JPS5913022A - 耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法 - Google Patents
耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法Info
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- JPS5913022A JPS5913022A JP12052582A JP12052582A JPS5913022A JP S5913022 A JPS5913022 A JP S5913022A JP 12052582 A JP12052582 A JP 12052582A JP 12052582 A JP12052582 A JP 12052582A JP S5913022 A JPS5913022 A JP S5913022A
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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】
本発明は耐溶接継手軟化特性に優れた厚肉非調質５０キ
ロ級鋼の製造法に関するものである。
ロ級鋼の製造法に関するものである。
一般に５０Ｋｇ／−級の非調質高張力鋼板は造船。
海洋構造物、橋梁、産業機械等に広く使用されている。
これらの用途においては、規定の強度、低温靭性と共に
溶接割れが発生しないことまた造船用途では、いかなる
大入熱溶接にも耐え得る鋼板が要求されている。
溶接割れが発生しないことまた造船用途では、いかなる
大入熱溶接にも耐え得る鋼板が要求されている。
しかして溶接割れを生じないで、且つ継手の低温靭性を
高める手段として、ａｅｑの低■が有効であることが知
られている。このために制御圧延法や、最近では′加速
冷却法により、Ｃｅｑの低減をはかることが試みられて
いる。特に後者は強度上昇代が大きく、Ｃｅｑの大幅な
低減が可能である。
高める手段として、ａｅｑの低■が有効であることが知
られている。このために制御圧延法や、最近では′加速
冷却法により、Ｃｅｑの低減をはかることが試みられて
いる。特に後者は強度上昇代が大きく、Ｃｅｑの大幅な
低減が可能である。
しかしながら本発明者らの知見によれば、Ｏｅｑの大幅
な低減は、特に板厚が厚く溶接入熱が大きくなるに従い
継手軟化を生じ、継手部の強度が規定値を満足しにくく
なる問題を有する。さらに板２− 厚が３５龍以上の厚さになると、制御圧延も加速冷却も
板厚中心部壕でその効果が有効に作用し難く、その結果
として板厚中心部まで良好な門温靭性を得ることが困難
である。
な低減は、特に板厚が厚く溶接入熱が大きくなるに従い
継手軟化を生じ、継手部の強度が規定値を満足しにくく
なる問題を有する。さらに板２− 厚が３５龍以上の厚さになると、制御圧延も加速冷却も
板厚中心部壕でその効果が有効に作用し難く、その結果
として板厚中心部まで良好な門温靭性を得ることが困難
である。
本発明はこのような問題点を有利に解決するためになさ
れたものであり、その要旨とするところは、 Ｏ： ０
．０３−０．２０ ％、 Ｓｉ ： ０．０５〜０．
６０％、 Ｍｒｉ ：０．６〜２．５％、Ｎｂ：０．
０１０％以下。
れたものであり、その要旨とするところは、 Ｏ： ０
．０３−０．２０ ％、 Ｓｉ ： ０．０５〜０．
６０％、 Ｍｒｉ ：０．６〜２．５％、Ｎｂ：０．
０１０％以下。
Ｔ、Ａｇ、： ０．００５〜０．１％、 Ｃｅｑ ：
０．３５％以下を基本成分とし、必要に応じ′Ｃ’ｖ
：ｏ、、％以下。
０．３５％以下を基本成分とし、必要に応じ′Ｃ’ｖ
：ｏ、、％以下。
Ｔｉ ： ０．１５％以下、 Ｎｉｏ：０．５％以下
、Ｍｏ：０．５係以下、Ｏｕ：０．５％以下、 Ｏｒ
、：、０．５％以下の範囲で１種または２種以上含有し
、残部Ｆθおよび不可避不純物よりなる鋼を９５０−１
２００’Ｃに加熱し、熱間圧延において９００ ℃〜Ａ
ｒ３点の間で３５％以上の累積圧下を施し、この熱間圧
延に引き続き、 Ａｒ３点以上からＯ： ３ ｒｒ？／
ｒｄ’・ｍｉｎ以上の水量密度で加速冷却し、２５０℃
以下まで冷却することを特徴とする耐溶接継手軟化特性
