JPS6293346A - 溶接部のｃｏｄ特性の優れた高張力鋼 - Google Patents
溶接部のｃｏｄ特性の優れた高張力鋼Info
- Publication number
- JPS6293346A JPS6293346A JP23273385A JP23273385A JPS6293346A JP S6293346 A JPS6293346 A JP S6293346A JP 23273385 A JP23273385 A JP 23273385A JP 23273385 A JP23273385 A JP 23273385A JP S6293346 A JPS6293346 A JP S6293346A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- cod
- segregation
- ccod
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
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。
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）
本発明は溶接部のＣＯＤ （Ｃｒａｃｋ 、Ｏｐｅｎｌ
ｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ ）特性に優れた高張
力鋼にかかわるものである。
ｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ ）特性に優れた高張
力鋼にかかわるものである。
（従来の技術）
近年、海底石油資源の開発が活発に進められ、その開発
海域も寒冷海域へと発展しつつある。それにつれて、設
置される海洋構造物も大形化し、また低温で使用される
ことと合わさって、通常溶接施工により建造される構造
物の安全性が益々重要祝されるようになってきた。従来
、構造物の安全性を決定する溶接部の靭性はシャルピー
試験によって評価してきたが、近年では８８５７６２規
格におるようにＣＯＤ試験によって計測されるようにな
ってきた。
海域も寒冷海域へと発展しつつある。それにつれて、設
置される海洋構造物も大形化し、また低温で使用される
ことと合わさって、通常溶接施工により建造される構造
物の安全性が益々重要祝されるようになってきた。従来
、構造物の安全性を決定する溶接部の靭性はシャルピー
試験によって評価してきたが、近年では８８５７６２規
格におるようにＣＯＤ試験によって計測されるようにな
ってきた。
ＣＯＤ試験は直接、構造物の設計に使用できる破壊靭性
値が測定できるのみならず、従来シャルピー試験では検
出できなかった、ミクロ的な脆化をも検出できるという
利点を持っている。ところが従来から製造されている鋼
拐の溶接部の靭性を、このようなＣＯＤ試験で評価する
と、たとえばＨ，Ｇ。
値が測定できるのみならず、従来シャルピー試験では検
出できなかった、ミクロ的な脆化をも検出できるという
利点を持っている。ところが従来から製造されている鋼
拐の溶接部の靭性を、このようなＣＯＤ試験で評価する
と、たとえばＨ，Ｇ。
Ｐｌｍａｒｓｋｙ ＃の論文（ＯＴＣＲｅｐｏｒｔ ４
０４３． １３ ｔｈＡｎｎｕａｌ ＯＴＣｉｎ Ｔｌ
ｏｕｓｔｏｎ 、 １９８１年５月）のＦｌｇ。
０４３． １３ ｔｈＡｎｎｕａｌ ＯＴＣｉｎ Ｔｌ
ｏｕｓｔｏｎ 、 １９８１年５月）のＦｌｇ。
１にみられるように必ずしも十分な靭性を持つ−Ｃいる
とは言いがたい場合が多いのが現状である。
とは言いがたい場合が多いのが現状である。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は海洋構造物の大型化、低温海域の使用に対して
潜在き裂が如何なる部分に存在しても十分なる安全性を
確保可能な優れたＣＯＤ特性を有する鋼材を提供する事
を目的としている。
潜在き裂が如何なる部分に存在しても十分なる安全性を
確保可能な優れたＣＯＤ特性を有する鋼材を提供する事
を目的としている。
（問題を解決するだめの手段）
