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。
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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 |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
Cited By (6)
| 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 |
| 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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