JPS6176614A - 大入熱溶接用鋼材の製造方法 - Google Patents
大入熱溶接用鋼材の製造方法Info
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- JPS6176614A JPS6176614A JP19691684A JP19691684A JPS6176614A JP S6176614 A JPS6176614 A JP S6176614A JP 19691684 A JP19691684 A JP 19691684A JP 19691684 A JP19691684 A JP 19691684A JP S6176614 A JPS6176614 A JP S6176614A
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- Japan
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- toughness
- steel
- heat input
- steel material
- input welding
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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】
「発明の目的」
本発明は大入熱溶接用鋼材の製造方法に係り、大入熱溶
接後の熱影蓉部において優れた靭性を示す鋼材の製造方
法を提供しようとするものである。
接後の熱影蓉部において優れた靭性を示す鋼材の製造方
法を提供しようとするものである。
産業上の利用分野
大入熱溶接用鋼材の製造技術。
従来の技術
溶接施工時における能率向上、溶接コスト低減のためｌ
近年各種構造物の施工に際し大入熱溶接が採用される傾
向にある。従って、大入熱溶接特性の優れた鋼材が必要
とされるが、周知のように一般溶接用鋼材では大入熱溶
接により溶接ラインの近傍あるいは溶接熱影響部の靭性
劣化が著しく、大入熱溶接の適用が困難である。
近年各種構造物の施工に際し大入熱溶接が採用される傾
向にある。従って、大入熱溶接特性の優れた鋼材が必要
とされるが、周知のように一般溶接用鋼材では大入熱溶
接により溶接ラインの近傍あるいは溶接熱影響部の靭性
劣化が著しく、大入熱溶接の適用が困難である。
然して、大入熱溶接による溶接熱影響部の靭性劣化を改
善するために従来考えられてきた方法としては、Ｔｉ、
ＲＥＭなどの添加あるいはＴｉとＢの複合添加等を利用
したものがある。これらは析出物、化合物の微細分散に
よるオーステナイトの粗大粒成長の抑制およびフェライ
ト変態の促進を通じて溶接熱影響部の靭性改善を図るも
ので、例えば５０ ｋｇ ｒ ／ ｓｎ２級高張力綱に
おいて入熱５０．０００〜１００，０ＯＯＪ／ｃｍの条
件で使用される場合などにその効果が認められてきた。
善するために従来考えられてきた方法としては、Ｔｉ、
ＲＥＭなどの添加あるいはＴｉとＢの複合添加等を利用
したものがある。これらは析出物、化合物の微細分散に
よるオーステナイトの粗大粒成長の抑制およびフェライ
ト変態の促進を通じて溶接熱影響部の靭性改善を図るも
ので、例えば５０ ｋｇ ｒ ／ ｓｎ２級高張力綱に
おいて入熱５０．０００〜１００，０ＯＯＪ／ｃｍの条
件で使用される場合などにその効果が認められてきた。
発明が解決しようとする問題点
しかしながら、今日においてはさらに厳しい要求品質が
課せられる状況に至っており、上記鋼種においても１５
０，０ＯＯＪ／ｃｍ以上の入熱が求められている。更に
は、氷海域などの極寒地で使用される低温用鋼に対して
も、従来の施工条件よりも数段厳しい入熱条件が要求さ
れるに至っている。これらの厳しい品質要求に対しては
、従来採用されていたＴｉ添加などの大入熱対策のみで
はいずれの処置によっても満足することができず、既知
の技術では靭性改善に限界がある。
課せられる状況に至っており、上記鋼種においても１５
０，０ＯＯＪ／ｃｍ以上の入熱が求められている。更に
は、氷海域などの極寒地で使用される低温用鋼に対して
も、従来の施工条件よりも数段厳しい入熱条件が要求さ
れるに至っている。これらの厳しい品質要求に対しては
、従来採用されていたＴｉ添加などの大入熱対策のみで
はいずれの処置によっても満足することができず、既知
の技術では靭性改善に限界がある。
「発明の構成」
問題点を解決するための手段
本発明は上記したような従来のものの問題点を解消すべ
く創案されたもので、 １、 Ｃ：０．０３〜０．１６ｗｔ％、 Ｓｉ：０
．０５ 〜０．８０ｗｔ％、Ｈｎ：０．８０ 〜２．Ｏ
ｗｔ％、Ｔｉ ：０．００５〜０．０２０ ｉｖｔ％、
Ｖ：０．００５ 〜０．０２０ ｗｔ％、ｓｏｌ、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０８０ ｗｔ％、Ｔ、Ｎ：０．
０１５ 〜０．００８０ｗｔ％、を含有し、残部がＦｃ
および不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１２００
℃に加熱した後、９５０℃以下の累積圧下率が３０％以
上となる圧延を行うことを特徴とする大入熱溶接用鋼材
の製造方法。
く創案されたもので、 １、 Ｃ：０．０３〜０．１６ｗｔ％、 Ｓｉ：０
．０５ 〜０．８０ｗｔ％、Ｈｎ：０．８０ 〜２．Ｏ
ｗｔ％、Ｔｉ ：０．００５〜０．０２０ ｉｖｔ％、
Ｖ：０．００５ 〜０．０２０ ｗｔ％、ｓｏｌ、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０８０ ｗｔ％、Ｔ、Ｎ：０．
