JPS62174323A - 溶接性に優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法 - Google Patents
溶接性に優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法Info
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- JPS62174323A JPS62174323A JP1330486A JP1330486A JPS62174323A JP S62174323 A JPS62174323 A JP S62174323A JP 1330486 A JP1330486 A JP 1330486A JP 1330486 A JP1330486 A JP 1330486A JP S62174323 A JPS62174323 A JP S62174323A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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。
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Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野１
本発明は溶接性に優れた降伏強度５０ ｋｇＦ ／ １
１１１１１２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法に関
し、さらに詳しくは、溶接施工能率を向上させるために
大人熱溶接を行なっても溶接熱影響部の靭性に優れた溶
接性に優れた降伏強度５０ ｋｇｆ ／ ｔｏｒｎ’以
上を有する非調質厚肉鋼板の製造法に関するものである
。
１１１１１２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法に関
し、さらに詳しくは、溶接施工能率を向上させるために
大人熱溶接を行なっても溶接熱影響部の靭性に優れた溶
接性に優れた降伏強度５０ ｋｇｆ ／ ｔｏｒｎ’以
上を有する非調質厚肉鋼板の製造法に関するものである
。
［従来技術１
一般に降伏強度５０ｋｇｆ／τａｍ２以上の厚鋼板は、
焼入れ、焼戻し等の調質処理を行なって製造されている
。この場合、熱処理工程が伴なうため生産性が低下し、
また、コストが高くなるという問題があった。
焼入れ、焼戻し等の調質処理を行なって製造されている
。この場合、熱処理工程が伴なうため生産性が低下し、
また、コストが高くなるという問題があった。
最近、制御圧延または制御冷却を活用して圧延ままで高
強度鋼を製造する方法が提案されているが、鋼板の板厚
が３０ｍｎ＋を越える場合に、降伏強度５０ ｋｇｆ
／ ｎ＋ｎ＋２以上を確保するためには合金元素および
炭素当量が増加し、そのため、溶接性並びに溶接熱影響
部の靭性が著しく低下するという問題かあった。
強度鋼を製造する方法が提案されているが、鋼板の板厚
が３０ｍｎ＋を越える場合に、降伏強度５０ ｋｇｆ
／ ｎ＋ｎ＋２以上を確保するためには合金元素および
炭素当量が増加し、そのため、溶接性並びに溶接熱影響
部の靭性が著しく低下するという問題かあった。
［発明が解決しようとする問題点１
本発明は上記に説明したような従来における降伏強度５
０ ｋｇｆ／ ｍｈｏ”以上の厚鋼板の製造法における
問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行なった結果、熱
間圧延後加速冷却を行なって非調質で高強度鋼を得るた
めには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎを特定量含有させ、かつ、
ＣとＭｎ含有量をも特定量含有させ、鋼に適切な加熱、
圧延および加速冷却を行なうことにより、溶接性に優れ
た降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の鋼を製造で外るこ
とを見出した。
０ ｋｇｆ／ ｍｈｏ”以上の厚鋼板の製造法における
問題点に鑑み、本発明者が鋭意研究を行なった結果、熱
間圧延後加速冷却を行なって非調質で高強度鋼を得るた
