JPS6256518A - 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 - Google Patents
大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法Info
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- JPS6256518A JPS6256518A JP19552785A JP19552785A JPS6256518A JP S6256518 A JPS6256518 A JP S6256518A JP 19552785 A JP19552785 A JP 19552785A JP 19552785 A JP19552785 A JP 19552785A JP S6256518 A JPS6256518 A JP S6256518A
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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)
この発明は、降伏点:36kgf/mm”以上、引張強
さ:50kgf/im2以上、シャルピー破面遷移温度
ニー60℃以下の母材強度と靭性を存し、さらに100
〜250 kJ/cmの入熱量で溶接した継手のボンド
部で一60℃のシャルピー吸収エネルギー(νE−6゜
):3.5 kgf−m以上を満足することを特徴とす
る低温用の大人熱溶接用高張力鋼板の製造法に関するも
のである。
さ:50kgf/im2以上、シャルピー破面遷移温度
ニー60℃以下の母材強度と靭性を存し、さらに100
〜250 kJ/cmの入熱量で溶接した継手のボンド
部で一60℃のシャルピー吸収エネルギー(νE−6゜
):3.5 kgf−m以上を満足することを特徴とす
る低温用の大人熱溶接用高張力鋼板の製造法に関するも
のである。
(従来の技術)
従来より、海洋構造物等に使用される厚鋼板は、使用目
的に応じた・母材の強度と靭性が要求されるが、同時に
ファブリケータ−における溶接施工コストを減少させる
ために大入熱溶接性が要求される。たとえば、立向溶接
においては、溶接入熱量:100〜150 kJ/cm
のエレクトロガスアーク溶接を行なえば、板厚30〜4
0mmのw4仮を片面一層溶接することが可能であり、
また下向溶接においては、溶接入熱量:150〜200
kJ/Cmの片面サブマージアーク溶接を行なえば、
板厚30〜40mmの鋼板を片面一層溶接することが可
能となる。しかしながら、このような大入熱溶−接を行
うと、溶接継手のボンド部のミクロ組織が粗大化し、ν
ε−6゜: 3.5 kgf・m以上という厳しい低温
靭性値を満足させることは不可能であった。
的に応じた・母材の強度と靭性が要求されるが、同時に
ファブリケータ−における溶接施工コストを減少させる
ために大入熱溶接性が要求される。たとえば、立向溶接
においては、溶接入熱量:100〜150 kJ/cm
のエレクトロガスアーク溶接を行なえば、板厚30〜4
0mmのw4仮を片面一層溶接することが可能であり、
また下向溶接においては、溶接入熱量:150〜200
kJ/Cmの片面サブマージアーク溶接を行なえば、
板厚30〜40mmの鋼板を片面一層溶接することが可
能となる。しかしながら、このような大入熱溶−接を行
うと、溶接継手のボンド部のミクロ組織が粗大化し、ν
ε−6゜: 3.5 kgf・m以上という厳しい低温
靭性値を満足させることは不可能であった。
(発明が解決しようとする問題点)
したがって、本発明の目的は、100〜250kJ/c
mという大人熱溶接によってもvE−、。: 3.5
kgf−m以上という低温靭性のすぐれた溶接継手部が
得られる高張力鋼板の製造方法を提供することである。
mという大人熱溶接によってもvE−、。: 3.5
kgf−m以上という低温靭性のすぐれた溶接継手部が
得られる高張力鋼板の製造方法を提供することである。
また、本発明の別の目的は、降伏点:36kgf/mm
”以上、引張強さ:50kgf/mm”以上、シャルピ
ー破面遷移温度ニー60℃以下の母材特性を有するとと
もに、100〜250kJ/cmという大人熱溶接によ
ってもνE−,。: 3.5 kgf−m以上という低
温靭性にすぐれた溶接継手部が得られる高張力鋼板の製
造方法を提供することである。
”以上、引張強さ:50kgf/mm”以上、シャルピ
ー破面遷移温度ニー60℃以下の母材特性を有するとと
もに、100〜250kJ/cmという大人熱溶接によ
ってもνE−,。: 3.5 kgf−m以上という低
温靭性にすぐれた溶接継手部が得られる高張力鋼板の製
造方法を提供することである。
(問題点を解決するための手段)
発明者らは、すでに特願昭60−33501号において
、鋼中のN含有量を0.0040〜0.0060%に制
御し、Ti含有量を0.005〜0.020%に制限し
、しかも1゜5≦Ti/N≦3.4を満足するようにT
i添加量を制御し、同時に微量のB(0,0003〜0
.0012%)と微量のCa(0,0040%以下)を
添加し、さらに鋼材の炭素当!i (Ceq = C+
Si/24+Mn/6+Cu/15+Ni/40+Cr
15+MO/4+V/14)を0.34%以下に制限す
ることによって、入熱N100〜250kJ/c+mの
大入熱溶接継手部においても、シB−60≧3.5kg
f−mを満足させることが可能なこと、また上記の鋼に
おいても、スラブを900〜1000℃という低温域に
加熱後熱間圧延を行い、800〜720℃の温度域で4
0%以上の累積圧下率を与えた後室温まで急冷し、その
後200〜400℃の温度域で焼もどしを行うことによ
って、YS≧36 kgf/ntm2、TS≧5(l
kgf/mm2、vTs ≦−60℃という母材の強度
と靭性を満足させ得ることを示した。
、鋼中のN含有量を0.0040〜0.0060%に制
御し、Ti含有量を0.005〜0.020%に制限し
、しかも1゜5≦Ti/N≦3.4を満足するようにT
i添加量を制御し、同時に微量のB(0,0003〜0
.0012%)と微量のCa(0,0040%以下)を
添加し、さらに鋼材の炭素当!i (Ceq = C+
Si/24+Mn/6+Cu/15+Ni/40+Cr