０１５ 〜０．００８０ｗｔ％、を含有し、残部がＦｃ
および不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１２００
℃に加熱した後、９５０℃以下の累積圧下率が３０％以
上となる圧延を行うことを特徴とする大入熱溶接用鋼材
の製造方法。
２、 Ｃ：０．０３〜０．１６ｗｔ％、 Ｓｉ
：０．０５ 〜０．８０ｗｔ％、Ｍｎ：０．８０〜２．
０ ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０ ｗｔ％、
Ｖ：０．００５〜０．０２０ ｉｙｔ％、ｓｏｌ、八ｌ
：０．００５〜０．０８０ ｗｔ％、Ｔ、Ｎ：０．０
１５〜０．００８０ｗｔ％を含有すると共に、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２ｗｔ％、 Ｃｕ：０．
０５ 〜１．０ ｗむ％、Ｃｒ：０．０５ 〜１．０
ｗｔ％、 Ｍｏ：０．０５ 〜０．５ ｗｊ
％、Ｎｉ：０．０５〜３．５ ｗｔ％ の何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる綱を１０００〜１２００℃に加
熱した後、９５０℃以下の累積圧下率が３０％以上とな
る圧延を行うことを特徴とする大入熱溶接用鋼材の製造
方法。
：０．０５ 〜０．８０ｗｔ％、Ｍｎ：０．８０〜２．
０ ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０ ｗｔ％、
Ｖ：０．００５〜０．０２０ ｉｙｔ％、ｓｏｌ、八ｌ
：０．００５〜０．０８０ ｗｔ％、Ｔ、Ｎ：０．０
１５〜０．００８０ｗｔ％を含有すると共に、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２ｗｔ％、 Ｃｕ：０．
０５ 〜１．０ ｗむ％、Ｃｒ：０．０５ 〜１．０
ｗｔ％、 Ｍｏ：０．０５ 〜０．５ ｗｊ
％、Ｎｉ：０．０５〜３．５ ｗｔ％ の何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる綱を１０００〜１２００℃に加
熱した後、９５０℃以下の累積圧下率が３０％以上とな
る圧延を行うことを特徴とする大入熱溶接用鋼材の製造
方法。
である。
作用
Ｔｉと■を０．００３〜０．０２０％および０．００５
〜０．０２０％の範囲で複合添加することにより再加熱
１粒径の抑制効果を大ならしめ得る。しかもこのような
Ｔｉ５Ｖの複合添加鋼に対し１０００〜１２００℃に加
熱した後、９５０ ”Ｃ以下の累積圧下率が３０％以上
となる特定の熱間加工を加えることによりγ粒径が著し
く細粒化したものとなり、大入熱溶接特性にも反映され
て熱影響部靭性を向上させる。ＴｉＶ（ＣＮ）複合析出
物はフェライトの析出核として作用し、熱影響部靭性に
有害な上部ベイナイトの生成発達を抑制し、フェライト
体積分率を増加させて靭性を向上する。
〜０．０２０％の範囲で複合添加することにより再加熱
１粒径の抑制効果を大ならしめ得る。しかもこのような
Ｔｉ５Ｖの複合添加鋼に対し１０００〜１２００℃に加
熱した後、９５０ ”Ｃ以下の累積圧下率が３０％以上
となる特定の熱間加工を加えることによりγ粒径が著し
く細粒化したものとなり、大入熱溶接特性にも反映され
て熱影響部靭性を向上させる。ＴｉＶ（ＣＮ）複合析出
物はフェライトの析出核として作用し、熱影響部靭性に
有害な上部ベイナイトの生成発達を抑制し、フェライト
体積分率を増加させて靭性を向上する。
Ｃをｗｔ％（以下車に％という）で０．０３％以上とす
ることにより母材強度を確保し、又０．１６％以下とし
て第２相の体積率を制限して母材靭性を確保する。Ｓｉ
も０．０５％以上とすることにより強度上昇が図られ、
又０，８％を上限とすることにより靭性上好ましくない
上部ベイナイトの生成を制御する。Ｍｎも０．８％以上
とすることによって多量の合金元素を必要としないで強
度が確保され、一方上阻を２．００％とすることによっ
て前記した上部へイナー（ｉ−の生成を制限する。Ｔ、
Ｎを０．００１５％以上としてＨＡ Ｚ Ｍ［ｉを改善
し、その上限を０．００８０％とすることにより靭性を
得しめる。ｓｏｌ、八＋ｔ）０．００５０％以上によっ
てＩＩＡＺ靭性か向−ヒされ、しかも０．０８０％を上
限とすることにより清浄性を得しめて靭性確保に寄与す
る。
ることにより母材強度を確保し、又０．１６％以下とし
て第２相の体積率を制限して母材靭性を確保する。Ｓｉ
も０．０５％以上とすることにより強度上昇が図られ、
又０，８％を上限とすることにより靭性上好ましくない
上部ベイナイトの生成を制御する。Ｍｎも０．８％以上
とすることによって多量の合金元素を必要としないで強
度が確保され、一方上阻を２．００％とすることによっ
て前記した上部へイナー（ｉ−の生成を制限する。Ｔ、
Ｎを０．００１５％以上としてＨＡ Ｚ Ｍ［ｉを改善
し、その上限を０．００８０％とすることにより靭性を
得しめる。ｓｏｌ、八＋ｔ）０．００５０％以上によっ
てＩＩＡＺ靭性か向−ヒされ、しかも０．０８０％を上
限とすることにより清浄性を得しめて靭性確保に寄与す
る。
第２発明においてはＮｂ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉの１種又は
２種以上を添加して母材強度の上昇あるいは靭性の改善
を図る。Ｎｂは０．００５％以上で上記の効果が得られ
、一方０．０２０％以上では前記Ｃ量の条件下でＨＡＺ
靭性を低下する。ＣｕおよびＣｒは上記作用と共に耐食