に浸れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法に関す
るもの３− である。但し、ｃｅｑ ＝ ａ ＋ｕｎ／６＋Ｓｉ／２
４ ＋ａｒ１５ 十ＭＯ／４ ＋ Ｖ／１４ 十Ｎｉ／
４０とする。
、Ｍｏ：０．５係以下、Ｏｕ：０．５％以下、 Ｏｒ
、：、０．５％以下の範囲で１種または２種以上含有し
、残部Ｆθおよび不可避不純物よりなる鋼を９５０−１
２００’Ｃに加熱し、熱間圧延において９００ ℃〜Ａ
ｒ３点の間で３５％以上の累積圧下を施し、この熱間圧
延に引き続き、 Ａｒ３点以上からＯ： ３ ｒｒ？／
ｒｄ’・ｍｉｎ以上の水量密度で加速冷却し、２５０℃
以下まで冷却することを特徴とする耐溶接継手軟化特性
に浸れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法に関す
るもの３− である。但し、ｃｅｑ ＝ ａ ＋ｕｎ／６＋Ｓｉ／２
４ ＋ａｒ１５ 十ＭＯ／４ ＋ Ｖ／１４ 十Ｎｉ／
４０とする。
本発明者等は母材の機械的性質に対してＮｂが有効な範
囲は、Ｎｂ含有量０．０１％以上という従来の知見Ｃ二
対し１種々の制御圧延−加速冷却材の機械的性質を調査
した結果、適切な制御圧延−加速冷却を行なえば−０，
０１％以下の微量間添加で得られる細粒化でも、板厚３
５ｎ以上の鋼板の板厚中心部まで十分な低温靭性が得ら
れること、さらに溶接継手性能については、この微量Ｎ
ｂは、大入熱溶接の溶接熱影響部においては一旦溶解し
、その後析出硬化を生じ、低温靭性を阻害することなく
。
囲は、Ｎｂ含有量０．０１％以上という従来の知見Ｃ二
対し１種々の制御圧延−加速冷却材の機械的性質を調査
した結果、適切な制御圧延−加速冷却を行なえば−０，
０１％以下の微量間添加で得られる細粒化でも、板厚３
５ｎ以上の鋼板の板厚中心部まで十分な低温靭性が得ら
れること、さらに溶接継手性能については、この微量Ｎ
ｂは、大入熱溶接の溶接熱影響部においては一旦溶解し
、その後析出硬化を生じ、低温靭性を阻害することなく
。
継手軟化抵抗を付与する効果があることを知見した。本
発明はこのような知見をもとに、低ｃｅｑで高靭性を有
し、かつ耐溶接継手軟化抵抗を有する非調質５０キロ級
鋼の製造法を完成させたものである。
発明はこのような知見をもとに、低ｃｅｑで高靭性を有
し、かつ耐溶接継手軟化抵抗を有する非調質５０キロ級
鋼の製造法を完成させたものである。
次に本発明における成分限定理由を述べる。
Ｃは鋼の靭性および溶接性を確保するため上限ｉ０．２
０％とし、下限は強度確保のため０．０３％４− とする。
０％とし、下限は強度確保のため０．０３％４− とする。
Ｓｌ は脱酸のため０．０５％以上必要であるが。
多くなると溶接性を阻害するため上限を０．６％とする
。 、 Ｍｎ は強度確保のためｏ、６．％以上は必要である
が、多くなると溶接性を阻害するため上限を２．５％と
する。
。 、 Ｍｎ は強度確保のためｏ、６．％以上は必要である
が、多くなると溶接性を阻害するため上限を２．５％と
する。
Ｎｂは本発明にとって重要な元素であり、溶接熱影響部
の析出硬化の点より、０．０１％以下の微量に制限する
。尚下限については、細粒化効果を良好に得るため０．
００４％以上とすることが好ましい。
の析出硬化の点より、０．０１％以下の微量に制限する
。尚下限については、細粒化効果を良好に得るため０．
００４％以上とすることが好ましい。
Ｔ、Ａｇは脱酸のため０．００５％以上は必要であるが
、多くなると鋼中に介在物が多くなりすぎ、鋼の性質全
悪化させるため０．１％以下とする。
、多くなると鋼中に介在物が多くなりすぎ、鋼の性質全
悪化させるため０．１％以下とする。
本発明は上記の必須基本成分の他に、要求される鋼の特
性、に応じて、以下の元素をｌｅ″！たけ２種以上選択
的に含有させることができる。Ｖは析出硬化に有用で添
加されるが多ぐなると溶接性を阻害するため０．１％以
下とする。Ｔ１はオーステ、ナ５− イト粒の＃１粒化に有用であるが、多くなると溶接性を
阻害するため０．１５％以下とする。Ｎ１は低温靭性の
改善に有用であるが、高価な元素であるため０．５％以
下とする。ＭＯは強度上昇に有用であるが、高価な元素
であるため０．５％以下とする。Ｏｕは強度上昇及び耐
食性向上に有用であるが、多くなると鋼表面にヒビ割れ
