JPH08333626A - 溶接性、音響異方性および大入熱継手特性に優れた厚物鋼の製造方法 - Google Patents
溶接性、音響異方性および大入熱継手特性に優れた厚物鋼の製造方法Info
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- JPH08333626A JPH08333626A JP13935595A JP13935595A JPH08333626A JP H08333626 A JPH08333626 A JP H08333626A JP 13935595 A JP13935595 A JP 13935595A JP 13935595 A JP13935595 A JP 13935595A JP H08333626 A JPH08333626 A JP H08333626A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】溶接性、音響異方性、入熱量が5kJ/mmを越える
大入熱サブマージアーク溶接(SAW) の溶接継手特性に優
れた厚物780N/mm 2 級鋼の製造方法を提供する。 【構成】重量％で、C:0.055-0.084 、Si:0.01-0.3 、M
n:0.8-1.5、P<0.01、S<0.01、Ni:0.5-2.5、Cr:0.2-1.
0、Mo:0.1-0.8、Nb:0.005-0.03 、Al:0.01-0.08、N:0.0
01-0.006 、Cu:0.01-0.5 、V:0.02-0.1、Ti:0.005-0.02
の一種、二種以上、Ceq=(C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo
/4+V/14) のCeq 値が0.48以上、残部が鉄および不可避
的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を、1000-1
200 ℃の温度範囲に加熱し、T=(20Mn+10Ni+15Cr+100Mo+
1500Nb+15Cu+150V+500(Ti-3.42N)-8√板厚(mm)+830) な
るパラメーターＴに対してT-1050℃の範囲内に熱間圧延
を終了させ、Ar3 変態点以上から直接焼入しAc1 変態点
以下の温度に焼戻し処理する。
大入熱サブマージアーク溶接(SAW) の溶接継手特性に優
れた厚物780N/mm 2 級鋼の製造方法を提供する。 【構成】重量％で、C:0.055-0.084 、Si:0.01-0.3 、M
n:0.8-1.5、P<0.01、S<0.01、Ni:0.5-2.5、Cr:0.2-1.
0、Mo:0.1-0.8、Nb:0.005-0.03 、Al:0.01-0.08、N:0.0
01-0.006 、Cu:0.01-0.5 、V:0.02-0.1、Ti:0.005-0.02
の一種、二種以上、Ceq=(C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo
/4+V/14) のCeq 値が0.48以上、残部が鉄および不可避
的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を、1000-1
200 ℃の温度範囲に加熱し、T=(20Mn+10Ni+15Cr+100Mo+
1500Nb+15Cu+150V+500(Ti-3.42N)-8√板厚(mm)+830) な
るパラメーターＴに対してT-1050℃の範囲内に熱間圧延
を終了させ、Ar3 変態点以上から直接焼入しAc1 変態点
以下の温度に焼戻し処理する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接性、音響異方性お
よび入熱量が５ｋＪ／ｍｍを越える大入熱サブマージア
ーク溶接（ＳＡＷ）における溶接継手特性に優れた厚物
７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法に関するものである。
この方法で製造した鋼は橋梁、水門鉄管などの構造物に
使用される。
よび入熱量が５ｋＪ／ｍｍを越える大入熱サブマージア
ーク溶接（ＳＡＷ）における溶接継手特性に優れた厚物
７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法に関するものである。
この方法で製造した鋼は橋梁、水門鉄管などの構造物に
使用される。
【０００２】
【従来の技術】板厚５０ｍｍ以上の７８０Ｎ／ｍｍ2 級
鋼（以下、厚物ＨＴ７８０と称す）は、これまでに種々
の鋼種が提案されているが、そのほどんどが焼入性向上
のためＢを添加して、焼入れ焼き戻し処理を行うことに
より製造されている。これらの鋼は優れた母材強度及び
靱性を有するが、Ｂを含有するので溶接部の硬化性が高
い（溶接部低温われ感受性が高い）ので、溶接施工時に
おいて溶接われ防止対策を行う必要がある。一般に溶接
われ防止対策としては被溶接物を１００℃以上に予熱す
ることが行われているが、高温に加熱された作業環境は
安全衛生上の観点から好ましくなく、また作業効率が著
しく低下する。
鋼（以下、厚物ＨＴ７８０と称す）は、これまでに種々
の鋼種が提案されているが、そのほどんどが焼入性向上
のためＢを添加して、焼入れ焼き戻し処理を行うことに
より製造されている。これらの鋼は優れた母材強度及び
靱性を有するが、Ｂを含有するので溶接部の硬化性が高
い（溶接部低温われ感受性が高い）ので、溶接施工時に
おいて溶接われ防止対策を行う必要がある。一般に溶接
われ防止対策としては被溶接物を１００℃以上に予熱す
ることが行われているが、高温に加熱された作業環境は
安全衛生上の観点から好ましくなく、また作業効率が著
しく低下する。
【０００３】このようなＢ含有鋼ＨＴ７８０の問題点を
解決するために、特開平4-333516号公報によればＢを含
有しないＢ無添加高張力鋼が実用化されている。これに
は、Ｃ：０．０４３〜０．０７８％、Ｓｉ：０．０８〜
０．３１％、Ｍｎ：０．８２〜１．４６％、Ｃｕ：１．
０２〜１．７６％、Ｎｉ：０．６８〜１．７０％、Ｍ
ｏ：０．３２〜０．６６％、Ｖ：０．０２３〜０．０７
８％、Ｎｂ：０．００８〜０．０２６％、Ｔｉ：０．０
１０〜０．０１６％、Ａｌ：０．００２〜０．０３３
％、Ｎ：０．００１７〜０．００４８％（いずれも重量
％）を含有し、実質的にＢを含有しない鋼を１０００〜
１２５０℃の温度範囲に加熱して１０５０℃以下の累積
圧下量が２０％以上になるように圧延を行い、次に常温
まで空冷、もしくは８００℃以上の温度から常温まで焼
入れした鋼板を８５０〜９５０℃に再加熱し、析出強化
を活用するため５５０℃〜６００℃にて焼戻し処理を行
う溶接性に優れたＨＴ７８０の製造方法を開示してい
