製品の溶接部と非溶接部
(母材) の双方から、1/2 サイズのＶノッチシャルピー
試験片 (圧延直角方向) を切り出し、シャルピー衝撃試
験機により、−50℃での吸収エネルギー(vＥ−50℃) を
溶接部と母材部分の両方について求めた。また、溶接部
と母材部分の両方でのビッカース硬さ (荷重１kg) を測
定し、電縫溶接部での軟化量ΔＨｖ (＝溶接部硬さ−母
材硬さ）を求めた。さらに、溶接接合部（シーム部）か
ら採取した試料を用いて、そのSiおよびMn含有量をＥＰ
ＭＡにより測定した。結果を表２に併せて示す。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】表２に示した結果から明らかなように、本
発明の方法に従って、評価式≦τを満たす条件下で製造
した鋼板から得られた電縫鋼管は、母材の強度と靱性が
良好な水準にある上、溶接部での強度と靱性の劣化が少
なく、母材と溶接部とで均質な性能を保持している。こ
れに対して、本発明の鋼組成の範囲であっても、熱間圧
延前の均一熱処理を本発明の範囲外 (即ち、評価式＞
τ）の条件で行った場合には、試験No. ４、６、９、10
および13に示すように、電縫溶接部での軟化量が大き
く、また溶接部の強度が母材強度に較べて非常に大きく
低下した。一方、本発明の鋼組成の範囲を外れる鋼板
は、たとえ評価式≦τとなる条件下で均一熱処理を行っ
てから熱間圧延しても、試験No. 16、17および18に示す
ように、母材強度がもともと低い上に、電縫溶接部の強
度が著しく低下し、本発明の効果を得ることができなか
った。
発明の方法に従って、評価式≦τを満たす条件下で製造
した鋼板から得られた電縫鋼管は、母材の強度と靱性が
良好な水準にある上、溶接部での強度と靱性の劣化が少
なく、母材と溶接部とで均質な性能を保持している。こ
れに対して、本発明の鋼組成の範囲であっても、熱間圧
延前の均一熱処理を本発明の範囲外 (即ち、評価式＞
τ）の条件で行った場合には、試験No. ４、６、９、10
および13に示すように、電縫溶接部での軟化量が大き
く、また溶接部の強度が母材強度に較べて非常に大きく
低下した。一方、本発明の鋼組成の範囲を外れる鋼板
は、たとえ評価式≦τとなる条件下で均一熱処理を行っ
てから熱間圧延しても、試験No. 16、17および18に示す
ように、母材強度がもともと低い上に、電縫溶接部の強
度が著しく低下し、本発明の効果を得ることができなか
った。
【００３７】接合部でのSiおよびMn含有量を母材の鋼組
成と比較すると、比較例では靱性に寄与するMn含有量が
母材に比べて接合部で相当に減少していた。これに対し
て、本発明例では、母材に対する溶接接合部でのMn含有
量の低下が抑制されていた。即ち、本発明により得られ
る溶接部での特性改善は、強度や靱性に寄与する合金成
分が接合部で減少する脱合金現象が抑制されることによ
るものであることが実証された。
成と比較すると、比較例では靱性に寄与するMn含有量が
母材に比べて接合部で相当に減少していた。これに対し
て、本発明例では、母材に対する溶接接合部でのMn含有
量の低下が抑制されていた。即ち、本発明により得られ
る溶接部での特性改善は、強度や靱性に寄与する合金成
分が接合部で減少する脱合金現象が抑制されることによ
るものであることが実証された。
【００３８】
【発明の効果】以上に説明した如く、本発明の方法によ
り製造された低合金高張力鋼板を電縫溶接すると、電縫
溶接により形成された溶接接合部での合金成分の減少が
抑制される結果、従来の電縫鋼管で顕著であった電縫溶
接部での靱性や強度の特性低下が著しく軽減される。そ
の結果、電縫溶接部と母材との性能差が少ない均質な製
品を製造することが可能となり、溶接部の特性により左
右される溶接製品の性能を著しく向上させることができ
る。本発明のこの効果は、鋼組成と圧延前の均一熱処理
の条件を制御するだけで、高価な合金元素の添加や特別
の加工処理を必要とせずに、比較的安価かつ容易に達成
することができる。従って、本発明は産業上極めて有益
な技術を提供するものである。
り製造された低合金高張力鋼板を電縫溶接すると、電縫
溶接により形成された溶接接合部での合金成分の減少が
抑制される結果、従来の電縫鋼管で顕著であった電縫溶
接部での靱性や強度の特性低下が著しく軽減される。そ
の結果、電縫溶接部と母材との性能差が少ない均質な製
品を製造することが可能となり、溶接部の特性により左
右される溶接製品の性能を著しく向上させることができ
る。本発明のこの効果は、鋼組成と圧延前の均一熱処理
の条件を制御するだけで、高価な合金元素の添加や特別
の加工処理を必要とせずに、比較的安価かつ容易に達成
することができる。従って、本発明は産業上極めて有益
な技術を提供するものである。
【図１】〔τ−評価式〕の値と電縫溶接部での軟化量
（ΔＨｖ）との関係を示す図である。
（ΔＨｖ）との関係を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.02〜0.2 ％、 Si：0.6 ％以下、 M
n： 0.5〜2.0 ％、 Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.006 ％以下、 so
l.Al：0.06％以下、 Nb：0.01〜0.1 ％、 Ｎ：0.01％以下、 を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋳片
を、加熱温度Ｔ (℃) と温度Ｔでの加熱時間Ｈ (hr)
