JPS6070120A - 溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法 - Google Patents
溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法Info
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- JPS6070120A JPS6070120A JP17770183A JP17770183A JPS6070120A JP S6070120 A JPS6070120 A JP S6070120A JP 17770183 A JP17770183 A JP 17770183A JP 17770183 A JP17770183 A JP 17770183A JP S6070120 A JPS6070120 A JP S6070120A
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
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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】
この発明は、降伏点： ９０ Ｋｇｆ／−以上、引張強
さ：９７Ｋｑｆ／−以上、衝撃破面遷移温度ニー６０℃
以下の高強度高靭性鋼材の製造方法、特に前記特性金儲
えた板厚＝４０調以上の高張力鋼板をも安定して製造し
得る方法に関するものである。
さ：９７Ｋｑｆ／−以上、衝撃破面遷移温度ニー６０℃
以下の高強度高靭性鋼材の製造方法、特に前記特性金儲
えた板厚＝４０調以上の高張力鋼板をも安定して製造し
得る方法に関するものである。
近年、各種鋼構造物に大型化の一途全たどっており、こ
れにともない使用される高張力鋼板は益々高強度化され
る傾向があり、例えば、揚水発電所の水圧鉄管には１８
０ｍｍ厚のＨＴ８０鋼板（引張強さ：８０Ｋｙｆ／−以
上全目安とするもの〕が使用されるに至っている。
れにともない使用される高張力鋼板は益々高強度化され
る傾向があり、例えば、揚水発電所の水圧鉄管には１８
０ｍｍ厚のＨＴ８０鋼板（引張強さ：８０Ｋｙｆ／−以
上全目安とするもの〕が使用されるに至っている。
しかしながら、現在、この種の構造物には、引張強さ：
６０Ｋｇｆ／−以上を目安とするＨＴ６０鋼板や、前記
ＨＴ８０鋼板が使用に供されてはいるものの、降伏点：
９０ＫＬｉｆ／−以上、引張強さ：９７に９ｆ／−以上
の高強度を有するＨＴ１００級鋼板の使用に踏み切れな
いでいるのが現状であった。
６０Ｋｇｆ／−以上を目安とするＨＴ６０鋼板や、前記
ＨＴ８０鋼板が使用に供されてはいるものの、降伏点：
９０ＫＬｉｆ／−以上、引張強さ：９７に９ｆ／−以上
の高強度を有するＨＴ１００級鋼板の使用に踏み切れな
いでいるのが現状であった。
なぜなら、
■ 板厚：４０■以上の厚鋼板について、降伏点： ９
０ Ｋｇｆ ／ｍＵ以上、引張強さ：９７に４ｆ／−以
上の高強度を得ることが極めて困難であること、■ 前
記所定の強度と同時に、衝撃破面遷移温度ニー６０℃以
下という優れた低温靭性を鋼材に満足せしめることが極
めて困難であること、■ 更に、実際の構造物施工」二
何ら問題ないだけの溶接性を上述のような高強度ｆｌＰ
Ｈに付与することが難かしいこと。
０ Ｋｇｆ ／ｍＵ以上、引張強さ：９７に４ｆ／−以
上の高強度を得ることが極めて困難であること、■ 前
記所定の強度と同時に、衝撃破面遷移温度ニー６０℃以
下という優れた低温靭性を鋼材に満足せしめることが極
めて困難であること、■ 更に、実際の構造物施工」二
何ら問題ないだけの溶接性を上述のような高強度ｆｌＰ
Ｈに付与することが難かしいこと。
等のような問題全解決できないからであった。
ところで、従来試作されているＨＴ１００鋼材は、主と
して板厚：２０〜４０諭の鋼板であり、強度を確保する
ためにＣを０．１５％以上、或いはＶ’（ｉ＝０．０６
係以上含有しており、このため母材靭性に劣る上（衝撃
破面遷移温度ニー４０℃以」−）、溶接性についても十
分に配慮されているとは言い難いものであった。しかも