る。
解決するために、特開平4-333516号公報によればＢを含
有しないＢ無添加高張力鋼が実用化されている。これに
は、Ｃ：０．０４３〜０．０７８％、Ｓｉ：０．０８〜
０．３１％、Ｍｎ：０．８２〜１．４６％、Ｃｕ：１．
０２〜１．７６％、Ｎｉ：０．６８〜１．７０％、Ｍ
ｏ：０．３２〜０．６６％、Ｖ：０．０２３〜０．０７
８％、Ｎｂ：０．００８〜０．０２６％、Ｔｉ：０．０
１０〜０．０１６％、Ａｌ：０．００２〜０．０３３
％、Ｎ：０．００１７〜０．００４８％（いずれも重量
％）を含有し、実質的にＢを含有しない鋼を１０００〜
１２５０℃の温度範囲に加熱して１０５０℃以下の累積
圧下量が２０％以上になるように圧延を行い、次に常温
まで空冷、もしくは８００℃以上の温度から常温まで焼
入れした鋼板を８５０〜９５０℃に再加熱し、析出強化
を活用するため５５０℃〜６００℃にて焼戻し処理を行
う溶接性に優れたＨＴ７８０の製造方法を開示してい
る。
【０００４】しかしながら特開平4-333516号公報に記載
のＢ無添加高張力鋼は、溶接性に優れるものの、析出強
化を活用して母材強度を確保するため、Ｃｕを１．０２
〜１．７６％添加している。このため大入熱時に溶接金
属へＣｕが多量に希釈することによる溶接金属高温割れ
が発生しやすいという問題があり、大入熱継手特性が優
れているとはいえない。さらに析出強化を活用するため
５５０℃〜６００℃にて焼戻し処理を行うため、継手強
度不足が懸念される。仮に６００℃以上といった高温焼
き戻しを行うと、析出強化による強度上昇が小さくなる
ので母材強度が不足する。
のＢ無添加高張力鋼は、溶接性に優れるものの、析出強
化を活用して母材強度を確保するため、Ｃｕを１．０２
〜１．７６％添加している。このため大入熱時に溶接金
属へＣｕが多量に希釈することによる溶接金属高温割れ
が発生しやすいという問題があり、大入熱継手特性が優
れているとはいえない。さらに析出強化を活用するため
５５０℃〜６００℃にて焼戻し処理を行うため、継手強
度不足が懸念される。仮に６００℃以上といった高温焼
き戻しを行うと、析出強化による強度上昇が小さくなる
ので母材強度が不足する。
【０００５】一方、橋梁などの溶接構造物においては、
安全性確保の観点から溶接欠陥の検出を斜角による超音
波探傷によって厳密に行う必要がある。超音波探傷にお
いては鋼板の最終圧延方向（Ｌ方向）と最終圧延方向に
直交する方向（Ｃ方向）における音速に差があると、欠
陥の正確な検出が困難となる。この場合にＬ方向の検査
とＣ方向の検査とを区別して評価判定することは技術的
に限界があるため、欠陥エコーであると疑わしい物が発
見された場合、溶接箇所はすべて補修しなければなら
ず、必要以上の欠陥補修を余儀なくされ、施工費が莫大
なものとなる。
安全性確保の観点から溶接欠陥の検出を斜角による超音
波探傷によって厳密に行う必要がある。超音波探傷にお
いては鋼板の最終圧延方向（Ｌ方向）と最終圧延方向に
直交する方向（Ｃ方向）における音速に差があると、欠
陥の正確な検出が困難となる。この場合にＬ方向の検査
とＣ方向の検査とを区別して評価判定することは技術的
に限界があるため、欠陥エコーであると疑わしい物が発
見された場合、溶接箇所はすべて補修しなければなら
ず、必要以上の欠陥補修を余儀なくされ、施工費が莫大
なものとなる。
【０００６】このような音響異方性に関する問題点を解
決するために、例えば特開昭63-235431 号公報には音響
異方性の小さい鋼板の製造方法が開示されている。これ
には（Ｃ＋Ｍｎ／６）値が０．３６％以下で、かつ炭素
当量値ＣＥ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５）が０．４０％以下の組成を有
する鋼を１０００℃以上１２００℃以下に加熱し、オー
ステナイトの再結晶域で全圧下率を５０％以上、圧延仕
上温度を８５０℃以上とし、Ａｒ３変態点を５０℃下回
る温度域から毎秒５℃以上１５℃未満の冷却速度で４０
０℃以上６８０℃以下の温度域まで冷却して音響異方性
の小さい鋼板を得る製造方法が記載されている。
決するために、例えば特開昭63-235431 号公報には音響
異方性の小さい鋼板の製造方法が開示されている。これ
には（Ｃ＋Ｍｎ／６）値が０．３６％以下で、かつ炭素
当量値ＣＥ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５
＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５）が０．４０％以下の組成を有
する鋼を１０００℃以上１２００℃以下に加熱し、オー
ステナイトの再結晶域で全圧下率を５０％以上、圧延仕
上温度を８５０℃以上とし、Ａｒ３変態点を５０℃下回
る温度域から毎秒５℃以上１５℃未満の冷却速度で４０
０℃以上６８０℃以下の温度域まで冷却して音響異方性
の小さい鋼板を得る製造方法が記載されている。
【０００７】特開昭63-235431 号公報に記載の音響異方
性の小さい鋼板は、炭素当量値ＣＥが０．４０％以下で
あるため母材強度が不十分であり、仮に母材強度を満足
できたとしても母材靱性、大入熱継手強度および溶接熱
影響部（以下ＨＡＺと略す）靱性が不足する。
性の小さい鋼板は、炭素当量値ＣＥが０．４０％以下で
あるため母材強度が不十分であり、仮に母材強度を満足
できたとしても母材靱性、大入熱継手強度および溶接熱
影響部（以下ＨＡＺと略す）靱性が不足する。
【０００８】ところで、橋梁、水門鉄管等の溶接構造物
の施工において入熱量が５ｋＪ／ｍｍを越えるような大
入熱サブマージアーク溶接（以下、大入熱ＳＡＷとす
る）法を採用すると仮定すると生産性が著しく向上し、
コストを大幅に低減することできる。しかしながら、大
入熱ＳＡＷによれば溶接時の入熱量が極めて大きくなる
ため、溶接継手強度が大幅に低下したり、ＨＡＺ靱性が
大幅に劣化するなど種々の問題点がある。このため従来
のＨＴ７８０の溶接施工においてはＳＡＷの入熱量を５
ｋＪ／ｍｍ以下に制限せざるを得ないのが現状である。
の施工において入熱量が５ｋＪ／ｍｍを越えるような大
入熱サブマージアーク溶接（以下、大入熱ＳＡＷとす
る）法を採用すると仮定すると生産性が著しく向上し、
コストを大幅に低減することできる。しかしながら、大
入熱ＳＡＷによれば溶接時の入熱量が極めて大きくなる
ため、溶接継手強度が大幅に低下したり、ＨＡＺ靱性が
大幅に劣化するなど種々の問題点がある。このため従来
のＨＴ７８０の溶接施工においてはＳＡＷの入熱量を５
ｋＪ／ｍｍ以下に制限せざるを得ないのが現状である。
【０００９】このような大入熱に伴う問題点を解決する
ために、例えば特開昭61-044161 号公報に記載の強度レ
ベルが８０ｋｇ／ｍｍ2 以上の高張力鋼板の製造方法が