即ち、本発明者等は前記の実状に鑑み、溶接入熱が１〜
７ ｋＪ／ｍｕで溶接される多Ｊ−盛り溶接継手の局部
脆化域を溶接熱サイクル再現試験によって調査した。最
初、高温に加熱され粗粒化したＦｕｓｌｏｎＬｉｎ・近
傍の部分が、次の溶接熱によって８（）０℃付近の温度
に再加熱された部分が最脆化部であることが判った。又
その脆化の原因が再加熱冷却時に発生した島状マルテン
サイトによることが判明した。これらの脆化部分はさら
に後続の溶接によって、４００〜５０１） ℃に加熱さ
れ、その島状マルテンサイトがフェライトとセメンタイ
トに分解することがあり、その場合は脆化部は解消され
る。
７ ｋＪ／ｍｕで溶接される多Ｊ−盛り溶接継手の局部
脆化域を溶接熱サイクル再現試験によって調査した。最
初、高温に加熱され粗粒化したＦｕｓｌｏｎＬｉｎ・近
傍の部分が、次の溶接熱によって８（）０℃付近の温度
に再加熱された部分が最脆化部であることが判った。又
その脆化の原因が再加熱冷却時に発生した島状マルテン
サイトによることが判明した。これらの脆化部分はさら
に後続の溶接によって、４００〜５０１） ℃に加熱さ
れ、その島状マルテンサイトがフェライトとセメンタイ
トに分解することがあり、その場合は脆化部は解消され
る。
しかし脆化部の解消の程度は鋼材の種類によって、大き
な差が有ることが判った。従って成分範囲を適正なもの
にすることによって、かかる脆化部の解消が計られるこ
とが判明した。
な差が有ることが判った。従って成分範囲を適正なもの
にすることによって、かかる脆化部の解消が計られるこ
とが判明した。
また、連続鋳造によって得られるスラブの中心偏析部に
相当する部分の偏析の度合によって、鋼材溶接部のＣＯ
Ｄ％性が影響されることも見出した。
相当する部分の偏析の度合によって、鋼材溶接部のＣＯ
Ｄ％性が影響されることも見出した。
さらに、かかる鋼材について後述のＴＭＣＰ（Ｔｈ・ｒ
ｍ。
ｍ。
−ｍ＠ｅｈａｎｉａａｌ ｃｏｎｔｒｏｌ ｐｒｏ■ｓ
Ｓ）処理、または焼入焼戻し熱処理を施すことにより、
強度の確保も可能であるという知見も得た。
Ｓ）処理、または焼入焼戻し熱処理を施すことにより、
強度の確保も可能であるという知見も得た。
本発明は以上のととぎ知見にもとづいてなされたもので
あり、その要旨とするところは、連続鋳造スラブよｐ製
造され、ＴＭＣＰ処理または焼入焼戻し熱処理を受けた
銅であって、重態”俤でＣＯ，０３〜０．１３％。
あり、その要旨とするところは、連続鋳造スラブよｐ製
造され、ＴＭＣＰ処理または焼入焼戻し熱処理を受けた
銅であって、重態”俤でＣＯ，０３〜０．１３％。
Ｓｌ Ｏ，０５〜０．４０％。
Ｍｎ ０．８０〜１．６０％。
Ｐ Ｏ，０１０−以下。
Ｓ Ｏ，０１０−以下。
Ｎｂ Ｏ，００３〜Ｑ、０１０チ。
Ａｊ ０．０１０〜０．０５０％。
Ｎ Ｏ，００４０％以下。
Ｎ１１．００％以下の１種または２種を含有し、かつ元
のスラブの中央部に相当する板内位置で板厚中心部の偏
析を含む０．３−厚、５０Ｘ５０籠面積での平均分析値
を用いて得られる次式 ％式％） ÷ｅ什（イ）、、：１１−／４０→−（Ｗｂじ）〕半５
に−〔ト鉛−〕・による偏析ノｆラメターのＣｃｏｄの
訃鉤仙がＣｃｏｄ≦０．６０であることを特徴とする溶
接部のＣＯＤ％件の優れた縄張力鋼にある。
のスラブの中央部に相当する板内位置で板厚中心部の偏
析を含む０．３−厚、５０Ｘ５０籠面積での平均分析値
を用いて得られる次式 ％式％） ÷ｅ什（イ）、、：１１−／４０→−（Ｗｂじ）〕半５
に−〔ト鉛−〕・による偏析ノｆラメターのＣｃｏｄの
訃鉤仙がＣｃｏｄ≦０．６０であることを特徴とする溶
接部のＣＯＤ％件の優れた縄張力鋼にある。
以下に本発明の詳細な説明する。
（作用）
まず最初に本発明において連続鋳造材を対象とするのは
、偏析パターンが単純で製造上管理しやすく、かつ対策
が立てやすいためである。次に本発明の鋼は、ＴＭＣＰ
処理または焼入焼戻し熱処理を受けることを前提とする
ものである。ここで言うＴＭＣＰ処理とは、スラブ１０
（１０℃以上に加熱し、適当な圧延を加え、さらに９
００℃以下の未再結晶温度域で５０％以上の圧延を与え
た後、空冷以上の冷却速度で冷却する処理である。また