めには、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎを特定量含有させ、かつ、
ＣとＭｎ含有量をも特定量含有させ、鋼に適切な加熱、
圧延および加速冷却を行なうことにより、溶接性に優れ
た降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の鋼を製造で外るこ
とを見出した。
さらに、加速冷却を行ない、その冷却停止温度が低温に
なる程引張強さは上昇するが、冷却停止温度が４５０℃
以下になると降犬強度が逆に低下ことを知見した。従っ
て、この冷却停止温度が低温になっても高降伏強度が維
持できる鋼の成分系の研究実験を行なった結果、第３図
に示すようにＣｕ Ｎ１＝ｉ％成分においては、Ｃ０
．０２〜０．０６ｗｔ％、Ｍｎ≧１．６ｗｔ％の範囲で
降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｌ１１”以上が得られること、
また、Ｃｕ Ｎｉ系に微量のＮｂ、Ｔｉ％Ｂを含有し
た成分においては、Ｃ０．０２〜０．０６ｗＬ％、Ｍｎ
≧１．０ｗｔ％と大幅にＭｎ含有量の低減が可能である
ことを知見した。
なる程引張強さは上昇するが、冷却停止温度が４５０℃
以下になると降犬強度が逆に低下ことを知見した。従っ
て、この冷却停止温度が低温になっても高降伏強度が維
持できる鋼の成分系の研究実験を行なった結果、第３図
に示すようにＣｕ Ｎ１＝ｉ％成分においては、Ｃ０
．０２〜０．０６ｗｔ％、Ｍｎ≧１．６ｗｔ％の範囲で
降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｌ１１”以上が得られること、
また、Ｃｕ Ｎｉ系に微量のＮｂ、Ｔｉ％Ｂを含有し
た成分においては、Ｃ０．０２〜０．０６ｗＬ％、Ｍｎ
≧１．０ｗｔ％と大幅にＭｎ含有量の低減が可能である
ことを知見した。
さらに、上記したＮｂ、Ｔｉ、Ｂの微量含有した成分系
においてＮ含有量およびＴｉ／Ｎが降伏強度、大入熱溶
接ボンド部の靭性におよぼす影響を調査した結果、Ｎ
０．００３５〜０．００６５ｗｔ％でＴｉ／Ｎ２〜５の
範囲において大入熱溶接ボンド部の靭性が優れており、
降伏強度５０ ｋｇｆ／ｍｍ’以上が安定して得られる
ことを知見した。
においてＮ含有量およびＴｉ／Ｎが降伏強度、大入熱溶
接ボンド部の靭性におよぼす影響を調査した結果、Ｎ
０．００３５〜０．００６５ｗｔ％でＴｉ／Ｎ２〜５の
範囲において大入熱溶接ボンド部の靭性が優れており、
降伏強度５０ ｋｇｆ／ｍｍ’以上が安定して得られる
ことを知見した。
これらの知見を基にして、溶接性に優れた降伏強度５０
ｋｇｆ／＋ａｍ″以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法
を開発したのである。
ｋｇｆ／＋ａｍ″以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法
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）３接性に優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍ
ｍ：以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法は、Ｃ１）Ｃ
０．０２〜０．０６ｗｔ％、Ｓｉ０．０３〜０．６轡ｔ
％：Ｌ４ｎ １．０〜２．０ｗｔ％、５ＯＩＡＩ ０．
００５〜０．Ｏ８ｗＬ％、Ｎ ｂ ０．０１−０．１０
ｗｔ％、 Ｔｉ重量比で２ ≦Ｔｉ／Ｎ≦５、 Ｂ ０．０００３〜０．００３ｗｔ％、Ｎ ０．００３
５〜０．００６５ｗｔ％を含有し、残部実質的にＦｅか
らなる鋼を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱した後
、未再結晶温度域において累積圧下率５０％以上の圧下
を加え、仕上温度をＡｒ＝〜Ａｒコ＋４０°Ｃの温度で
圧延を終了し、直ちに、２〜ｂ 速度で４５０℃以下まで冷却することを特徴とする溶接
性に優れた降伏強度５０ ｋｇｆ／ｍ＋ａ”以上を有す
る非調厚内鋼板の製造法を第１の発明とし、（２）Ｃ０
．０２〜０．０６ｗｔ％、Ｓ ｉ ０．０３〜０．６ｗ
ｔ％、Ｍｎ １．０〜２．０ｗｔ％、５ｏｌＡｌ ０１
００５〜０．０８ｗｔ％、Ｎｂ ０．０１〜０．１０〜
１％、 Ｔｉ重量比で２≦Ｔｉ／Ｎ≦５ Ｂ ０００００３〜０．００３ｗｔ％、Ｎ ０１００３