提案されている。これには、Ｃ：０．０７〜０．１２
％、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．９８〜１．２４
％、Ｐ：０．００２％以下、Ｎｉ：０．４０〜２．０３
％、Ｃｒ：０．５５〜０．８０％、Ｍｏ：０．３０〜
０．３５％、Ｖ：０．０２５〜０．０５３％、固溶アル
ミニウム：０．０４１〜０．０５５％、（いずれも重量
％）を含有するものであって、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４）で定義されるＣｅｑ値が０．４８以上であり、Ｂ
を含有しない大入熱用の高張力鋼板の製造方法が記載さ
れている。
ために、例えば特開昭61-044161 号公報に記載の強度レ
ベルが８０ｋｇ／ｍｍ2 以上の高張力鋼板の製造方法が
提案されている。これには、Ｃ：０．０７〜０．１２
％、Ｓｉ：０．２５％以下、Ｍｎ：０．９８〜１．２４
％、Ｐ：０．００２％以下、Ｎｉ：０．４０〜２．０３
％、Ｃｒ：０．５５〜０．８０％、Ｍｏ：０．３０〜
０．３５％、Ｖ：０．０２５〜０．０５３％、固溶アル
ミニウム：０．０４１〜０．０５５％、（いずれも重量
％）を含有するものであって、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４）で定義されるＣｅｑ値が０．４８以上であり、Ｂ
を含有しない大入熱用の高張力鋼板の製造方法が記載さ
れている。
【００１０】特開昭６１−０４４１６１号公報に記載の
大入熱溶接用高張力鋼板は、鋼板は入熱量９ｋＪ／ｍｍ
のエレクトロガス溶接法を用いて溶接されることを前提
としている。しかし、橋梁などの溶接構造物の施工に用
いられるＳＡＷの場合は、エレクトロガス溶接法に比べ
同一入熱量では冷却速度が遅くなる。たとえば板厚３２
ｍｍを溶接する場合は、入熱１０ｋＪ／ｍｍのエレクト
ロガス溶接では毎秒３．５℃の冷却速度が得られるのに
対して、ＳＡＷでは毎秒１．９℃の冷却速度しか得られ
ない。このため溶接継手強度およびＨＡＺの靱性ともに
大幅に劣化する。この対策として炭素当量値をさらに高
めることも考えられるが、極端な炭素当量の増大は溶接
性の劣化を招き、またコスト上昇となるなどの問題点が
ある。また実施例の板厚は４０ｍｍあり、板厚６０ｍｍ
以上の場合、母材強度、母材靱性不足が懸念され、合金
成分および圧延仕上げ温度の最適化が必要とされる。
大入熱溶接用高張力鋼板は、鋼板は入熱量９ｋＪ／ｍｍ
のエレクトロガス溶接法を用いて溶接されることを前提
としている。しかし、橋梁などの溶接構造物の施工に用
いられるＳＡＷの場合は、エレクトロガス溶接法に比べ
同一入熱量では冷却速度が遅くなる。たとえば板厚３２
ｍｍを溶接する場合は、入熱１０ｋＪ／ｍｍのエレクト
ロガス溶接では毎秒３．５℃の冷却速度が得られるのに
対して、ＳＡＷでは毎秒１．９℃の冷却速度しか得られ
ない。このため溶接継手強度およびＨＡＺの靱性ともに
大幅に劣化する。この対策として炭素当量値をさらに高
めることも考えられるが、極端な炭素当量の増大は溶接
性の劣化を招き、またコスト上昇となるなどの問題点が
ある。また実施例の板厚は４０ｍｍあり、板厚６０ｍｍ
以上の場合、母材強度、母材靱性不足が懸念され、合金
成分および圧延仕上げ温度の最適化が必要とされる。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】以上のように溶接性、
音響異方性および大入熱溶接継手特性のいずれかに優れ
た鋼の先行技術はあるものの、これら特性をすべてを満
足する厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼は、需要家の要望が高
いにもかかわらず、未だ実現されていない。
音響異方性および大入熱溶接継手特性のいずれかに優れ
た鋼の先行技術はあるものの、これら特性をすべてを満
足する厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼は、需要家の要望が高
いにもかかわらず、未だ実現されていない。
【００１２】本発明はこれらの問題を解決するものであ
り、溶接性、音響異方性および入熱量が５ｋＪ／ｍｍを
越える大入熱サブマージアーク溶接（大入熱ＳＡＷ）に
おける溶接継手特性に優れた厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼
の製造方法を提供することを目的とする。
り、溶接性、音響異方性および入熱量が５ｋＪ／ｍｍを
越える大入熱サブマージアーク溶接（大入熱ＳＡＷ）に
おける溶接継手特性に優れた厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼
の製造方法を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】第一の発明は、重量％
で、Ｃ：０．０５５〜０．０８４％、Ｓｉ：０．０１〜
０．３％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１％以
下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．５〜２．５％、Ｃ
ｒ：０．２〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０
８％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、Ｃｅｑ
＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で定義されるＣｅｑ値が０．４
８以上であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる
実質的にＢを含有しない鋼を、１０００〜１２００℃の
温度範囲に加熱し、Ｔ＝（２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃ
ｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋
５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８√板厚（ｍｍ）＋８３
０）なるパラメーターＴに対してＴ〜１０５０℃の範囲
内に熱間圧延を終了させ、Ａｒ３変態点以上から直接焼
入し、６００℃以上Ａｃ１変態点以下の温度に焼戻し処
理し、溶接性、音響異方性および大入熱溶接継手特性に
優れたことを特徴とする厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製
造方法である。