、ここで言う焼入焼戻し熱処理とは、圧延された調料を
オーステナイト温度域に再加熱し、その後急冷して焼き
を入れ、５００〜６５０℃に焼戻しする熱処理である。
、偏析パターンが単純で製造上管理しやすく、かつ対策
が立てやすいためである。次に本発明の鋼は、ＴＭＣＰ
処理または焼入焼戻し熱処理を受けることを前提とする
ものである。ここで言うＴＭＣＰ処理とは、スラブ１０
（１０℃以上に加熱し、適当な圧延を加え、さらに９
００℃以下の未再結晶温度域で５０％以上の圧延を与え
た後、空冷以上の冷却速度で冷却する処理である。また
、ここで言う焼入焼戻し熱処理とは、圧延された調料を
オーステナイト温度域に再加熱し、その後急冷して焼き
を入れ、５００〜６５０℃に焼戻しする熱処理である。
これらいずれの手段によっても、下記に示すような成分
系の鋼について、その強度を４８ｋｇｆ／ｍ”以上確保
可能となるものである。即ち本発明の対象となる鋼は、
引張強さ４８ｋｇｔ／ｍ２以上を有するものであって、
このような強度を対象にしたのは、軟鋼に比べて合金含
有蓋が高く、溶接部のＣＯＤが容易に倒られないためで
ある。
系の鋼について、その強度を４８ｋｇｆ／ｍ”以上確保
可能となるものである。即ち本発明の対象となる鋼は、
引張強さ４８ｋｇｔ／ｍ２以上を有するものであって、
このような強度を対象にしたのは、軟鋼に比べて合金含
有蓋が高く、溶接部のＣＯＤが容易に倒られないためで
ある。
次に本発明における成分限定の理由を述べる。
−まず、Ｃは０．０３％未満では強度上昇に効果が無い
。また、島状マルテンサイトは一部オーステナイト化し
た部分にＣが拡散し、高Ｃのマルテンサイトとなるため
０．１３％超では溶接部のＣＯＤが確保できない。
。また、島状マルテンサイトは一部オーステナイト化し
た部分にＣが拡散し、高Ｃのマルテンサイトとなるため
０．１３％超では溶接部のＣＯＤが確保できない。
次にＳｉは島状マルテンサイトを作り易くする元素で、
０．４０％超ではＣＯＤを確保できないので０．４０％
以下にする必要があり、特に０．３０％以下が望ましい
。一方０．０５−未満の場合は脱酸が不十分となり、鋼
材の内部欠陥を増加せしめるため、０．０５％以上とし
た。
０．４０％超ではＣＯＤを確保できないので０．４０％
以下にする必要があり、特に０．３０％以下が望ましい
。一方０．０５−未満の場合は脱酸が不十分となり、鋼
材の内部欠陥を増加せしめるため、０．０５％以上とし
た。
また、Ｍｎは０．８０％未満では強度上昇の効果が無く
、１．６０％超では急激に溶接部のＣＯＤが減少するた
め１．６０ ％以下とした。
、１．６０％超では急激に溶接部のＣＯＤが減少するた
め１．６０ ％以下とした。
一方、Ｐは溶接部粗粒域での粒界割れを、旧オーステナ
イト粒界に出来た島状マルテンサイトとの相互作用によ
って助長するためＱ、０１０％以下とした。
イト粒界に出来た島状マルテンサイトとの相互作用によ
って助長するためＱ、０１０％以下とした。
また、Ｓも硫化物系介在物を作り、脆性破壊の基点とな
るため、低いほうが良好で、０．０１０％以下とした。
るため、低いほうが良好で、０．０１０％以下とした。
次に、Ｎｂは母料では析出物を形成しているが、溶接部
の粗粒域では溶解固溶し１次の溶接熱により８００℃付
近に加熱冷却された時、島状マルテンサイトを形成し易
くする。またその後の溶接ビードによりて４００〜５０
０℃に加熱された時、ＮｂはＣの拡散を抑え、島状マル
テンサイトのフェライトとセメンタイトへの分解を抑制
しＣＯＤの回復を阻害する。Ｎｂが０．０１’％以下な
ら、これらの影響が少なく、ＣＯＤは容易に回復する。
の粗粒域では溶解固溶し１次の溶接熱により８００℃付
近に加熱冷却された時、島状マルテンサイトを形成し易
くする。またその後の溶接ビードによりて４００〜５０
０℃に加熱された時、ＮｂはＣの拡散を抑え、島状マル
テンサイトのフェライトとセメンタイトへの分解を抑制
しＣＯＤの回復を阻害する。Ｎｂが０．０１’％以下な
ら、これらの影響が少なく、ＣＯＤは容易に回復する。
しかしながら、本発明の鋼は彼達するように、Ｎの含有
量を低く抑えるものであり、このため母材の結晶粒を細