、板厚ｆ １００ ａｍ程度に増加させるためには、焼
入れ性を従来以上に増加させる必要があり、必然的に合
金元素の添加量全増加せざるを得ないという事情が生ず
るが、単純に合金元素量を増加させるだけでは母材靭性
や溶接性の更なる劣化を招くという問題を免れることが
できなかったのである。
して板厚：２０〜４０諭の鋼板であり、強度を確保する
ためにＣを０．１５％以上、或いはＶ’（ｉ＝０．０６
係以上含有しており、このため母材靭性に劣る上（衝撃
破面遷移温度ニー４０℃以」−）、溶接性についても十
分に配慮されているとは言い難いものであった。しかも
、板厚ｆ １００ ａｍ程度に増加させるためには、焼
入れ性を従来以上に増加させる必要があり、必然的に合
金元素の添加量全増加せざるを得ないという事情が生ず
るが、単純に合金元素量を増加させるだけでは母材靭性
や溶接性の更なる劣化を招くという問題を免れることが
できなかったのである。
本発明者等は、上述のような観点から、溶接構造物部材
として使用できるだけの靭性値（衝撃破面遷移温度ニー
６０℃以下）と溶接性〔溶接割れ感受性指数（ＰｃＭ
）が０．３１係以下：但し、ＰｃＭ２Ｏ１５１０ で表わされるものであり、以下、成分割合を表わす係は
重量係とする〕とを備え、更に構造物の大型化に対応で
きるだけの肉厚（４０論以上）を有するＨＴ１００鋼材
を提供すべく、特に、従来の高張力鋼における微量元素
の影響に着目して研究を行った結果、以下（ａ）〜（ｅ
）に示される如き知見全得るに至ったのである。即ち、 （ａ） 従来の高張力鋼は、通常、０．００８〜０．０
１５係程度のＮ金工純物として含有しているが、このＮ
含有量を、特に０．００４０係以下という低い値にまで
低減すると鋼の焼入れ性が一段と向上し、合金成分を多
量に添加することなくマルテンサイトとベイナイトとの
混合組織を容易に得られるようになること。
として使用できるだけの靭性値（衝撃破面遷移温度ニー
６０℃以下）と溶接性〔溶接割れ感受性指数（ＰｃＭ
）が０．３１係以下：但し、ＰｃＭ２Ｏ１５１０ で表わされるものであり、以下、成分割合を表わす係は
重量係とする〕とを備え、更に構造物の大型化に対応で
きるだけの肉厚（４０論以上）を有するＨＴ１００鋼材
を提供すべく、特に、従来の高張力鋼における微量元素
の影響に着目して研究を行った結果、以下（ａ）〜（ｅ
）に示される如き知見全得るに至ったのである。即ち、 （ａ） 従来の高張力鋼は、通常、０．００８〜０．０
１５係程度のＮ金工純物として含有しているが、このＮ
含有量を、特に０．００４０係以下という低い値にまで
低減すると鋼の焼入れ性が一段と向上し、合金成分を多
量に添加することなくマルテンサイトとベイナイトとの
混合組織を容易に得られるようになること。
（ｂ） 鋼中のＮ含有量’ｋｏ、００４０％以下に低減
すると、微量の■添加で十分な析出強化を得ることがで
き、このためＶの添加量ｉ０．０６％以下に制限するこ
とが可能となって、析出強化による母材靭性の劣化、溶
接性の劣化を抑制できること。
すると、微量の■添加で十分な析出強化を得ることがで
き、このためＶの添加量ｉ０．０６％以下に制限するこ
とが可能となって、析出強化による母材靭性の劣化、溶
接性の劣化を抑制できること。
（Ｃ）更に、Ｐ含有量ｉ０．００８％以下に下げ、５−
かつ焼入れ処理に続いて、所定温度に加熱保持した後の
冷却全水冷とした焼もどし処理を施すと、従来の焼もど
し温度よりも低い焼もどし温度であっても十分に満足し
得る低温靭性を備えた鋼材が得られること、 （ｄ） また、従来の高張力鋼は、脱酸及び焼もどし軟
化抵抗全付与すること全目的として０．３％程度のＳｉ
ミラ有しているが、このＳ１含有量を、特に０．１５％
以下にすると焼入れの際に微量のベイナイトが生成する
こととなり、低温靭性が大幅に向上すること、 （θ） このように、鋼中のＮ量全低減し、更にＳｉ。
冷却全水冷とした焼もどし処理を施すと、従来の焼もど
し温度よりも低い焼もどし温度であっても十分に満足し
得る低温靭性を備えた鋼材が得られること、 （ｄ） また、従来の高張力鋼は、脱酸及び焼もどし軟
化抵抗全付与すること全目的として０．３％程度のＳｉ
ミラ有しているが、このＳ１含有量を、特に０．１５％