で、Ｃ：０．０５５〜０．０８４％、Ｓｉ：０．０１〜
０．３％、Ｍｎ：０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１％以
下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．５〜２．５％、Ｃ
ｒ：０．２〜１．０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎ
ｂ：０．００５〜０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０
８％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、Ｃｅｑ
＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５
＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で定義されるＣｅｑ値が０．４
８以上であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる
実質的にＢを含有しない鋼を、１０００〜１２００℃の
温度範囲に加熱し、Ｔ＝（２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃ
ｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋
５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８√板厚（ｍｍ）＋８３
０）なるパラメーターＴに対してＴ〜１０５０℃の範囲
内に熱間圧延を終了させ、Ａｒ３変態点以上から直接焼
入し、６００℃以上Ａｃ１変態点以下の温度に焼戻し処
理し、溶接性、音響異方性および大入熱溶接継手特性に
優れたことを特徴とする厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製
造方法である。
【００１４】第二の発明は、重量％で、Ｃ：０．０５５
〜０．０８４％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：
０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１
％以下、Ｎｉ：０．５〜２．５％、Ｃｒ：０．２〜１．
０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜
０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．０
０１〜０．００６％を含有し、さらにＣｕ：０．０１〜
０．５％、Ｖ：０．０２〜０．１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０２％の一種または二種以上を含有し、Ｃｅｑ＝
（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋
Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で定義されるＣｅｑ値が０．４８
以上であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる実
質的にＢを含有しない鋼を、１０００〜１２００℃の温
度範囲に加熱し、Ｔ＝（２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃｒ
＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋５
００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８√板厚（ｍｍ）＋８３
０）なるパラメーターＴに対してＴ〜１０５０℃の範囲
内に熱間圧延を終了させ、Ａｒ３変態点以上から直接焼
入し、６００℃以上Ａｃ１変態点以下の温度に焼戻し処
理し、溶接性、音響異方性および大入熱溶接継手特性に
優れたことを特徴とする厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製
造方法である。
〜０．０８４％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：
０．８〜１．５％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１
％以下、Ｎｉ：０．５〜２．５％、Ｃｒ：０．２〜１．
０％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜
０．０３％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．０
０１〜０．００６％を含有し、さらにＣｕ：０．０１〜
０．５％、Ｖ：０．０２〜０．１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．０２％の一種または二種以上を含有し、Ｃｅｑ＝
（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋
Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で定義されるＣｅｑ値が０．４８
以上であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる実
質的にＢを含有しない鋼を、１０００〜１２００℃の温
度範囲に加熱し、Ｔ＝（２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃｒ
＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋５
００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８√板厚（ｍｍ）＋８３
０）なるパラメーターＴに対してＴ〜１０５０℃の範囲
内に熱間圧延を終了させ、Ａｒ３変態点以上から直接焼
入し、６００℃以上Ａｃ１変態点以下の温度に焼戻し処
理し、溶接性、音響異方性および大入熱溶接継手特性に
優れたことを特徴とする厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製
造方法である。
【００１５】ここで、厚物とは、一般に、板厚５０ｍｍ
以上のものをいう。また、明細書中の「√板厚（ｍ
ｍ）」とは、（板厚：ｍｍ）0.5 を意味する。また、実
