JPS6286119A - 耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造用鋼の製造方法 - Google Patents
耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造用鋼の製造方法Info
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- JPS6286119A JPS6286119A JP22532485A JP22532485A JPS6286119A JP S6286119 A JPS6286119 A JP S6286119A JP 22532485 A JP22532485 A JP 22532485A JP 22532485 A JP22532485 A JP 22532485A JP S6286119 A JPS6286119 A JP S6286119A
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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）
本発明は、耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造用鋼
の製造方法に関し、詳しくは、予熱なしで仮付溶接を行
なっても割れの発生がなく、しかも、溶接熱影響部（以
下、ＨＡＺという）の靭性にすぐれた引張強さ６０ ｋ
ｇｆ／ｍｍ”線溶接構造用鋼の製造方法に関する。
の製造方法に関し、詳しくは、予熱なしで仮付溶接を行
なっても割れの発生がなく、しかも、溶接熱影響部（以
下、ＨＡＺという）の靭性にすぐれた引張強さ６０ ｋ
ｇｆ／ｍｍ”線溶接構造用鋼の製造方法に関する。
（従来の技術）
近年、貯槽や船舶をはじめとする各種構造物の溶接には
、溶接作業能率を向上させ、溶接施工費を軽減するため
に、大入熱のエレクトロガスアーク溶接や、片面一層サ
ブマージアーク溶接等の大入熱溶接法が採用されるに至
っているが、一般の６０ｋｇｆ／ｍｍｚ級溶接構造用鋼
材にこのような大入熱溶接を施す場合には、そのＨＡＺ
が脆化する。
、溶接作業能率を向上させ、溶接施工費を軽減するため
に、大入熱のエレクトロガスアーク溶接や、片面一層サ
ブマージアーク溶接等の大入熱溶接法が採用されるに至
っているが、一般の６０ｋｇｆ／ｍｍｚ級溶接構造用鋼
材にこのような大入熱溶接を施す場合には、そのＨＡＺ
が脆化する。
また、小人熱で行なわれる仮付溶接時には、割れの発生
を防止するために予熱を必要とし、作業能率が著しく阻
害されている。
を防止するために予熱を必要とし、作業能率が著しく阻
害されている。
一般に、大入熱溶接によるＨＡＺ、特に、ボンド部近傍
の脆化は、溶接熱によってその部分が通常１１００℃以
上の高温に加熱されるうえに、その後の緩慢な冷却によ
って、ボンド部近傍の結晶粒が著しく粗大化すると同時
に、組織が靭性の極めて悪い粗大な上部ベイナイト組織
となり、しかも、高温では不安定なＡＩＮ等の窒化物が
溶接熱により解離し、固溶Ｎが増加して、マトリックス
の靭性を劣化させるために生じると考えられている。
の脆化は、溶接熱によってその部分が通常１１００℃以
上の高温に加熱されるうえに、その後の緩慢な冷却によ
って、ボンド部近傍の結晶粒が著しく粗大化すると同時
に、組織が靭性の極めて悪い粗大な上部ベイナイト組織
となり、しかも、高温では不安定なＡＩＮ等の窒化物が
溶接熱により解離し、固溶Ｎが増加して、マトリックス
の靭性を劣化させるために生じると考えられている。
このため、最近になって、大入熱溶接時におけるＨＡＺ
の脆化を軽減するため、鋼中のＮ量を低減することによ
ってＨＡＺＯ固溶Ｎ量を低減したり、ＴｉやＢを添加し
てＴｉＮやＢＮを生成せしめ、固溶Ｎ量を低減すると共
に、これらの窒化物をフェライト変態核として利用する
ことによって、ＨＡＺｍ織のフェライト化を促進させた
各種の６０ｋｇｆ／ｍｍｚ級大入熱溶接用鋼が開発され
ている。しかしながら、上記技術を適用した大入熱溶接
用鋼を使用しても、過度の大入熱溶接を行なえば、要求
品質を満足することが困難となるため、溶接入熱量を制
限しているのが実情である。また、一方では前記したよ
うに、仮付溶接時に割れ防止のために予熱を余儀なくさ
れているという問題もある。
の脆化を軽減するため、鋼中のＮ量を低減することによ
ってＨＡＺＯ固溶Ｎ量を低減したり、ＴｉやＢを添加し
てＴｉＮやＢＮを生成せしめ、固溶Ｎ量を低減すると共
に、これらの窒化物をフェライト変態核として利用する
ことによって、ＨＡＺｍ織のフェライト化を促進させた
各種の６０ｋｇｆ／ｍｍｚ級大入熱溶接用鋼が開発され
ている。しかしながら、上記技術を適用した大入熱溶接
用鋼を使用しても、過度の大入熱溶接を行なえば、要求
品質を満足することが困難となるため、溶接入熱量を制
限しているのが実情である。また、一方では前記したよ
うに、仮付溶接時に割れ防止のために予熱を余儀なくさ
れているという問題もある。
（発明の目的）
本発明者らは、予てから大入熱溶接に対する厳しい要求
品質を満足し得る溶接構造用鋼を得るために鋭意研究を
行なってきており、既に引張強さ５０ ｋｇｆ／ｍｍ２
級の鋼板に関して、ＨＡＺ靭性に及ぼずＴｉ５ＢｓＮ等
の影響を入熱量１５０ＫＪ／ｃｍに相当する熱サイクル
試験、即ち、１３５０℃又は１１００℃に加熱した後、
８００℃から５００℃までの冷却時間を１８０秒とする
熱サイクル試験を詳細に行なって、次のような新しい知
見を得ている。
品質を満足し得る溶接構造用鋼を得るために鋭意研究を
行なってきており、既に引張強さ５０ ｋｇｆ／ｍｍ２
級の鋼板に関して、ＨＡＺ靭性に及ぼずＴｉ５ＢｓＮ等
の影響を入熱量１５０ＫＪ／ｃｍに相当する熱サイクル
試験、即ち、１３５０℃又は１１００℃に加熱した後、
８００℃から５００℃までの冷却時間を１８０秒とする
熱サイクル試験を詳細に行なって、次のような新しい知
見を得ている。
即ち、第１は、Ｎ含有量と脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ
）との関係を示す第１図に明らかなように、溶接熱に
より少なくとも１３５０℃以上に加熱されるボンド部近
傍においては、固溶Ｎの低減が低温靭性の改善に有効で
ある。また、第２図にＮ含有量が１６〜１９ｐｐｍであ
る場合について、熱サイクル靭性に及ぼすＢの影響を示
す。これより、Ｂが溶接後の冷却過程でＮを固定するた
めとみられるが、Ｂを所定量添加することにより、熱サ