以下にすると焼入れの際に微量のベイナイトが生成する
こととなり、低温靭性が大幅に向上すること、 （θ） このように、鋼中のＮ量全低減し、更にＳｉ。
Ｐ及びＳの含有量をも低く抑え、かつ微量のＶとＢｉ添
加した上で、これに焼入れ処理と、所定温度に加熱後水
冷するという焼もどし処理とを施すと、例え肉厚が４０
ｍｍＴｈ越えるものであっても。
加した上で、これに焼入れ処理と、所定温度に加熱後水
冷するという焼もどし処理とを施すと、例え肉厚が４０
ｍｍＴｈ越えるものであっても。
強度と靭性に優れ、かつ良好な溶接性金儲えた１００に
９ｆ／−縁高張力鋼材が安定して得られること。
９ｆ／−縁高張力鋼材が安定して得られること。
この発明は、上記知見に基づいてなされたもの６一
であり、
Ｃ：０．０７〜０．１５係、Ｓｉ：０．１５係以下。
Ｍｎ： ０．４０〜１．００ ％、 Ｃｒ： ０．４０
〜１．２０ ％。
〜１．２０ ％。
Ｎｉ：２．０〜４．２ ％、 Ｍｏ ： ０．４０〜０
．８０係。
．８０係。
Ｖ：０．０１〜０．０６％。
Ｂ：０．０００４〜０．００１５係。
Ｃｕ：０．５０係以下。
Ｓｏｔ、Ｍ ： ０．０１０〜０．１００係。
Ｐ：０．００８係以下、Ｓ：０．００３係以下。
Ｎ：０．００４０係以下。
Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残り、から成り、かつ
溶接割れ感受性指数（ＰｃＭ ）が０．３１％以下であ
る成分組成範囲の鋼に、ｃＡｃ３変態点〜１０００℃〕
の温度域に加熱後、焼入れし、次いで５６０〜６３０℃
に加熱後水冷するという焼もどし処理を施すことにより
、優れた靭性と高強度金儲え、かつ溶接性の良好な、４
０胡以」二の肉厚のものをも含む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。
溶接割れ感受性指数（ＰｃＭ ）が０．３１％以下であ
る成分組成範囲の鋼に、ｃＡｃ３変態点〜１０００℃〕
の温度域に加熱後、焼入れし、次いで５６０〜６３０℃
に加熱後水冷するという焼もどし処理を施すことにより
、優れた靭性と高強度金儲え、かつ溶接性の良好な、４
０胡以」二の肉厚のものをも含む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。
次いで、この発明の方法において、鋼の化学成分組成及
び熱処理条件全上記のように数値限定した理由を説明す
る。
び熱処理条件全上記のように数値限定した理由を説明す
る。
Ａ、鋼の化学成分組成
ａ） Ｃ
Ｃ成分には、鋼の焼入れ性と強度全確保する作用がある
が、その含有量が０．０７％未満では前記作用に所望の
効果を得ることができず、他方０．１５％を越えて含有
させると溶接性、特に低温割れ性を著しく劣化させるこ
とから、Ｃ含有量ｉ０．０７〜０．１５係と定めた。
が、その含有量が０．０７％未満では前記作用に所望の
効果を得ることができず、他方０．１５％を越えて含有
させると溶接性、特に低温割れ性を著しく劣化させるこ
とから、Ｃ含有量ｉ０．０７〜０．１５係と定めた。
ｂ） ５ｉ
Ｓｌは、通常、鋼の脱酸と強度確保のため［０，３金工
度添加されるものであるが、この発明の方法においては
Ｓ１含有量’ｔｏ、１５４以下に制限する点に特徴があ
り、これによってベイナイトの生成’に促進し、マルテ
ンサイトとベイナイトの混合組織を得て鋼材の靭性を向
上させるものである。そして、Ｓ１含有量が０．１５％
’ｉ越えると前記ベイナイト生成促進効果が減少するこ
とから、Ｓ１含有量を０．１５係以下と定めた。
度添加されるものであるが、この発明の方法においては
Ｓ１含有量’ｔｏ、１５４以下に制限する点に特徴があ
り、これによってベイナイトの生成’に促進し、マルテ
ンサイトとベイナイトの混合組織を得て鋼材の靭性を向
上させるものである。そして、Ｓ１含有量が０．１５％
’ｉ越えると前記ベイナイト生成促進効果が減少するこ
とから、Ｓ１含有量を０．１５係以下と定めた。
なお、Ｓｉ含有量の下限は格別に定める必要がなく、少
ないほど良好な効果が得られるが、製鋼の容易さを考慮
すれば０．０１１！程度にまで低減するのを限度とする
ことが好ましい。