質的にＢを含有しないとは、Ｂ：０．０００２％以下を
意味する。
以上のものをいう。また、明細書中の「√板厚（ｍ
ｍ）」とは、（板厚：ｍｍ）0.5 を意味する。また、実
質的にＢを含有しないとは、Ｂ：０．０００２％以下を
意味する。
【００１６】
【作用】本発明の構成要素限定理由は次のとおりであ
る。 １）Ｃ：０．０５５〜０．０８４％ Ｃは母材強度および大入熱溶接継手強度を向上させるた
めに添加する。０．０５５％未満では強度不足となり、
０．０８４％をこえると溶接性および大入熱継手靱性が
著しく劣化する。
る。 １）Ｃ：０．０５５〜０．０８４％ Ｃは母材強度および大入熱溶接継手強度を向上させるた
めに添加する。０．０５５％未満では強度不足となり、
０．０８４％をこえると溶接性および大入熱継手靱性が
著しく劣化する。
【００１７】２）Ｓｉ：０．０１〜０．３％ Ｓｉは母材強度および溶接継手強度を向上させるために
添加する。０．０１％未満では強度不足となり、０．３
％をこえると溶接性および大入熱溶接継手靱性が著しく
劣化する。
添加する。０．０１％未満では強度不足となり、０．３
％をこえると溶接性および大入熱溶接継手靱性が著しく
劣化する。
【００１８】３）Ｍｎ：０．８〜１．５％ Ｍｎは母材強度および溶接継手強度を向上させるために
添加する。０．８％未満では強度不足となり、１．５％
を超えると溶接性が劣化する。
添加する。０．８％未満では強度不足となり、１．５％
を超えると溶接性が劣化する。
【００１９】４）Ｐ：０．０１％以下 不純物元素であるＰは０．０１％を超えると大入熱溶接
継手靱性が劣化する。 ５）Ｓ：０．０１％以下 不純物元素であるＳは０．０１％を超えると大入熱溶接
継手靱性が著しく劣化する。
継手靱性が劣化する。 ５）Ｓ：０．０１％以下 不純物元素であるＳは０．０１％を超えると大入熱溶接
継手靱性が著しく劣化する。
【００２０】６）Ｎｉ：０．５〜２．５％ Ｎｉは母材強度、靱性および大入熱溶接継手強度を向上
させるために添加する。０．５％未満では靱性不足とな
り、２．５％を超えると経済性を損なう。
させるために添加する。０．５％未満では靱性不足とな
り、２．５％を超えると経済性を損なう。
【００２１】７）Ｃｒ：０．２〜１．０％ Ｃｒは母材強度および大入熱溶接継手強度を向上させる
ために添加する。しかし、０．２％未満では強度不足と
なり、１．０％を超える添加は溶接性が損なわれる。
ために添加する。しかし、０．２％未満では強度不足と
なり、１．０％を超える添加は溶接性が損なわれる。
【００２２】８）Ｍｏ：０．１〜０．８％ Ｍｏは母材強度および大入熱溶接継手強度を向上させる
ために添加する。０．１％未満では強度不足となり、
０．８％を超える添加は溶接性が損なわれる。
ために添加する。０．１％未満では強度不足となり、
０．８％を超える添加は溶接性が損なわれる。
【００２３】９）Ｎｂ：０．００５〜０．０３％ Ｎｂは母材強度および大入熱溶接継手強度を向上させ、
さらに大入熱溶接時のＨＡＺにおいて粗大炭化物の生成
を抑制してＨＡＺ靱性を向上させるために添加する。
０．００５％未満では大入熱継手強度、ＨＡＺ靱性が不
足し、０．０３％を超える添加は大入熱溶接金属の靱性
が損なわれる。
さらに大入熱溶接時のＨＡＺにおいて粗大炭化物の生成
を抑制してＨＡＺ靱性を向上させるために添加する。
０．００５％未満では大入熱継手強度、ＨＡＺ靱性が不
足し、０．０３％を超える添加は大入熱溶接金属の靱性
が損なわれる。
【００２４】１０）Ａｌ：０．０１〜０．０８％以下 Ａｌは一般に脱酸およびミクロ組織の微細化による母材
靱性を向上させるために添加する。０．０１％未満では
その効果が不十分であり、０．０８％を超える添加はか
えって母材靱性を劣化させる。
靱性を向上させるために添加する。０．０１％未満では
その効果が不十分であり、０．０８％を超える添加はか
えって母材靱性を劣化させる。
【００２５】１１）Ｎ：０．００１〜０．００６％ ＮはＡｌと結合して（炭）窒化物を形成し、オーステナ
イト粒の粗大化を抑制して母材靱性を向上させるため添
加する。０．００１％未満では析出物の量が不足し、
０．００６％を超える添加はかえって母材靱性、大入熱
溶接継手靱性が劣化する。
イト粒の粗大化を抑制して母材靱性を向上させるため添
加する。０．００１％未満では析出物の量が不足し、
０．００６％を超える添加はかえって母材靱性、大入熱
溶接継手靱性が劣化する。
【００２６】１２）実質的にＢを含まない不純物元素で
ある（Ｂ：０．０００２％以下） 不純物元素であるＢは微量であっても溶接性および大入
熱継手靱性を著しく劣化させるため、本発明においては
その含有量を０．０００２％以下に抑えることが望まし
い。
ある（Ｂ：０．０００２％以下） 不純物元素であるＢは微量であっても溶接性および大入
熱継手靱性を著しく劣化させるため、本発明においては
その含有量を０．０００２％以下に抑えることが望まし
い。
【００２７】本発明では、上記の合金元素の他にさらに
下記のＣｕ，Ｖ，Ｔｉから選択された元素の中から一種
または二種以上を含有しても好ましい結果が得られる。 １３）Ｃｕ：０．０１〜０．５％ Ｃｕは母材強度および大入熱溶接継手強度を向上させる
ために添加する。しかし、０．０１％未満では強度不足
となり、０．５％を超える添加は大入熱溶接時の溶接金
属高温割れが発生しやすくなる。
下記のＣｕ，Ｖ，Ｔｉから選択された元素の中から一種
または二種以上を含有しても好ましい結果が得られる。 １３）Ｃｕ：０．０１〜０．５％ Ｃｕは母材強度および大入熱溶接継手強度を向上させる
ために添加する。しかし、０．０１％未満では強度不足
となり、０．５％を超える添加は大入熱溶接時の溶接金
属高温割れが発生しやすくなる。
【００２８】１４）Ｖ：０．０２〜０．１％ Ｖは母材強度および大入熱溶接継手強度を向上させるた
めに添加する。０．０２％未満では強度不足となり、
０．１％を超える添加は母材靱性および溶接性が損なわ
れる。
めに添加する。０．０２％未満では強度不足となり、
０．１％を超える添加は母材靱性および溶接性が損なわ
れる。
【００２９】１５）Ｔｉ：０．００５〜０．０２％ Ｔｉはミクロ組織の微細化を通じて母材靱性および溶接
継手靱性ともに向上させるために添加する。０．００５
％未満ではその効果は不十分であり、０．１％を超える
添加はかえって母材靱性および大入熱溶接継手靱性を劣
化させる。
継手靱性ともに向上させるために添加する。０．００５
％未満ではその効果は不十分であり、０．１％を超える
添加はかえって母材靱性および大入熱溶接継手靱性を劣
化させる。
【００３０】１６）Ｃｅｑ（炭素等量値）：０．４８以
上 焼入れ性の指標であるＣｅｑは、母材強度および靱性、
大入熱溶接継手強度および靱性を確保するために０．４
８以上とする。