性を向上するもので、それぞれ０．０５％以上でそれら
の作用が得られ、１％を超えるとＣｕではそれらの作用
が飽和し、又Ｃｒ”はＨＡＺの硬化性が増大して靭性を
損う。Ｎｉは０．０５％以上で上記作用が得られるが３
．５％以上の多量添加は不経済であると共にＩＩＡＺ硬
化性を増加することとなる。
２種以上を添加して母材強度の上昇あるいは靭性の改善
を図る。Ｎｂは０．００５％以上で上記の効果が得られ
、一方０．０２０％以上では前記Ｃ量の条件下でＨＡＺ
靭性を低下する。ＣｕおよびＣｒは上記作用と共に耐食
性を向上するもので、それぞれ０．０５％以上でそれら
の作用が得られ、１％を超えるとＣｕではそれらの作用
が飽和し、又Ｃｒ”はＨＡＺの硬化性が増大して靭性を
損う。Ｎｉは０．０５％以上で上記作用が得られるが３
．５％以上の多量添加は不経済であると共にＩＩＡＺ硬
化性を増加することとなる。
実施例
上記したような本発明について更に説明すると、本発明
においては従来の微量元素添加のみでなされていた対策
に比較し、Ｔｉと■の複合添加、更にこれに加工の要素
を加えるという全（新しい観点によって構成されている
。即ち本発明者等はＴｉとＶを複合添加することにより
ＴｉＶ （ＣＮ）の複合析出物が形成されることを見出
し、さらにこれに加えて最終熱間圧延に際しその加工方
法を調整することにより通常では得られない極めて微細
なＴｉＶ（ＣＮ）が生成するという知見を得た。即ちこ
の新規な知見を利用することにより現状利用されている
大入熱溶接条件よりも一層厳しい条件下で溶接熱影響部
の靭性改善がなされる。
においては従来の微量元素添加のみでなされていた対策
に比較し、Ｔｉと■の複合添加、更にこれに加工の要素
を加えるという全（新しい観点によって構成されている
。即ち本発明者等はＴｉとＶを複合添加することにより
ＴｉＶ （ＣＮ）の複合析出物が形成されることを見出
し、さらにこれに加えて最終熱間圧延に際しその加工方
法を調整することにより通常では得られない極めて微細
なＴｉＶ（ＣＮ）が生成するという知見を得た。即ちこ
の新規な知見を利用することにより現状利用されている
大入熱溶接条件よりも一層厳しい条件下で溶接熱影響部
の靭性改善がなされる。
つまり本発明は、Ｃ：０．０３〜０．１６％、Ｓｉ：
０．０ ５〜０．０ ８ ０％、Ｍｎ ： ０．
８ ０〜２．Ｏ０５１／６、Ｖ ： ０．０ ０
５〜０．０２０％、Ｔｉ：０．００３〜０、０ ２ ０
％、Ｓｏｌ．Ａｌ： ｏ、ｏ Ｏ５〜０．０ ８
０％、Ｔ、Ｎ：０．００１５〜０．００８０％を基本成
分とし、１０００〜１２００℃の温度範囲に加熱後、９
００゛Ｃ以下の圧下量を３０％以上となるように熱間圧
延を施すことを基本骨子とする大入熱溶接構造用鋼の製
造方法であり鋼ｌ中に極ｉ故細なＴｉＶ （ＣＮ）を分
散析出させることを特徴としている。
０．０ ５〜０．０ ８ ０％、Ｍｎ ： ０．
８ ０〜２．Ｏ０５１／６、Ｖ ： ０．０ ０
５〜０．０２０％、Ｔｉ：０．００３〜０、０ ２ ０
％、Ｓｏｌ．Ａｌ： ｏ、ｏ Ｏ５〜０．０ ８
０％、Ｔ、Ｎ：０．００１５〜０．００８０％を基本成
分とし、１０００〜１２００℃の温度範囲に加熱後、９
００゛Ｃ以下の圧下量を３０％以上となるように熱間圧
延を施すことを基本骨子とする大入熱溶接構造用鋼の製
造方法であり鋼ｌ中に極ｉ故細なＴｉＶ （ＣＮ）を分
散析出させることを特徴としている。
また、本発明においては０．００５≦Ｎｂ≦０．０２０
％、０，０５％≦Ｃｕ、Ｃｒ≦１．０％、０．０５≦Ｍ
。
％、０，０５％≦Ｃｕ、Ｃｒ≦１．０％、０．０５≦Ｍ
。
５０．５０％、０．０５≦Ｎｌ≦３．５％の何れか１種
または２種以上を母材性能の面から任意に含有させるこ
とができ、さらに圧延後の冷却に関しても圧延後放冷、
直接焼入れ、あるいは加速冷却などのいずれの条件で実
施しても本発明の効果は有効に発揮される。
または２種以上を母材性能の面から任意に含有させるこ
とができ、さらに圧延後の冷却に関しても圧延後放冷、
直接焼入れ、あるいは加速冷却などのいずれの条件で実
施しても本発明の効果は有効に発揮される。
本発明における作用関係について詳細に説明すルト、Ｔ
ｉとＶを複合添加した鋼材においてはＴｉＮ ニＶ（Ｃ
Ｎ）が固溶しあったＴｉＶ （ＣＮ）の複合析出物が存
在することが分析電子顕微鏡およびＸ″ｆＬｆＡｆＬｆ
Ａ回折明者等らの実験結果により明らかになった。この
複合析出物が材質特性、特に溶接熱影響部の特性にどの
様な影響を与えるかを調査するために再加熱１粒径に及
ぼす複合析出物の有無の影響を調べたところ、第１図に
示すようにＴｉあるいは■単独添加系に比べＴｉ−Ｖを
複合添加した方が再加熱１粒径の抑制効果において優れ
ていることが明らかとなった。すなわち、Ｔｉと■を複
合添加した場合に微細なＴｉＶ （ＣＮ）複合析出物が
多量に析出しオーステナイト粒成長抑制に有効に作用す
ると考えられる。ただし、Ｔｉと■を複合添加したこと
によって第１図にみられる程度の改善は入熱１４０００
０Ｊ／ａｍの単層溶接をシュミレートした再現熱サイク
ルにおいて後述する表１の鋼Ｒ４のようにそれほど大き
な靭性改善効果を示さなかった。すなわちＴｉと■の複
合添加のみでは工業的な有効性に乏しいといえる。
ｉとＶを複合添加した鋼材においてはＴｉＮ ニＶ（Ｃ
Ｎ）が固溶しあったＴｉＶ （ＣＮ）の複合析出物が存
在することが分析電子顕微鏡およびＸ″ｆＬｆＡｆＬｆ
Ａ回折明者等らの実験結果により明らかになった。この
複合析出物が材質特性、特に溶接熱影響部の特性にどの
様な影響を与えるかを調査するために再加熱１粒径に及
ぼす複合析出物の有無の影響を調べたところ、第１図に