イクル靭性が大幅に改善される。
）との関係を示す第１図に明らかなように、溶接熱に
より少なくとも１３５０℃以上に加熱されるボンド部近
傍においては、固溶Ｎの低減が低温靭性の改善に有効で
ある。また、第２図にＮ含有量が１６〜１９ｐｐｍであ
る場合について、熱サイクル靭性に及ぼすＢの影響を示
す。これより、Ｂが溶接後の冷却過程でＮを固定するた
めとみられるが、Ｂを所定量添加することにより、熱サ
イクル靭性が大幅に改善される。
次に、第３図にＮ１５〜１８ｐｐｍ、２６〜３８ｐｐｍ
及び４５〜５５ｐｐ＋＊の各場合の熱サイクル靭性に及
ぼすＴｉ及びＢの単独又は複合添加による影響を示す。
及び４５〜５５ｐｐ＋＊の各場合の熱サイクル靭性に及
ぼすＴｉ及びＢの単独又は複合添加による影響を示す。
Ｂを添加せずに、Ｔｉを単独で添加した場合、Ｎ１５〜
１８ｐｐｍでは熱サイクル靭性の向上が全く認められな
いのに対して、Ｎ２６〜５５ｐｐｍでは靭性向上の効果
が認められるが、いずれの場合にもｖＴｒｓ −５０℃
以下の高靭性鋼は得られない。しかし、Ｂを単独で又は
Ｔｉと複合して添加することにより、いずれのＮ量にお
いても、更に大幅な靭性の向上効果が認められ、ｖＴｒ
ｓ−５０℃以下の高靭性鋼が得られる。
１８ｐｐｍでは熱サイクル靭性の向上が全く認められな
いのに対して、Ｎ２６〜５５ｐｐｍでは靭性向上の効果
が認められるが、いずれの場合にもｖＴｒｓ −５０℃
以下の高靭性鋼は得られない。しかし、Ｂを単独で又は
Ｔｉと複合して添加することにより、いずれのＮ量にお
いても、更に大幅な靭性の向上効果が認められ、ｖＴｒ
ｓ−５０℃以下の高靭性鋼が得られる。
第２は、溶接熱により１１００℃程度に加熱されるボン
ド部から若干離れた部分では、ＴｉＮの適量添加による
フェライト粒の微細化が効果的である。即ち、加熱温度
を１ｉｏｏ℃としたときの熱サイクル靭性に及ぼすＴｉ
の影響をＮｊｌで整理して第４図に示すように、Ｔｉの
効果はＮ量に殆ど影響されず、Ｔ ｉ ０．００５％の
微量の添加によっても十分に効果がある。図中には、Ｂ
を単独で添加した場合の結果を併せて示すが、Ｂの影響
は殆ど認められない。
ド部から若干離れた部分では、ＴｉＮの適量添加による
フェライト粒の微細化が効果的である。即ち、加熱温度
を１ｉｏｏ℃としたときの熱サイクル靭性に及ぼすＴｉ
の影響をＮｊｌで整理して第４図に示すように、Ｔｉの
効果はＮ量に殆ど影響されず、Ｔ ｉ ０．００５％の
微量の添加によっても十分に効果がある。図中には、Ｂ
を単独で添加した場合の結果を併せて示すが、Ｂの影響
は殆ど認められない。
従って、第３には、鋼中のＮ含有量を６０ｐｐｍ以下と
低く抑えながら、０．００１０％程度のＢと、Ｎ量に応
じた適量のＴｉとを複合して添加することにより、上記
第１及び第２の効果が重畳され、ＨＡＺ全体の靭性が顕
著に向上する。
低く抑えながら、０．００１０％程度のＢと、Ｎ量に応
じた適量のＴｉとを複合して添加することにより、上記
第１及び第２の効果が重畳され、ＨＡＺ全体の靭性が顕
著に向上する。
本発明者らは、上記のような知見に基づいて、鋼中のＮ
含有量を所定値以下に抑えると共に、Ｂと、上記Ｎ量に
応じた所定量のＴｉとを添加することによって、大入熱
溶接部の脆化を大幅に軽減し得て、ＨＡＺの靭性にすぐ
れ、従って、貯槽や船舶構造用としての厳しい要求品質
に応え得る引張強さ５０ ｋｇｆ／ｍｍ”線入入熱溶接
構造用鋼を得ることができることを見出している（特願
昭５９−６２０５１号）。
含有量を所定値以下に抑えると共に、Ｂと、上記Ｎ量に
応じた所定量のＴｉとを添加することによって、大入熱
溶接部の脆化を大幅に軽減し得て、ＨＡＺの靭性にすぐ
れ、従って、貯槽や船舶構造用としての厳しい要求品質
に応え得る引張強さ５０ ｋｇｆ／ｍｍ”線入入熱溶接
構造用鋼を得ることができることを見出している（特願
昭５９−６２０５１号）。
即ち、かかる大入熱溶接構造用鋼におけるＨ ＡＺの脆
化の軽減は、 （ａｌＴｉ及びＢがそれぞれＴｉＮ及びＢＮとして鋼中
に析出することによって、マトリックスの靭性に有害な
固溶Ｎを固定する、 （ｂｌ ＴｉＮが溶接熱による結晶粒の粗大化を抑制
する、 （ｃｌ ＴｉＮ及びＢＮが強力なフェライト変態核と
なり、ＨＡＺにおける組織のフェライト化を促進し、そ
の結果として靭性に有害な上部ベイナイトの生成を抑制
する、 に基づくものである。
化の軽減は、 （ａｌＴｉ及びＢがそれぞれＴｉＮ及びＢＮとして鋼中
に析出することによって、マトリックスの靭性に有害な
固溶Ｎを固定する、 （ｂｌ ＴｉＮが溶接熱による結晶粒の粗大化を抑制
する、 （ｃｌ ＴｉＮ及びＢＮが強力なフェライト変態核と
なり、ＨＡＺにおける組織のフェライト化を促進し、そ
の結果として靭性に有害な上部ベイナイトの生成を抑制
する、 に基づくものである。
本発明者らは、これらの効果が引張強さ５０ｋｇｆ／Ｉ
ＩＩＩＩＩｚ級鋼板のみならず、６０ ｋｇｆ／ｍｍ２
級鋼板においてもある程度認められることを知見してい
るが、更に、詳細に研究した結果、引張強さ６０ｋｇｆ
／ｍｍ２級鋼板においては、上記効果のうち、第３の上
部ベイナイトの生成の抑制効果が十分に発揮されず、そ
の結果として、５０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板と比較した場
合、ＨＡＺ靭性の改善効果が小さく、−６０℃仕様のよ
うな極めて厳し、い靭性要求に対しては、十分でないこ
とを知見した。
ＩＩＩＩＩｚ級鋼板のみならず、６０ ｋｇｆ／ｍｍ２
級鋼板においてもある程度認められることを知見してい
るが、更に、詳細に研究した結果、引張強さ６０ｋｇｆ
／ｍｍ２級鋼板においては、上記効果のうち、第３の上
部ベイナイトの生成の抑制効果が十分に発揮されず、そ
の結果として、５０ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板と比較した場
合、ＨＡＺ靭性の改善効果が小さく、−６０℃仕様のよ
うな極めて厳し、い靭性要求に対しては、十分でないこ
とを知見した。
そこで、本発明者らは、６０ ｋｇｆ／ｍｍ”級鋼板に
おいても、Ｔｉ及びＢの複合添加による上記第３の効果
を十分に発揮させるべく鋭意研究した結果、鋼の炭素当
量（Ｃｅｑ）を所定値以下に抑えることによって、Ｔｉ
及びＢの複合添加による上部ベイナイトの生成の抑制効
果を十分に発揮させることができ、かくして、大入熱溶
接によってもＨＡＺ靭性にすぐれた６ ０ ｋｇｆ／ｍ
ｍ”級鋼板を得ることができることを見出して、本発明
に至ったものである。