５〜０．００６５ｗｔ％を含有し、かつ、 Ｃｕ １．０ｗｔ％以下、Ｎｉ １．Ｏａ＋ｔ％以下、
Ｃｒ １．０ｗｔ％以下、Ｍｏ １．０ｗｔ％以下、〜
“０．１ｗｔ％以下 のうちから選んだ１種または２種以上 を含有し、残部実質的にＦｅからなる鋼を、１０５０〜
１２５０℃の温度に加熱した後、未再結晶温度域におい
て累積圧下率５０％以上の圧下を加え、仕上温度をＡｒ
３〜Ａｒ３＋４０℃の温度で圧延を終了し、直ちに、２
〜ｂ 速度で４５０℃以下まで冷却することを特徴とする溶接
性ち優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する非
調質厚肉鋼板の製造法を第２の発明とする２つの発明よ
りなるものである。
ｍ：以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法は、Ｃ１）Ｃ
０．０２〜０．０６ｗｔ％、Ｓｉ０．０３〜０．６轡ｔ
％：Ｌ４ｎ １．０〜２．０ｗｔ％、５ＯＩＡＩ ０．
００５〜０．Ｏ８ｗＬ％、Ｎ ｂ ０．０１−０．１０
ｗｔ％、 Ｔｉ重量比で２ ≦Ｔｉ／Ｎ≦５、 Ｂ ０．０００３〜０．００３ｗｔ％、Ｎ ０．００３
５〜０．００６５ｗｔ％を含有し、残部実質的にＦｅか
らなる鋼を、１０５０〜１２５０℃の温度に加熱した後
、未再結晶温度域において累積圧下率５０％以上の圧下
を加え、仕上温度をＡｒ＝〜Ａｒコ＋４０°Ｃの温度で
圧延を終了し、直ちに、２〜ｂ 速度で４５０℃以下まで冷却することを特徴とする溶接
性に優れた降伏強度５０ ｋｇｆ／ｍ＋ａ”以上を有す
る非調厚内鋼板の製造法を第１の発明とし、（２）Ｃ０
．０２〜０．０６ｗｔ％、Ｓ ｉ ０．０３〜０．６ｗ
ｔ％、Ｍｎ １．０〜２．０ｗｔ％、５ｏｌＡｌ ０１
００５〜０．０８ｗｔ％、Ｎｂ ０．０１〜０．１０〜
１％、 Ｔｉ重量比で２≦Ｔｉ／Ｎ≦５ Ｂ ０００００３〜０．００３ｗｔ％、Ｎ ０１００３
５〜０．００６５ｗｔ％を含有し、かつ、 Ｃｕ １．０ｗｔ％以下、Ｎｉ １．Ｏａ＋ｔ％以下、
Ｃｒ １．０ｗｔ％以下、Ｍｏ １．０ｗｔ％以下、〜
“０．１ｗｔ％以下 のうちから選んだ１種または２種以上 を含有し、残部実質的にＦｅからなる鋼を、１０５０〜
１２５０℃の温度に加熱した後、未再結晶温度域におい
て累積圧下率５０％以上の圧下を加え、仕上温度をＡｒ
３〜Ａｒ３＋４０℃の温度で圧延を終了し、直ちに、２
〜ｂ 速度で４５０℃以下まで冷却することを特徴とする溶接
性ち優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する非
調質厚肉鋼板の製造法を第２の発明とする２つの発明よ
りなるものである。
本発明に係る溶接性に優れた降伏強度５０ｋｇｆ７１１
１１０２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法（以下、
単に本発明に係る製造法ということがある。）先ず、本
発明に係る製造法において使用する鋼の含有成分および
成分割合について説明する。
１１０２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法（以下、
単に本発明に係る製造法ということがある。）先ず、本
発明に係る製造法において使用する鋼の含有成分および
成分割合について説明する。
Ｃが含有量が０．０ｈｔ％未満では所定の引張強度およ
び降伏強度が得られず、また、０．０６ｗｔ％を越えて
含有されると引張強度は上昇するが、加速冷却を行なっ
た場合に島状マルテンサイトが多量に生成し、降伏強度
が逆に着しく低下し、所定の降伏強度が得られない。よ
って、Ｃ含有量は０．０２−０．０６ｕ＋’Ｌ％とする
。
び降伏強度が得られず、また、０．０６ｗｔ％を越えて
含有されると引張強度は上昇するが、加速冷却を行なっ
た場合に島状マルテンサイトが多量に生成し、降伏強度
が逆に着しく低下し、所定の降伏強度が得られない。よ
って、Ｃ含有量は０．０２−０．０６ｕ＋’Ｌ％とする
。
Ｓｉは脱酸と強度を上昇させるための元素であり、含有
量が０．０３１ｕｔ％未満ではこの効果は少なく、また
、０．６ｗｔ％を越えて多量に含有されると溶接性が低
下する。よって、Ｓｉ含有量は０．０３〜０．６ｗｔ％
とする。
量が０．０３１ｕｔ％未満ではこの効果は少なく、また
、０．６ｗｔ％を越えて多量に含有されると溶接性が低
下する。よって、Ｓｉ含有量は０．０３〜０．６ｗｔ％