示すようにＴｉあるいは■単独添加系に比べＴｉ−Ｖを
複合添加した方が再加熱１粒径の抑制効果において優れ
ていることが明らかとなった。すなわち、Ｔｉと■を複
合添加した場合に微細なＴｉＶ （ＣＮ）複合析出物が
多量に析出しオーステナイト粒成長抑制に有効に作用す
ると考えられる。ただし、Ｔｉと■を複合添加したこと
によって第１図にみられる程度の改善は入熱１４０００
０Ｊ／ａｍの単層溶接をシュミレートした再現熱サイク
ルにおいて後述する表１の鋼Ｒ４のようにそれほど大き
な靭性改善効果を示さなかった。すなわちＴｉと■の複
合添加のみでは工業的な有効性に乏しいといえる。
そこで発明者らは微量元素の添加のみによる従来の考え
方から脱皮し全く新しい視点から改善を図るべく種々の
因子の検討を重ねた。その結果、ＴｉとＶを複合添加し
、そのうえである条件下の熱間加工を加えることにより
従来得られなかった優れた特性に初めて結びつくことを
見出した。すなわち第２図は熱間圧延後の再加熱（１２
５０℃）時の１粒径に及ぼず仕上り温度の影響を示した
ものであり、Ｔｉあるいは■の単独添加系は圧延仕上り
温度による影響をほとんど受けないが、Ｔｉ、■の複合
添加系は圧延仕上り温度が低（なるほどオーステナイト
粒成長抑制効果が向上することがわかる。特に９５０℃
以下の圧下を受けた場合にその傾向が著しく通常圧延に
比べて１粒径が２〜１７３程度にまで著しく細粒化して
いる。これはオーステナイト粒成長抑制効果に有効な極
微細なＴｉＶ（ＣＮ）複合析出物の析出がオーステナイ
ト低温域圧延により、更に助長されることによる。この
ような著しいオーステナイト粒成長抑制効果は当然大入
熱溶接特性にも反映され熱影響部靭性を向上させる。ま
た、上記のようなＴｉＶ（ＣＮ）複合析出物はフェライ
トの析出核として作用することばいうまでもなく、その
結果熱影響部靭性に有害な上部へイナイトの生成発達を
抑制しフェライト体積分率を増加させて靭性の向上に有
効に作用する。
方から脱皮し全く新しい視点から改善を図るべく種々の
因子の検討を重ねた。その結果、ＴｉとＶを複合添加し
、そのうえである条件下の熱間加工を加えることにより
従来得られなかった優れた特性に初めて結びつくことを
見出した。すなわち第２図は熱間圧延後の再加熱（１２
５０℃）時の１粒径に及ぼず仕上り温度の影響を示した
ものであり、Ｔｉあるいは■の単独添加系は圧延仕上り
温度による影響をほとんど受けないが、Ｔｉ、■の複合
添加系は圧延仕上り温度が低（なるほどオーステナイト
粒成長抑制効果が向上することがわかる。特に９５０℃
以下の圧下を受けた場合にその傾向が著しく通常圧延に
比べて１粒径が２〜１７３程度にまで著しく細粒化して
いる。これはオーステナイト粒成長抑制効果に有効な極
微細なＴｉＶ（ＣＮ）複合析出物の析出がオーステナイ
ト低温域圧延により、更に助長されることによる。この
ような著しいオーステナイト粒成長抑制効果は当然大入
熱溶接特性にも反映され熱影響部靭性を向上させる。ま
た、上記のようなＴｉＶ（ＣＮ）複合析出物はフェライ
トの析出核として作用することばいうまでもなく、その
結果熱影響部靭性に有害な上部へイナイトの生成発達を
抑制しフェライト体積分率を増加させて靭性の向上に有
効に作用する。
然して後述する表１中に示される前述したＲ４の鋼材を
１０５０℃加熱後１０００℃で仕上げた通常圧延材（Ｒ
４）と９５０℃以下の圧下率を５０％とし８００ ’Ｃ
で仕上げた制御圧延材（後述表１のｌ１ｌｉ）の特性に
ついて検討してみると、製造例で後述する表２の通りで
板厚２５１１１の片面１層溶接（１４０，０００Ｊ／ａ
ｍ）に相当する熱雇歴を与えた場合（８００−５００℃
の冷却速度２℃／Ｓ）のシャルピー破面遷移温度は、Ｒ
４では ｖＴｒｓ ＝ Ｏ’Ｃ１１１ではｖＴｒｓ＝
−４０℃と、低温仕上り材がはるかに優れた靭性を示し
ている。
１０５０℃加熱後１０００℃で仕上げた通常圧延材（Ｒ
４）と９５０℃以下の圧下率を５０％とし８００ ’Ｃ
で仕上げた制御圧延材（後述表１のｌ１ｌｉ）の特性に
ついて検討してみると、製造例で後述する表２の通りで
板厚２５１１１の片面１層溶接（１４０，０００Ｊ／ａ
ｍ）に相当する熱雇歴を与えた場合（８００−５００℃
の冷却速度２℃／Ｓ）のシャルピー破面遷移温度は、Ｒ
４では ｖＴｒｓ ＝ Ｏ’Ｃ１１１ではｖＴｒｓ＝
−４０℃と、低温仕上り材がはるかに優れた靭性を示し
ている。
この表２中には同様な実験を０．０７９％Ｃ−１，４５
％Ｍｎ−０，０６％Ｖ−０．００８％Ｔｉ鋼について行
なった結果も示されているが、この場合には圧延仕上り
温度の差による靭性値への影響は軽微である（Ｒ２、Ｒ
３）。従って熱影響部靭性の改善は、Ｔ１、■の複合適
量添加とオーステナイト低温域圧延を組合わせることに
より初めて達成されることが明らかである。又第３図に
入熱を５０ 、０００〜２００，０ＯＯＪ／ｃｍの間で
変化させた場合の吸収エネルギーνＥ−４０Ｃｋｇｆ−
ｍ）の変化を示すが、いずれの入熱においても本発明鋼
は優れた特性を示しており、特に１４０，０ＯＯＪ／ｃ
ｍ以上という厳しい入熱の条件において比較鋼（従来鋼
）との差が明確になり、２００ 、 ０００ Ｊ ／
ｃｍにおいてもｖＥ−４０≧５．Ｑｋｇｆ−ｍという優
れた靭性を示す。このことは、本発明の有効性を端的に
示すものといえる。
％Ｍｎ−０，０６％Ｖ−０．００８％Ｔｉ鋼について行
なった結果も示されているが、この場合には圧延仕上り
温度の差による靭性値への影響は軽微である（Ｒ２、Ｒ
３）。従って熱影響部靭性の改善は、Ｔ１、■の複合適
量添加とオーステナイト低温域圧延を組合わせることに