が発生するため０．５％以下とする。Ｏｒは耐食性向上
に有用であるが、多くなると低温靭性、溶接性を阻害す
るため０．５％以下とする。
性、に応じて、以下の元素をｌｅ″！たけ２種以上選択
的に含有させることができる。Ｖは析出硬化に有用で添
加されるが多ぐなると溶接性を阻害するため０．１％以
下とする。Ｔ１はオーステ、ナ５− イト粒の＃１粒化に有用であるが、多くなると溶接性を
阻害するため０．１５％以下とする。Ｎ１は低温靭性の
改善に有用であるが、高価な元素であるため０．５％以
下とする。ＭＯは強度上昇に有用であるが、高価な元素
であるため０．５％以下とする。Ｏｕは強度上昇及び耐
食性向上に有用であるが、多くなると鋼表面にヒビ割れ
が発生するため０．５％以下とする。Ｏｒは耐食性向上
に有用であるが、多くなると低温靭性、溶接性を阻害す
るため０．５％以下とする。
Ｏｅｑの上限を０．３５％としたのは、これ以上になる
と強度が上がりすぎることのほか、溶接性が劣化するた
め制限する。
と強度が上がりすぎることのほか、溶接性が劣化するた
め制限する。
次に加熱、圧延、冷却条件について述べる。
加熱温度はｌ’２０ｏ℃を超えると粒の粗大化が著しく
なるため１２００℃以下とする。下限はＡ３変態点以上
で十分溶体化する温度として９５０℃以上とする。好ま
しくは９５′０〜１ ｉ ５０ ′Ｃが良い。熱間圧延
条件を９００・℃〜Ａｒ３点間において累積圧下率を３
５％以上としたのは、微量肺添加６− と相俟って、板厚３５ ｍ−ｍ以上の厚肉鋼板でも板厚
中心部まで細粒とし、低温靭性を向上するために必要で
あり好ましくは４０％以上である。
なるため１２００℃以下とする。下限はＡ３変態点以上
で十分溶体化する温度として９５０℃以上とする。好ま
しくは９５′０〜１ ｉ ５０ ′Ｃが良い。熱間圧延
条件を９００・℃〜Ａｒ３点間において累積圧下率を３
５％以上としたのは、微量肺添加６− と相俟って、板厚３５ ｍ−ｍ以上の厚肉鋼板でも板厚
中心部まで細粒とし、低温靭性を向上するために必要で
あり好ましくは４０％以上である。
次いで冷却開始温度をＡｒ３点以上としたのは、初析フ
ェライト−オーステナイト域からの強制冷却は、ミクロ
組織の均一性、低温靭性確保上好ましくないためＡｒ３
点以上とした。
ェライト−オーステナイト域からの強制冷却は、ミクロ
組織の均一性、低温靭性確保上好ましくないためＡｒ３
点以上とした。
加速冷却時の冷却は、Ｃθｑ ＜ ０．３’５ ％の低
Ｏｅｑで板厚３５朋以上の厚肉においても、板厚中心部
まで十分な冷却効果を持たせ、引張強度が規定値を満足
するため、０−３ｒｒｌ／ｎ？・ｍｉｎ以上の水量密度
が必要である。
Ｏｅｑで板厚３５朋以上の厚肉においても、板厚中心部
まで十分な冷却効果を持たせ、引張強度が規定値を満足
するため、０−３ｒｒｌ／ｎ？・ｍｉｎ以上の水量密度
が必要である。
次に冷却終了温度を２５０℃以下としたのは、温度が高
すぎると引張強度の低下を生じ好ましくないからである
。
すぎると引張強度の低下を生じ好ましくないからである
。
次に実施例を比較例と共に挙げる。
第１表に示す成分組成の鋼を用い、第２図に示す加熱−
圧延−冷延条件で板厚３５朋、５０朋の鋼板を製造した
。得られた鋼板の引張試験及び靭性値を併せて第２表に
示す。
圧延−冷延条件で板厚３５朋、５０朋の鋼板を製造した
。得られた鋼板の引張試験及び靭性値を併せて第２表に
示す。
７−
第１表
８−
第１表から明らかなように鋼Ａ、Ｂは１本発明による成
分範囲を満足した鋼であり、鋼０．Ｄは本発明を満足し
ない成分組成になる鋼である。
分範囲を満足した鋼であり、鋼０．Ｄは本発明を満足し
ない成分組成になる鋼である。
第２表において鋼板ｍＡ１．Ｂｌは、本発明による製造
条件を満足したもので、５０キロ級鋼として十分な強度
と良好な靭性を具備している。これに対しＡ２は、加熱
温度が高すぎるため靭性レベルが低い。Ａ３は９００℃
〜Ａｒ３点間の累積圧下率が低いため、板厚中心部まで
十分な細粒が得られず靭性が悪い。
条件を満足したもので、５０キロ級鋼として十分な強度
と良好な靭性を具備している。これに対しＡ２は、加熱
温度が高すぎるため靭性レベルが低い。Ａ３は９００℃
〜Ａｒ３点間の累積圧下率が低いため、板厚中心部まで
十分な細粒が得られず靭性が悪い。
Ａ４は冷却開始温度がＡｒ３点以下であるため、強度、