とする。
Ｍｎは加速冷却条件で高降伏強度を得るために重要な元
素であり、含有量が１．０ｗｔ％未満では所定の降伏強
度が得られず、また、２．０〜ｔ％を越えて含有される
と大入熱溶接ボンド部の靭性が低下する。よって、Ｍｎ
含有量は１．０〜２．０ｗｔ％とする。
素であり、含有量が１．０ｗｔ％未満では所定の降伏強
度が得られず、また、２．０〜ｔ％を越えて含有される
と大入熱溶接ボンド部の靭性が低下する。よって、Ｍｎ
含有量は１．０〜２．０ｗｔ％とする。
５ｏｌＡＩは鋼の脱酸上含有量は少なくとも０．００５
ｗｔ％は必要であり、０．０８ｗｔ％を越えて過剰に含
有されると溶接金属および溶接熱影響部の靭性が低下す
る。よって、５ｏＩＡＩ含有量は０．００５〜０．０８
ｗｔ％とする。
ｗｔ％は必要であり、０．０８ｗｔ％を越えて過剰に含
有されると溶接金属および溶接熱影響部の靭性が低下す
る。よって、５ｏＩＡＩ含有量は０．００５〜０．０８
ｗｔ％とする。
Ｎｂは微量含有させることにより降伏強度を上昇させる
元素であり、Ｂとの複合含有により加速冷却時の強度上
昇を最大限に発揮し、含有量が０．０１ｗｔ％未満では
所定の降伏強度が得られず、また、０．１０ｗｔ％を越
えて含有されると溶接熱影響部の靭性が低下する。よっ
て、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．１０ｗｔ％とする。
元素であり、Ｂとの複合含有により加速冷却時の強度上
昇を最大限に発揮し、含有量が０．０１ｗｔ％未満では
所定の降伏強度が得られず、また、０．１０ｗｔ％を越
えて含有されると溶接熱影響部の靭性が低下する。よっ
て、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．１０ｗｔ％とする。
Ｔｉは微量の含有によＩ）Ｎ含有量との最適バランスで
大入熱溶接ボンドの靭性を着しく改善され、Ｂの強度上
昇効果を有効に活用すよためにも微量のＴｉの含有は有
効であり、Ｎ含有量が０．００３５〜０．００６５ｗｔ
％の範囲でＴｉ／Ｎ重量比が２〜５になるようにＴｉを
含有させることにより、高い降伏強度を維持しつつ、か
つ、大入熱溶接ボンド部の靭性を改善することが可能で
ある。（第１図において、基本成分は０．０４Ｉｌｌｔ
％Ｃ−１，４０ｕｌＬ％Ｍ ｎ〜０．０２５ｗｔ％Ｎｂ
〜０．００１０曹ｔ％Ｂで、○はＮ ＝０．００３５−
０．００６５ｗｔ％、ＸはＮ ＜ ０．００３５ｗＬ％
である。）Ｂは降伏強度を高めるために必要な元素であ
り、含有量が０．０Ｏ０３ｗｔ％未満ではこの効果が認
められず、また、０．００３ＷＬ％を越えて含有される
と圧延性が低下する。よって、Ｂ含有量は０．０００３
〜０．００３ｗｔ％とする。
大入熱溶接ボンドの靭性を着しく改善され、Ｂの強度上
昇効果を有効に活用すよためにも微量のＴｉの含有は有
効であり、Ｎ含有量が０．００３５〜０．００６５ｗｔ
％の範囲でＴｉ／Ｎ重量比が２〜５になるようにＴｉを
含有させることにより、高い降伏強度を維持しつつ、か
つ、大入熱溶接ボンド部の靭性を改善することが可能で
ある。（第１図において、基本成分は０．０４Ｉｌｌｔ
％Ｃ−１，４０ｕｌＬ％Ｍ ｎ〜０．０２５ｗｔ％Ｎｂ
〜０．００１０曹ｔ％Ｂで、○はＮ ＝０．００３５−
０．００６５ｗｔ％、ＸはＮ ＜ ０．００３５ｗＬ％
である。）Ｂは降伏強度を高めるために必要な元素であ
り、含有量が０．０Ｏ０３ｗｔ％未満ではこの効果が認
められず、また、０．００３ＷＬ％を越えて含有される
と圧延性が低下する。よって、Ｂ含有量は０．０００３
〜０．００３ｗｔ％とする。
Ｎは含有量が０．００３５ｗｔ％未満では大入熱溶接ボ
ンド部の靭性を改善するために必要なＴｉ窒化物の生成
量が少なくなり、靭性の向上が期待できず、０．００６
５１１Ｉｔ％越えて含有されるとＴｉ窒化物が必要以上
に多くなり、かつ、粗大化して逆に靭性が低下する。よ
って、本発明に係る製造法において重要な役割を果す元
素であるＮ含有量は０．００３５〜０．００６５ｗｔ％
とする。
ンド部の靭性を改善するために必要なＴｉ窒化物の生成
量が少なくなり、靭性の向上が期待できず、０．００６
５１１Ｉｔ％越えて含有されるとＴｉ窒化物が必要以上
に多くなり、かつ、粗大化して逆に靭性が低下する。よ
って、本発明に係る製造法において重要な役割を果す元
素であるＮ含有量は０．００３５〜０．００６５ｗｔ％
とする。