上 焼入れ性の指標であるＣｅｑは、母材強度および靱性、
大入熱溶接継手強度および靱性を確保するために０．４
８以上とする。
【００３１】ただし、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／
２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で
ある。次に、製造条件の限定理由を述べる。
２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で
ある。次に、製造条件の限定理由を述べる。
【００３２】１７）スラブ加熱温度：１０００〜１２０
０℃ 合金元素の固溶を図り十分な焼入れ性を確保するととも
に、所定の圧延仕上温度を達成するため、加熱温度は１
０００℃以上とする必要がある。しかし１２００℃を超
える加熱温度はミクロ組織の粗大化によって母材靱性を
損なう。
０℃ 合金元素の固溶を図り十分な焼入れ性を確保するととも
に、所定の圧延仕上温度を達成するため、加熱温度は１
０００℃以上とする必要がある。しかし１２００℃を超
える加熱温度はミクロ組織の粗大化によって母材靱性を
損なう。
【００３３】１８）直接焼き入れ時の圧延仕上温度：Ｔ
〜１０５０℃ ただし、Ｔ＝（２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃｒ＋１００
Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋５００（Ｔ
ｉ−３．４２Ｎ）−８√板厚（ｍｍ）＋８３０）であ
る。
〜１０５０℃ ただし、Ｔ＝（２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃｒ＋１００
Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋５００（Ｔ
ｉ−３．４２Ｎ）−８√板厚（ｍｍ）＋８３０）であ
る。
【００３４】本発明において圧延仕上温度は母材強度、
母材靱性、音響異方性に大きな影響をおよぼす要素であ
り、添加元素の量に応じて厳密に限定する必要がある。
圧延仕上温度がＴ℃より低くなると、母材靱性は低下
し、音響異方性は増大する。したがって下限温度をＴ℃
と限定する。一方、圧延仕上温度が１０５０℃を超える
とミクロ組織が粗大化し母材靱性の劣化が著しくなる。
したがって上限温度を１０５０℃と限定する。
母材靱性、音響異方性に大きな影響をおよぼす要素であ
り、添加元素の量に応じて厳密に限定する必要がある。
圧延仕上温度がＴ℃より低くなると、母材靱性は低下
し、音響異方性は増大する。したがって下限温度をＴ℃
と限定する。一方、圧延仕上温度が１０５０℃を超える
とミクロ組織が粗大化し母材靱性の劣化が著しくなる。
したがって上限温度を１０５０℃と限定する。
【００３５】直接焼き入れ温度をＡｒ３変態点以上とし
た理由は、母材強度および母材靱性確保のためである。 １９）焼戻し温度：６００℃以上Ａｃ１変態点以下 焼戻し温度は、大入熱継手強度確保のため６００℃以上
にする必要がある。しかし焼き戻しをＡｃ１変態点を超
える温度にて実施すると過度の強度低下を引き起こす。
た理由は、母材強度および母材靱性確保のためである。 １９）焼戻し温度：６００℃以上Ａｃ１変態点以下 焼戻し温度は、大入熱継手強度確保のため６００℃以上
にする必要がある。しかし焼き戻しをＡｃ１変態点を超
える温度にて実施すると過度の強度低下を引き起こす。
【００３６】
【実施例】以下、表１〜表４を参照して本発明の種々の
実施例について説明する。表１、表２に化学成分、板厚
を示す。なおＣｅｑはＣｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／
２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で
表される炭素当量式により求めた値を示している。また
表２の最右欄のＴはＴ＝（２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃ
ｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋
５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８√板厚（ｍｍ）＋８３
０）で表される式より求めた値を示している。表１、表
２中の１〜１８は本発明の鋼種であり、１９〜２７は成
分組成の点で本発明の範囲外となる比較鋼を示してい
る。
実施例について説明する。表１、表２に化学成分、板厚
を示す。なおＣｅｑはＣｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／
２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で
表される炭素当量式により求めた値を示している。また
表２の最右欄のＴはＴ＝（２０Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃ
ｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋
５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−８√板厚（ｍｍ）＋８３
０）で表される式より求めた値を示している。表１、表
２中の１〜１８は本発明の鋼種であり、１９〜２７は成
分組成の点で本発明の範囲外となる比較鋼を示してい
る。
【００３７】表３，表４は、表１、表２に示した組成の
諸性質について調べた結果をまとめたものである。具体
的には表中のスラブ加熱温度、圧延仕上温度、焼戻温度
で製造したときの機械的性質（降伏強度、引張強度）、
靱性（破面遷移温度ｖＴｓ）、音響異方性、溶接性（最
高硬さ）、大入熱溶接性（大入熱ＨＡＺｖＴｓ）を示し
ている。また鋼種１．１と１．２は表１、表２の鋼種１
と同じ組成の鋼板を圧延仕上温度を変化させて製造した
ものである（鋼種１．１は本発明の範囲、鋼種１．２は
本発明から外れる）。以下、諸性質について順に説明す
る。
諸性質について調べた結果をまとめたものである。具体
的には表中のスラブ加熱温度、圧延仕上温度、焼戻温度
で製造したときの機械的性質（降伏強度、引張強度）、
靱性（破面遷移温度ｖＴｓ）、音響異方性、溶接性（最
高硬さ）、大入熱溶接性（大入熱ＨＡＺｖＴｓ）を示し
ている。また鋼種１．１と１．２は表１、表２の鋼種１
と同じ組成の鋼板を圧延仕上温度を変化させて製造した
ものである（鋼種１．１は本発明の範囲、鋼種１．２は
本発明から外れる）。以下、諸性質について順に説明す