おいても、Ｔｉ及びＢの複合添加による上記第３の効果
を十分に発揮させるべく鋭意研究した結果、鋼の炭素当
量（Ｃｅｑ）を所定値以下に抑えることによって、Ｔｉ
及びＢの複合添加による上部ベイナイトの生成の抑制効
果を十分に発揮させることができ、かくして、大入熱溶
接によってもＨＡＺ靭性にすぐれた６ ０ ｋｇｆ／ｍ
ｍ”級鋼板を得ることができることを見出して、本発明
に至ったものである。
即ち、入熱量１５０ Ｋ Ｊ ／ ｃｍのエレクトロガ
ス溶接に相当する溶接再現熱サイクル試験によって得ら
れるｖＴｒｓ（！：Ｃｅｑとの関係を第５図に示すよう
に、Ｔｉ及びＢの複合添加によるｖＴｒｓの低下効果は
、Ｃｅｑを０．３６％以下とするときに極めて顕著であ
り、この領域では、Ｔｉ及びＢの無添加鋼に比べて、ｖ
Ｔｒｓが４０〜５０℃も低くなっている。
ス溶接に相当する溶接再現熱サイクル試験によって得ら
れるｖＴｒｓ（！：Ｃｅｑとの関係を第５図に示すよう
に、Ｔｉ及びＢの複合添加によるｖＴｒｓの低下効果は
、Ｃｅｑを０．３６％以下とするときに極めて顕著であ
り、この領域では、Ｔｉ及びＢの無添加鋼に比べて、ｖ
Ｔｒｓが４０〜５０℃も低くなっている。
このように、Ｔｉ及びＢの複合添加による効果がＣｅｑ
０．３６％を境界として大幅に変化する理由は、Ｃｅｑ
が０．３６％よりも大きいときはＨＡＺの焼入れ性が高
すぎるために、フェライト変態核となり得るＴｉＮＪＰ
ＢＮが存在するにもかかわらず、第６図に示すように、
フェライトが一部オーステナイト粒界に析出するにとど
まり、粒内には靭性の悪い上部ベイナイトが生成するの
に対して、Ｃｅｑが０．３６％以下のときは、ＨＡＺの
焼入れ性が適度であるために、ＴｉＮやＢＮがフェライ
ト変態核として作用し、粒界、粒内を問わず全体にわた
って微細なフェライトが析出し、その結果、このフェラ
イトの析出による上部ベイナイトの生成抑制効果と、Ｔ
ｉ及びＢの固溶Ｎ固定化効果と、ＴｉＮの結晶粒粗大化
抑制効果とが相俟って、十分なＨＡＺ靭性の改善効果を
得ることができるのである。
０．３６％を境界として大幅に変化する理由は、Ｃｅｑ
が０．３６％よりも大きいときはＨＡＺの焼入れ性が高
すぎるために、フェライト変態核となり得るＴｉＮＪＰ
ＢＮが存在するにもかかわらず、第６図に示すように、
フェライトが一部オーステナイト粒界に析出するにとど
まり、粒内には靭性の悪い上部ベイナイトが生成するの
に対して、Ｃｅｑが０．３６％以下のときは、ＨＡＺの
焼入れ性が適度であるために、ＴｉＮやＢＮがフェライ
ト変態核として作用し、粒界、粒内を問わず全体にわた
って微細なフェライトが析出し、その結果、このフェラ
イトの析出による上部ベイナイトの生成抑制効果と、Ｔ
ｉ及びＢの固溶Ｎ固定化効果と、ＴｉＮの結晶粒粗大化
抑制効果とが相俟って、十分なＨＡＺ靭性の改善効果を
得ることができるのである。
一方、耐溶接割れ性を改善するためには、溶接割れ感受
性組成Ｐ６，４を低減することが有効であるといわれて
いる。第７図に斜めＹ型溶接割れ試験における割れ防止
温度とＰＣＨの関係を示すように、０°Ｃで割れの発生
を防止するためには、ＰＣＭを０゜１７％以下に抑える
必要のあることがわかる。
性組成Ｐ６，４を低減することが有効であるといわれて
いる。第７図に斜めＹ型溶接割れ試験における割れ防止
温度とＰＣＨの関係を示すように、０°Ｃで割れの発生
を防止するためには、ＰＣＭを０゜１７％以下に抑える
必要のあることがわかる。
従来、一般的な６０ ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼板は、Ｃｅｑ
が０．３７〜０．４０％、ＰＣＭが０．２０〜０．２３
％の範囲で製造されているが、本発明者らは上記した知
見に基づいて、ＰＣＭを０．１７％以下とすることによ
って、良好な耐溶接割れ性を確保したうえで、更にすぐ
れた大入熱溶接ＨＡＺ靭性を得るためにＣｅｑを０．３
６％以下とした６ ０ｋｇｆ／ｍｍｚ級鋼板を製造する
には、従来の焼入れ焼戻し法とは異なり、直接焼入れ焼
戻し法を採用する必要があることを見い出して、本発明
を完成したものである。
が０．３７〜０．４０％、ＰＣＭが０．２０〜０．２３
％の範囲で製造されているが、本発明者らは上記した知
見に基づいて、ＰＣＭを０．１７％以下とすることによ
って、良好な耐溶接割れ性を確保したうえで、更にすぐ
れた大入熱溶接ＨＡＺ靭性を得るためにＣｅｑを０．３
６％以下とした６ ０ｋｇｆ／ｍｍｚ級鋼板を製造する
には、従来の焼入れ焼戻し法とは異なり、直接焼入れ焼
戻し法を採用する必要があることを見い出して、本発明
を完成したものである。
従って、本発明は、大入熱溶接を施してもＨＡＺ靭性に
すぐれ、しかも、仮付溶接時に予熱を必要とせず、従っ
て、貯槽、船体構造等の種々の構造物に好適に用い得る
引張強さ６０ ｋｇｆ／ｍｎ＋”級鋼板の製造方法を提
供することを目的とする。
すぐれ、しかも、仮付溶接時に予熱を必要とせず、従っ
て、貯槽、船体構造等の種々の構造物に好適に用い得る
引張強さ６０ ｋｇｆ／ｍｎ＋”級鋼板の製造方法を提
供することを目的とする。
（発明の構成）
本発明による耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造用
鋼の製造方法は、重量％で Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ ０．５〜２．０％、 Ａｌ ０．００５〜０．１％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、Ｔｉ０．０２
％以下、及び Ｎ ０．００６％以下を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、≦０．１７
χ 並びに Ｎ −０，３Ｔ ｉ≧５ｐｐ諭 Ｎ−０，５Ｔｔ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入れ
を行ない、次いで、Ａｃｎ点以下の温度で焼戻すことを
特徴とする。
鋼の製造方法は、重量％で Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ ０．５〜２．０％、 Ａｌ ０．００５〜０．１％、 Ｂ ０．０００３〜０．００２０％、Ｔｉ０．０２
％以下、及び Ｎ ０．００６％以下を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、≦０．１７
χ 並びに Ｎ −０，３Ｔ ｉ≧５ｐｐ諭 Ｎ−０，５Ｔｔ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入れ