15+MO/4+V/14)を0.34%以下に制限す
ることによって、入熱N100〜250kJ/c+mの
大入熱溶接継手部においても、シB−60≧3.5kg
f−mを満足させることが可能なこと、また上記の鋼に
おいても、スラブを900〜1000℃という低温域に
加熱後熱間圧延を行い、800〜720℃の温度域で4
0%以上の累積圧下率を与えた後室温まで急冷し、その
後200〜400℃の温度域で焼もどしを行うことによ
って、YS≧36 kgf/ntm2、TS≧5(l
kgf/mm2、vTs ≦−60℃という母材の強度
と靭性を満足させ得ることを示した。
しかしその後、発明者らは、大入熱溶接時のボンド部靭
性を向上させる検討を種々行った結果、鋼中のsol、
l1ffi量を低減することによって、大入熱溶接時の
継手部靭性を従来鋼よりもさらに安定化できることを見
出すに至った。
性を向上させる検討を種々行った結果、鋼中のsol、
l1ffi量を低減することによって、大入熱溶接時の
継手部靭性を従来鋼よりもさらに安定化できることを見
出すに至った。
すなわち、通常.Alキルド鋼においては脱酸と脱窒を
目的として0.030%程廣のsol.Alを添加する
が、大入熱溶接鋼においてsol、A it景が高いと
、微量のTiNを微細に分散析出させる過程において、
TiNのみならずA℃Nをも分散析出する。
目的として0.030%程廣のsol.Alを添加する
が、大入熱溶接鋼においてsol、A it景が高いと
、微量のTiNを微細に分散析出させる過程において、
TiNのみならずA℃Nをも分散析出する。
しかしながら、溶接時に高温に加熱されるボンド部近傍
の領域では、AJNは昇温時に固溶し、固溶N量を増加
させる。また、固溶したNは冷却時にAINとして再析
出することは、冷却速度が速いために、はとんどできな
い。したがって鋼板製造時に析出したAjlNは、溶接
後ボンド部近傍では固溶Nとなりポンド靭性を低下させ
る原因となる。この固溶Nを低減する方法としては、i
tのBを添加することが効果的であるが、添加量が増加
すると、熱影響部(HAZ部)において悪影響を及ぼす
場合がある。すなわち、HAZ部3mlB近傍(ボンド
部より3iiのHAZ部をいう)はボンド部はど高温に
加熱されないので、AjlNはほとんど固溶せず、固溶
Niは比較的少ない。したがって、冷却時にBNとして
析出し得る量以上のBを添加すると、固溶Bが焼入性を
高めて)IAZ部靭性を低下させることがある。通常は
、)IAZ部ではオーステナイト粒が比較的微細である
ので、微細なフェライト組織となり、靭性の低下は軽微
であるが、−60℃という厳しい低温靭性が要求される
場合は、問題になる場合がある。sol、A 重量を低
減することによって.Al’Nの析出量が減少し、Ti
Nの析出量が増加するので、上述したような、ボンド部
靭性、HAZ靭性の低下を防止できる。
の領域では、AJNは昇温時に固溶し、固溶N量を増加
させる。また、固溶したNは冷却時にAINとして再析
出することは、冷却速度が速いために、はとんどできな
い。したがって鋼板製造時に析出したAjlNは、溶接
後ボンド部近傍では固溶Nとなりポンド靭性を低下させ
る原因となる。この固溶Nを低減する方法としては、i
tのBを添加することが効果的であるが、添加量が増加
すると、熱影響部(HAZ部)において悪影響を及ぼす
場合がある。すなわち、HAZ部3mlB近傍(ボンド
部より3iiのHAZ部をいう)はボンド部はど高温に
加熱されないので、AjlNはほとんど固溶せず、固溶
Niは比較的少ない。したがって、冷却時にBNとして
析出し得る量以上のBを添加すると、固溶Bが焼入性を
高めて)IAZ部靭性を低下させることがある。通常は
、)IAZ部ではオーステナイト粒が比較的微細である
ので、微細なフェライト組織となり、靭性の低下は軽微
であるが、−60℃という厳しい低温靭性が要求される
場合は、問題になる場合がある。sol、A 重量を低
減することによって.Al’Nの析出量が減少し、Ti
Nの析出量が増加するので、上述したような、ボンド部
靭性、HAZ靭性の低下を防止できる。
また、発明者らは、母材の強度靭性を安定化する検討を
行なった結果、スラブを900〜1200℃に加熱後、
800℃以上の仕上げ温度で所定の板厚に仕上げた後直
ちに室温まで急冷し、その後200〜450°Cの温度
域で焼もどしを行うことによって、ys≧36 kgf
/mm2、TS≧50 kgf/mm”、vTs ≦−
60℃という母材の強度、靭性を容易に達成できること
を見い出した。この方法は、従来法に比べて高温で圧延
を終了するので、高い生産性を付与できるという利点を
有する。
行なった結果、スラブを900〜1200℃に加熱後、
800℃以上の仕上げ温度で所定の板厚に仕上げた後直
ちに室温まで急冷し、その後200〜450°Cの温度
域で焼もどしを行うことによって、ys≧36 kgf
/mm2、TS≧50 kgf/mm”、vTs ≦−
60℃という母材の強度、靭性を容易に達成できること
を見い出した。この方法は、従来法に比べて高温で圧延
を終了するので、高い生産性を付与できるという利点を
有する。
この発明は上記の知見に基づいてなされたものであり、
その要旨とするところは、重量%で、C:0.03〜0
.12−%、 Si :0.05〜0.40%、Mn
:0.7〜1.6%、 P :0.015%以下、
S :0.010%以下、sol、A (1:0.OO
1〜0.010%、Ti:0.005〜0.020%、
B : 0.0003〜0.0020%、N :0.0
040〜0.0060%、Feおよび不可避不純物:残
りからなり、かつTiとNの重量%比(Ti/N)が1
.5〜3.4の範囲にあり、かつ Ceqが0.34%以下である鋼を、 900〜1200℃の温度域に加熱して熱間圧延を行っ
た後、800℃以上の仕上げ温度で所定の板厚に圧延し
てから、直ちに室温まで急冷し、その後200〜450
℃の温度域で焼もどすことから成る、溶接入熱量100
〜250kJ/cmの大入熱溶接継手部の靭性がvE−
b@ ≧3.5kgf、+nを満足することを特徴とす
る、50 kgf/mm”級の大入熱溶接用高張力鋼板
の製造方法であり、上記鋼組成はさらに必要に応して、
Cu:0.50%以下、Ni:1.00%以下、V:0
.04%以下およびCa:0.0040%以下の1種ま
たは2種以上を含存していてもよい。