なお、上記に説明した元素以外に、高張力化或いは厚内
化のために、ＣｕＳＮｉ、Ｍ０．■のうちから選んだ１
種または２種以上を含有させることができ、Ｃｕ、Ｃｒ
は耐蝕および強度を向上させるために含有させるが、含
有量が多過ぎると溶接熱影響部の靭性が低下するか呟Ｃ
ｕお上りＣｒ含有量は１，０ＩＩｌｔ％以下とし、Ｎｉ
、Ｍｏは強度および靭性を向上させるために有効な元素
であるが高価なため含有量は１．０Ｉｌｌｔ％以下とし
、■も同様に強度゛と靭性に効果があり、過剰に含有さ
れると靭性が低下するので含有量は０．１ｕｓｔ％以下
とする。
化のために、ＣｕＳＮｉ、Ｍ０．■のうちから選んだ１
種または２種以上を含有させることができ、Ｃｕ、Ｃｒ
は耐蝕および強度を向上させるために含有させるが、含
有量が多過ぎると溶接熱影響部の靭性が低下するか呟Ｃ
ｕお上りＣｒ含有量は１，０ＩＩｌｔ％以下とし、Ｎｉ
、Ｍｏは強度および靭性を向上させるために有効な元素
であるが高価なため含有量は１．０Ｉｌｌｔ％以下とし
、■も同様に強度゛と靭性に効果があり、過剰に含有さ
れると靭性が低下するので含有量は０．１ｕｓｔ％以下
とする。
次に、本発明に係る製造法において、上記に説明した含
有成分および成分割合の鋼の加熱−圧延−冷却に際する
条件について説明する。
有成分および成分割合の鋼の加熱−圧延−冷却に際する
条件について説明する。
加熱温度を１０５０〜１２５０℃とすることについて説
明すると、下限の１０５０℃の温度はＮｂを固溶させて
強度上昇効果を発揮させるのに必要な温度であり、また
、１２５０℃の温度を越えて加熱するとオースナナ４１
粒が粗大化して、その後の圧延によってもオーステナイ
トの細粒化が達成できず靭性が低下するようになる。
明すると、下限の１０５０℃の温度はＮｂを固溶させて
強度上昇効果を発揮させるのに必要な温度であり、また
、１２５０℃の温度を越えて加熱するとオースナナ４１
粒が粗大化して、その後の圧延によってもオーステナイ
トの細粒化が達成できず靭性が低下するようになる。
オーステナイトの未再結晶温度域において累積圧下率が
５０％以上の圧下を加えるのは、靭性向上のためであり
、圧下率が５０％未満では加速冷却後の組織に粗大なベ
イナイトやマルテンサイトが混入して靭性が著しく劣化
することになる。
５０％以上の圧下を加えるのは、靭性向上のためであり
、圧下率が５０％未満では加速冷却後の組織に粗大なベ
イナイトやマルテンサイトが混入して靭性が著しく劣化
することになる。
仕上げ温度をＡｒ、〜Ａｒｚ＋４０℃とするのは、Ａｒ
＝未満になると圧延中に一部オーステナイトから７エラ
イトへの変態が始まり、その後加速冷却を行なっても強
度上昇の効果が充分に発揮できなくなるからであり、ま
た、Ａｒ３＋４０℃までは靭性が向上するが、これを越
える温度では引続いて行なう加速冷却により粗大なベイ
ナイトやマルテンサイトが生成して靭性が着しく低下す
るようになる。
＝未満になると圧延中に一部オーステナイトから７エラ
イトへの変態が始まり、その後加速冷却を行なっても強
度上昇の効果が充分に発揮できなくなるからであり、ま
た、Ａｒ３＋４０℃までは靭性が向上するが、これを越
える温度では引続いて行なう加速冷却により粗大なベイ
ナイトやマルテンサイトが生成して靭性が着しく低下す
るようになる。
圧延後直ちに行なう加速冷却の冷却速度は２〜３０°Ｃ
／ｓｅｃとし、冷却速度が２°Ｃ／ｓｅｅ未満では強度
上昇の効果が殆んど期待できず、また、３０℃／ｓｅｅ
を越えると組織の大部分がマルテンサイトやベイナイト
となり靭性が着しく低下する。
／ｓｅｃとし、冷却速度が２°Ｃ／ｓｅｅ未満では強度
上昇の効果が殆んど期待できず、また、３０℃／ｓｅｅ
を越えると組織の大部分がマルテンサイトやベイナイト
となり靭性が着しく低下する。
冷却停止温度を４５０℃以下とするのは、加速冷却の強
度上昇効果を最大限に発揮させるためであり、これを越
える温度では強度確保のために高価な合金元素を含有さ
せる必要があり経済的でなくなる。
度上昇効果を最大限に発揮させるためであり、これを越
える温度では強度確保のために高価な合金元素を含有さ
せる必要があり経済的でなくなる。
［実施例］
本発明に係る溶接性に優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｌ
１１２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法の実施例を