を行ない、次いで、Ａｃｎ点以下の温度で焼戻すことを
特徴とする。
先ず、本発明による大入熱溶接構造用鋼における成分の
限定理由について説明する。
限定理由について説明する。
Ｃは、その含有量が低いほど、鋼のＨＡＺ靭性及び耐溶
接割れ感受性は良好となるが、Ｃが０．０１％よりも少
ない場合は、大入熱溶接を施したときにＨＡＺの軟化が
大きくなり、また、母材の強度も低下するので、その下
限を０．０１％とする。
接割れ感受性は良好となるが、Ｃが０．０１％よりも少
ない場合は、大入熱溶接を施したときにＨＡＺの軟化が
大きくなり、また、母材の強度も低下するので、その下
限を０．０１％とする。
一方、Ｃ含有量が０．１２％を越えるときは、大入熱溶
接時のＨＡ Ｚ靭性が劣ると共に、鋼の耐溶接割れ感受
性や溶接部の延性も劣化するので、上限を０．１２％と
する。
接時のＨＡ Ｚ靭性が劣ると共に、鋼の耐溶接割れ感受
性や溶接部の延性も劣化するので、上限を０．１２％と
する。
Ｓｉは鋼の脱酸のために必要であるが、その含有量が０
．８％を越えるときは、母材の靭性が劣化するので、そ
の上限を０．８％とする。
．８％を越えるときは、母材の靭性が劣化するので、そ
の上限を０．８％とする。
Ｍｎはその添加量が０．５％よりも少ないときは、大入
熱溶接したＨＡＺの軟化が大きくなる傾向を示し、また
、母材の強度も低下するので、Ｍｎの下限を０．５％と
する。一方、Ｍ ｎ ｆＪ’が２．０％を越える場合は
、大入熱溶接したＨ Ａ Ｚ及び母材の靭性が劣化する
ので、その上限を２．０％とする。
熱溶接したＨＡＺの軟化が大きくなる傾向を示し、また
、母材の強度も低下するので、Ｍｎの下限を０．５％と
する。一方、Ｍ ｎ ｆＪ’が２．０％を越える場合は
、大入熱溶接したＨ Ａ Ｚ及び母材の靭性が劣化する
ので、その上限を２．０％とする。
Ａｌは脱酸及び結晶粒度調整元素として必要不可欠であ
るが、０．００５％よりも少ないときは、その効果を十
分に発揮することができないので、下限量を０．００５
％とする。また、０．１％を越えて多量に添加するとき
は、母材靭性の劣化の原因となるので上限を０．１％と
する。
るが、０．００５％よりも少ないときは、その効果を十
分に発揮することができないので、下限量を０．００５
％とする。また、０．１％を越えて多量に添加するとき
は、母材靭性の劣化の原因となるので上限を０．１％と
する。
Ｂは溶接後のオーステナイト粒内でＢＮを形成し、オー
ステナイト粒内の組織のフェライト化を促進すると共に
、鋼中の固溶Ｎを低減するため、ＨＡＺ靭性の向上に有
効な元素である。しかし、その添加量が０．０００３％
よりも少ないときは、このような効果に乏しく、一方、
０．００２０％を越えて多量に添加するときは、Ｂ化合
物置が増加し、ボンド部の靭性のみならず、母材靭性も
著しく劣化するので、その上限を０． ＯＯ２０％とす
る。
ステナイト粒内の組織のフェライト化を促進すると共に
、鋼中の固溶Ｎを低減するため、ＨＡＺ靭性の向上に有
効な元素である。しかし、その添加量が０．０００３％
よりも少ないときは、このような効果に乏しく、一方、
０．００２０％を越えて多量に添加するときは、Ｂ化合
物置が増加し、ボンド部の靭性のみならず、母材靭性も
著しく劣化するので、その上限を０． ＯＯ２０％とす
る。
ＴｉはＴｉＮとして鋼中に微細に分散析出し、ＨＡ Ｚ
組織のフェライト化及び微細化を促進すると共に、鋼中
の固溶Ｎを低減するため、ＨＡＺ靭性の向上に有効な元
素であるが、その添加量は、本発明においては、鋼中の
Ｎ量に依存して所定の範囲とされる。しかし、０．０２
％を越えて多量に添加するときは、ＴｉＮ粒子が大きく
なるうえに、その数も少なくなり、フェライト変態核と
して無効になるばかりではなく、母材靭性にも悪い影響
を与えるため、その上限を０．０２％とする。
組織のフェライト化及び微細化を促進すると共に、鋼中
の固溶Ｎを低減するため、ＨＡＺ靭性の向上に有効な元
素であるが、その添加量は、本発明においては、鋼中の
Ｎ量に依存して所定の範囲とされる。しかし、０．０２
％を越えて多量に添加するときは、ＴｉＮ粒子が大きく
なるうえに、その数も少なくなり、フェライト変態核と
して無効になるばかりではなく、母材靭性にも悪い影響
を与えるため、その上限を０．０２％とする。
ＮはＨＡＺ靭性の向上を図るためには、その含有量は低
い方が好ましい。また、前述したように、鋼中のＮをＴ
ｉとＢとで固定する本発明鋼においては、Ｎ量が０．０
０６％を越えると、多量のＴｆ、Ｂを必要とし、所要の
効果を発揮することが困難となるので、その上限を０．
００６％とする。
い方が好ましい。また、前述したように、鋼中のＮをＴ
ｉとＢとで固定する本発明鋼においては、Ｎ量が０．０
０６％を越えると、多量のＴｆ、Ｂを必要とし、所要の
効果を発揮することが困難となるので、その上限を０．
００６％とする。
Ｔｉ及びＮについては、それぞれの添加量が上記範囲に
あることが必要であるが、更に、本発明によれば、所望
のボンド部靭性を確保するために、Ｔｉ量及びＮ量は、
次の関係をも同時に満たすことが必要である。即ち、 Ｎ０．３Ｔｉ≧５ ｐｐｍ及び Ｎ０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ 第８図に示すように、Ｎ−０，３Ｔｉ＜５ｐｐｍの領域
では、固溶Ｔｉ及び固溶Ｂが生じるため、ＴｉＮ及びＢ
Ｈによる組織のフェライト化が阻害され、ＨＡＺ靭性の
向上効果が認められない。一方、Ｎ−０，５Ｔ ｉ ＞
２５ｐｐ清の領域では固溶Ｎが増加するため、ＨＡＺ靭
性が劣化する。
あることが必要であるが、更に、本発明によれば、所望
のボンド部靭性を確保するために、Ｔｉ量及びＮ量は、
次の関係をも同時に満たすことが必要である。即ち、 Ｎ０．３Ｔｉ≧５ ｐｐｍ及び Ｎ０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ 第８図に示すように、Ｎ−０，３Ｔｉ＜５ｐｐｍの領域
では、固溶Ｔｉ及び固溶Ｂが生じるため、ＴｉＮ及びＢ
Ｈによる組織のフェライト化が阻害され、ＨＡＺ靭性の
向上効果が認められない。一方、Ｎ−０，５Ｔ ｉ ＞
２５ｐｐ清の領域では固溶Ｎが増加するため、ＨＡＺ靭
性が劣化する。
本発明による大入熱溶接構造用鋼には、上記の元素に加
えて、必要に応じて、更にＣａ及びＣｅから選ばれる少
なくとも１種の元素を添加することができる。かかる元
素は酸硫化物生成元素であるため、これらを添加するこ
とによって介在物の形状を調整し、ＨＡＺ靭性及び母材