その要旨とするところは、重量%で、C:0.03〜0
.12−%、 Si :0.05〜0.40%、Mn
:0.7〜1.6%、 P :0.015%以下、
S :0.010%以下、sol、A (1:0.OO
1〜0.010%、Ti:0.005〜0.020%、
B : 0.0003〜0.0020%、N :0.0
040〜0.0060%、Feおよび不可避不純物:残
りからなり、かつTiとNの重量%比(Ti/N)が1
.5〜3.4の範囲にあり、かつ Ceqが0.34%以下である鋼を、 900〜1200℃の温度域に加熱して熱間圧延を行っ
た後、800℃以上の仕上げ温度で所定の板厚に圧延し
てから、直ちに室温まで急冷し、その後200〜450
℃の温度域で焼もどすことから成る、溶接入熱量100
〜250kJ/cmの大入熱溶接継手部の靭性がvE−
b@ ≧3.5kgf、+nを満足することを特徴とす
る、50 kgf/mm”級の大入熱溶接用高張力鋼板
の製造方法であり、上記鋼組成はさらに必要に応して、
Cu:0.50%以下、Ni:1.00%以下、V:0
.04%以下およびCa:0.0040%以下の1種ま
たは2種以上を含存していてもよい。
(作用)
次にこの発明における上述のような化学成分、圧延、熱
処理条件の限定理由を示す。なお、本明細書において特
にことわりのない限り、「%」は「重量%」である。
処理条件の限定理由を示す。なお、本明細書において特
にことわりのない限り、「%」は「重量%」である。
辷四■囮ヱ底分
Cは母材の強度を確保するのに効果的であるので、0.
03%以上添加するが、0.12%を超えると溶接性を
劣化させるので0.03〜0.12%に限定する。
03%以上添加するが、0.12%を超えると溶接性を
劣化させるので0.03〜0.12%に限定する。
溶接性の観点からは、C含有量は低い方が好ましく、0
.10%以下、特にCuまたはNiを添加した場合は、
C含有量は0.08%以下で十分である。
.10%以下、特にCuまたはNiを添加した場合は、
C含有量は0.08%以下で十分である。
Si:
Siは鋼の脱酸と母材強度の確保のために0.05%以
上添加するが、0.40%を超えると溶接性を劣化させ
るので、0.05〜0.40%に限定する。siは溶接
熱影響部で靭性にを害な島状マルテンサイトの生成を促
進する元素であるので、添加量を0.25%以下にする
ことが望ましい。
上添加するが、0.40%を超えると溶接性を劣化させ
るので、0.05〜0.40%に限定する。siは溶接
熱影響部で靭性にを害な島状マルテンサイトの生成を促
進する元素であるので、添加量を0.25%以下にする
ことが望ましい。
Mn=
Mnは焼入性を高めて母材の強度を増加させるので、0
.7%以上添加するが、1.6%を超えると溶接性を劣
化させるので0.7〜1.6%に限定する。
.7%以上添加するが、1.6%を超えると溶接性を劣
化させるので0.7〜1.6%に限定する。
P:
Pは凝固時に偏析しやず元素であるが、Pの偏析帯が生
じると、圧延時の加熱によっても均一化させに(いので
、P含有量を低減することが重要である。特に大入熱溶
接において片面一層溶接を行うと、焼もどし効果が期待
できないため、Pの偏析帯が存在すると、その部分が硬
化して低温割れ、ポンド部靭性の低下の原因となるので
、含有量を0.015%以下に限定する。また大入熱溶
接では、ボンド部、熱影響部が焼もどし脆化温度域を徐
冷されるので、オーステナイト粒が特に粗大化するボン
ド部の靭性が劣化しやすい。したがって、P含有量は0
.009%以下にすることが望ましい。
じると、圧延時の加熱によっても均一化させに(いので
、P含有量を低減することが重要である。特に大入熱溶
接において片面一層溶接を行うと、焼もどし効果が期待
できないため、Pの偏析帯が存在すると、その部分が硬
化して低温割れ、ポンド部靭性の低下の原因となるので
、含有量を0.015%以下に限定する。また大入熱溶
接では、ボンド部、熱影響部が焼もどし脆化温度域を徐
冷されるので、オーステナイト粒が特に粗大化するボン
ド部の靭性が劣化しやすい。したがって、P含有量は0
.009%以下にすることが望ましい。
Sは鋼中ではMnS等の介在物となり、靭性、延性の異
方性を生ぜしめるので、含有量を0.010%以下に限
定する。特にCaを添加しない場合は、0゜005%以
下にすることが望ましい。
方性を生ぜしめるので、含有量を0.010%以下に限
定する。特にCaを添加しない場合は、0゜005%以
下にすることが望ましい。
Sol、Al
5o1.A lは鋼の脱酸作用とオーステナイト粒を微
細化して母材の靭性を向上させる効果を有するので、従
来、0.03〜0.05%程度添加することが普通であ
った。しかし本発明では特にsol、A e量を0.0
1%以下に低減することによってボンド部靭性を向上さ
せることに特色を有する。
細化して母材の靭性を向上させる効果を有するので、従
来、0.03〜0.05%程度添加することが普通であ
った。しかし本発明では特にsol、A e量を0.0
1%以下に低減することによってボンド部靭性を向上さ
せることに特色を有する。
すなわち、大人熱溶接用の鋼では通常A1を添加して溶
鋼の脱酸を行った後、微量のTiを添加する。TiはA
fよりもNとの結合力が強いため、添加したTiはほと
んどすべてTiHになると考えられていた。しかしなが
ら、実際の製造過程においては、必ずしも平衡状態に到
達するわけではなく、TiNとAINとがともに分散析
出することになる。
鋼の脱酸を行った後、微量のTiを添加する。TiはA
fよりもNとの結合力が強いため、添加したTiはほと
んどすべてTiHになると考えられていた。しかしなが
ら、実際の製造過程においては、必ずしも平衡状態に到
達するわけではなく、TiNとAINとがともに分散析
出することになる。
ところが、溶接時に高温に加熱されるボンド部近傍の領
域ではAfNは昇温時に固溶し、また冷却速度が比較的
速いために固溶した^lは冷却時にAINとして再析出
することができない。したがって、溶接前にAf、Nと
して固定されていたNは、溶接後には固溶Nとなってボ
ンド部の靭性を劣化させることになる。鋼中のsol、
A l量を低減することによって、鋼板製造過程のおけ
るAINの析出量を減少させ、TiHの析出量を増加さ
せることができるので、ボンド部靭性をさらに安定化さ