ないほど良好な効果が得られるが、製鋼の容易さを考慮
すれば０．０１１！程度にまで低減するのを限度とする
ことが好ましい。
Ｃ） Ｍｎ
Ｍｎ成分には、鋼の焼入れ性全確保する作用があるが、
その含有量が０．４０％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、他方１．００％を越えて含有させると靭性
並びに溶接性を劣化するようになることから、 Ｍｎ含
有量全０．４０〜１． ＯＯ％と定めた。
その含有量が０．４０％未満では前記作用に所望の効果
が得られず、他方１．００％を越えて含有させると靭性
並びに溶接性を劣化するようになることから、 Ｍｎ含
有量全０．４０〜１． ＯＯ％と定めた。
ｄ） ０ｒ
Ｃｒ成分は、焼入れ性と強度全確保するために０．４０
％以上含有させるが、１．２０係を越えて含有させると
靭性を劣化するようＶＣなることがら、Ｏｒ含有量’ｆ
０．４０〜１．２０％と定めた。
％以上含有させるが、１．２０係を越えて含有させると
靭性を劣化するようＶＣなることがら、Ｏｒ含有量’ｆ
０．４０〜１．２０％と定めた。
ｅ） Ｎｉ
Ｎ１成分には、焼入れ性の確保と低温靭性向上作用があ
るので２．０％以上含有せしめるが、経済性を考慮して
その上限全４．２％と定めた。なお、 Ｎｉ９− は靭性を低下させることなく焼入れ性を増加できる元素
であり、４０胴厚以上のＨＴ１００鋼板を製造するため
には２．７係以」二の量で含有させることが望ましい。
るので２．０％以上含有せしめるが、経済性を考慮して
その上限全４．２％と定めた。なお、 Ｎｉ９− は靭性を低下させることなく焼入れ性を増加できる元素
であり、４０胴厚以上のＨＴ１００鋼板を製造するため
には２．７係以」二の量で含有させることが望ましい。
ｆ） ＭＯ
Ｍｏ成分には、鋼の焼入れ性全増大させ、かつ焼もどし
軟化抵抗を高めてその強度上昇を達成する作用があるが
、その含有量が０．４０％未満では前記作用に所望の効
果が得られず、他方Ｏ，ＳＯ％を越えて含有させると溶
接性を著しく劣化させることから、Ｍｏ含有量に０．４
０−０．８０％と定めた。
軟化抵抗を高めてその強度上昇を達成する作用があるが
、その含有量が０．４０％未満では前記作用に所望の効
果が得られず、他方Ｏ，ＳＯ％を越えて含有させると溶
接性を著しく劣化させることから、Ｍｏ含有量に０．４
０−０．８０％と定めた。
ｇ） Ｖ
■成分には、析出強化により強度を増加させる作用があ
り、所望の強度全確保するために０．０１係以上含有せ
しめるものであるが、０．０６１ ｉ越えて含有させる
と靭性及び溶接性全劣化するようになることから、■含
有量’ｅ０．０１〜０．０６ ％と定めた。
り、所望の強度全確保するために０．０１係以上含有せ
しめるものであるが、０．０６１ ｉ越えて含有させる
と靭性及び溶接性全劣化するようになることから、■含
有量’ｅ０．０１〜０．０６ ％と定めた。
なお、本発明の方法においては、Ｎ含有量を０．００４
％以下と低く抑えていること、また低温１０− 焼もどし全行うことにより、微量のＶ添力ｎで十分な強
度全確保できるので、■含有量’に０．０１〜０、０４
％に調整することが靭性確保上澄も重重しい。
％以下と低く抑えていること、また低温１０− 焼もどし全行うことにより、微量のＶ添力ｎで十分な強
度全確保できるので、■含有量’に０．０１〜０、０４
％に調整することが靭性確保上澄も重重しい。
ｈ） Ｂ
Ｂ成分は、微量添加で鋼の焼入れ性全犬幅に向上できる
のでＯ，０Ｏ０４％以上含有せしめるものであるが、０
．００１５’ｆ＝全越えて含有せしめると靭性が劣化す
るようになることから、Ｂ含有量全０．０００４〜０．
００１５係と定めた。なお１本発明の方法においてばＮ
含有量’（ｚｏ、’００４０％以下と低く抑えているの
で、Ｂ含有量ＵＯ，０Ｏ０４〜０．００１０係の範囲が
望ましい。
のでＯ，０Ｏ０４％以上含有せしめるものであるが、０
．００１５’ｆ＝全越えて含有せしめると靭性が劣化す
るようになることから、Ｂ含有量全０．０００４〜０．
００１５係と定めた。なお１本発明の方法においてばＮ
含有量’（ｚｏ、’００４０％以下と低く抑えているの
で、Ｂ含有量ＵＯ，０Ｏ０４〜０．００１０係の範囲が
望ましい。