靭性共に悪くなっている。Ａ５は冷却水量密度が低すぎ
るため１強度不足になっている。
靭性共に悪くなっている。Ａ５は冷却水量密度が低すぎ
るため１強度不足になっている。
Ａ６は冷却終了温度が高すぎるため、強度低下を生じて
いる。
いる。
Ｂ２は９００℃〜Ａｒ３点間の累積圧下率が低いため靭
性が悪い。Ｂ３は冷却水量密度が低すぎるため１強度、
靭性共に悪くなっている。Ｂ４は冷却終了温度が高すぎ
るため強度低下を生じている。
性が悪い。Ｂ３は冷却水量密度が低すぎるため１強度、
靭性共に悪くなっている。Ｂ４は冷却終了温度が高すぎ
るため強度低下を生じている。
Ｃ１は本発明による微量Ｎｂ？：含有しない成分系の鋼
であり、靭性が悪い。
であり、靭性が悪い。
ＤＩは本発明による微ｉ問を含有せず、かつＯｅｑが高
すぎる成分系の鋼であり、強度が高すぎ靭性も極めて悪
い値を示している。
すぎる成分系の鋼であり、強度が高すぎ靭性も極めて悪
い値を示している。
以上の通り本発明によれば、厚肉の非調質５０キロ級鋼
として、十分な強度と優れた低温靭性を備えた鋼板の製
造が可能である。
として、十分な強度と優れた低温靭性を備えた鋼板の製
造が可能である。
次に本発明の最も特徴とする継手軟化抵抗性について、
大入熱溶接後の継手部材質を比較して第３表に示す。
大入熱溶接後の継手部材質を比較して第３表に示す。
注１．引張試験 ：短ゲージ引張試験片（全厚）注２．
シャルピー黒：ノツチ位蓋−ボンド部表面、下２Ｍ 注３．溶接法 ：サブマージアーク溶接性４．溶接割れ
： Ａｌ、 ０１共に発生せず第３表から明らかな如く
、竺量龍を含有した本発明Ａｌは、大入熱溶接継手−の
強度、靭性共に良好な成績を示すが、微量能を含有しな
いＣ１の・場合には１強度が低下し、靭性レベルも低い
値となっており、本発明法による場合には優れた耐溶□
接継手軟化特性を有する鋼板め製造が可能である。
シャルピー黒：ノツチ位蓋−ボンド部表面、下２Ｍ 注３．溶接法 ：サブマージアーク溶接性４．溶接割れ
： Ａｌ、 ０１共に発生せず第３表から明らかな如く
、竺量龍を含有した本発明Ａｌは、大入熱溶接継手−の
強度、靭性共に良好な成績を示すが、微量能を含有しな
いＣ１の・場合には１強度が低下し、靭性レベルも低い
値となっており、本発明法による場合には優れた耐溶□
接継手軟化特性を有する鋼板め製造が可能である。
１２−
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 ０：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０
％。 Ｍｎ ： ０．６〜２．５％、Ｎｂ：０．０１０％以下
、 Ｔ、ＡＩ。 ： ０．００５〜０．１ ％、 Ｏｅｑ ： ０．３
５％以下を基本成分とし、必要に応じてＶ：０．１％以
下、Ｔ１：０．１５ ％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｍ
ｏ：０．５％以下。 Ｏｕ：０．５％以下、Ｏｒ：０．５％以下の範囲で１種
または２種以上含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物よ
りなる鋼を、９５０〜１２００℃に加熱し、熱間圧延に
おいて９００℃〜Ａｒ３点の間で３５％以上の累積圧下
を施し、この熱間圧延に引き続き。 Ａｒ３点以上から０．３ ｉ／ｌｒ？・ｍｉｎ以上の水
量密度で加速冷却し、２５０℃以下まで冷却することを
特徴とする耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性厚肉非調
質５０キロ級鋼の製造法。 但し、 Ｏｅｑ ＝ ｃ＋Ｍｎ／６＋ｓｉ／ｚ４＋ａ
ｒ１５＋Ｍｏ／４＋−１” Ｖ／１４ ＋Ｎｉ／４０
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12052582A JPS5913022A (ja) | 1982-07-13 | 1982-07-13 | 耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12052582A JPS5913022A (ja) | 1982-07-13 | 1982-07-13 | 耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5913022A true JPS5913022A (ja) | 1984-01-23 |
