JPS62174321A - 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 - Google Patents
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Info
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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】
［産業上の利用分野１
本発明は母材および溶接継手部の靭性が良好な８０ ｋ
７ｆ ／ ｒｎｍ”級鋼板の製造方法に関し、さらに詳
しくは、タンク、橋梁、ペンストック、海洋ｔＭ造物等
に使用される母材および溶接継手部の靭性か良好な８０
ｋｇｆ／ｎｕｎ２級鋼板の製造方法に関する。
７ｆ ／ ｒｎｍ”級鋼板の製造方法に関し、さらに詳
しくは、タンク、橋梁、ペンストック、海洋ｔＭ造物等
に使用される母材および溶接継手部の靭性か良好な８０
ｋｇｆ／ｎｕｎ２級鋼板の製造方法に関する。
［従来技術１
従来から調質”ａ Ｏｋｇｆ ／ ｒｎｍ”級鋼板とし
て１．＼ＳＴＭ ｔ＼５１４タイプをペースとしたもの
か′使用されてきており、特に、Ｎ１含有量０．７０−
１．００留Ｌ％のグレードＦは良好な母材靭性、溶接性
を有してぃることから、タンク、ａＫ４、ベンストンク
、海洋構造物等に広く使用されている。
て１．＼ＳＴＭ ｔ＼５１４タイプをペースとしたもの
か′使用されてきており、特に、Ｎ１含有量０．７０−
１．００留Ｌ％のグレードＦは良好な母材靭性、溶接性
を有してぃることから、タンク、ａＫ４、ベンストンク
、海洋構造物等に広く使用されている。
そして、溶接継手靭性については、−２０°Ｃ程度の靭
性要求に対しては充分に対応することができる。
性要求に対しては充分に対応することができる。
近年、海洋構造物が極地で稼働するようになり、これら
構造物に使用される調質８０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板に対
しては、その使用環境に応じて一４０℃〜−８０°Ｃの
靭性要求が母材のみならず溶接継手部にも出されるよう
になった。
構造物に使用される調質８０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板に対
しては、その使用環境に応じて一４０℃〜−８０°Ｃの
靭性要求が母材のみならず溶接継手部にも出されるよう
になった。
これに対してＡＳＴＭ Ａ３１４を始めとする従来の８
０ｋｇｆ／ａｏｎ２ｖ＆鋼板では溶接継手部において一
４０°Ｃ以下の靭性要求に対応することは困難であった
。
０ｋｇｆ／ａｏｎ２ｖ＆鋼板では溶接継手部において一
４０°Ｃ以下の靭性要求に対応することは困難であった
。
［発明が解決しようとする問題点］
本発明は上記に説明したような従来における８ ０ ｋ
ｇｆ／ｍ＋１１２級鋼板の一４０°Ｃ以下の低温におけ
る問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行なった結果、
−４０°Ｃ以下の低温において８０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼
板の溶接継手部の靭性要求に対応するためには、Ｎｉ含
有量を増加させることが有効であること、および、ＡＳ
ＴＭ Ａ３１４では９（）０°Ｃ以上の温度と規定され
ている通常の焼入を行なうと、母材の靭性はＮｉ含有量
を増加したにも拘らず、逆に劣化する場合があるので、
良好な母材靭性を確保するためには焼入温度の調整が有
効であり、かつ、不可欠であることを見出し、母材およ
び溶接継手部の靭性が良好な８０ ｋｇｆ ／ ＋ａｍ
”級鋼板の製造方法を開発したのである。
ｇｆ／ｍ＋１１２級鋼板の一４０°Ｃ以下の低温におけ
る問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行なった結果、
−４０°Ｃ以下の低温において８０ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼
板の溶接継手部の靭性要求に対応するためには、Ｎｉ含
有量を増加させることが有効であること、および、ＡＳ
ＴＭ Ａ３１４では９（）０°Ｃ以上の温度と規定され
ている通常の焼入を行なうと、母材の靭性はＮｉ含有量
を増加したにも拘らず、逆に劣化する場合があるので、
良好な母材靭性を確保するためには焼入温度の調整が有
効であり、かつ、不可欠であることを見出し、母材およ
び溶接継手部の靭性が良好な８０ ｋｇｆ ／ ＋ａｍ
”級鋼板の製造方法を開発したのである。
［問題点を解決するための手段１
本発明に係る母材および溶接継手部の靭性が良好な８０
ｋｇｆ／ｉＱｍ２級鋼板の製造方法は、（１） Ｃ０
，０６〜０．１２ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜０．５０ｗｔ
％、Ｍｎ ０．４０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ ０．０５
〜０．５０ｗｔ％、Ｎ ｉ １，４０−３．７０１１Ｉ
Ｌ％、Ｃｒ ０１２０−０．８０ｗｔ％、Ｍｏ ０．２
０〜０．８０ｗｔ％、Ｖ ０．０１〜０．１０ｗｔ％を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板を、
Ａｃ１点以下で、かつ、 （１，２ｔ ＋７８０）≦焼入温度≦（１，２ｔ ＋８
３０）（ｔは板厚ｎ＋ｍ ） の範囲の温度より焼入した後、焼戻すことを特徴とする
母材および溶接継手部の靭性が良好な８０ｋｇｆ ／
ｍａｎ″級鋼板の製造方法を第１の発明とし、（２）
Ｃ０，０６〜０，１２ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜０．５
０ｗｔ％、Ｍｎ ０．４０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ ０
．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｎ ｉ １．４０−３．７０
ｗｔ％、Ｃｒ ０．２０〜０．！３０ｗｔ％、％４ｏ
００２０−０．８０ｗｔ％、＼’ ０．０１−０．１０
ｗｔ％、Ｂ ０００００３−０．００１７ｗｔ％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板を、Ａｃ
３点以下で、かつ、 （１，２ｔ ＋７８０）≦焼入温度≦（１，２ｔ ＋８
３０）（しは板厚ｎ１ｌｌｌ） の範囲の温度より焼入した後、焼戻すことを特徴とする
母材および溶接継手部の靭性が良好な８０に８４／ｍｕ
＋”級鋼板の製造方法を第２の発明とする２つの発明よ
りなるものである。
ｋｇｆ／ｉＱｍ２級鋼板の製造方法は、（１） Ｃ０
，０６〜０．１２ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜０．５０ｗｔ
％、Ｍｎ ０．４０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ ０．０５
〜０．５０ｗｔ％、Ｎ ｉ １，４０−３．７０１１Ｉ
Ｌ％、Ｃｒ ０１２０−０．８０ｗｔ％、Ｍｏ ０．２
０〜０．８０ｗｔ％、Ｖ ０．０１〜０．１０ｗｔ％を
含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板を、
Ａｃ１点以下で、かつ、 （１，２ｔ ＋７８０）≦焼入温度≦（１，２ｔ ＋８
３０）（ｔは板厚ｎ＋ｍ ） の範囲の温度より焼入した後、焼戻すことを特徴とする
母材および溶接継手部の靭性が良好な８０ｋｇｆ ／
ｍａｎ″級鋼板の製造方法を第１の発明とし、（２）
Ｃ０，０６〜０，１２ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜０．５
０ｗｔ％、Ｍｎ ０．４０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ ０
．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｎ ｉ １．４０−３．７０
ｗｔ％、Ｃｒ ０．２０〜０．！３０ｗｔ％、％４ｏ
００２０−０．８０ｗｔ％、＼’ ０．０１−０．１０
ｗｔ％、Ｂ ０００００３−０．００１７ｗｔ％を含有