が、下記式 C+2S+0.4P+0.01(Si+Mn)-Nb≦Hx7.0x106exp[-32200/(273+T)]+0.07 ‥‥ を満足するように加熱した後、熱間圧延を行うことを特
徴とする、電縫溶接部の特性に優れた溶接用低合金高張
力鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：0.02〜0.2 ％、 Si：0.6 ％以下、 M
n： 0.5〜2.0 ％、 Ｐ：0.01％以下、 Ｓ：0.006 ％以下、 so
l.Al：0.06％以下、 Nb：0.01〜0.1 ％、 Ｎ：0.01％以下、 更にＶ：0.01〜0.2 ％、Ti：0.005 〜0.1 ％、およびZ
r：0.01〜0.1 ％の１種もしくは２種以上、を含有し、
残部がFeおよび不可避的不純物より成る鋳片を、加熱温
度Ｔ (℃) と温度Ｔでの加熱時間Ｈ (hr) が、下記式 C+2S+0.4P+0.01(Si+Mn)-(Nb+Ti+0.5Zr+0.2V) ≦Hx7.0x106exp[-32200/(273+T)]+0.07 ‥‥ を満足するように加熱した後、熱間圧延を行うことを特
徴とする、電縫溶接部の特性に優れた溶接用低合金高張
力鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 鋳片が更にCu：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％
以下、Mo：0.5 ％以下、およびNi：3.0 ％以下の１種も
しくは２種以上、を含有することを特徴とする、請求項
１または２記載の溶接用低合金高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 熱間圧延後、10℃/s以上の速さの加速冷
却により500 ℃まで強制冷却を行うことを特徴とする、
請求項１〜３のいずれか１項に記載の溶接用低合金高張
力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29722692A JPH06145791A (ja) | 1992-11-06 | 1992-11-06 | 電縫溶接部の特性に優れた低合金高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29722692A JPH06145791A (ja) | 1992-11-06 | 1992-11-06 | 電縫溶接部の特性に優れた低合金高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06145791A true JPH06145791A (ja) | 1994-05-27 |
Family
ID=17843805
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29722692A Withdrawn JPH06145791A (ja) | 1992-11-06 | 1992-11-06 | 電縫溶接部の特性に優れた低合金高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06145791A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100401571B1 (ko) * | 2001-02-20 | 2003-10-17 | 한국기계연구원 | 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강재 및 그제조방법 |
| WO2011052562A1 (ja) | 2009-10-30 | 2011-05-05 | 新日本製鐵株式会社 | レール鋼のフラッシュバット溶接方法 |
| CN108914013A (zh) * | 2018-07-10 | 2018-11-30 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 一种厚度为16mm的Q345D钢及其生产方法 |
-
1992
- 1992-11-06 JP JP29722692A patent/JPH06145791A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100401571B1 (ko) * | 2001-02-20 | 2003-10-17 | 한국기계연구원 | 고강도 베이나이트계 열간단조용 비조질강재 및 그제조방법 |
| WO2011052562A1 (ja) | 2009-10-30 | 2011-05-05 | 新日本製鐵株式会社 | レール鋼のフラッシュバット溶接方法 |
| US9617690B2 (en) | 2009-10-30 | 2017-04-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Flash butt welding method of rail steel |
| CN108914013A (zh) * | 2018-07-10 | 2018-11-30 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 一种厚度为16mm的Q345D钢及其生产方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20000201 |