かくするＡｔＮが十分生成しないためＮｂの炭化物を利
用する必要が有る。しかし０．００３％未満ではその効
果がないため、下限を０．００３ｅ１６とした。
量を低く抑えるものであり、このため母材の結晶粒を細
かくするＡｔＮが十分生成しないためＮｂの炭化物を利
用する必要が有る。しかし０．００３％未満ではその効
果がないため、下限を０．００３ｅ１６とした。
又、Ａｔは調料の内部欠陥を防止するだめの十分な脱酸
を行うため０．０１０％以上の添加が必要であ、９，０
．０５０％を超えると急激にＣＯＤを劣化せしめるので
上限を０．０５０％とした。
を行うため０．０１０％以上の添加が必要であ、９，０
．０５０％を超えると急激にＣＯＤを劣化せしめるので
上限を０．０５０％とした。
さらに、Ｎは島状マルテンサイトの分解を阻害する元素
であり、Ｎが０．００４０％超ではＣＯＤを著しく低下
せしめるため、上限を０．００４０％とした。
であり、Ｎが０．００４０％超ではＣＯＤを著しく低下
せしめるため、上限を０．００４０％とした。
また、ＴＩはＮと結合してＴＩＮを形成し、固溶のＮを
減少せしめ、ＣＯＤを向上せしめる。Ｔｉが０．００５
％未満では効果が無く、０．０１５％超では却ってＣＯ
Ｄを低下させる。
減少せしめ、ＣＯＤを向上せしめる。Ｔｉが０．００５
％未満では効果が無く、０．０１５％超では却ってＣＯ
Ｄを低下させる。
以上が本発明の基本成分系であるが、本発明においては
この他に、板厚の増大による強度低下や、溶接後の応力
除去焼きなましによる強度低下を防止する目的で、Ｃｕ
Ｏ，０５０％以下、Ｎ１１．０％以下の１種または２種
を含有させることができる。
この他に、板厚の増大による強度低下や、溶接後の応力
除去焼きなましによる強度低下を防止する目的で、Ｃｕ
Ｏ，０５０％以下、Ｎ１１．０％以下の１種または２種
を含有させることができる。
まず、Ｃｕはフェライト組織に固溶して、強度を高める
効果をもつが、０．５０超ではＣｕの析出物を作り、母
材の靭性を低下せしめる。
効果をもつが、０．５０超ではＣｕの析出物を作り、母
材の靭性を低下せしめる。
また、ＮｉはＣｕと同様な固溶硬化元素であり、強度上
昇効果を有する。しかし、Ｎｌが１．０％超では、かえ
って島状マルテンサイトを形成しゃすくし、ＣＯＤを低
下させる。
昇効果を有する。しかし、Ｎｌが１．０％超では、かえ
って島状マルテンサイトを形成しゃすくし、ＣＯＤを低
下させる。
本発明の鋼は以上のような成分組成を有するものである
が、これらの限定条件を満足したとしても、実際の鋼で
は偏析が問題となる。そこで偏析部のＣＯＤに及ばず影
響を、第１表に示す化学成分の鋼を３００ ｔｏｎ転炉
で溶製し検討した。
が、これらの限定条件を満足したとしても、実際の鋼で
は偏析が問題となる。そこで偏析部のＣＯＤに及ばず影
響を、第１表に示す化学成分の鋼を３００ ｔｏｎ転炉
で溶製し検討した。
偏析状態は連続鋳造の条件を変化させること、及びスラ
ブを厚板圧延する前に１３００℃の＾温に加熱し偏析元
素を拡散させることによって、種々変化させた。このよ
うな偏析状態の異なるスラブを１２００℃に加熱し、Ｔ
ＭＣＰ圧延を行い５０ｍ厚鋼板を作製し試験した。溶接
継手は第２表に示すような溶接条件で、第２図に示す寸
法形状の開先を有する同月Ｓより作製し、各鋼板につき
３本ずつＢＳ ５７６２に従って試験した。なおノツチ
位置はＦ’ｕｓｌｏｎ Ｌｉｎｅに市って入れ、試験温
度は一１０℃である。試験に供した鋼板は、溶接前に予
め試験片採取位置近傍で、板厚中心部の偏析を含む０．
３簡厚、５０Ｘ５０ｍ而績の部分から成分分析試料を採
取し、偏析部の成分含有蓋を測定しておいた。
ブを厚板圧延する前に１３００℃の＾温に加熱し偏析元
素を拡散させることによって、種々変化させた。このよ
うな偏析状態の異なるスラブを１２００℃に加熱し、Ｔ
ＭＣＰ圧延を行い５０ｍ厚鋼板を作製し試験した。溶接
継手は第２表に示すような溶接条件で、第２図に示す寸
法形状の開先を有する同月Ｓより作製し、各鋼板につき
３本ずつＢＳ ５７６２に従って試験した。なおノツチ
位置はＦ’ｕｓｌｏｎ Ｌｉｎｅに市って入れ、試験温
度は一１０℃である。試験に供した鋼板は、溶接前に予