より初めて達成されることが明らかである。又第３図に
入熱を５０ 、０００〜２００，０ＯＯＪ／ｃｍの間で
変化させた場合の吸収エネルギーνＥ−４０Ｃｋｇｆ−
ｍ）の変化を示すが、いずれの入熱においても本発明鋼
は優れた特性を示しており、特に１４０，０ＯＯＪ／ｃ
ｍ以上という厳しい入熱の条件において比較鋼（従来鋼
）との差が明確になり、２００ 、 ０００ Ｊ ／
ｃｍにおいてもｖＥ−４０≧５．Ｑｋｇｆ−ｍという優
れた靭性を示す。このことは、本発明の有効性を端的に
示すものといえる。
零発、明によるものの鋼成分組成および加熱圧延条件の
限定理由について述べると以下の如くである。
限定理由について述べると以下の如くである。
Ｃ： ０．０３〜０．１６％
炭素は母材強度の確保のために必要な元素であるが、０
．１６％を越えると第二相（パーライト、炭化物等）の
休（１１率が増加し母材靭性の確保が困難となるので上
限を０．１６％とした。また、０．０３％未満では必要
強度を得るためＭｎ、Ｎ ｉ、Ｍ。
．１６％を越えると第二相（パーライト、炭化物等）の
休（１１率が増加し母材靭性の確保が困難となるので上
限を０．１６％とした。また、０．０３％未満では必要
強度を得るためＭｎ、Ｎ ｉ、Ｍ。
等の添加量の増量が必要となり経済的に不利となるので
下限を０．０３％とした。
下限を０．０３％とした。
Ｓｉ：０．０５〜０．８０％
Ｓｉは固溶強化元素として強度の上昇に有効であり、ま
た脱酸材として必要な元素であるが、０．８０％を越え
る添加は靭性上好ましくない上部ベイナイト組織の生成
を促進することがあり上限を０．８０％とした。一方、
０．０５％未満ではその効果が極めて少ないので下限を
０．０５％とした。
た脱酸材として必要な元素であるが、０．８０％を越え
る添加は靭性上好ましくない上部ベイナイト組織の生成
を促進することがあり上限を０．８０％とした。一方、
０．０５％未満ではその効果が極めて少ないので下限を
０．０５％とした。
Ｍｎ ： ０．８０〜２．ＯＯ％
Ｍｎは靭性を損なうことなく強度の上昇を図れるを効な
元素であるが、２．００％を越えると靭性上好ましくな
い上部ベイナイト組織が生成される傾向があるので上限
を２．００％とした。また、Ｍｎの添加量が０．８０％
未満では強度確保のためＮｉ、Ｍｏ等の合金元素の多量
の添加が必要となり経済的に不利となるので下限を０．
８０％とした。
元素であるが、２．００％を越えると靭性上好ましくな
い上部ベイナイト組織が生成される傾向があるので上限
を２．００％とした。また、Ｍｎの添加量が０．８０％
未満では強度確保のためＮｉ、Ｍｏ等の合金元素の多量
の添加が必要となり経済的に不利となるので下限を０．
８０％とした。
Ｖ ： ０．００５〜０．０２０％
■は本発明を構成する重要な元素であり、Ｔｉとの複合
添加によって圧延中に極微細なＴｉＶ（ＣＮ）として析
出し、これが）容接時における溶接熱影響部（ＨＡＺ）
の細粒化及びフエライ、ト変態の促進に有効に作用しＨ
ＡＺ靭性の向上をもたらす。
添加によって圧延中に極微細なＴｉＶ（ＣＮ）として析
出し、これが）容接時における溶接熱影響部（ＨＡＺ）
の細粒化及びフエライ、ト変態の促進に有効に作用しＨ
ＡＺ靭性の向上をもたらす。
０、０ Ｏ５％未満では上記効果が期待できず、また０
、０２％以上では溶接熱影響部での析出強化量が必要以
上に増加しＩ−Ｉ Ａ Ｚの硬化をもたらすことで逆に
靭性をＩ員なう場合があるので上限を０．０２０％とし
た。
、０２％以上では溶接熱影響部での析出強化量が必要以
上に増加しＩ−Ｉ Ａ Ｚの硬化をもたらすことで逆に
靭性をＩ員なう場合があるので上限を０．０２０％とし
た。
Ｔｉ二〇、００３〜０．０２０％
Ｔｉは■とともに本発明に必須の元素であり■との複合
添加によって圧延加工中に極微細な複合析出物Ｔ ｉ
Ｖ （ＣＮ）が生成され、結果的にＨＡＺ靭性の向上に
有効に作用する。本発明者等は、別の試験により析出物
の大きさは’ｒ’ ｉ ／ Ｎ比により制御され、析出
物を微細にするためにはＴ ｉ ／ Ｎ比を２．５以下
にする必要があることを見出したので、次に述べるＮｌ
ｉとの関係でその上限値を０．０２０％に設定した。ま
た、０． ＯＯ３％未満では効果が期待されないため下
限を０．００３％とした。
添加によって圧延加工中に極微細な複合析出物Ｔ ｉ
Ｖ （ＣＮ）が生成され、結果的にＨＡＺ靭性の向上に
有効に作用する。本発明者等は、別の試験により析出物
の大きさは’ｒ’ ｉ ／ Ｎ比により制御され、析出
物を微細にするためにはＴ ｉ ／ Ｎ比を２．５以下
にする必要があることを見出したので、次に述べるＮｌ
ｉとの関係でその上限値を０．０２０％に設定した。ま
た、０． ＯＯ３％未満では効果が期待されないため下
限を０．００３％とした。
Ｔ、Ｎ：０．００１５〜０．００８０％Ｎは、ＨＡＺ組
織改善のための微細なＴｉＶ（ＣＮ）の生成に必要な元
素である。然しなから、多量に含有すると靭性に有害と
なるので上限を０．００８０％とし、また０、００１５
％未満では微細析出物の析出量が減少し効果が極めて乏
しくなるので下限を０．０Ｏ１，５％とした。
織改善のための微細なＴｉＶ（ＣＮ）の生成に必要な元
素である。然しなから、多量に含有すると靭性に有害と
なるので上限を０．００８０％とし、また０、００１５
％未満では微細析出物の析出量が減少し効果が極めて乏
しくなるので下限を０．０Ｏ１，５％とした。
ｓｏｌ、八ｌ： ｏ、ｏ Ｏ５〜０．０ ８ ０
％ＡＩは脱酸材として使用されることのほかに、溶接冷
却過程で＾ＩＮを生成し固溶Ｎを低減させることでＨＡ
Ｚ靭性の向上に有益に作用する。０．００５％未満では