靭性を一層向上させることができる。
えて、必要に応じて、更にＣａ及びＣｅから選ばれる少
なくとも１種の元素を添加することができる。かかる元
素は酸硫化物生成元素であるため、これらを添加するこ
とによって介在物の形状を調整し、ＨＡＺ靭性及び母材
靭性を一層向上させることができる。
Ｃａは、例えば、Ｃａ−５ｉＳＣａ（ＣＮ）、、Ｃａ
Ｃ，等のような合金化合物の形態で溶鋼中に０．５〜２
０ｋｇ／溶鋼を程度投入することにより、通常、得られ
る鋼中にＣａが０．００４％以下の含を量にて残留する
。介在物の形状調整の目的のためには、これ以上に多量
に残留させる必要はなく、また、これ以上に多量に残留
させることは困難でもあるので、その上限を０．００４
％とする。
Ｃ，等のような合金化合物の形態で溶鋼中に０．５〜２
０ｋｇ／溶鋼を程度投入することにより、通常、得られ
る鋼中にＣａが０．００４％以下の含を量にて残留する
。介在物の形状調整の目的のためには、これ以上に多量
に残留させる必要はなく、また、これ以上に多量に残留
させることは困難でもあるので、その上限を０．００４
％とする。
Ｃｅは、鋼中に０．１％を越えて多量に含有させると、
鋼塊の底部にＣｅＳ等の大型介在物が集積し、鋼板の超
音波探傷欠陥の原因となるため、その上限を０．１％と
する。
鋼塊の底部にＣｅＳ等の大型介在物が集積し、鋼板の超
音波探傷欠陥の原因となるため、その上限を０．１％と
する。
更に、本発明においては、鋼には上記したＣａ及びＣｅ
とは別に、又はこれらと共に、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒＳＭｏ
５Ｎｂ及びＶから選ばれる少なくとも１種の元素をＨＡ
Ｚ靭性を損なわない程度に添加することができる。
とは別に、又はこれらと共に、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒＳＭｏ
５Ｎｂ及びＶから選ばれる少なくとも１種の元素をＨＡ
Ｚ靭性を損なわない程度に添加することができる。
Ｃｕは、鋼の強度調整に有用な元素であるが、添加量が
余りに多いときは、熱間圧延時に焼き割れを発生するの
で、添加量の上限を０．５０％とする。
余りに多いときは、熱間圧延時に焼き割れを発生するの
で、添加量の上限を０．５０％とする。
Ｎｉは母材及びＨＡＺ靭性を向上させ、また、母材の強
度も増加させるので、低温靭性や強度の要求程度に応じ
て広範囲の量にて添加されるが、添加量を余りに多くす
るときは、製造コストを高める。従って、実用的な観点
から、その上限を１゜００％とする。
度も増加させるので、低温靭性や強度の要求程度に応じ
て広範囲の量にて添加されるが、添加量を余りに多くす
るときは、製造コストを高める。従って、実用的な観点
から、その上限を１゜００％とする。
Ｃｒ及びＭＯは鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を調整
するのに効果がある。しかし、過多に添加するときは、
ＨＡＺを硬化させ、耐溶接割れ性の劣化の原因となるの
で、その上限をＣｒについては１．００％、Ｍｏについ
ては０．５０％とする。
するのに効果がある。しかし、過多に添加するときは、
ＨＡＺを硬化させ、耐溶接割れ性の劣化の原因となるの
で、その上限をＣｒについては１．００％、Ｍｏについ
ては０．５０％とする。
Ｎｂは、本発明において採用する直接焼入れ焼戻し法に
おいて顕著な強度上昇効果を有するため、強度調整に有
効な元素であるが、０．１０％を越えて多量に添加する
ときは、ＨＡＺの靭性が急激に低下するので、その上限
を０．１０％とする。
おいて顕著な強度上昇効果を有するため、強度調整に有
効な元素であるが、０．１０％を越えて多量に添加する
ときは、ＨＡＺの靭性が急激に低下するので、その上限
を０．１０％とする。
ＶもＮｂと同様に強度の増加を目的として添加されるが
、０．１％を越えて添加してもその効果が少なく、却っ
てＨＡＺ靭性の劣化が顕著となるので上限を０．１％と
する。
、０．１％を越えて添加してもその効果が少なく、却っ
てＨＡＺ靭性の劣化が顕著となるので上限を０．１％と
する。
本発明においては、上記した元素を所定の範囲で含有す
ると共に、ＰＣＭが次の条件を満足することが必要であ
る。
ると共に、ＰＣＭが次の条件を満足することが必要であ
る。
≦０．１７χ
前記したように、鋼におけるＰＣＭを上記範囲に規制す
ることによって、予熱なしで仮付溶接を行なっても、割
れの発生を防止できるのである。
ることによって、予熱なしで仮付溶接を行なっても、割
れの発生を防止できるのである。
更に、Ｃｅｑが次の条件を満足することも必要である。
前記したように、鋼におけるＣｅｑを上記範囲に規制す
ることによって、Ｔｉ及びＢの複合添加による上部ベイ
ナイトの生成を効果的に抑制し、引張強さ６０ｋｇｆ／
ｍｍ２級鋼板においても、大入熱溶接によるＨＡＺの靭
性の劣化を大幅に改善することができるのである。
ることによって、Ｔｉ及びＢの複合添加による上部ベイ
ナイトの生成を効果的に抑制し、引張強さ６０ｋｇｆ／
ｍｍ２級鋼板においても、大入熱溶接によるＨＡＺの靭
性の劣化を大幅に改善することができるのである。
本発明の方法は、上記のように所定の元素を含有すると
共に、所定のＣｅｑ及びＰＣＭを有するように規制した
鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ３点以上の温度か
ら３００℃以下の温度まで直接焼入れを行ない、次いで
、Ａｃ、点板下の温度で焼戻しするものである。直接焼
入れの冷却開始温度をＡｒ３点以上とするのは、Ａｒ３
点より゛低いときはフェライトが析出して、十分な強度
が得られないからである。冷却停止温度は、十分に焼き
が入るように３００℃以下とすることが必要である。ま
た、焼戻し温度はＡｃ、点板下であり、Ａｃｔ点を越え
るときは逆変態オーステナイトが析出して、靭性が劣化
する。
共に、所定のＣｅｑ及びＰＣＭを有するように規制した
鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ３点以上の温度か
ら３００℃以下の温度まで直接焼入れを行ない、次いで
、Ａｃ、点板下の温度で焼戻しするものである。直接焼
入れの冷却開始温度をＡｒ３点以上とするのは、Ａｒ３
点より゛低いときはフェライトが析出して、十分な強度
が得られないからである。冷却停止温度は、十分に焼き
が入るように３００℃以下とすることが必要である。ま
た、焼戻し温度はＡｃ、点板下であり、Ａｃｔ点を越え