め試験片採取位置近傍で、板厚中心部の偏析を含む０．
３簡厚、５０Ｘ５０ｍ而績の部分から成分分析試料を採
取し、偏析部の成分含有蓋を測定しておいた。
第２表
偏析部の成分含有量とＣＯＤ値を重回帰分析し、次式の
偏析部・母ラメター（Ｃｃｏｄ）を求めた。
偏析部・母ラメター（Ｃｃｏｄ）を求めた。
Ｃｅｏｄ＝〔Ｃ（％））＋［Ｍｎ（％）”ｌ／６＋［８
１（ｎ］／２４＋（Ｎｔ＠））／４ｏ＋（Ｎｂ（４）］
＋５ＸＣＰ（イ）〕この偏析パラメターとＣＯＤとの関
係をＭ１図に示す。この図から明らかなように、Ｃｃｏ
ｄが０．６０以下であれば、−１０℃におけるＣＯＤ
（４が０．２５謹以上となシ、良好な溶接部ＣＯＤ特性
が得られる。
１（ｎ］／２４＋（Ｎｔ＠））／４ｏ＋（Ｎｂ（４）］
＋５ＸＣＰ（イ）〕この偏析パラメターとＣＯＤとの関
係をＭ１図に示す。この図から明らかなように、Ｃｃｏ
ｄが０．６０以下であれば、−１０℃におけるＣＯＤ
（４が０．２５謹以上となシ、良好な溶接部ＣＯＤ特性
が得られる。
以上の理由により、上式で求めたＣｃｏｄ値を０．６０
以下と定めた。
以下と定めた。
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に示す
。
。
（実施例）
第３表に扁１７〜Ａ２４の本発明鋼と４１〜Ａ１６の比
較鋼を対比した結果を示す。母料の機械的性質として、
ＪＩＳＳ号試験片による引張試験結果および一４０℃に
おける２ ｗｍＶノツチシャルピー試験の吸収エネルギ
ーを示した。溶接継手のＣＯＤとして先の第２表に示し
た溶接条件及び第２図に示す開先で溶接継手を作成し、
同様にＢＳ ５７６２規格に従って一１０℃で試験した
結果を示した。なおＣＯＤ試験片断面寸法は５０Ｘ１０
０ｍ＋である。
較鋼を対比した結果を示す。母料の機械的性質として、
ＪＩＳＳ号試験片による引張試験結果および一４０℃に
おける２ ｗｍＶノツチシャルピー試験の吸収エネルギ
ーを示した。溶接継手のＣＯＤとして先の第２表に示し
た溶接条件及び第２図に示す開先で溶接継手を作成し、
同様にＢＳ ５７６２規格に従って一１０℃で試験した
結果を示した。なおＣＯＤ試験片断面寸法は５０Ｘ１０
０ｍ＋である。
比較鋼Ａ１〜Ａ１６総て連続鋳造によって製造された２
５０ｍスラブを使用し、ＴＭＣＰ以外は通常の厚板圧延
を実施し、その彼９００℃で焼きならし熱処理または９
００℃焼入、６２０℃焼戻し熱処理によって製造された
鋼である。又、ＴＭＣＰ鋼は厚板圧延を１２００℃加熱
、８００℃仕上げ、その後５００℃まで水冷する工程を
採用した鋼である。
５０ｍスラブを使用し、ＴＭＣＰ以外は通常の厚板圧延
を実施し、その彼９００℃で焼きならし熱処理または９
００℃焼入、６２０℃焼戻し熱処理によって製造された
鋼である。又、ＴＭＣＰ鋼は厚板圧延を１２００℃加熱
、８００℃仕上げ、その後５００℃まで水冷する工程を
採用した鋼である。
一方、本発明鋼は連続鋳造によって２５０ｍスラブをつ
くり、１３００℃で１０ｈｒ均熱拡散処理をした後、厚
板圧延（ｉｌ−１２００℃加熱、仕上げ温度８００℃で
、その後５００℃まで水冷したＴＭＣＰ鋼、または１２
００℃に加熱、通常の厚板圧延を実施した後、９００℃
に再加熱して焼入し、６２０℃×３０ ｍｉｎ、焼戻し
熱処理して製造した鋼である。
くり、１３００℃で１０ｈｒ均熱拡散処理をした後、厚
板圧延（ｉｌ−１２００℃加熱、仕上げ温度８００℃で
、その後５００℃まで水冷したＴＭＣＰ鋼、または１２
００℃に加熱、通常の厚板圧延を実施した後、９００℃
に再加熱して焼入し、６２０℃×３０ ｍｉｎ、焼戻し
熱処理して製造した鋼である。
第３表から判るように、本発明鋼においては各成分を限
定すると同時に、偏析パラメターを０．６０以下にする
ことによって、いずれも継手ＣＯＤの優れた、引張強さ
４８に９／■２以上の高張力鋼が得られた。これに対し
比較鋼では扁１のように偏析パラメターが０．６０以下
であってもＮｂ含有ｌが００２６チと本発明範囲の上限
を超えた成分範囲の為ＣＯＤが低い値となっている。同
様に他の成分についても本発明範囲の上限を越えて外れ
た鋼はたとえ偏析ノ９ラメターが０．６０以下であって