説明する。
１１２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法の実施例を
説明する。
実施例
第１表に供試材の鋼の含有成分および成分割合を示し、
Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅ、Ｆは本発明に係る製造法に使用す
る鋼であり、Ｇ、Ｈは比較法に使用する鋼である。
Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄ、Ｅ、Ｆは本発明に係る製造法に使用す
る鋼であり、Ｇ、Ｈは比較法に使用する鋼である。
第２表に各供試鋼の加熱−圧延一冷却条件並Ｖに母材の
機械的性質および大入熱溶接ボンド部の靭性を示す。
機械的性質および大入熱溶接ボンド部の靭性を示す。
溶接条件は各板厚ともＸ開先によるエレクトロがスアー
ク溶接を行なった。
ク溶接を行なった。
３２ＩＩＩＩ６材に対しては電流３６０Ａ、電圧３７Ｖ
、溶接速度１０ｃｍ／ｌｌ１ｉ０．入熱ＨａＯｋＪ／ａ
ｍで、３Ｌ＋＋＋＋材に対しては電流４００ Ａ、電圧
３７〜！、溶接速度９ｃｍ／＋ｎｉ０．大熱量１００ｋ
Ｊ／ｃｎ＋で溶接を行なった。
、溶接速度１０ｃｍ／ｌｌ１ｉ０．入熱ＨａＯｋＪ／ａ
ｍで、３Ｌ＋＋＋＋材に対しては電流４００ Ａ、電圧
３７〜！、溶接速度９ｃｍ／＋ｎｉ０．大熱量１００ｋ
Ｊ／ｃｎ＋で溶接を行なった。
シャルピー衝撃試験片３の採取は、第２図に示すように
溶接ボンド部６より溶接熱影響部２側に１ｍｍ入った所
が切欠位置４になるようにして、試験温度−６０℃で実
験した。
溶接ボンド部６より溶接熱影響部２側に１ｍｍ入った所
が切欠位置４になるようにして、試験温度−６０℃で実
験した。
本発明に係る製造法における温度範囲を外れたＡ２にお
いては降伏強度が低い。
いては降伏強度が低い。
Ｂ１とＢ２の鋼板を比較すると、仕上温度が高く本発明
に係る製造法の範囲を外れているＢ２１板においては結
晶粒が大きく粗大なベイナイト或いはマルテンサイトが
生成するため母材の靭性が劣化している。
に係る製造法の範囲を外れているＢ２１板においては結
晶粒が大きく粗大なベイナイト或いはマルテンサイトが
生成するため母材の靭性が劣化している。
Ｃ１とＣ２の鋼板を比較すると、加熱温度が低く本発明
に係る製造法の範囲を外れたＣ２降板においてはＮｂの
固溶量が不足するため充分な降伏強度が得られない。。
に係る製造法の範囲を外れたＣ２降板においてはＮｂの
固溶量が不足するため充分な降伏強度が得られない。。
Ｄ、 Ｅ、 ＦＩ７）ｌ板は何れも本発明に係る製造法
により製造されたものであり、降伏強度および大入熱溶
接ボンド部の靭性は共に充分な値が得られている。
により製造されたものであり、降伏強度および大入熱溶
接ボンド部の靭性は共に充分な値が得られている。
Ｇ１と６２の鋼板は本発明に係る製造法において使用す
る鋼の成分を外れたものであり、何れち降伏強度が低く
、かつ、大入熱溶接ボンド部の靭成も劣化している。
る鋼の成分を外れたものであり、何れち降伏強度が低く
、かつ、大入熱溶接ボンド部の靭成も劣化している。
る鋼の成分を外れたものであり、降伏強度は満足するが
、大入熱溶接ボンド部の靭性が低（・。
、大入熱溶接ボンド部の靭性が低（・。
［発明の効果］
以上説明したように、本発明に係る溶接性に優れた降伏
強度５０ ｋｇｆ ／ ＋ｎｍ２以上を有する非調質厚
肉鋼板の製造方法は上記の構成であるから、特定の含有
成分、成分割合とした元素を含有させて鋼の高強度化お
よび大入熱溶接ボンド部の靭性を向 （。
強度５０ ｋｇｆ ／ ＋ｎｍ２以上を有する非調質厚
肉鋼板の製造方法は上記の構成であるから、特定の含有
成分、成分割合とした元素を含有させて鋼の高強度化お
よび大入熱溶接ボンド部の靭性を向 （。
上させ、さらに、圧延後の加速冷却による強度上昇効果
を最大限に活用することにより、溶接性の優れた高降伏
強度の鋼を製造することができるという優れた効果を有
している。
を最大限に活用することにより、溶接性の優れた高降伏
強度の鋼を製造することができるという優れた効果を有
している。
第１図はＴｉ／Ｎと溶接ボンド部の靭性および母材降伏
強度との関係を示す図、第２図はシャルピー衝撃試験片
の採取位置、第３図は降伏強度 （ｂＳＯｋｇｆ
／ｖｏ２以上を満足するためのＣ含有量とＭｎ含有量と