るときは逆変態オーステナイトが析出して、靭性が劣化
する。
前記したように、従来、引張強さ６０ ｋｇｆ／ｍｎ＋
”扱銅板におけるＣｅｑは、通常、０．３７〜０．４０
％であるが、本発明の方法によれば、第９図に示すよう
に、Ｃｅｑが０．３６％以下の場合でも、上記した条件
にて直接焼入れ焼戻しする熱処理法を採用することによ
って、目的とする引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｌ１１！級鋼
板を得ることができる。このような直接焼入れ焼戻し法
によって十分な引張強さを得ることができるのは、通常
の焼入れ法に比べて、焼入れ前の加熱温度が高いために
、フェライト変態核となる＾ＩＮが固溶し、フェライト
の析出が抑制され、また、Ｃ，Ｍｎ等の元素がオーステ
ナイト中に均一に固溶する結果、焼入れ性が大幅に向上
するためである。従来、６０ ｋｇｆ／ｍｍ”扱銅板の
製造について、通常に用いられている焼入れ焼戻し法に
よっては、引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ”を得ることがで
きない。
”扱銅板におけるＣｅｑは、通常、０．３７〜０．４０
％であるが、本発明の方法によれば、第９図に示すよう
に、Ｃｅｑが０．３６％以下の場合でも、上記した条件
にて直接焼入れ焼戻しする熱処理法を採用することによ
って、目的とする引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｌ１１！級鋼
板を得ることができる。このような直接焼入れ焼戻し法
によって十分な引張強さを得ることができるのは、通常
の焼入れ法に比べて、焼入れ前の加熱温度が高いために
、フェライト変態核となる＾ＩＮが固溶し、フェライト
の析出が抑制され、また、Ｃ，Ｍｎ等の元素がオーステ
ナイト中に均一に固溶する結果、焼入れ性が大幅に向上
するためである。従来、６０ ｋｇｆ／ｍｍ”扱銅板の
製造について、通常に用いられている焼入れ焼戻し法に
よっては、引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ”を得ることがで
きない。
（発明の効果）
以上のように、本発明によれば、Ｐ６，４を所定値以下
に抑え、また、鋼中のＮ含有量を所定値以下に抑えなが
ら、Ｂと、Ｎｉに応じた適量のＴｉとを複合して添加し
、更に、Ｃｅｑを所定値以下に抑え、しかも、かかる鋼
を熱間圧延した後、直接焼入れ焼戻しすることによって
、予熱なしの仮付溶接が可能で、しかも、大入熱溶接Ｈ
Ａ Ｚ靭性のすくれた引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ”扱銅
を得ることができる。
に抑え、また、鋼中のＮ含有量を所定値以下に抑えなが
ら、Ｂと、Ｎｉに応じた適量のＴｉとを複合して添加し
、更に、Ｃｅｑを所定値以下に抑え、しかも、かかる鋼
を熱間圧延した後、直接焼入れ焼戻しすることによって
、予熱なしの仮付溶接が可能で、しかも、大入熱溶接Ｈ
Ａ Ｚ靭性のすくれた引張強さ６０ｋｇｆ／ｍｍ”扱銅
を得ることができる。
（実施例）
以下に実施例を挙げて本発明を説明する。
第１表に本発明鋼１〜５及び比較８６〜１０の化学組成
と熱間圧延後の熱処理法を示す。
と熱間圧延後の熱処理法を示す。
本発明鋼１〜５はいずれも６０ ｋｇｆ／ｍｍ２級鋼と
して十扱銅母材の引張強さを有している。また、斜めＹ
形溶接割れ試験における割れ防止温度はＯｏＣであり、
予熱なしの溶接が可能であると共に、大人熱溶接部のシ
ャルピー衝撃特性に極めてすぐれている。
して十扱銅母材の引張強さを有している。また、斜めＹ
形溶接割れ試験における割れ防止温度はＯｏＣであり、
予熱なしの溶接が可能であると共に、大人熱溶接部のシ
ャルピー衝撃特性に極めてすぐれている。
しかし、比較鋼６は、各元素の含有量及びＣｅｑは本発
明で規定する範囲内にあるが、熱間圧延後に通常の焼入
れ焼戻し法を採用したので、母材強度が６０ ｋｇｆ／
ｍｍ２に満たない。また、Ｐ６，４が０．１７％を越え
る比較鋼７は、割れ防止温度が５０℃であり、溶接時に
予熱を必要とする。ＰＣＭが０．１７％を越え、Ｃｅｑ
が０．３６％を越える比較例８は、割れ防止温度が５０
°Ｃであると同時に、大入熱溶接部の衝撃特性が不十分
である。Ｎ０．５Ｔｉが２５ｐｐｍを越える比較鋼９及
びＮ０．３Ｔｉが５ｐｐｍに満たない比較鋼１０は、い
ずれも大入熱溶接部の衝撃特性が不十分である。
明で規定する範囲内にあるが、熱間圧延後に通常の焼入
れ焼戻し法を採用したので、母材強度が６０ ｋｇｆ／
ｍｍ２に満たない。また、Ｐ６，４が０．１７％を越え
る比較鋼７は、割れ防止温度が５０℃であり、溶接時に
予熱を必要とする。ＰＣＭが０．１７％を越え、Ｃｅｑ
が０．３６％を越える比較例８は、割れ防止温度が５０
°Ｃであると同時に、大入熱溶接部の衝撃特性が不十分
である。Ｎ０．５Ｔｉが２５ｐｐｍを越える比較鋼９及
びＮ０．３Ｔｉが５ｐｐｍに満たない比較鋼１０は、い
ずれも大入熱溶接部の衝撃特性が不十分である。
第１図乃至第３図は、Ｎ、Ｔｉ及びＢ量を種々に変化さ
せて溶製し、板厚２０絹に圧延して製造した低温用アル
ミキルド鋼を用いて、入熱量１５０ Ｋ Ｊ ／ ｃｍ
相当の熱サイクル試験（１３５０℃に加熱後、８００〜
５００℃までの冷却時間１８０秒）を行なったときのＮ
量と脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ ）との関係、Ｎ≦２
０ｐｐｍの場合のＢｌとｖＴｒｓとの関係、及びＮ≦２
０ｐｐｍとＮ２５〜４０ｐｐｍの場合のＴｉ量とｖＴｒ
ｓ との関係をそれぞれ示すグラフである。 第４図は上記低温用アルミキルド鋼を１１００℃に加熱
後、８００〜５００℃までの冷却時間を１８０秒とした
熱サイクル試験を行なったときのＮ量とりＴｒｓとの関
係をＴｉ量にて整理して示すグラフである。 第５図はＣｅｑが種々に異なるＴｉ及びＢ含有鋼とＴｉ
及びＢ無添加鋼をそれぞれ温度１３５０°Ｃに加熱し、
８００°Ｃから５００℃までの冷却時間１３０秒の条件
にて溶接再現熱サイクルを付与したときのｖＴｒｓとＣ
ｅｑとの関係を示すグラフ、第６図は鋼組成は本発明に
規定する範囲内にあるが、Ｃｅｑが本発明で規定する範
囲外にある鋼を温度１３５０°Ｃに加熱し、８００℃か
ら５００°Ｃまでの冷却時間１３０秒の条件にて溶接再
現熱サイクルを付与したときのミクロ組織を示す顕微鏡
写真（倍率はいずれも１００倍）であり、（ａ）はＣｅ
ｑｏ。 ３８％のとき、（ｂ）はＣｅｑ０．３３％のときである
。 第７図は斜めＹ型溶接割れ試験における割れ防止温度と