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板を、Ａｃ
３点以下で、かつ、 （１，２ｔ ＋７８０）≦焼入温度≦（１，２ｔ ＋８
３０）（しは板厚ｎ１ｌｌｌ） の範囲の温度より焼入した後、焼戻すことを特徴とする
母材および溶接継手部の靭性が良好な８０に８４／ｍｕ
＋”級鋼板の製造方法を第２の発明とする２つの発明よ
りなるものである。
本発明に係る母材および溶接継手部の靭性が良好な３０
ｋＢｆ／ ｍａｎ：級鋼板の製造方法について、以下
詳細に説明する。
ｋＢｆ／ ｍａｎ：級鋼板の製造方法について、以下
詳細に説明する。
先ず、本発明に係る母材および溶接継手部の靭性が良好
な８０ ｋＨｆ ／ ｍｍ ２級鋼板の製造方法に使用
する鋼板の含有成分および成分割合について説明する。
な８０ ｋＨｆ ／ ｍｍ ２級鋼板の製造方法に使用
する鋼板の含有成分および成分割合について説明する。
Ｃは含有量か０．０＆ｕＬ％未満となると８０ｋｇｆ／
Ｉｌｌ Ｉｌｌ ”扱銅としての強度が得られず、まｊ
こ、０．１２ｗｔ％を越える含有量では溶接性が劣化す
る。よって、Ｃ含有量は０．０６〜０．１２ｗｔ％とす
る。
Ｉｌｌ Ｉｌｌ ”扱銅としての強度が得られず、まｊ
こ、０．１２ｗｔ％を越える含有量では溶接性が劣化す
る。よって、Ｃ含有量は０．０６〜０．１２ｗｔ％とす
る。
Ｓｌは鋼の脱酸および強度を確保するための元素であり
、含有量が０．０５ｗｔ％未満ではこのような効果は少
なく、また、０，５０ｗｔ％を越える多量の含有量では
溶接性が劣化する。よって、Ｓ１含有量は０．０５−０
．５０ｗｔ％とする。
、含有量が０．０５ｗｔ％未満ではこのような効果は少
なく、また、０，５０ｗｔ％を越える多量の含有量では
溶接性が劣化する。よって、Ｓ１含有量は０．０５−０
．５０ｗｔ％とする。
Ｍｎは鋼の焼入性を増加するための元素であり、含有量
が０．４０すＬ％未満では効果か少なく、また、１．５
０１％を越えて多量に含有されると溶接性を損ない、か
つ、焼戻脆化感受性が増加する。よって、Ｍｎ含有量は
０．４０−１．５０ｗｔ％とする。
が０．４０すＬ％未満では効果か少なく、また、１．５
０１％を越えて多量に含有されると溶接性を損ない、か
つ、焼戻脆化感受性が増加する。よって、Ｍｎ含有量は
０．４０−１．５０ｗｔ％とする。
ＣＬＩは固溶強化および析出強化によって強度を上昇さ
せるための元素であり、含有量が０．０５ｕｔ％未満で
はこの効果は少なく、また、０．５０ｗｔ％を越える多
量の含有量では熱間加工性が劣化する。
せるための元素であり、含有量が０．０５ｕｔ％未満で
はこの効果は少なく、また、０．５０ｗｔ％を越える多
量の含有量では熱間加工性が劣化する。
よって、Ｃｕ含有量は０．０５〜０．５０１１１ｔ％と
する。
する。
Ｎ１は溶接継手部の靭性を向上させるのに有効な元素で
あり、含有量が１．４０ｗｔ％未満では一４０℃以下で
の靭性要求を満たすことができず、また、含有量は要求
靭性レベル、板厚によって変更するものであるが、３．
７０ｗｔ％を越えて多量に含有させる必要はない。よっ
て、Ｎｉ含有量は１．４０〜３，７０ｗｔ％とする。
あり、含有量が１．４０ｗｔ％未満では一４０℃以下で
の靭性要求を満たすことができず、また、含有量は要求
靭性レベル、板厚によって変更するものであるが、３．
７０ｗｔ％を越えて多量に含有させる必要はない。よっ
て、Ｎｉ含有量は１．４０〜３，７０ｗｔ％とする。
そして、このＮｉはフェライト地の靭性を改善する効果
が大きく、８０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板の溶接継手部の靭
性を改善するのに有効であると考えられる。Ｎｉ含有量
の必要最少含有量を把握するために、ＡＳＴＭ Ａ３１
４グレードＦをベースとしてＮｉ含有量を変化させた１
ｌ）ｉ（Ｃ０．１０ｗｔ％、Ｓｉ０．２５ｗｔ％、Ｍｎ
０．８５ｗｔ％、Ｃｕ ０．４５ｗｔ％、Ｍ。
が大きく、８０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板の溶接継手部の靭
性を改善するのに有効であると考えられる。Ｎｉ含有量
の必要最少含有量を把握するために、ＡＳＴＭ Ａ３１