効果が十分でなく、また０、０８０％を越えると清浄性
を害し靭性上問題を生ずるので上限を０．０８０％とし
た。
％ＡＩは脱酸材として使用されることのほかに、溶接冷
却過程で＾ＩＮを生成し固溶Ｎを低減させることでＨＡ
Ｚ靭性の向上に有益に作用する。０．００５％未満では
効果が十分でなく、また０、０８０％を越えると清浄性
を害し靭性上問題を生ずるので上限を０．０８０％とし
た。
第２発明においては、基本発明の成分及び製造条件に対
し、更にｏ、ｏｏｓ％≦Ｎｂ≦０．０２０％、０．０５
％≦Ｃｕ、Ｃｒ≦１．０％、０．０５％≦ＭＯ≦０．５
％、０．０５％≦Ｎｉ≦３．５％の何れか１種または２
種以上を添加したものであり、これは主に母材強度の向
上あるいは靭性の改善を目的としたものであり、その限
定理由を述べると以下の如くである。
し、更にｏ、ｏｏｓ％≦Ｎｂ≦０．０２０％、０．０５
％≦Ｃｕ、Ｃｒ≦１．０％、０．０５％≦ＭＯ≦０．５
％、０．０５％≦Ｎｉ≦３．５％の何れか１種または２
種以上を添加したものであり、これは主に母材強度の向
上あるいは靭性の改善を目的としたものであり、その限
定理由を述べると以下の如くである。
Ｎｂ：０．００５°％〜０．０２０％
Ｎｂは析出強化元素であり強度の向上に作用する°。然
し、本発明の炭素範囲（０，０３％≦Ｃ≦０．１６％）
においては、０．０２０％を越える添加では強度上昇量
が飽和する傾向にあり、また多量のＮｂの添加はＨＡＺ
靭性を低下させるので上限 ′を０．０２０％とした。
し、本発明の炭素範囲（０，０３％≦Ｃ≦０．１６％）
においては、０．０２０％を越える添加では強度上昇量
が飽和する傾向にあり、また多量のＮｂの添加はＨＡＺ
靭性を低下させるので上限 ′を０．０２０％とした。
また、０．００５％未満ではその効果が少ないので下限
をＯ，ＯＯ５％とした。
をＯ，ＯＯ５％とした。
Ｃｕ：０．０５％〜１．０％
Ｃｕは強度の」１昇、耐食性昇温向上に有効な元素であ
るが、１％を越えるとその効果が飽和することから上限
を１％とし、また有効性の点から下限を０．０５％とし
た。
るが、１％を越えるとその効果が飽和することから上限
を１％とし、また有効性の点から下限を０．０５％とし
た。
Ｃｒ：０．０５％〜１．０％
Ｃｒは強度の上昇、耐食性などに有効に作用するが、１
％を越えるとＨＡＺの硬化性が増大し靭性に有害となる
ので上限を１．０％とし、また０、０５％未満では効果
が少ないので下限を０．０５％とした。
％を越えるとＨＡＺの硬化性が増大し靭性に有害となる
ので上限を１．０％とし、また０、０５％未満では効果
が少ないので下限を０．０５％とした。
Ｎｉ：０．０５〜３．５％
Ｎｉは母材強度の上昇とともに靭性の改善に対して極め
て有効な元素である。然しなから、多量の添加はＨＡＺ
硬化性及び経済性の点から問題であるので上限を３．５
％とし、また有効性の面から０．０５％を下限とした。
て有効な元素である。然しなから、多量の添加はＨＡＺ
硬化性及び経済性の点から問題であるので上限を３．５
％とし、また有効性の面から０．０５％を下限とした。
圧延条件についての限定理由は以下の通りである。
加熱温度： １０００℃〜１２００℃
最終圧延時の加熱に際しては、必要量のＴｉとＶを十分
固溶させておく必要がある。然し、１０００℃未満では
ＴｉＮ 、 Ｖ（ＣＮ） ともに十分には固溶し得ない
ので下限を１０００℃以上とした。また、加熱温度が１
２００℃を越えると加熱時のγ粒径が大きくなりすぎて
母材靭性の確保が困難となるために上限を１２００℃と
した。
固溶させておく必要がある。然し、１０００℃未満では
ＴｉＮ 、 Ｖ（ＣＮ） ともに十分には固溶し得ない
ので下限を１０００℃以上とした。また、加熱温度が１
２００℃を越えると加熱時のγ粒径が大きくなりすぎて
母材靭性の確保が困難となるために上限を１２００℃と
した。
圧下量：９５０℃以下３０％以上最
終圧延時における圧下量は、本発明を構成する重要な因
子である。すなわち９５０℃以下３０％以上の圧下を施
すことにより初めて微細なＴｉＶ’（ＣＮ） 腹合析出
物の析出が生じ、大入熱溶接熱影響部の靭性向上に著し
い作用をもたらすものである。
子である。すなわち９５０℃以下３０％以上の圧下を施
すことにより初めて微細なＴｉＶ’（ＣＮ） 腹合析出
物の析出が生じ、大入熱溶接熱影響部の靭性向上に著し
い作用をもたらすものである。
本発明によるものの具体的な製造例について説明すると
以下の如くである。
以下の如くである。
製造例１゜
本発明者が用いたＹ Ｓ ３６ ｋｇ ｆ ／龍２級５
１−Ｍｎ鋼（（反圧２５■）についての本発明による鋼
および仕較鋼の成分Ｓ、［［成ば次の表１に示す通りで
ある。
１−Ｍｎ鋼（（反圧２５■）についての本発明による鋼
および仕較鋼の成分Ｓ、［［成ば次の表１に示す通りで
ある。
□□
即し成分的に主として■を変化させ、Ｖ −ｆｒｅｅか
らＶ ：’ ０．０６０％とした比較鋼Ｒ１〜Ｒ４に対
し、このＶを０．０１５％、０．０２０％とした本発明
方法のための鋼１１〜■、である。
らＶ ：’ ０．０６０％とした比較鋼Ｒ１〜Ｒ４に対
し、このＶを０．０１５％、０．０２０％とした本発明
方法のための鋼１１〜■、である。
然してこれらの鋼に対する製造条件およびそれによる衝
撃試験結果は次の表２に示す通りで、圧延条件は高温仕
上りの通常圧延及び低温仕上りの制御圧延とし、圧延後
は空冷または加速冷却（冷Ｊ、１〕開始〜５５０℃の平
均冷却速度１０’ｃ／Ｓ、冷却停止温度５５０’Ｃ）ま
たは直接焼入（圧延終了後８００〜３００℃の平均冷却
速度２５℃／Ｓで常ｔＫＬまて冷Ｊ’ｉＩ ｔ、たもの