る。
【００３８】１）機械的性質 各鋼種の降伏強度、引張強度はＪＩＳ４号試験片を用い
て測定した。降伏強さが６８５Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強
度が７８０Ｎ／ｍｍ2 以上となるものを合格とした。本
発明鋼では降伏強度、引張強度いずれも合格であった
が、比較例の鋼種１．２は圧延仕上温度がＴ℃より低い
ため、また比較例の鋼種１９ではＣが０．０５４％と低
いため強度不良が認められた。
て測定した。降伏強さが６８５Ｎ／ｍｍ2 以上、引張強
度が７８０Ｎ／ｍｍ2 以上となるものを合格とした。本
発明鋼では降伏強度、引張強度いずれも合格であった
が、比較例の鋼種１．２は圧延仕上温度がＴ℃より低い
ため、また比較例の鋼種１９ではＣが０．０５４％と低
いため強度不良が認められた。
【００３９】２）破面遷移温度 破面遷移温度（ｖＴｓ）はＪＩＳ４号試験片（ＪＩＳ
Ｚ ２２０２）を用いて２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃
試験（加重９８Ｎ）で測定した。母材の破面遷移温度が
−４０℃以下となるものを合格とした。本発明鋼では、
いずれも破面遷移温度が合格であったが、比較例の鋼種
１．２は圧延仕上温度がＴ℃より低いため、比較例の鋼
種１９ではＣが０．０５４％と低いため、鋼種２１では
Ｎｉが０．４５％と低いため、鋼種２６ではＣｅｑが
０．４７と低いため靱性不良が認められた。
Ｚ ２２０２）を用いて２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃
試験（加重９８Ｎ）で測定した。母材の破面遷移温度が
−４０℃以下となるものを合格とした。本発明鋼では、
いずれも破面遷移温度が合格であったが、比較例の鋼種
１．２は圧延仕上温度がＴ℃より低いため、比較例の鋼
種１９ではＣが０．０５４％と低いため、鋼種２１では
Ｎｉが０．４５％と低いため、鋼種２６ではＣｅｑが
０．４７と低いため靱性不良が認められた。
【００４０】３）音響異方性 音響異方性はＪＩＳ Ｚ ３０６０に規定された超音波
試験に準拠して評価し、音速比が１．０２以下となるも
のを合格とした。本発明鋼ではいずれも音響異方性が合
格であったが、比較例の鋼種１．２は圧延仕上温度がＴ
℃より低いため音響異方性不良が認められた。
試験に準拠して評価し、音速比が１．０２以下となるも
のを合格とした。本発明鋼ではいずれも音響異方性が合
格であったが、比較例の鋼種１．２は圧延仕上温度がＴ
℃より低いため音響異方性不良が認められた。
【００４１】４）溶接性 溶接性は溶接部の最高硬さ試験によって評価した。下記
条件にて各鋼種ＪＩＳ１号試験片（ＪＩＳ Ｚ ３１０
１）を採取し、各鋼種を下記条件で溶接して、ビッカー
ス硬度計により溶接部の最高硬さＨｖ（９８Ｎ）を求め
た。最高硬さが３５０以下となるものを合格とした。 溶接方法：被覆アーク溶接 入熱：１．７ｋＪ／ｍｍ 溶接雰囲気温度：２０℃ 溶接湿度：６０％ 本発明鋼はいずれも溶接性が優れていたが、比較例の鋼
種２０はＣが０．０８７％と高いため、比較例の鋼種２
２はＣｒが１．０８％と高いため、比較例の鋼種２３は
Ｍｏが０．８７％と高いため、鋼種２７はＢが添加され
ているため溶接性の不良が認められた。
条件にて各鋼種ＪＩＳ１号試験片（ＪＩＳ Ｚ ３１０
１）を採取し、各鋼種を下記条件で溶接して、ビッカー
ス硬度計により溶接部の最高硬さＨｖ（９８Ｎ）を求め
た。最高硬さが３５０以下となるものを合格とした。 溶接方法：被覆アーク溶接 入熱：１．７ｋＪ／ｍｍ 溶接雰囲気温度：２０℃ 溶接湿度：６０％ 本発明鋼はいずれも溶接性が優れていたが、比較例の鋼
種２０はＣが０．０８７％と高いため、比較例の鋼種２
２はＣｒが１．０８％と高いため、比較例の鋼種２３は
Ｍｏが０．８７％と高いため、鋼種２７はＢが添加され
ているため溶接性の不良が認められた。
【００４２】５）大入熱溶接継手特性 大入熱溶接継手特性は大入熱ＳＡＷボンド部及び溶接金
属部のシャルピー衝撃試験によって評価した。ＳＡＷの
入熱量は１２ｋＪ／ｍｍ、開先はＸ開先とした。シャル
ピー衝撃試験は溶接のファイナル側１／４ｔから採取
し、ノッチ位置をＨＡＺ中央、ボンドおよび一部溶接金
属中央に形成したＪＩＳ４号試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２
０２）を用いて実施し、ｖＴｓが０℃以下となるものを
合格とした。
属部のシャルピー衝撃試験によって評価した。ＳＡＷの
入熱量は１２ｋＪ／ｍｍ、開先はＸ開先とした。シャル
ピー衝撃試験は溶接のファイナル側１／４ｔから採取
し、ノッチ位置をＨＡＺ中央、ボンドおよび一部溶接金
属中央に形成したＪＩＳ４号試験片（ＪＩＳ Ｚ ２２
０２）を用いて実施し、ｖＴｓが０℃以下となるものを
合格とした。
【００４３】本発明の鋼はいずれも大入熱溶接継手特性
が優れていたが、比較例の鋼種２０はＣが０．０８７％
と高いため、比較例の鋼種２５はＮｂが０．００３％と
低いため、比較例の鋼種２６はＣｅｑが０．４７と低い
ため、比較例の鋼種２８はＢが０．００１２％と高いた
め大入熱溶接継手靱性の不良が認められた。また比較例
の鋼種２４はＮｂが０．０４１％と高いため大入熱溶接
金属部の靱性不良が認められた。
が優れていたが、比較例の鋼種２０はＣが０．０８７％
と高いため、比較例の鋼種２５はＮｂが０．００３％と
低いため、比較例の鋼種２６はＣｅｑが０．４７と低い
ため、比較例の鋼種２８はＢが０．００１２％と高いた
め大入熱溶接継手靱性の不良が認められた。また比較例
の鋼種２４はＮｂが０．０４１％と高いため大入熱溶接
金属部の靱性不良が認められた。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
【表３】
【００４７】
【表４】
【００４８】
【発明の効果】本発明方法によれば、溶接性と音響異方
性かつ入熱５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接継手特性のい
ずれにも優れた厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法を
得ることができる。
性かつ入熱５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接継手特性のい
ずれにも優れた厚物７８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法を
得ることができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０５５〜０．０８４
％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．８〜１．５
％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：
０．５〜２．５％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｍｏ：
０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００
６％を含有し、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋
Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４）で定義さ
れるＣｅｑ値が０．４８以上であり、残部が鉄および不
可避的不純物からなる実質的にＢを含有しない鋼を、 １０００〜１２００℃の温度範囲に加熱し、Ｔ＝（２０
Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ
＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−
８√板厚（ｍｍ）＋８３０）なるパラメーターＴに対し
てＴ〜１０５０℃の範囲内に熱間圧延を終了させ、Ａｒ
３変態点以上から直接焼入し、６００℃以上Ａｃ１変態
点以下の温度に焼戻し処理し、溶接性、音響異方性およ
び大入熱溶接継手特性に優れたことを特徴とする厚物７
８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０５５〜０．０８４
％、Ｓｉ：０．０１〜０．３％、Ｍｎ：０．８〜１．５
％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：
０．５〜２．５％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｍｏ：
０．１〜０．８％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％、Ａ
ｌ：０．０１〜０．０８％、Ｎ：０．００１〜０．００
６％を含有し、さらにＣｕ：０．０１〜０．５％、Ｖ：
０．０２〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％の
一種または二種以上を含有し、Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６
＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／
１４）で定義されるＣｅｑ値が０．４８以上であり、残
部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＢを含有
しない鋼を、 １０００〜１２００℃の温度範囲に加熱し、Ｔ＝（２０
Ｍｎ＋１０Ｎｉ＋１５Ｃｒ＋１００Ｍｏ＋１５００Ｎｂ
＋１５Ｃｕ＋１５０Ｖ＋５００（Ｔｉ−３．４２Ｎ）−
８√板厚（ｍｍ）＋８３０）なるパラメーターＴに対し
てＴ〜１０５０℃の範囲内に熱間圧延を終了させ、Ａｒ
３変態点以上から直接焼入し、６００℃以上Ａｃ１変態
点以下の温度に焼戻し処理し、溶接性、音響異方性およ
び大入熱溶接継手特性に優れたことを特徴とする厚物７
８０Ｎ／ｍｍ2 級鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13935595A JPH08333626A (ja) | 1995-06-06 | 1995-06-06 | 溶接性、音響異方性および大入熱継手特性に優れた厚物鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13935595A JPH08333626A (ja) | 1995-06-06 | 1995-06-06 | 溶接性、音響異方性および大入熱継手特性に優れた厚物鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08333626A true JPH08333626A (ja) | 1996-12-17 |
Family
ID=15243406
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13935595A Pending JPH08333626A (ja) | 1995-06-06 | 1995-06-06 | 溶接性、音響異方性および大入熱継手特性に優れた厚物鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08333626A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102839330A (zh) * | 2011-06-24 | 2012-12-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 800MPa级高强度大线能量焊接用厚板 |
| CN103911557A (zh) * | 2014-04-16 | 2014-07-09 | 唐山国丰钢铁有限公司 | 一种建筑模板拉片用钢及其生产工艺 |
| CN110819770A (zh) * | 2019-10-28 | 2020-02-21 | 鞍钢股份有限公司 | 一种大厚度加氢反应器壳体用钢板及其制造方法 |
-
1995
- 1995-06-06 JP JP13935595A patent/JPH08333626A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102839330A (zh) * | 2011-06-24 | 2012-12-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 800MPa级高强度大线能量焊接用厚板 |
| CN102839330B (zh) * | 2011-06-24 | 2015-05-20 | 宝山钢铁股份有限公司 | 800MPa级高强度大线能量焊接用厚板 |
| CN103911557A (zh) * | 2014-04-16 | 2014-07-09 | 唐山国丰钢铁有限公司 | 一种建筑模板拉片用钢及其生产工艺 |
| CN110819770A (zh) * | 2019-10-28 | 2020-02-21 | 鞍钢股份有限公司 | 一种大厚度加氢反应器壳体用钢板及其制造方法 |
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