せることが可能となる。
域ではAfNは昇温時に固溶し、また冷却速度が比較的
速いために固溶した^lは冷却時にAINとして再析出
することができない。したがって、溶接前にAf、Nと
して固定されていたNは、溶接後には固溶Nとなってボ
ンド部の靭性を劣化させることになる。鋼中のsol、
A l量を低減することによって、鋼板製造過程のおけ
るAINの析出量を減少させ、TiHの析出量を増加さ
せることができるので、ボンド部靭性をさらに安定化さ
せることが可能となる。
またsol、A、1’JJの低減化によって、Ti
B鋼のHAZ部靭性をも安定させることができる。すな
わち、HAZ 3mm近傍はボンド部近傍はど高温に加
熱されないので、AINはほとんど固溶しない。したが
って、固溶N量が比較的少ないので、冷却時にBNとし
て析出し得る量以上のBを添加すると、固溶BがHAZ
部の焼入性を高めて、靭性を逆に低下させることになる
。このような低so1.A jI化によって、HAZ部
でのBNの析出を促進し、固溶Bに。
B鋼のHAZ部靭性をも安定させることができる。すな
わち、HAZ 3mm近傍はボンド部近傍はど高温に加
熱されないので、AINはほとんど固溶しない。したが
って、固溶N量が比較的少ないので、冷却時にBNとし
て析出し得る量以上のBを添加すると、固溶BがHAZ
部の焼入性を高めて、靭性を逆に低下させることになる
。このような低so1.A jI化によって、HAZ部
でのBNの析出を促進し、固溶Bに。
よる焼入性向上効果を抑制できるので、Ti−8w4に
おけるHAZ部靭性の低下を防止できる。
おけるHAZ部靭性の低下を防止できる。
上記の理由から、本発明においてはsol、Al量を特
に0.001〜0.010%に限定する。好ましくは、
0.001〜0.007%である。
に0.001〜0.010%に限定する。好ましくは、
0.001〜0.007%である。
Ti:
TiはNと結合してTiNを形成する元素であり、高温
まで安定なTiNを分散析出させることによって、ボン
ド部、HAZ部において加熱時におけるオーステナイト
粒の粗大化を抑制するとともに、冷却時にフェライトの
核生成を促進して、ボンド部の靭性を向上させる効果を
有するので、0.005%以上添加するが、0.02%
を超えて添加すると、母材およびボンド部の靭性を低下
させるのでo、oos〜0.020%に限定する。
まで安定なTiNを分散析出させることによって、ボン
ド部、HAZ部において加熱時におけるオーステナイト
粒の粗大化を抑制するとともに、冷却時にフェライトの
核生成を促進して、ボンド部の靭性を向上させる効果を
有するので、0.005%以上添加するが、0.02%
を超えて添加すると、母材およびボンド部の靭性を低下
させるのでo、oos〜0.020%に限定する。
Af、Ti、B等の窒化物生成元素の中でTiが最もN
との結合力が強く、またTiNはAIN、BNよりも高
温まで安定に存在し得るので、溶接時に高温に加熱され
るボンド部近傍のオーステナイト粒の粗大化防止に効果
的であるが、TiNとして析出し得る以上の量のTiを
添加すると、TiCが析出して母材およびHAZ部の靭
性が劣化するので、TiとNの重量%比: Ti/ N
を1.5〜3.4の範囲にコントロールすることが特に
重要である。
との結合力が強く、またTiNはAIN、BNよりも高
温まで安定に存在し得るので、溶接時に高温に加熱され
るボンド部近傍のオーステナイト粒の粗大化防止に効果
的であるが、TiNとして析出し得る以上の量のTiを
添加すると、TiCが析出して母材およびHAZ部の靭
性が劣化するので、TiとNの重量%比: Ti/ N
を1.5〜3.4の範囲にコントロールすることが特に
重要である。
B:
BはTiと同様に窒化物生成元素であるが、その役割は
Tiの場合と大きく異なる。すなわち、BNはTiHに
比べるとオーステナイトに固溶しやすく、1000℃以
上の温度で容易に固溶する。したがって、溶接時に高温
に加熱されるボンド部近傍およびHAZ部ではBNは完
全に固溶するために、TiNと異なり、オーステナイト
粒の粗大化抑制効果はない。
Tiの場合と大きく異なる。すなわち、BNはTiHに
比べるとオーステナイトに固溶しやすく、1000℃以
上の温度で容易に固溶する。したがって、溶接時に高温
に加熱されるボンド部近傍およびHAZ部ではBNは完
全に固溶するために、TiNと異なり、オーステナイト
粒の粗大化抑制効果はない。
しかしながら、BはTiと異なり、鋼中での拡散速度が
速いので、溶接後の冷却過程で容易にNと結合し、BN
として再析出できる。
速いので、溶接後の冷却過程で容易にNと結合し、BN
として再析出できる。
大入熱溶接では、ボンド部近傍部分は高温に長時間加熱
されるために、高温まで安定なTiNといえども、部分
的に固溶して固溶Nを生じる。Tiの拡散速度は小さい
ので、固溶したTiは冷却過程においてTiNとして再
析出することができず、B無添加鋼では、ボンド部の固
溶Nが増加して靭性が低下することになる。しかしなが
ら、微量のBを添加しておくと、加熱時に生成した固溶
Nが冷却時にBNとして固定されるので、固溶Nが減少
して、靭性の低下を防止できる。上記の効果を得るため
には3ppm+以上のB添加が必要であるが、B量が2
0ppfflを超えると、固溶Bがフェライトの核生成
、成長を抑制し、特にHAZ部の靭性を劣化させるので
、含有量を0.0003〜0.0020%に限定する。
されるために、高温まで安定なTiNといえども、部分
的に固溶して固溶Nを生じる。Tiの拡散速度は小さい
ので、固溶したTiは冷却過程においてTiNとして再
析出することができず、B無添加鋼では、ボンド部の固
溶Nが増加して靭性が低下することになる。しかしなが
ら、微量のBを添加しておくと、加熱時に生成した固溶
Nが冷却時にBNとして固定されるので、固溶Nが減少
して、靭性の低下を防止できる。上記の効果を得るため
には3ppm+以上のB添加が必要であるが、B量が2
0ppfflを超えると、固溶Bがフェライトの核生成
、成長を抑制し、特にHAZ部の靭性を劣化させるので
、含有量を0.0003〜0.0020%に限定する。
本発明では、sol、 1ljI量を低減することによ
って、過剰BのHAZ部靭性に対する悪影響を低減でき
るが、小人熱誠での溶接を考慮すれば、B含有量は0.