| JPS6160893B2 JPS6160893B2 (ja) | 1986-12-23 |
Family
ID=14788412
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12052582A Granted JPS5913022A (ja) | 1982-07-13 | 1982-07-13 | 耐溶接継手軟化特性に優れた高靭性厚肉非調質５０キロ級鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5913022A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS63103021A (ja) * | 1986-10-20 | 1988-05-07 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
| JPS63219523A (ja) * | 1987-03-10 | 1988-09-13 | Nippon Steel Corp | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
| JPH03219046A (ja) * | 1989-10-18 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板及びその製造方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5789426A (en) * | 1980-11-19 | 1982-06-03 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high-hardness and wear resistant steel having excellent weldability |
-
1982
- 1982-07-13 JP JP12052582A patent/JPS5913022A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5789426A (en) * | 1980-11-19 | 1982-06-03 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high-hardness and wear resistant steel having excellent weldability |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6067621A (ja) * | 1983-09-22 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 非調質高張力鋼の製造方法 |
| JPS626730B2 (ja) * | 1983-09-22 | 1987-02-13 | Kawasaki Steel Co | |
| JPS63103021A (ja) * | 1986-10-20 | 1988-05-07 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れた鋼板の製造法 |
| JPH0527687B2 (ja) * | 1986-10-20 | 1993-04-22 | Nippon Steel Corp | |
| JPS63219523A (ja) * | 1987-03-10 | 1988-09-13 | Nippon Steel Corp | 低降伏比非調質鋼の製造方法 |
| JPH03219046A (ja) * | 1989-10-18 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6160893B2 (ja) | 1986-12-23 |
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