４グレードＦをベースとしてＮｉ含有量を変化させた１
ｌ）ｉ（Ｃ０．１０ｗｔ％、Ｓｉ０．２５ｗｔ％、Ｍｎ
０．８５ｗｔ％、Ｃｕ ０．４５ｗｔ％、Ｍ。
０．４０ｗｔ％、Ｖ ０００５ｗｔ％、Ｂ ０．ＯＯ１
０ｗｔ％、残部Ｆｅ）の５鋼種を使用して、再現熱サイ
クルシャルビ試験により、溶接継平部靭性におよぼすＮ
ｉ含有量の影響を調査した。なお、実際の８０ｋｇｆ／
１１１１１１２級鋼板の溶接施工は多層盛り溶接である
ことを考慮し、１回目最高加熱温度１３５０°Ｃ１２回
目最高加熱温度１０００ ’Ｃ或いは８（）０°ｃの２
重熱サイクルを付与した。その結果を第１図（ａ）（ｂ
）に示す。この第１図よりＮｉ含有量が１．４０ＩＩＩ
Ｌ％以上で溶接継平部靭性はｖＴｒｓ（シャルビ破面遷
移温度）−４０℃以下となることは明らかである。
０ｗｔ％、残部Ｆｅ）の５鋼種を使用して、再現熱サイ
クルシャルビ試験により、溶接継平部靭性におよぼすＮ
ｉ含有量の影響を調査した。なお、実際の８０ｋｇｆ／
１１１１１１２級鋼板の溶接施工は多層盛り溶接である
ことを考慮し、１回目最高加熱温度１３５０°Ｃ１２回
目最高加熱温度１０００ ’Ｃ或いは８（）０°ｃの２
重熱サイクルを付与した。その結果を第１図（ａ）（ｂ
）に示す。この第１図よりＮｉ含有量が１．４０ＩＩＩ
Ｌ％以上で溶接継平部靭性はｖＴｒｓ（シャルビ破面遷
移温度）−４０℃以下となることは明らかである。
次に、母材靭性におよぼすＮｉ含有量の影響を把握する
ために、第１図と同様の含有成分および成分割合の鋼の
板厚３０ｍｍ材の９２０ ’Ｃ焼入、６５０℃焼戻後の
母材シャルビ試験を行なった。
ために、第１図と同様の含有成分および成分割合の鋼の
板厚３０ｍｍ材の９２０ ’Ｃ焼入、６５０℃焼戻後の
母材シャルビ試験を行なった。
その結果を第２図に示す。この第２図がらＮｉ含有量が
増加する程、低温における母材靭性が劣化していること
がわかる。この理由は、Ｎｉ含有量が増加することによ
り焼入性が増し、母材のミクロ組織が靭性の良くないマ
ルテンサイト主体の組織となっているためである。この
第１図および第２図からも、Ｎｉ含有量は１．４０−３
．７０ｗｔ％とするのが好適であることがわかる。
増加する程、低温における母材靭性が劣化していること
がわかる。この理由は、Ｎｉ含有量が増加することによ
り焼入性が増し、母材のミクロ組織が靭性の良くないマ
ルテンサイト主体の組織となっているためである。この
第１図および第２図からも、Ｎｉ含有量は１．４０−３
．７０ｗｔ％とするのが好適であることがわかる。
Ｃｒは鋼の焼入性を高め、耐蝕性を増加するための元素
であり、含有量が０，２０ｗｔ％未満ではこのような効
果は少なく、また、帆８０ｗｔ％を越えて多量に含有さ
れると溶接性を害するようになる。
であり、含有量が０，２０ｗｔ％未満ではこのような効
果は少なく、また、帆８０ｗｔ％を越えて多量に含有さ
れると溶接性を害するようになる。
よって、Ｃｒ含有量は０．２０−０．８０ｗｔ％とする
。
。
Ｍｏは鋼の焼入性を増加し、焼戻軟化抵抗を高め、かつ
、焼戻脆化感受性を低くする元素であり、含有量が０，
２０ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、また、０
．８０ｗｔ％を越えて多量に含有されると溶接性を害す
るようになる。よって、Ｍｏ含有量は０．２０−０．８
（ｂｕｔ％とする。
、焼戻脆化感受性を低くする元素であり、含有量が０，
２０ｗｔ％未満ではこのような効果は少なく、また、０
．８０ｗｔ％を越えて多量に含有されると溶接性を害す
るようになる。よって、Ｍｏ含有量は０．２０−０．８
（ｂｕｔ％とする。
■は鋼の焼入性を増加し、焼戻軟化抵抗を高める元素で
あり、含有量が０．０１ｗｔ％未満ではこのような効果
は少なく、また、０．１０ｗｔ％を越えて多量に含有さ
れると溶接性および靭性を劣化させる。
あり、含有量が０．０１ｗｔ％未満ではこのような効果
は少なく、また、０．１０ｗｔ％を越えて多量に含有さ
れると溶接性および靭性を劣化させる。
よって、■含有量は０．０１〜０，１０ｗｔ％とする。
Ｂは微量の含有によって鋼の焼入性を増加させる元素で
あり、含有量が０．０００３ｗｔ％未満ではこのような