0012%以下であることが望ましい。
って、過剰BのHAZ部靭性に対する悪影響を低減でき
るが、小人熱誠での溶接を考慮すれば、B含有量は0.
0012%以下であることが望ましい。
N:
Nは固溶状態で存在すると、ポンド部靭性を著しく劣化
させる元素であり、可能な限り低減することが望ましい
とされている。しかしながら、大入熱溶接用鋼では、ボ
ンド部近傍でのオーステナイトの粗大化を抑制する観点
から、微細なTiNを分散析出させることが必要である
。このためには、適量のNとそれに見合うだけのTiを
添加することが必要である。例えば、N含有量が20p
pB1程度の低N鋼の場合は、Ti添加量を0.003
〜0.007%の範囲でコントロールす之ことによって
、最適なTi−Nバランスが得ら−れるが、その場合で
も、TiNの析出量が少ないために、オーステナイト粒
の粗大化抑制効果が十分に得られず、ボンド部の靭性が
低下する。一方、N含有量が80ppm程度の高N鋼の
場合は、Ti添加量を0.012〜0.027%の範囲
でコントロールすることによって、やはり最適なT i
−Nバランスが得られるが、このときは、TiNの析
出量は増加するものの、粗大化抑制に有効な微細なTi
Nの析出量が減少すること、また粗大なTiN析出物が
、母材およびHAZ部の靭性を低下させることなどによ
って、十分な低温靭性が得られない。
させる元素であり、可能な限り低減することが望ましい
とされている。しかしながら、大入熱溶接用鋼では、ボ
ンド部近傍でのオーステナイトの粗大化を抑制する観点
から、微細なTiNを分散析出させることが必要である
。このためには、適量のNとそれに見合うだけのTiを
添加することが必要である。例えば、N含有量が20p
pB1程度の低N鋼の場合は、Ti添加量を0.003
〜0.007%の範囲でコントロールす之ことによって
、最適なTi−Nバランスが得ら−れるが、その場合で
も、TiNの析出量が少ないために、オーステナイト粒
の粗大化抑制効果が十分に得られず、ボンド部の靭性が
低下する。一方、N含有量が80ppm程度の高N鋼の
場合は、Ti添加量を0.012〜0.027%の範囲
でコントロールすることによって、やはり最適なT i
−Nバランスが得られるが、このときは、TiNの析
出量は増加するものの、粗大化抑制に有効な微細なTi
Nの析出量が減少すること、また粗大なTiN析出物が
、母材およびHAZ部の靭性を低下させることなどによ
って、十分な低温靭性が得られない。
すなわち、N含有量を0.0040〜0.0060%に
コントロールして、Ti/’ Nが1.5〜3.4にな
るように適量のTiを添加することによって、最も良好
なボンド部靭性が得られる。したがって、N含有量を0
.0040〜0.0060%に限定する。
コントロールして、Ti/’ Nが1.5〜3.4にな
るように適量のTiを添加することによって、最も良好
なボンド部靭性が得られる。したがって、N含有量を0
.0040〜0.0060%に限定する。
さらに、本発明の好適態様にあっては、以上の基本成分
に加えて、母材の強度、靭性を安定化する目的で、ある
いはボンド部靭性を安定化する目的で、下記量のCu、
Nts VおよびCaの1種または2種以上を添加す
ることができる。
に加えて、母材の強度、靭性を安定化する目的で、ある
いはボンド部靭性を安定化する目的で、下記量のCu、
Nts VおよびCaの1種または2種以上を添加す
ることができる。
Cu:
Cuは溶接ボンド部靭性に比較的悪影響を及ぼすことな
く、母材の強度を増加できるので添加するが、0.5%
を超えると熱間延性および溶接時の高温割れ感受性を高
めるので、0.5%以下に限定する。
く、母材の強度を増加できるので添加するが、0.5%
を超えると熱間延性および溶接時の高温割れ感受性を高
めるので、0.5%以下に限定する。
Ni:
Niは溶接ボンド部靭性を低下させることなく、母材の
強度と靭性を向上できるので、必要に応じて添加するが
、経済性を考慮して、上限を1.0%とする。
強度と靭性を向上できるので、必要に応じて添加するが
、経済性を考慮して、上限を1.0%とする。
■=
■は、0.04%を超えなければ、ボンド靭性を劣化さ
せることなく母材強度を高めることができる。
せることなく母材強度を高めることができる。
しかし、0.04%を超えて添加すると母材靭性が劣化
するので、添加する場合は■含有量を0.04%以下と
する。
するので、添加する場合は■含有量を0.04%以下と
する。
Ca:
Caは硫化物を球状化して、母材の機械的性質の異方性
を減少させる効果を有するとともに、Caオキシサルフ
ァイドとして鋼中に均一に分散させることによってフェ
ライトの核生成場所となり、フェライト変態を促進する
ので、必要に応じて添加するが、0.0040%を超え
るとその効果が飽和すると同時に鋼の清浄度を劣化させ
るので、0.0040%以下に限定する。
を減少させる効果を有するとともに、Caオキシサルフ
ァイドとして鋼中に均一に分散させることによってフェ
ライトの核生成場所となり、フェライト変態を促進する
ので、必要に応じて添加するが、0.0040%を超え
るとその効果が飽和すると同時に鋼の清浄度を劣化させ
るので、0.0040%以下に限定する。
本発明では、低so1. An化によって、ボンド部靭
性を安定化できるので、Ca添加は必須ではない。
性を安定化できるので、Ca添加は必須ではない。
溶鋼にCa処理を行うと、溶鋼中へのNの溶解が促進さ
れる。したがって、Ca処理を行う場合は、N、Tiの
バランスに特に注意して、溶解、鋳込み作業を行う必要
がある。
れる。したがって、Ca処理を行う場合は、N、Tiの
バランスに特に注意して、溶解、鋳込み作業を行う必要
がある。
本発明では、以上の化学成分の限定に加えて、さらにC
eqの制限を加える。従来の大入熱溶接用鋼には、特に
Ceqの制限を加えていないが、これは、これらの鋼が
主として一20℃以上の低温靭性を満足させることを狙
っているからである。一方、本発明では、−60℃まで
の低温靭性を保証するために、従来よりもCeqをかな