の関係を示す図である。 矛１ｖｌＪ 〉 図η♂廿（Ｚプ）
強度との関係を示す図、第２図はシャルピー衝撃試験片
の採取位置、第３図は降伏強度 （ｂＳＯｋｇｆ
／ｖｏ２以上を満足するためのＣ含有量とＭｎ含有量と
の関係を示す図である。 矛１ｖｌＪ 〉 図η♂廿（Ｚプ）
Claims (2)
- （１）Ｃ０．０２〜０．０６ｗｔ％、Ｓｉ０．０３〜０
．６ｗｔ％、Ｍｎ１．０〜２．０ｗｔ％、ｓｏｌＡｌ０
．００５〜０．０８ｗｔ％、Ｎｂ０．０１〜０．１０ｗ
ｔ％、 Ｔｉ重量比で２≦Ｔｉ／Ｎ≦５、 Ｂ０．０００３〜０．００３ｗｔ％、 Ｎ０．００３５〜０．００６５ｗｔ％ を含有し、残部実質的にＦｅからなる鋼を、１０５０〜
１２５０℃の温度に加熱した後、未再結晶温度域におい
て累積圧下率５０％以上の圧下を加え、仕上温度をＡｒ
＿３〜Ａｒ＿３＋４０℃の温度で圧延を終了し、直ちに
、２〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で４５０℃以下まで冷
却することを特徴とする溶接性に優れた降伏強度５０ｋ
ｇｆ／ｍｍ＾３以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法。 - （２）Ｃ０．０２〜０．０６ｗｔ％、Ｓｉ０．０３〜０
．６ｗｔ％、Ｍｎ１．０〜２．０ｗｔ％、ｓｏｌＡｌ０
．００５〜０．０８ｗｔ％、Ｎｂ０．０１〜０．１０ｗ
ｔ％、 Ｔｉ重量比で２≦Ｔｉ／Ｎ≦５、 Ｂ０．０００３〜０．００３ｗｔ％、 Ｎ０．００３５〜０．００６５ｗｔ％ を含有し、かつ、 Ｃｕ１．０ｗｔ％以下、Ｎｉ１．０ｗｔ％以下、Ｃｒ１
．０ｗｔ％以下、Ｍｏ１．０ｗｔ％以下、Ｖ０．１ｗｔ
％以下 のうちから選んだ１種または２種以上 を含有し、残部実質的にＦｅからなる鋼を、１０５０〜
１２５０℃の温度に加熱した後、未再結晶温度域におい
て累積圧下率５０％以上の圧下を加え、仕上温度をＡｒ
＿３〜Ａｒ＿３＋４０℃の温度で圧延を終了し、直ちに
、２〜３０℃／ｓｅｃの冷却速度で４５０℃以下まで冷
却することを特徴とする溶接性に優れた降伏強度５０ｋ
ｇｆ／ｍｍ＾２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1330486A JPS62174323A (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 溶接性に優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1330486A JPS62174323A (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 溶接性に優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62174323A true JPS62174323A (ja) | 1987-07-31 |
Family
ID=11829439
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1330486A Pending JPS62174323A (ja) | 1986-01-24 | 1986-01-24 | 溶接性に優れた降伏強度５０ｋｇｆ／ｍｍ２以上を有する非調質厚肉鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62174323A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5509977A (en) * | 1992-01-30 | 1996-04-23 | Japan Casting & Forging Corporation | High strength hot rolled steel plates and sheets excellent in uniform elongation after cold working and process for producing the same |
| US5810951A (en) * | 1995-06-07 | 1998-09-22 | Ipsco Enterprises Inc. | Steckel mill/on-line accelerated cooling combination |