効果を発揮させることはできず、また、０．００１７ｗ
ｔ％を越えて多量に含有させるとＢ化合物を多量に生成
して、焼入性の低下および靭性の劣化を招来する。よっ
て、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００１７ｄ％とする
。
あり、含有量が０．０００３ｗｔ％未満ではこのような
効果を発揮させることはできず、また、０．００１７ｗ
ｔ％を越えて多量に含有させるとＢ化合物を多量に生成
して、焼入性の低下および靭性の劣化を招来する。よっ
て、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００１７ｄ％とする
。
次に、本発明に係る母材および溶接継手部の靭性が良好
な８０ ｋｇＦ／ ＋ｎｎ＋”級鋼板の製造方法におけ
る熱処理条件について説明する。
な８０ ｋｇＦ／ ＋ｎｎ＋”級鋼板の製造方法におけ
る熱処理条件について説明する。
上記に説明したように、Ｎｉ含有量を１．４０〜３．７
０ｗｔ％とした８ ０ ｋｇｆ ／ ｍａｎ”級鋼板の
母材靭性を改善するためには、焼入温度を適切な範囲に
選定して、母材靭性を大きく改善したのである。即ち、
Ｃ０１１０ｗｔ％、 Ｓｉ ００２７１１１ｔ％、
Ｍｎ ０．Ｓ８ｗｔ％、Ｐ ０．００１０ｗｔ％、
Ｓ ００００２ｗｔ％、Ｃｕ ０１２７ｗｔ％、Ｎｉ
２．０５ｗｔ％、Ｃｒ ０．４５ｕｒＬ％、Ｍｏ ０．
４５ｗｔ％、Ｖ ０１０４２Ｉｌｌｔ％、Ｂ ００００
１：’ｕＬ％を含有する鋼を板厚１５ｍ＋ｎ、３ （’
、） ｍｍ、 ５ Ｉ） ｌ１ｌＩＩ＋、８０ｍｍの
材料とし、種々の焼入温度よｆ）焼入し、６５０°Ｃの
温度て・焼戻しな場合の焼入温度とｖＴｒｓとの関係を
第３図に示す。
０ｗｔ％とした８ ０ ｋｇｆ ／ ｍａｎ”級鋼板の
母材靭性を改善するためには、焼入温度を適切な範囲に
選定して、母材靭性を大きく改善したのである。即ち、
Ｃ０１１０ｗｔ％、 Ｓｉ ００２７１１１ｔ％、
Ｍｎ ０．Ｓ８ｗｔ％、Ｐ ０．００１０ｗｔ％、
Ｓ ００００２ｗｔ％、Ｃｕ ０１２７ｗｔ％、Ｎｉ
２．０５ｗｔ％、Ｃｒ ０．４５ｕｒＬ％、Ｍｏ ０．
４５ｗｔ％、Ｖ ０１０４２Ｉｌｌｔ％、Ｂ ００００
１：’ｕＬ％を含有する鋼を板厚１５ｍ＋ｎ、３ （’
、） ｍｍ、 ５ Ｉ） ｌ１ｌＩＩ＋、８０ｍｍの
材料とし、種々の焼入温度よｆ）焼入し、６５０°Ｃの
温度て・焼戻しな場合の焼入温度とｖＴｒｓとの関係を
第３図に示す。
この第３図から最適な焼入温度は板厚によって大きく変
わることかわかる。
わることかわかる。
次に、この最適な焼入温度を定量化するために、第１表
に示す種々の含有成分と成分割合、板厚の鋼板に対して
種々の焼入温度から焼入を行なった。
に示す種々の含有成分と成分割合、板厚の鋼板に対して
種々の焼入温度から焼入を行なった。
第４図に横軸を板厚、縦軸を焼入温度として、夫々の場
合のｖＴｒｓをプロットしたものを示しである。第・１
図において、２本の線（旦、Ｑ＝１．２ｔ＋８３０、お
よび、山、Ｑ＝ １．２ Ｌ ＋７８０）に挾まれた領
域では、ｖＴｒｓは一９０’Ｃ以下と良好であるが、そ
れ以外の領域ではｖＴｒｓ＞−６５“Ｃと充分な靭性は
得られない。また、直線μの上の領域では焼入温度が高
過ぎて組織はマルテンサイト主体となり、逆に直線上の
下領域では焼入温度が低過ぎて組織は上部ベイナイト主
体となり、何れも母材靭性が劣化している。
合のｖＴｒｓをプロットしたものを示しである。第・１
図において、２本の線（旦、Ｑ＝１．２ｔ＋８３０、お
よび、山、Ｑ＝ １．２ Ｌ ＋７８０）に挾まれた領
域では、ｖＴｒｓは一９０’Ｃ以下と良好であるが、そ
れ以外の領域ではｖＴｒｓ＞−６５“Ｃと充分な靭性は
得られない。また、直線μの上の領域では焼入温度が高
過ぎて組織はマルテンサイト主体となり、逆に直線上の
下領域では焼入温度が低過ぎて組織は上部ベイナイト主
体となり、何れも母材靭性が劣化している。
従って、焼入温度は板厚に応じて、（１，２ｊ ＋７８
０≦焼入温度≦［１，２Ｌ ＋８３０）とすることによ
り良好な靭性を得ることができる。しかし、Ａｃ３点よ
り低い温度では不完全焼入相識となり靭性のみならず充
分な強度が得られないのでＡｃ３点以上の温度とする必
要がある。