り低く抑える必要がある。すなわち、Ceqが0.34
%を超えると、Ti処理を行なった鋼においても、フェ
ライト変態が抑制されて、ボンド靭性が低下するので、
Ceqを0゜34%以下に限定する。
eqの制限を加える。従来の大入熱溶接用鋼には、特に
Ceqの制限を加えていないが、これは、これらの鋼が
主として一20℃以上の低温靭性を満足させることを狙
っているからである。一方、本発明では、−60℃まで
の低温靭性を保証するために、従来よりもCeqをかな
り低く抑える必要がある。すなわち、Ceqが0.34
%を超えると、Ti処理を行なった鋼においても、フェ
ライト変態が抑制されて、ボンド靭性が低下するので、
Ceqを0゜34%以下に限定する。
以上のように、大熱量100〜250kJ/Cmの大入
熱溶接において、ボンド部の低温靭性: vE−6o≧
3゜5kgf−mを満足させるためには、sol、 A
j! % TI%BSN、Ceq等を本発明範囲に限
定することによって始めて可能となるが、このとき、母
材の強度:YS≧36 kgf/mm”、TS≧50
kgf/mm2、母材の靭性: vTs≧−60℃を満
足させるためには、以下に示す圧延条件、熱処理条件で
鋼板を製造することが必要となる。
熱溶接において、ボンド部の低温靭性: vE−6o≧
3゜5kgf−mを満足させるためには、sol、 A
j! % TI%BSN、Ceq等を本発明範囲に限
定することによって始めて可能となるが、このとき、母
材の強度:YS≧36 kgf/mm”、TS≧50
kgf/mm2、母材の靭性: vTs≧−60℃を満
足させるためには、以下に示す圧延条件、熱処理条件で
鋼板を製造することが必要となる。
オーステナイト中に炭化物を均一に固溶させるために、
900°C以上に加熱することが必要であるが、120
0℃超に加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、圧延
再結晶によっても」−分に微細化されず、母材の靭性が
低下する場合があるので、加熱温度を900〜1200
℃に限定する。
900°C以上に加熱することが必要であるが、120
0℃超に加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、圧延
再結晶によっても」−分に微細化されず、母材の靭性が
低下する場合があるので、加熱温度を900〜1200
℃に限定する。
圧延社上1攬ム旦I且o>’h迦−:
本発明では、大入熱溶接性を向上させるために、Ceq
を低く抑制するとともに、ボンド靭性に悪影響を及ぼす
Nbを添加しないことに特徴を有する。
を低く抑制するとともに、ボンド靭性に悪影響を及ぼす
Nbを添加しないことに特徴を有する。
したがって、オーステナイトはNb添加鋼に比べ再結晶
しやすく、通常の制御圧延あるいは、制御圧延と加速冷
却の組合せでは、所定の強度を得ることができない、し
かし、800℃以上の温度域で仕上圧延を行なった後、
室温まで直接焼入することによって、所定の強度を容易
に満足させることが可能である。
しやすく、通常の制御圧延あるいは、制御圧延と加速冷
却の組合せでは、所定の強度を得ることができない、し
かし、800℃以上の温度域で仕上圧延を行なった後、
室温まで直接焼入することによって、所定の強度を容易
に満足させることが可能である。
従来のHT50鋼は微細フェライトとパーライトの混合
組織とすることによって、母材の強度と靭性を満足させ
ていた。したがって、十分な強度を得るためには、C量
の増加あるいはCeqの増加が避けられず、溶接継手部
の靭性と母材の強度を両立させることは、困難であった
。しかしながら本発明では、オーステナイト域からの焼
入れによって、フェライトとベイナイト (低Cベイナ
イト)の混合組織とすることによって、母材の強度を飛
躍的に増加できるので、溶接性を満足できるだけに低C
eq化しても、十分な母材強度を付与することができる
。
組織とすることによって、母材の強度と靭性を満足させ
ていた。したがって、十分な強度を得るためには、C量
の増加あるいはCeqの増加が避けられず、溶接継手部
の靭性と母材の強度を両立させることは、困難であった
。しかしながら本発明では、オーステナイト域からの焼
入れによって、フェライトとベイナイト (低Cベイナ
イト)の混合組織とすることによって、母材の強度を飛
躍的に増加できるので、溶接性を満足できるだけに低C
eq化しても、十分な母材強度を付与することができる
。
なお、本発明ではオーステナイトの未再結晶域での圧延
を必要としないので、900℃以上の温度で仕上圧延を
行うことも可能である。したがって、従来法に比べて圧
延は容易であり、高い生産性を付与できる。
を必要としないので、900℃以上の温度で仕上圧延を
行うことも可能である。したがって、従来法に比べて圧
延は容易であり、高い生産性を付与できる。
塊五イ旦:
室温まで急冷、つまり水冷した後、200〜450℃の
温度域で焼もどしを行うことは、本発明の特徴の1つで
ある。これは、焼入れによって生じた低炭素ベイナイト
を焼もどすことによって、母材靭性を向上させることと
、焼入れによって導入された格子欠陥上に炭化物を析出
させることによって、母材のYSを増加させるために行
う。
温度域で焼もどしを行うことは、本発明の特徴の1つで
ある。これは、焼入れによって生じた低炭素ベイナイト
を焼もどすことによって、母材靭性を向上させることと
、焼入れによって導入された格子欠陥上に炭化物を析出
させることによって、母材のYSを増加させるために行
う。
200℃未満の温度では、上記の効果が得られず、また
、450℃を超える温度では、母材のTSが低下するの
で、200〜450℃に限定する。好ましくは300〜
400℃である。
、450℃を超える温度では、母材のTSが低下するの
で、200〜450℃に限定する。好ましくは300〜
400℃である。
かくして、この発明によれば大人熱溶接によってもすぐ
れた低温靭性を示すことのできる継手部が得られる高張
力鋼板が製造されるのである。
れた低温靭性を示すことのできる継手部が得られる高張