ｉ） Ｃｕ
Ｃｕ成分には、鋼の強度、靭性、耐食性を向」ニさせる
作用があるが、０．５０％’に越えて含有させると熱間
力０工性、靭性、或いに溶接時の高温割れ性全劣化する
よう［なることから、 Ｃｕ含有量を０．５０係以下と
定めた。なお、Ｃｕ含有量が微量であってその添加効果
は認められるが、顕著な効果を得るためｉ／Ｑｊ０．０
５％以上のＯｕｉ含有させることが望才しい。
作用があるが、０．５０％’に越えて含有させると熱間
力０工性、靭性、或いに溶接時の高温割れ性全劣化する
よう［なることから、 Ｃｕ含有量を０．５０係以下と
定めた。なお、Ｃｕ含有量が微量であってその添加効果
は認められるが、顕著な効果を得るためｉ／Ｑｊ０．０
５％以上のＯｕｉ含有させることが望才しい。
ｊ） Ｓｏｔ、Ｍ
Ｓｏｔ、Ｍ成分には、鋼の脱酸作用と、Ｂ成分の焼入れ
性向上効果を増加させる作用があるが、その含有量が０
．０１０％未満では前記作用に所望の効果が得られず、
他方０．１００％ｉ越えて含有させると靭性を劣化する
ようになることから、ＳＯｔ、Ｍ含有量を０．０１０〜
０．１００％と定めた。
性向上効果を増加させる作用があるが、その含有量が０
．０１０％未満では前記作用に所望の効果が得られず、
他方０．１００％ｉ越えて含有させると靭性を劣化する
ようになることから、ＳＯｔ、Ｍ含有量を０．０１０〜
０．１００％と定めた。
ｋ）Ｐ、及びＳ
これらの不純物は、鋼の靭性向上のためには可能な限り
低減することが望ましい。
低減することが望ましい。
焼入れ・焼もどしによって鋼に降伏強さ：９０Ｋｇｆ／
−以上、引張強さ：９７Ｋｇｆ／−以上を１岡足させる
ためには、低温で焼戻すことが好ましいが、このと＠Ｐ
含有量がｏ、ｏｏｓ係を越えて高いと焼もどし脆性によ
って靭性が大幅に低下することとなる。従って、Ｐ含有
量’ｔｏ、００８％以下と定めた。
−以上、引張強さ：９７Ｋｇｆ／−以上を１岡足させる
ためには、低温で焼戻すことが好ましいが、このと＠Ｐ
含有量がｏ、ｏｏｓ係を越えて高いと焼もどし脆性によ
って靭性が大幅に低下することとなる。従って、Ｐ含有
量’ｔｏ、００８％以下と定めた。
捷だ、Ｓ含有量が０．００３係を越えて増加すると粗大
なＭｎＳ’ｉ生成し、これが圧延時に伸長されて靭性の
劣化を招くことから、Ｓ含有量ｉ０．００３係以下と定
めた。
なＭｎＳ’ｉ生成し、これが圧延時に伸長されて靭性の
劣化を招くことから、Ｓ含有量ｉ０．００３係以下と定
めた。
ｔ） Ｎ
Ｎを０．００４０％未満にすることは、鋼の焼入れ性を
高め、母材の強度と靭性向上に極めて有効な手段である
。即ち、Ｎ含有量ｉ０．００４０％以下とし、Ｓｏｌ、
Ｍ含有量’ｔｏ、０１〜０．１０％に調整することによ
り、固溶Ｂ量ｉ０．０００３ｐｐｍ以上とすることがで
き、焼入れ性が向上するのである。
高め、母材の強度と靭性向上に極めて有効な手段である
。即ち、Ｎ含有量ｉ０．００４０％以下とし、Ｓｏｌ、
Ｍ含有量’ｔｏ、０１〜０．１０％に調整することによ
り、固溶Ｂ量ｉ０．０００３ｐｐｍ以上とすることがで
き、焼入れ性が向上するのである。
また、Ｎ量が低いためにＭＮの粗大化が抑制され、靭性
が向上する。更に、低Ｎ化によってＶＮの生成が抑制さ
れるため、通常のオーステナイト化温度で■が均一固溶
するので、■の添加量全制限できる効果もある。
が向上する。更に、低Ｎ化によってＶＮの生成が抑制さ
れるため、通常のオーステナイト化温度で■が均一固溶
するので、■の添加量全制限できる効果もある。
このようなことから、Ｎ含有量ｆｆ１ｏ、００４０係以
下と定めた。
下と定めた。
ｍ）ＰｃＭ（溶接割れ感受性指数）
溶接時に、十分に高い温度で予熱を行ったとしても、式
ｑｂを越えていると低温割れ発生率が極めて高くなり、
十分な溶接性全確保できなくなることから、ＰｃＭを０
．３１係以下と定めた。
十分な溶接性全確保できなくなることから、ＰｃＭを０
．３１係以下と定めた。
Ｂ、熱処理条件
ａ）焼入れ前の加熱温度
焼入れ前の加熱温度’ｔＡｃａ変態点以上とするのは、
調音完全にオーステナイト化して合金元素を均一に固溶
させるためであシ、ＡＣ３変態点以下の加熱では合金元
素を均一固溶させることができない。一方、該加熱温度