０≦焼入温度≦［１，２Ｌ ＋８３０）とすることによ
り良好な靭性を得ることができる。しかし、Ａｃ３点よ
り低い温度では不完全焼入相識となり靭性のみならず充
分な強度が得られないのでＡｃ３点以上の温度とする必
要がある。
また、板厚が１００τ＋１Ｉｌｌを越える場合には、光
分な強度のみならず良好な溶接性を確保するためには含
有させる合金元素をて゛きる限り制限する必要があり、
焼入温度を低くすると中心部の焼入不足を招くので適用
可能板厚は最大１００ｍｍとするのがよい。
分な強度のみならず良好な溶接性を確保するためには含
有させる合金元素をて゛きる限り制限する必要があり、
焼入温度を低くすると中心部の焼入不足を招くので適用
可能板厚は最大１００ｍｍとするのがよい。
［実施例１
本発明に係る母材および溶接継手部の靭性が良好な８０
ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板の製造方法の実施例を説明する。
ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板の製造方法の実施例を説明する。
実施例
第２表に示す含有成分および成分割合の鋼を溶製後鋳遺
してから、鋳塊を加工して製造された鋼板を焼入焼戻処
理してから、母材および下向溶接継手ボンド部のシャル
ビ試験を行なった。その結果を第１表に示す。
してから、鋳塊を加工して製造された鋼板を焼入焼戻処
理してから、母材および下向溶接継手ボンド部のシャル
ビ試験を行なった。その結果を第１表に示す。
即ち、本発明に係る母材および溶接継手部の靭性が良好
な８０ ｋｇｆ／ ｔａｒｎ”級鋼板の製造方法により
装造された鋼板は、何れも母材で−９０’Ｃ以下、溶接
継手ボンド部で一３０°Ｃ以下のｖＴｒｓを有している
。
な８０ ｋｇｆ／ ｔａｒｎ”級鋼板の製造方法により
装造された鋼板は、何れも母材で−９０’Ｃ以下、溶接
継手ボンド部で一３０°Ｃ以下のｖＴｒｓを有している
。
しかし、比較ｇＡＧおよび工は焼入温度が高過ぎるため
、また、比較鋼Ｈは焼入温度が低過ぎるため、それらの
何れらが母材のｖＴｒｓは−６０’Ｃよりも高温となっ
ており、さらに、比較鋼Ｉは母材靭性は良好ではあるが
、Ｎｉ含有量が少ないため溶接継手ボンド部の靭性が充
分ではない。
、また、比較鋼Ｈは焼入温度が低過ぎるため、それらの
何れらが母材のｖＴｒｓは−６０’Ｃよりも高温となっ
ており、さらに、比較鋼Ｉは母材靭性は良好ではあるが
、Ｎｉ含有量が少ないため溶接継手ボンド部の靭性が充
分ではない。
Claims (2)
- （１）Ｃ０．０６〜０．１２ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜０
．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．４０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ０
．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｎｉ１．４０〜３．７０ｗｔ
％、Ｃｒ０．２０〜０．８０ｗｔ％、Ｍｏ０．２０〜０
．８０ｗｔ％、Ｖ０．０１〜０．１０ｗｔ％を含有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板を、Ａｃ＿３
点以下で、かつ、 （１．２ｔ＋７８０）≦焼入温度≦（１．２ｔ＋８３０
）（ｔは板厚ｍｍ） の範囲の温度より焼入した後、焼戻すことを特徴とする
母材および溶接継手部の靭性が良好な８０ｋｇｆ／ｍｍ
＾２級鋼板の製造方法。 - （２）Ｃ０．０６〜０．１２ｗｔ％、Ｓｉ０．０５〜０
．５０ｗｔ％、Ｍｎ０．４０〜１．５０ｗｔ％、Ｃｕ０
．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｎｉ１．４０〜３．７０ｗｔ
％、Ｃｒ０．２０〜０．８０ｗｔ％、Ｍｏ０．２０〜０
．８０ｗｔ％、Ｖ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｂ０．０
００３〜０．００１７ｗｔ％ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板を