力鋼板が製造されるのである。
次に、本発明の効果を実施例によってさらに詳細に説明
する。
する。
(実施例)
まず、第1表に示す化学組成の本発明対象BilA〜G
と比較鋼H〜■を溶製した3゜次 に、通常の熱間鍛造によって、150mm厚のスラブと
した後、B20℃に再加熱後熱間圧延を行い、仕上げ温
度900℃で321厚の鋼板にした後、水焼入れを行な
った。そして、400°Cにて焼もどしを行なった。更
に鋼A−Dについては、圧延加熱温度B50℃、圧延仕
上温度950°C2焼もどし温度350℃という条件で
も、また鋼E−Gについては、圧延加熱温度1000℃
、圧延仕上温度850℃、仕上板厚40nIII、焼も
どし温度300℃という条件でも圧延熱処理を行なった
。これらの圧延熱処理条件はいずれも本発明の範囲内の
ものである。
と比較鋼H〜■を溶製した3゜次 に、通常の熱間鍛造によって、150mm厚のスラブと
した後、B20℃に再加熱後熱間圧延を行い、仕上げ温
度900℃で321厚の鋼板にした後、水焼入れを行な
った。そして、400°Cにて焼もどしを行なった。更
に鋼A−Dについては、圧延加熱温度B50℃、圧延仕
上温度950°C2焼もどし温度350℃という条件で
も、また鋼E−Gについては、圧延加熱温度1000℃
、圧延仕上温度850℃、仕上板厚40nIII、焼も
どし温度300℃という条件でも圧延熱処理を行なった
。これらの圧延熱処理条件はいずれも本発明の範囲内の
ものである。
さらに、鋼A−Gについては、焼もどし処理を省略した
ちの(賦香15〜21)、圧延仕上温度がこの発明の範
囲の下限を外れたもの(試験番号22〜25)、焼もど
し温度がこの発明の範囲の上限を外れたもの(試験番号
26〜28)も準備した。
ちの(賦香15〜21)、圧延仕上温度がこの発明の範
囲の下限を外れたもの(試験番号22〜25)、焼もど
し温度がこの発明の範囲の上限を外れたもの(試験番号
26〜28)も準備した。
これらの鋼板の板厚中心部からJIS 4号シャルピー
衝撃試験片と、平行部の直径が8.5+alで、平行部
の長さが50mmの丸棒引張試験片とを圧延直角方向に
それぞれ採取し、その機械的性質を調べた。
衝撃試験片と、平行部の直径が8.5+alで、平行部
の長さが50mmの丸棒引張試験片とを圧延直角方向に
それぞれ採取し、その機械的性質を調べた。
これらの圧延条件、熱処理条件と引張試験および衝撃試
験の結果を第2表に示す。
験の結果を第2表に示す。
さらに、試験番号1〜7および29〜34の鋼板を用い
て、エレクトロガスアーク溶接と片面サブマージアーク
溶接(いずれも片面一層溶接)を行い、ボンド部とII
AZ 1關、HAZ 3nu+の位置における靭性を調
べた。その結果を第3表に示す。靭性はJ184号シャ
ルピー衝撃試験片を鋼板表面下2BB1の位置から採取
して評価したが、ボンド部のの試験片の場合は、ノツチ
を呆ンド部に入れ、IIAZ 1mn+およびHAZ
3mmの場合はボンド部からそれぞれ1mmおよび3I
母材側に入れた。第4表に溶接条件をまとめて示す。
て、エレクトロガスアーク溶接と片面サブマージアーク
溶接(いずれも片面一層溶接)を行い、ボンド部とII
AZ 1關、HAZ 3nu+の位置における靭性を調
べた。その結果を第3表に示す。靭性はJ184号シャ
ルピー衝撃試験片を鋼板表面下2BB1の位置から採取
して評価したが、ボンド部のの試験片の場合は、ノツチ
を呆ンド部に入れ、IIAZ 1mn+およびHAZ
3mmの場合はボンド部からそれぞれ1mmおよび3I
母材側に入れた。第4表に溶接条件をまとめて示す。
第2表に示す結果から明らかなように、この発明の範囲
内に入る試験番号1〜14の結果によれば、ys≧36
kgf/+wn”、 TS≧50 kgf/mm”を
満足し、B750としての強度を十分に満たすとともに
、破面遷移温度も一60℃以下という優れた低温靭性を
有する鋼板が得られると同時に、第3表から明らかなよ
うに、溶接継手部の靭性もvE−,6が3.5 kg
f−n+以上の値を示し、優れた継手靭性を有すること
がわかる。
内に入る試験番号1〜14の結果によれば、ys≧36
kgf/+wn”、 TS≧50 kgf/mm”を
満足し、B750としての強度を十分に満たすとともに
、破面遷移温度も一60℃以下という優れた低温靭性を
有する鋼板が得られると同時に、第3表から明らかなよ
うに、溶接継手部の靭性もvE−,6が3.5 kg
f−n+以上の値を示し、優れた継手靭性を有すること
がわかる。
これに対して、比較例15〜28によって得られた鋼板
は、母材の靭性が低下する(試験番号15〜21)か、
引張強さを満足しない(試験番号22〜28)結果とな
っている。またこの発明の成分範囲を外れている比較今
’!29〜34については溶接継手部の靭性が著しく劣
化していることがわかる。
は、母材の靭性が低下する(試験番号15〜21)か、
引張強さを満足しない(試験番号22〜28)結果とな
っている。またこの発明の成分範囲を外れている比較今
’!29〜34については溶接継手部の靭性が著しく劣
化していることがわかる。
(発明の効果)
以上のように、本発明によれば100kJ/Cm以上の
大入熱溶接を行っても、溶接継手部で優れた低温靭性を
維持できるとともに、母材もHT50としても十分な強
度と優れた低温靭性を存する50キロ鋼板を効率的に製
造できるとともに、溶接能率を向上させ、溶接施工コス
トを大幅に低減できることなど、工業上きわめて有効な
効果が得られる。
大入熱溶接を行っても、溶接継手部で優れた低温靭性を
維持できるとともに、母材もHT50としても十分な強
度と優れた低温靭性を存する50キロ鋼板を効率的に製
造できるとともに、溶接能率を向上させ、溶接施工コス
トを大幅に低減できることなど、工業上きわめて有効な
効果が得られる。
第4表
Claims (2)
- (1)重量%で、 C:0.03〜0.12%、Si:0.05〜0.40
%、Mn:0.7〜1.6%、P:0.015%以下、
S:0.010%以下、sol.Al:0.001〜0
.010%、Ti:0.005〜0.020%、B:0