| US6264767B1 (en) | 1995-06-07 | 2001-07-24 | Ipsco Enterprises Inc. | Method of producing martensite-or bainite-rich steel using steckel mill and controlled cooling |
| US6309482B1 (en) | 1996-01-31 | 2001-10-30 | Jonathan Dorricott | Steckel mill/on-line controlled cooling combination |
| JP2007239090A (ja) * | 2006-02-08 | 2007-09-20 | Kobe Steel Ltd | 超大入熱ｈａｚ靱性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 |
| JP2007277679A (ja) * | 2006-04-11 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 |
| DE112006003553B4 (de) * | 2005-12-26 | 2013-10-17 | Posco | Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür |
-
1986
- 1986-01-24 JP JP1330486A patent/JPS62174323A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5509977A (en) * | 1992-01-30 | 1996-04-23 | Japan Casting & Forging Corporation | High strength hot rolled steel plates and sheets excellent in uniform elongation after cold working and process for producing the same |
| US5810951A (en) * | 1995-06-07 | 1998-09-22 | Ipsco Enterprises Inc. | Steckel mill/on-line accelerated cooling combination |
| US6264767B1 (en) | 1995-06-07 | 2001-07-24 | Ipsco Enterprises Inc. | Method of producing martensite-or bainite-rich steel using steckel mill and controlled cooling |
| US6309482B1 (en) | 1996-01-31 | 2001-10-30 | Jonathan Dorricott | Steckel mill/on-line controlled cooling combination |
| DE112006003553B4 (de) * | 2005-12-26 | 2013-10-17 | Posco | Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür |
| DE112006003553B9 (de) * | 2005-12-26 | 2014-01-16 | Posco | Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür |
| JP2007239090A (ja) * | 2006-02-08 | 2007-09-20 | Kobe Steel Ltd | 超大入熱ｈａｚ靱性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 |
| JP2007277679A (ja) * | 2006-04-11 | 2007-10-25 | Nippon Steel Corp | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 |
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