、Ａｃ＿３点以下で、かつ、 （１．２ｔ＋７８０）≦焼入温度≦（１．２ｔ＋８３０
）（ｔは板厚ｍｍ） の範囲の温度より焼入した後、焼戻すことを特徴とする
母材および溶接継手部の靭性が良好な８０ｋｇｆ／ｍｍ
＾２級鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1330386A JPS62174321A (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1330386A JPS62174321A (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 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 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62174321A true JPS62174321A (ja) | 1987-07-31 |
Family
ID=11829411
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1330386A Pending JPS62174321A (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62174321A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62238356A (ja) * | 1986-04-08 | 1987-10-19 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手靭性の良好な厚肉高張力鋼板 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50159409A (ja) * | 1974-06-14 | 1975-12-24 | ||
| JPS5140325A (en) * | 1974-10-03 | 1976-04-05 | Kawasaki Steel Co | Hitsuparitsuyosa 70kg*mm2 ijono kojinseichoshitsugatakokyoryokukono seizoho |
| JPS59170221A (ja) * | 1983-03-15 | 1984-09-26 | Kawasaki Steel Corp | 石油掘削リグ用引張強さ９５Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級調質極厚高張力鋼板の製造方法 |
| JPS6070120A (ja) * | 1983-09-26 | 1985-04-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法 |
-
1986
- 1986-01-24 JP JP1330386A patent/JPS62174321A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS50159409A (ja) * | 1974-06-14 | 1975-12-24 | ||
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| JPS6070120A (ja) * | 1983-09-26 | 1985-04-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接性の良好な高強度高靭性鋼材の製造方法 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62238356A (ja) * | 1986-04-08 | 1987-10-19 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手靭性の良好な厚肉高張力鋼板 |
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