.0003〜0.0020%、N:0.0040〜0.
0060%、 Feおよび不可避不純物:残り からなり、Ti/Nが1.5〜3.4の範囲であり、か
つCeqが0.34%以下である鋼を、 900〜1200℃の温度域に加熱して熱間圧延を行い
、800℃以上の仕上げ温度で所定の板厚に圧延してか
ら、直ちに室温まで急冷し、その後200〜450℃の
温度域で焼もどしを行うことからなる、溶接入熱量10
0〜250kJ/cmの大入熱溶接継手部の靭性(vE
_−_6_0)が3.5kgf・m以上を満足すること
を特徴とする、50kgf/mm^2級の大入熱溶接用
高張力鋼板の製造方法。 - (2)重量%で、 C:0.03〜0.12%、Si:0.05〜0.40
%、Mn:0.7〜1.6%、P:0.015%以下、
S:0.010%以下、sol.Al:0.001〜0
.010%、Ti:0.005〜0.020%、B:0
.0003〜0.0020%、N:0.0040〜0.
0060%、 Cu:0.50%以下、Ni:1.00%以下、V:0
.04%以下およびCa:0.0040%以下の1種ま
たは2種以上、 Feおよび不可避不純物:残り からなり、Ti/Nが1.5〜3.4の範囲であり、か
つCeqが0.34%以下である鋼を、 900〜1200℃の温度域に加熱して熱間圧延を行い
、800℃以上の仕上げ温度で所定の板厚に圧延してか
ら、直ちに室温まで急冷し、その後200〜450℃の
温度域で焼もどしを行うことからなる、溶接入熱量10
0〜250kJ/cmの大入熱溶接継手部の靭性(vE
_−_6_0)が3.5kgf・m以上を満足すること
を特徴とする、50kgf/mm^2級の大入熱溶接用
高張力鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19552785A JPS6256518A (ja) | 1985-09-04 | 1985-09-04 | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19552785A JPS6256518A (ja) | 1985-09-04 | 1985-09-04 | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6256518A true JPS6256518A (ja) | 1987-03-12 |
Family
ID=16342571
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP19552785A Expired - Lifetime JPS6256518A (ja) | 1985-09-04 | 1985-09-04 | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6256518A (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6256554A (ja) * | 1985-09-04 | 1987-03-12 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接熱影響部においてust欠陥を生じない加速冷却鋼板 |
JPH01180948A (ja) * | 1988-01-12 | 1989-07-18 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼 |
JPH03211251A (ja) * | 1989-04-26 | 1991-09-17 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の破壊靭性の優れた高強度溶接構造用鋼材 |
JPH04143246A (ja) * | 1990-10-05 | 1992-05-18 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた超大入熱溶接構造用鋼板の製造方法 |
JP2006009109A (ja) * | 2004-06-28 | 2006-01-12 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手部の低温靭性に優れた鋼板 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59159932A (ja) * | 1983-03-02 | 1984-09-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
JPS59190313A (ja) * | 1983-04-09 | 1984-10-29 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた鋼材の製造法 |
-
1985
- 1985-09-04 JP JP19552785A patent/JPS6256518A/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JPS59159932A (ja) * | 1983-03-02 | 1984-09-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 強度及び靭性の優れた高張力鋼板の製造方法 |
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JP2006009109A (ja) * | 2004-06-28 | 2006-01-12 | Kobe Steel Ltd | 溶接継手部の低温靭性に優れた鋼板 |
JP4637516B2 (ja) * | 2004-06-28 | 2011-02-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接継手部の低温靭性に優れた鋼板 |
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