で、この例では焼戻しは行っていない）を行った。又衝
撃試験はこれらの鋼に対し板厚２５開片面１層溶接人熱
１４００００ Ｊ ／ ｃｍに［［１当する熱履歴を与
え、衝撃試験を行った結果て座）る。
撃試験結果は次の表２に示す通りで、圧延条件は高温仕
上りの通常圧延及び低温仕上りの制御圧延とし、圧延後
は空冷または加速冷却（冷Ｊ、１〕開始〜５５０℃の平
均冷却速度１０’ｃ／Ｓ、冷却停止温度５５０’Ｃ）ま
たは直接焼入（圧延終了後８００〜３００℃の平均冷却
速度２５℃／Ｓで常ｔＫＬまて冷Ｊ’ｉＩ ｔ、たもの
で、この例では焼戻しは行っていない）を行った。又衝
撃試験はこれらの鋼に対し板厚２５開片面１層溶接人熱
１４００００ Ｊ ／ ｃｍに［［１当する熱履歴を与
え、衝撃試験を行った結果て座）る。
即ち本発明臼は比較口に比較し波面遷し温度か４０ａＯ
前後低下しており、靭性の著しい改善が認められる。又
−４０’Ｃにおける吸収エネルギーｖＥ−４０は比較鋼
が何れも３．Ｑｋｇｆ−ｍ以下の極めて低い値であるの
に対し本発明鋼は充分に高い道を示していて本発明によ
り大入熱溶接性の侵れ１こ何社が得ちれていることは明
らかである。
前後低下しており、靭性の著しい改善が認められる。又
−４０’Ｃにおける吸収エネルギーｖＥ−４０は比較鋼
が何れも３．Ｑｋｇｆ−ｍ以下の極めて低い値であるの
に対し本発明鋼は充分に高い道を示していて本発明によ
り大入熱溶接性の侵れ１こ何社が得ちれていることは明
らかである。
なお上記の製造例で直接焼入のものは焼戻し処理を行っ
ていないが、より炭素含有量の高い柵又は合金元素量の
多い燭にあっては当然のことながら焼戻しく５５０’Ｃ
以上）が行われるものであり、これらの有無によって大
入熱溶接性が本質的に変化するものではない。
ていないが、より炭素含有量の高い柵又は合金元素量の
多い燭にあっては当然のことながら焼戻しく５５０’Ｃ
以上）が行われるものであり、これらの有無によって大
入熱溶接性が本質的に変化するものではない。
製造例２
次の表３に示すように２．５％Ｎｉ添加を基本成分とし
た低温用鋼を＄、備した。ＥＲ５はＶがｔｒであり、又
ＦＩＲ６はＶ：０．０５５％と本発明の範囲以下である
。
た低温用鋼を＄、備した。ＥＲ５はＶがｔｒであり、又
ＦＩＲ６はＶ：０．０５５％と本発明の範囲以下である
。
然してこれらの鋼に対する加熱圧延条件は何れも本発明
範囲内のもので、加熱温度１０５０℃、仕上り温度７２
０℃、９５０℃以下の圧下率ば７°７％で、圧延後の冷
却は加速冷却という一定のものであり、ごのような鋼材
に対し入熱１４００００ Ｊ／ ｃｍで仮１プ２５龍、
片面１層溶接に相当する熱届歴を与え？！ｉ撃試験を行
った結果は次の表４の如くである。
範囲内のもので、加熱温度１０５０℃、仕上り温度７２
０℃、９５０℃以下の圧下率ば７°７％で、圧延後の冷
却は加速冷却という一定のものであり、ごのような鋼材
に対し入熱１４００００ Ｊ／ ｃｍで仮１プ２５龍、
片面１層溶接に相当する熱届歴を与え？！ｉ撃試験を行
った結果は次の表４の如くである。
表 ４
即ちＮｉ、Ｎｌ〕を添加した鋼においてもＴｉ、■を適
Ｖ含イｒした本発明によるものは大入熱溶接にお１．Ｊ
る熱影響部靭性において極めて優れていることか薙ｊ−
’１９＋された。
Ｖ含イｒした本発明によるものは大入熱溶接にお１．Ｊ
る熱影響部靭性において極めて優れていることか薙ｊ−
’１９＋された。
なおごの製造例るごおける加速冷却も製造例１における
と同じであって仕上後、５５０℃までの間の平均冷却速
度を１０℃／ｓｅｃで冷却し、該冷却を５５０℃で停止
した後は放冷したものである。
と同じであって仕上後、５５０℃までの間の平均冷却速
度を１０℃／ｓｅｃで冷却し、該冷却を５５０℃で停止
した後は放冷したものである。
「発明の効果」
以上説明したような本発明によるときは大入熱溶接用構
造鋼としてその大入熱溶接後における熱影響部に関し優
れた靭性を的確に確保し得るものであり、工業的にその
効果の大きい発明である。
造鋼としてその大入熱溶接後における熱影響部に関し優
れた靭性を的確に確保し得るものであり、工業的にその
効果の大きい発明である。
図面は本発明の技術的内容を示すもので、第１は種々の
鋼に関する再加熱γ粒径を要約して示た図表、第２図は
各鋼種の再加熱γ粒径に及ぼ叩上仕上り温度の影害を示
した図表、第３図は熱を１００００〜２００００ Ｊ
／ ｃｍの間で変化せた場合の吸収エネルギーｖＥ−４
０（ｋｇｆ・ｍ）の変化を本発明によるものと比較鋼に
ついて要約して示した図表である。 第 ／ ｎ 曲ｌσ乞膚し笈、（′ｃ） 第 ２ 回
鋼に関する再加熱γ粒径を要約して示た図表、第２図は
各鋼種の再加熱γ粒径に及ぼ叩上仕上り温度の影害を示
した図表、第３図は熱を１００００〜２００００ Ｊ
／ ｃｍの間で変化せた場合の吸収エネルギーｖＥ−４
０（ｋｇｆ・ｍ）の変化を本発明によるものと比較鋼に
ついて要約して示した図表である。 第 ／ ｎ 曲ｌσ乞膚し笈、（′ｃ） 第 ２ 回
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０３〜０．１６ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５
〜０．８０ｗｔ％、Ｍｎ：０．８０〜２．０ｗｔ％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２０ｗｔ％、Ｖ：０．００５〜
０．０２０ｗｔ％、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０ｗｔ％、Ｔ．Ｎ