ＰＣＭとの関係を示すグラフ、第８図はＢを約１０ｐｐ
ｍ添加し、更に、ＴｉとＮｉを種々変化させた鋼を温度
１３５０℃に加熱し、８００℃から５００°Ｃまでの冷
却時間１３０秒の条件にて溶接再現熱サイクルを付与し
たときのｖＴｒｓとＴｉ及びＮｉｌとの関係を示すグラ
フ、第９図はＣｅｑの種々異なる鋼を板厚３８＋ｍに圧
延した後、直接焼入れ焼戻し処理を施した鋼板及び焼入
れ焼戻し処理を施した鋼板の引張強さとＣｅｑとの関係
を示すグラフである。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 第１図 Ｎ 含苗づ１ とｐｐｒｎ ） 第２図 ８ ＠’Ｗ”Ｔ とＰＰｒｒｌ−）第３図 ｏ ｏ、ｏｔｏ ｏ、ｏｚｏ Ｑ
ｏ３゜Ｔｉ合す量（＝／、） 第４図 ＮＳ ｖ＋ （Ｐｐｍ） 第５図 Ｃｅｇ （％） 第６図 （ａ） Ｃ−５ｉ−Ｍｎ ４． Ｃｅｇ ＝ ｏｓ
ｓ％（ｂ） Ｃ−Ｃ−５ｉ−Ｈ，ｃｔ４ ＝ ０３３％
第７図 第８図 ｏ ｏ、ｏｔ ｏ、ｏ
ｚ■゛ 含イ量 （γ・） 第９図 Ｃｅｇ （％）
せて溶製し、板厚２０絹に圧延して製造した低温用アル
ミキルド鋼を用いて、入熱量１５０ Ｋ Ｊ ／ ｃｍ
相当の熱サイクル試験（１３５０℃に加熱後、８００〜
５００℃までの冷却時間１８０秒）を行なったときのＮ
量と脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ ）との関係、Ｎ≦２
０ｐｐｍの場合のＢｌとｖＴｒｓとの関係、及びＮ≦２
０ｐｐｍとＮ２５〜４０ｐｐｍの場合のＴｉ量とｖＴｒ
ｓ との関係をそれぞれ示すグラフである。 第４図は上記低温用アルミキルド鋼を１１００℃に加熱
後、８００〜５００℃までの冷却時間を１８０秒とした
熱サイクル試験を行なったときのＮ量とりＴｒｓとの関
係をＴｉ量にて整理して示すグラフである。 第５図はＣｅｑが種々に異なるＴｉ及びＢ含有鋼とＴｉ
及びＢ無添加鋼をそれぞれ温度１３５０°Ｃに加熱し、
８００°Ｃから５００℃までの冷却時間１３０秒の条件
にて溶接再現熱サイクルを付与したときのｖＴｒｓとＣ
ｅｑとの関係を示すグラフ、第６図は鋼組成は本発明に
規定する範囲内にあるが、Ｃｅｑが本発明で規定する範
囲外にある鋼を温度１３５０°Ｃに加熱し、８００℃か
ら５００°Ｃまでの冷却時間１３０秒の条件にて溶接再
現熱サイクルを付与したときのミクロ組織を示す顕微鏡
写真（倍率はいずれも１００倍）であり、（ａ）はＣｅ
ｑｏ。 ３８％のとき、（ｂ）はＣｅｑ０．３３％のときである
。 第７図は斜めＹ型溶接割れ試験における割れ防止温度と
ＰＣＭとの関係を示すグラフ、第８図はＢを約１０ｐｐ
ｍ添加し、更に、ＴｉとＮｉを種々変化させた鋼を温度
１３５０℃に加熱し、８００℃から５００°Ｃまでの冷
却時間１３０秒の条件にて溶接再現熱サイクルを付与し
たときのｖＴｒｓとＴｉ及びＮｉｌとの関係を示すグラ
フ、第９図はＣｅｑの種々異なる鋼を板厚３８＋ｍに圧
延した後、直接焼入れ焼戻し処理を施した鋼板及び焼入
れ焼戻し処理を施した鋼板の引張強さとＣｅｑとの関係
を示すグラフである。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 第１図 Ｎ 含苗づ１ とｐｐｒｎ ） 第２図 ８ ＠’Ｗ”Ｔ とＰＰｒｒｌ−）第３図 ｏ ｏ、ｏｔｏ ｏ、ｏｚｏ Ｑ
ｏ３゜Ｔｉ合す量（＝／、） 第４図 ＮＳ ｖ＋ （Ｐｐｍ） 第５図 Ｃｅｇ （％） 第６図 （ａ） Ｃ−５ｉ−Ｍｎ ４． Ｃｅｇ ＝ ｏｓ
ｓ％（ｂ） Ｃ−Ｃ−５ｉ−Ｈ，ｃｔ４ ＝ ０３３％
第７図 第８図 ｏ ｏ、ｏｔ ｏ、ｏ
ｚ■゛ 含イ量 （γ・） 第９図 Ｃｅｇ （％）
Claims (4)
- （１）重量％で Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ０．５〜２．０％、 Ａｌ０．００５〜０．１％、 Ｂ０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、及び Ｎ０．００６％以下を含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０
）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）
＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ≦０．１７％ Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／
４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）≦
０．３６％並びに Ｎ−０．３Ｔｉ≧５ｐｐｍ Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
＿３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入
れを行ない、次いで、Ａｃ＿１点以下の温度で焼戻すこ
とを特徴とする耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造
用鋼の製造方法。 - （２）重量％で （ａ）Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ０．５〜２．０％、 Ａｌ０．００５〜０．１％、 Ｂ０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、及び Ｎ０．００６％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｃａ０．００４％以下、及び Ｃｅ０．１％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０
）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）
＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ≦０．１７％ Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／
４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）≦
０．３６％並びに Ｎ−０．３Ｔｉ≧５ｐｐｍ Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