も、いずれも低ＣＯＤ値となっている。またその反対に
成分が範囲内にあっても、偏析パラメターが０．６０超
となったＡ１５のような鋼は低ＣＯＤ値となっている。
定すると同時に、偏析パラメターを０．６０以下にする
ことによって、いずれも継手ＣＯＤの優れた、引張強さ
４８に９／■２以上の高張力鋼が得られた。これに対し
比較鋼では扁１のように偏析パラメターが０．６０以下
であってもＮｂ含有ｌが００２６チと本発明範囲の上限
を超えた成分範囲の為ＣＯＤが低い値となっている。同
様に他の成分についても本発明範囲の上限を越えて外れ
た鋼はたとえ偏析ノ９ラメターが０．６０以下であって
も、いずれも低ＣＯＤ値となっている。またその反対に
成分が範囲内にあっても、偏析パラメターが０．６０超
となったＡ１５のような鋼は低ＣＯＤ値となっている。
さらに、扁９鋼のようにＮｂが本発明範囲の下限未満で
ある為、ＣＯＤは良好であるが母材の強度が低くしかも
靭性も低い値となっている。このように本発明範囲を満
足しない場合は母材特性も良好でＣＯＤ特性の優れた鋼
を得る事が出来ない。
ある為、ＣＯＤは良好であるが母材の強度が低くしかも
靭性も低い値となっている。このように本発明範囲を満
足しない場合は母材特性も良好でＣＯＤ特性の優れた鋼
を得る事が出来ない。
（発明の効果）
以上の実施例からも明らかなように、本発明鋼によれば
継手ＣＯＤ特性の極めて優れた高張力鋼を提供する事が
可能であり、産業上の効果は極めて顕著である。
継手ＣＯＤ特性の極めて優れた高張力鋼を提供する事が
可能であり、産業上の効果は極めて顕著である。
第１図は偏析パラメター（Ｃｃｏｄ）と−１０℃におけ
るＣＯＤ値との関係を示す図、第２図は実施例及び偏析
パラメター実験に用いられた開先の寸法形状を示す図で
ある。 Ｓ：母材。
るＣＯＤ値との関係を示す図、第２図は実施例及び偏析
パラメター実験に用いられた開先の寸法形状を示す図で
ある。 Ｓ：母材。
Claims (2)
- （１）連続鋳造スラブより製造され、ＴＭＣＰ処理また
は焼入焼戻熱処理を受けた鋼であって、重量％で Ｃ０．０３〜０．１３％、 Ｓｉ０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ０．８０〜１．６０％、 Ｐ０．０１０％以下、 Ｓ０．０１０％以下、 Ｎｂ０．００３〜０．０１０％、 Ａｌ０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ０．００４０％以下、 Ｔｉ０．００５〜０．０１５％ 残部鉄及び不可避不純物よりなりかつ元のスラブの中央
部に相当する板内位置で板厚中心部の偏析を含む０．３
ｍｍ厚、５０×５０ｍｍ面積での平均分析値を用いて得
られる次式 Ｃｃｏｄ＝〔Ｃ（％）〕＋［〔Ｍｎ（％）〕／６］＋［
〔Ｓｉ（％）〕／２４］＋［〔Ｎｉ（％）〕／４０］＋
〔Ｎｂ（％）〕＋５×〔Ｐ（％）〕による偏析パラメタ
ーのＣｃｏｄの計算値がＣｃｏｄ≦０．６０であること
を特徴とする溶接部のＣＯＤ特性の優れた高張力鋼。 - （２）連続鋳造スラブより製造され、ＴＭＣＰ処理また
は焼入焼戻熱処理を浮けた鋼であって、重量％で Ｃ０．０３〜０．１３％、 Ｓｉ０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ０．８０〜１．６０％、 Ｐ０．０１０％以下、 Ｓ０．０１０％以下、 Ｎｂ０．００３〜０．０１０％、 Ａｌ０．０１０〜０．０５０％、 Ｎ０．００４０％以下、 Ｔｉ０．００５〜０．０１５％ これにさらにＣｕ０．５０％以下、Ｎｉ１．００％以下
の１種または２種を含有し、残部鉄及び不可避不純物よ
りなりかつ元のスラブの中央部に相当する板内位置で板
厚中心部の偏析を含む０．３ｍｍ厚、５０×５０ｍｍ面
積での平均分析値を用いて得られる次式 Ｃｃｏｄ＝〔Ｃ（％）〕＋［〔Ｍｎ（％）〕／６］＋［
〔Ｓｉ（％）〕／２４］＋［〔Ｎｉ（％）〕／４０］＋
〔Ｎｂ（％）〕＋５×〔Ｐ（％）〕による偏析パラメタ
ーのＣｃｏｄの計算値がＣｃｏｄ≦０．６０であること