：０．０１５〜０．００８０ｗｔ％、を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１２
００℃に加熱した後、９５０℃以下の累積圧下率が３０
％以上となる圧延を行うことを特徴とする大入熱溶接用
鋼材の製造方法。 - （２）Ｃ：０．０３〜０．１６ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５
〜０．８０ｗｔ％、Ｍｎ：０．８０〜２．０ｗｔ％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２０ｗｔ％、Ｖ：０．００５〜
０．０２０ｗｔ％、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８０ｗｔ％、Ｔ．Ｎ
：０．０１５〜０．００８０ｗｔ％ を含有すると共に、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２ｗｔ％、Ｃｕ：０．０５〜
１．０ｗｔ％、Ｃｒ：０．０５〜１．０ｗｔ％、Ｍｏ：
０．０５〜０．５ｗｔ％、Ｎｉ：０．０５〜３．５ｗｔ
％ の何れか１種又は２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなる鋼を１０００〜１２００℃に加
熱した後、９５０℃以下の累積圧下率が３０％以上とな
る圧延を行うことを特徴とする大入熱溶接用鋼材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19691684A JPS6176614A (ja) | 1984-09-21 | 1984-09-21 | 大入熱溶接用鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19691684A JPS6176614A (ja) | 1984-09-21 | 1984-09-21 | 大入熱溶接用鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6176614A true JPS6176614A (ja) | 1986-04-19 |
Family
ID=16365792
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19691684A Pending JPS6176614A (ja) | 1984-09-21 | 1984-09-21 | 大入熱溶接用鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6176614A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02250917A (ja) * | 1989-03-24 | 1990-10-08 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造方法 |
| KR100431610B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-05-17 | 주식회사 포스코 | 초대 입열 용접부 충격인성이 우수한 조선용 탄소강 및 그 제조 방법 |
| KR100489024B1 (ko) * | 2000-11-27 | 2005-05-11 | 주식회사 포스코 | 재결정제어압연에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
| KR100568359B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법 |
| JP2006118034A (ja) * | 2004-09-27 | 2006-05-11 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板およびその製法 |
-
1984
- 1984-09-21 JP JP19691684A patent/JPS6176614A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02250917A (ja) * | 1989-03-24 | 1990-10-08 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造方法 |
| KR100431610B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-05-17 | 주식회사 포스코 | 초대 입열 용접부 충격인성이 우수한 조선용 탄소강 및 그 제조 방법 |
| KR100489024B1 (ko) * | 2000-11-27 | 2005-05-11 | 주식회사 포스코 | 재결정제어압연에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
| KR100568359B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법 |
| JP2006118034A (ja) * | 2004-09-27 | 2006-05-11 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板およびその製法 |
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