が１０（１０’ｃｉ越えると、オーステナイト結晶粒が
粗大化して靭性低下を来たすようになることから、焼入
れ前の加熱温度を（ＡＣ３変態点〜１０００℃〕と定め
た。
調音完全にオーステナイト化して合金元素を均一に固溶
させるためであシ、ＡＣ３変態点以下の加熱では合金元
素を均一固溶させることができない。一方、該加熱温度
が１０（１０’ｃｉ越えると、オーステナイト結晶粒が
粗大化して靭性低下を来たすようになることから、焼入
れ前の加熱温度を（ＡＣ３変態点〜１０００℃〕と定め
た。
ｂ〕 焼もどし温度
５６０℃以上の温度で焼もどすのは、焼入れにより導入
された歪みを除去し、かつ炭化物を微細１４− に析出して強度及び靭性を向］ニさせる理由からであシ
、焼もどし温度が５６０℃未満では前記効果を得ること
ができない。一方、焼もどし温度が６３０℃を越えると
、鋼材強度が低下して、降伏強さ： ９０ Ｋ９ｆ／＋
＋＋ｊ以上、引張強さ：９７に７ｆ／−以」二ヲ満足し
なくなることから、焼もどし温度全５６０〜６３０℃と
定めた。
された歪みを除去し、かつ炭化物を微細１４− に析出して強度及び靭性を向］ニさせる理由からであシ
、焼もどし温度が５６０℃未満では前記効果を得ること
ができない。一方、焼もどし温度が６３０℃を越えると
、鋼材強度が低下して、降伏強さ： ９０ Ｋ９ｆ／＋
＋＋ｊ以上、引張強さ：９７に７ｆ／−以」二ヲ満足し
なくなることから、焼もどし温度全５６０〜６３０℃と
定めた。
なお、鋼材全焼もどし温度に加熱・保持した後水冷する
ことは本発明方法の特徴の１つであるが、このような処
理によって低温靭性を著しく向上することができるので
ある。こｆｌｕ、例えば４０陥を越えるような肉厚の鋼
材では焼もどし後の冷却速度が低下し、焼もどし脆性の
感受性が高まるものであるが、焼もどし温度に加熱・保
持した後に水冷全実施して冷却速度：０．５〜６．０℃
／ ｓｅｃ ｋ確保すると、前記不都合が解消されると
の理由によるものである。
ことは本発明方法の特徴の１つであるが、このような処
理によって低温靭性を著しく向上することができるので
ある。こｆｌｕ、例えば４０陥を越えるような肉厚の鋼
材では焼もどし後の冷却速度が低下し、焼もどし脆性の
感受性が高まるものであるが、焼もどし温度に加熱・保
持した後に水冷全実施して冷却速度：０．５〜６．０℃
／ ｓｅｃ ｋ確保すると、前記不都合が解消されると
の理由によるものである。
また、この発明の方法は、板厚：４０ｍｍ以上の高張力
厚肉鋼板の製造において特に顕著な効果全発揮するもの
である。なぜなら、４０間未満の肉厚の鋼材では、合金
元素を多量に添加しなくても母材の強度と靭性全比較的
容易に確保できるからである。
厚肉鋼板の製造において特に顕著な効果全発揮するもの
である。なぜなら、４０間未満の肉厚の鋼材では、合金
元素を多量に添加しなくても母材の強度と靭性全比較的
容易に確保できるからである。
次に、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。
明する。
実施例
まず、第１表に示す如き化学成分組成の本発明対象鋼Ａ
−Ｆ 、及び比較鋼Ｇ〜工ヲ溶製した。
−Ｆ 、及び比較鋼Ｇ〜工ヲ溶製した。
次イテ、これ全熱間鍛造によって１５０ ｖａｎ厚（Ｄ
スラブとし、続いて熱間圧延によって１００ｍｍ厚の鋼
板とした。このときの圧延加熱温度Ｕ１１５０℃であっ
た。
スラブとし、続いて熱間圧延によって１００ｍｍ厚の鋼
板とした。このときの圧延加熱温度Ｕ１１５０℃であっ
た。
次に、得られた１００調厚の鋼板を、第２表に示される
ように９２０℃に再加熱した後、水焼入れを行い、引続
いて５８０℃、或い［６００１：に加熱して１時間保持
した後水冷するという焼もどしを施した。
ように９２０℃に再加熱した後、水焼入れを行い、引続
いて５８０℃、或い［６００１：に加熱して１時間保持
した後水冷するという焼もどしを施した。
また、これとに別に、本発明対象鋼Ａ −Ｆについては
、前記と同様に焼入れしたものに、６００℃に１時間加
熱保持した後空冷するという従来の焼入れ・焼もどし処
理をも行った。
、前記と同様に焼入れしたものに、６００℃に１時間加
熱保持した後空冷するという従来の焼入れ・焼もどし処