を特徴とする溶接部のＣＯＤ特性の優れた高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23273385A JPS6293346A (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 溶接部のｃｏｄ特性の優れた高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23273385A JPS6293346A (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 溶接部のｃｏｄ特性の優れた高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6293346A true JPS6293346A (ja) | 1987-04-28 |
| JPH0414179B2 JPH0414179B2 (ja) | 1992-03-12 |
Family
ID=16943926
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23273385A Granted JPS6293346A (ja) | 1985-10-18 | 1985-10-18 | 溶接部のｃｏｄ特性の優れた高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6293346A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6421036A (en) * | 1987-07-14 | 1989-01-24 | Kawasaki Steel Co | High strength thick steel having superior cod characteristic in weld zone |
| JPH04297549A (ja) * | 1990-10-18 | 1992-10-21 | Sollac | 溶接性が改善された鋼材 |
| WO2013051231A1 (ja) | 2011-10-03 | 2013-04-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN103695769A (zh) * | 2013-12-26 | 2014-04-02 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种高强度fh40海洋工程用钢钢板及其生产方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4975888B2 (ja) | 2010-07-09 | 2012-07-11 | 新日本製鐵株式会社 | Ｎｉ添加鋼板およびその製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170541A (ja) * | 1985-01-24 | 1986-08-01 | Kobe Steel Ltd | ホイ−ルリム用高強度熱延鋼板 |
-
1985
- 1985-10-18 JP JP23273385A patent/JPS6293346A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170541A (ja) * | 1985-01-24 | 1986-08-01 | Kobe Steel Ltd | ホイ−ルリム用高強度熱延鋼板 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6421036A (en) * | 1987-07-14 | 1989-01-24 | Kawasaki Steel Co | High strength thick steel having superior cod characteristic in weld zone |
| JPH04297549A (ja) * | 1990-10-18 | 1992-10-21 | Sollac | 溶接性が改善された鋼材 |