＿３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入
れを行ない、次いで、Ａｃ＿１点以下の温度で焼戻すこ
とを特徴とする耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造
用鋼の製造方法。 - （３）重量％で （ａ）Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ０．５〜２．０％、 Ａｌ０．００５〜０．１％、 Ｂ０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、及び Ｎ０．００６％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｃｕ０．５０％以下、 Ｎｉ１．００％以下、 Ｃｒ１．００％以下、 Ｍｏ０．５０％以下、 Ｎｂ０．１０％以下、及び Ｖ０．１０％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０
）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）
＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ≦０．１７％ Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／
４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）≦
０．３６％並びに Ｎ−０．３Ｔｉ≧５ｐｐｍ Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
＿３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入
れを行ない、次いで、Ａｃ＿１点以下の温度で焼戻すこ
とを特徴とする耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造
用鋼の製造方法。 - （４）重量％で （ａ）Ｃ０．０１〜０．１２％、 Ｓｉ０．８％以下、 Ｍｎ０．５〜２．０％、 Ａｌ０．００５〜０．１％、 Ｂ０．０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、及び Ｎ０．００６％以下を含有し、更に、 （ｂ）Ｃａ０．００４％以下、及び Ｃｅ０．１％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素と、 （ｃ）Ｃｕ０．５０％以下、 Ｎｉ１．００％以下、 Ｃｒ１．００％以下、 Ｍｏ０．５０％以下、 Ｎｂ０．１０％以下、及び Ｖ０．１０％以下 よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素とを含有
し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｐ＿Ｃ＿Ｍ
＝Ｃ＋（Ｓｉ／３０）＋（Ｍｎ／２０）＋（Ｃｕ／２０
）＋（Ｎｉ／６０）＋（Ｃｒ／２０）＋（Ｍｏ／１５）
＋（Ｖ／１０）＋５Ｂ≦０．１７％ Ｃｅｑ＝Ｃ＋（Ｓｉ／２４）＋（Ｍｎ／６）＋（Ｎｉ／
４０）＋（Ｃｒ／５）＋（Ｍｏ／４）＋（Ｖ／１４）≦
０．３６％並びに Ｎ−０．３Ｔｉ≧５ｐｐｍ Ｎ−０．５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たす鋼片を加熱し、熱間圧延した後、Ａｒ
＿３点以上の温度から３００℃以下の温度まで直接焼入
れを行ない、次いで、Ａｃ＿１点以下の温度で焼戻すこ
とを特徴とする耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造
用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22532485A JPS6286119A (ja) | 1985-10-09 | 1985-10-09 | 耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22532485A JPS6286119A (ja) | 1985-10-09 | 1985-10-09 | 耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6286119A true JPS6286119A (ja) | 1987-04-20 |
Family
ID=16827566
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22532485A Pending JPS6286119A (ja) | 1985-10-09 | 1985-10-09 | 耐溶接割れ性のすぐれた大入熱溶接構造用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6286119A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN111020397A (zh) * | 2020-01-16 | 2020-04-17 | 五矿营口中板有限责任公司 | 焊接性能良好的高强度高韧性正火q370桥梁钢板及生产方法 |
| CN114892075A (zh) * | 2022-04-25 | 2022-08-12 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低温l型钢及其制备方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59159966A (ja) * | 1983-02-28 | 1984-09-10 | Kawasaki Steel Corp | 応力除去焼なましによるじん性劣化が少ない大入熱溶接用調質高張力鋼 |
| 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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1985
- 1985-10-09 JP JP22532485A patent/JPS6286119A/ja active Pending
Patent Citations (2)
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