理をも行った。
これらの各鋼板の板厚中央部から１．Ｔｌ６１４号シャ
ルピー試験片と、８．５φで平行部長さ：５゜調の丸棒
引張試験片とをそれぞれ圧延方向に採取し、その機械的
性質を調査した。
ルピー試験片と、８．５φで平行部長さ：５゜調の丸棒
引張試験片とをそれぞれ圧延方向に採取し、その機械的
性質を調査した。
これらの結果を第２表に併せて示した。
第２表からも明らかなように１本発明法１〜１２によれ
ば、降伏点： ９０ Ｋｐｆ ／ｍＡ以上、引張強さ：
９７Ｋｒｆ／−以上を満足してＴ（Ｔ１００鋼材として
の強度を満たすとともに、衝撃破面遷移温度も一６０℃
以下という優れた靭性を有する鋼板の得られることがわ
かる。
ば、降伏点： ９０ Ｋｐｆ ／ｍＡ以上、引張強さ：
９７Ｋｒｆ／−以上を満足してＴ（Ｔ１００鋼材として
の強度を満たすとともに、衝撃破面遷移温度も一６０℃
以下という優れた靭性を有する鋼板の得られることがわ
かる。
これに対して、比較法１３〜２１ｖｃよって得られた鋼
板は、いずれも本発明法によって得られた鋼板に比して
靭性が劣っていることがわかる。
板は、いずれも本発明法によって得られた鋼板に比して
靭性が劣っていることがわかる。
更に、本発明法１〜１２によって得られた各鋼板よりｙ
開先拘束割れ試験片（板厚： ５０ ｍｍ ） ｆ採取
し、１２５℃に予熱後、入熱量：１７ＫＪ／。
開先拘束割れ試験片（板厚： ５０ ｍｍ ） ｆ採取
し、１２５℃に予熱後、入熱量：１７ＫＪ／。
でＭＩＧ溶接し１表面割れ、ルート割れ、断面割れの有
無全調査したところ、いずれも欠陥を発生せずという良
好な結果が得られた。
無全調査したところ、いずれも欠陥を発生せずという良
好な結果が得られた。
上述のように、この発明によれば、優れた靭性と高強度
と全兼備し、かつ溶接性も良好な厚肉高張力鋼材を得る
ことができ、鋼構造物の性能をよシ以上に向上すること
が可能となるなど、工業上有用な効果がもたらされるの
である。
と全兼備し、かつ溶接性も良好な厚肉高張力鋼材を得る
ことができ、鋼構造物の性能をよシ以上に向上すること
が可能となるなど、工業上有用な効果がもたらされるの
である。
出願人 住友金属工業株式会社
代理人 富 １）和 夫 はが１名
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量割合で。 ｃ：０．０７〜０．１５％。 Ｓｉ：０．１５係以下。 ＋ａｎ： ０．４０〜１．００ ％。 Ｏｒ ： ０．４０〜１．２０ ％ 。 Ｎｉ ： ２． Ｏ〜４，２係。 Ｍｏ：０．４Ｑ〜０．８０係。 Ｖ：０．０１〜０．０６係。 Ｂ：０．０００４〜０．００１５係。 Ｃ！１１：０．５０係以下。 ＳｏＬ、Ｍ ： ０．０１０〜０．１００係。 Ｐ：０．００８係以下。 １− ８：０．００３％以下。 Ｎ：０．００４０ｔＩ）以下。 Ｆｅ及びその他の不可避不純物：残り、から成り、かつ
溶接割れ感受性指数（ＰＣＭ）が０、３１ ％以下であ
る成分組成範囲の鋼を、［Ａｃ３変態点〜１０００℃〕
の温度域に加熱後、焼入れし、次いで５６０〜６３０℃
に加熱後水冷するという焼もどし処理を施すこと全特徴
とする、溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17770183A JPS6070120A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17770183A JPS6070120A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6070120A true JPS6070120A (ja) | 1985-04-20 |
| JPH0120210B2 JPH0120210B2 (ja) | 1989-04-14 |
Family
ID=16035588
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17770183A Granted JPS6070120A (ja) | 1983-09-26 | 1983-09-26 | 溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6070120A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62174321A (ja) * | 1986-01-24 | 1987-07-31 | Kobe Steel Ltd | 母材および溶接継手部の靭性の良好な８０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板の製造方法 |
| WO2010038470A1 (ja) * | 2008-10-01 | 2010-04-08 | 新日本製鐵株式会社 | 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5782459A (en) * | 1980-11-10 | 1982-05-22 | Nippon Steel Corp | Steel products with superior weldability |
| JPS57210915A (en) * | 1981-06-22 | 1982-12-24 | Nippon Steel Corp | Manufacture of refined high tensile steel with high toughness |
-
1983
- 1983-09-26 JP JP17770183A patent/JPS6070120A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5782459A (en) * | 1980-11-10 | 1982-05-22 | Nippon Steel Corp | Steel products with superior weldability |
| JPS57210915A (en) * | 1981-06-22 | 1982-12-24 | Nippon Steel Corp | Manufacture of refined high tensile steel with high toughness |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPS62174321A (ja) * | 1986-01-24 | 1987-07-31 | Kobe Steel Ltd | 母材および溶接継手部の靭性の良好な８０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板の製造方法 |
| WO2010038470A1 (ja) * | 2008-10-01 | 2010-04-08 | 新日本製鐵株式会社 | 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| JP4538095B2 (ja) * | 2008-10-01 | 2010-09-08 | 新日本製鐵株式会社 | 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
| US7967923B2 (en) | 2008-10-01 | 2011-06-28 | Nippon Steel Corporation | Steel plate that exhibits excellent low-temperature toughness in a base material and weld heat-affected zone and has small strength anisotropy, and manufacturing method thereof |
| JPWO2010038470A1 (ja) * | 2008-10-01 | 2012-03-01 | 新日本製鐵株式会社 | 母材および溶接熱影響部の低温靭性に優れかつ強度異方性の小さい鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0120210B2 (ja) | 1989-04-14 |
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