| WO2013051231A1 (ja) | 2011-10-03 | 2013-04-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| US9945015B2 (en) | 2011-10-03 | 2018-04-17 | Jfe Steel Corporation | High-tensile steel plate giving welding heat-affected zone with excellent low-temperature toughness, and process for producing same |
| CN103695769A (zh) * | 2013-12-26 | 2014-04-02 | 南阳汉冶特钢有限公司 | 一种高强度fh40海洋工程用钢钢板及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0414179B2 (ja) | 1992-03-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101312211B1 (ko) | Ni 첨가 강판 및 그 제조 방법 | |
| US6245290B1 (en) | High-tensile-strength steel and method of manufacturing the same | |
| JPH01230713A (ja) | 耐応力腐食割れ性の優れた高強度高靭性鋼の製造法 | |
| KR20000011781A (ko) | 황화수소존재하에서작업하는압력용기를제조하는방법및그의제조용강철 | |
| JP4207334B2 (ja) | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0453929B2 (ja) | ||
| JPH05186823A (ja) | 高靱性Ｃｕ含有高張力鋼の製造方法 | |
| JPH02220735A (ja) | チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法 | |
| JP2008111166A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2000256777A (ja) | 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JPS6293346A (ja) | 溶接部のｃｏｄ特性の優れた高張力鋼 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JPS621456B2 (ja) | ||
| JPS6043433A (ja) | 耐食性および靭性に優れたクラツド鋼板の製造方法 | |
| JPH06306551A (ja) | 高強度マルテンサイトステンレス鋼とその製造方法 | |
| JP3736209B2 (ja) | 溶接部靭性に優れた高張力鋼及びその製造方法 | |
| JPH022925B2 (ja) | ||
| JPH0319285B2 (ja) | ||
| JPH0470386B2 (ja) | ||
| JPS63145711A (ja) | 低温靭性にすぐれる高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3336875B2 (ja) | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型高張力鋼及びその製造方法 | |
| JP3526702B2 (ja) | 溶接継手の疲労強度に優れた高張力溶接構造用鋼板及びその製造方法 | |
| JPH07242991A (ja) | 溶接性に優れた高靱性クロムモリブデン鋼板 | |
| JPH0615691B2 (ja) | 引張強さ５８〜８５▲ｋｇ▼ｆ／▲ｍｍ２▼の高強度鋼の製造方法 | |
| JPH01201496A (ja) | 溶接部の局部腐食防止方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |