JPH0225517A - 溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製造方法Info
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- JPH0225517A JPH0225517A JP17517388A JP17517388A JPH0225517A JP H0225517 A JPH0225517 A JP H0225517A JP 17517388 A JP17517388 A JP 17517388A JP 17517388 A JP17517388 A JP 17517388A JP H0225517 A JPH0225517 A JP H0225517A
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- 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）
この発明は、建築、圧力容器、ラインパイプおよび海洋
構造物などの用途に用いて好適な溶接継手部の靭性に優
れた鋼板の有利な製造方法に関するものである。
構造物などの用途に用いて好適な溶接継手部の靭性に優
れた鋼板の有利な製造方法に関するものである。
（従来の技術）
Ｃｕの析出硬化を利用した鋼板は、その溶接性に優れて
いることが特長であり、例えばＡＳＴＭ規格Ａ７１０や
、米国特許第３６９２５１４号明細書にその例が掲げら
れている。
いることが特長であり、例えばＡＳＴＭ規格Ａ７１０や
、米国特許第３６９２５１４号明細書にその例が掲げら
れている。
ところでかような高Ｃｕ添加鋼（Ｃｕ２Ｏ，５ｗｔχ（
以下単に％で示す））は、製造工程中とくに熱間圧延段
階においてＣｕ−クランクが生じ易いことから、その防
止のため一般に、ＮｉをＣｕの添加量の５０〜１．００
％程度併せて添加している。というのはたとえば特公昭
６２−５２１６号公報に開示されているように、Ｃｕ添
加鋼において２％程度までのＮｉ添加はＣｕ−クシツク
の防止及び溶接部靭性等の向上に有用と考えられている
からである。
以下単に％で示す））は、製造工程中とくに熱間圧延段
階においてＣｕ−クランクが生じ易いことから、その防
止のため一般に、ＮｉをＣｕの添加量の５０〜１．００
％程度併せて添加している。というのはたとえば特公昭
６２−５２１６号公報に開示されているように、Ｃｕ添
加鋼において２％程度までのＮｉ添加はＣｕ−クシツク
の防止及び溶接部靭性等の向上に有用と考えられている
からである。
（発明が解決しようとする課題）
しかしながら発明者らの研究によれば、単にＮｉ量を増
加させただけでは、溶接部靭性は必ずしも向上するとは
限らないことが判明した。
加させただけでは、溶接部靭性は必ずしも向上するとは
限らないことが判明した。
このように現在までのところＮｉの添加量については、
系統的な研究がなされておらず、そのためたとえＮｉを
添加した場合であっても充分満足いく程の溶接部靭性が
必ず得られるわけではなかったのである。
系統的な研究がなされておらず、そのためたとえＮｉを
添加した場合であっても充分満足いく程の溶接部靭性が
必ず得られるわけではなかったのである。
この発明は、上記の問題を有利に解決するもので、高Ｃ
ｕ添加鋼につき、Ｎｉをはじめとして種々の化学成分を
適正範囲に調整し、もって溶接継手部の靭性に優れた鋼
板を与えることを目的とする。
ｕ添加鋼につき、Ｎｉをはじめとして種々の化学成分を
適正範囲に調整し、もって溶接継手部の靭性に優れた鋼
板を与えることを目的とする。
（課題を解決するための手段）
まずこの発明を由来するに至った実験結果について説明
する。
する。
さて０．０５％Ｃｕ −０，１５％Ｓｉ −１，５％Ｍ
ｎ −０，０２５％Ａｌ −０，００５％Ｐ −ｂａｌ
Ｆｅを基本組成とする鋼に、Ｎｉを種々の割合で添加
した場合の溶接継手部の靭性について発明者らが調査し
た結果を、Ｎｉ／Ｃｕ比と溶接継手部のＣＴＯＤ特性と
の関係で示す。
ｎ −０，０２５％Ａｌ −０，００５％Ｐ −ｂａｌ
Ｆｅを基本組成とする鋼に、Ｎｉを種々の割合で添加
した場合の溶接継手部の靭性について発明者らが調査し
た結果を、Ｎｉ／Ｃｕ比と溶接継手部のＣＴＯＤ特性と
の関係で示す。
ここに靭性の評価は、板厚５０ｍ１の鋼板よりに開先の
溶接継手を作製し、この溶接継手部に疲労ノツチを導入
したＣＴＯＤ試験片を用いて行った。第２図にＣＴＯＤ
試験片のノツチ位置を示す。なおＣＴＯＤ試験はＢ５５
７６２ ： １９７９によった。
溶接継手を作製し、この溶接継手部に疲労ノツチを導入
したＣＴＯＤ試験片を用いて行った。第２図にＣＴＯＤ
試験片のノツチ位置を示す。なおＣＴＯＤ試験はＢ５５
７６２ ： １９７９によった。
第１図に示したように、溶接継手部の靭性はＮｉ／Ｃｕ
比に大きく影響され、Ｎｉ／Ｃｕが０．６５〜０．８５
の範囲でとくに優れた靭性が得られることが判明した。
比に大きく影響され、Ｎｉ／Ｃｕが０．６５〜０．８５
の範囲でとくに優れた靭性が得られることが判明した。
しかしながら、これはＰが０．００５％以下の場合であ
り、さらにＰｉが増加すると、良好な靭性が得られるＮ
ｉ／ＣｕＯ比は次第に０．６５よりも大きくかつ０．８
５よりも小さくなることが、その後の研究により明らか
になった。すなわち靭性はＮｉ／Ｃｕ比のみならずＰ含
有量にも強い影響を受け、第３図に示す斜線領域ので溶
接継手の靭性が優れることが判明した。この斜線領域の
は０．６５≦Ｎｉ／Ｃｕ≦０．８５かつＰ≦０．０１−
０．５ （（Ｎｉ／Ｃｕ）−０，７５） ”で与えられ
る。
り、さらにＰｉが増加すると、良好な靭性が得られるＮ
ｉ／ＣｕＯ比は次第に０．６５よりも大きくかつ０．８
５よりも小さくなることが、その後の研究により明らか
になった。すなわち靭性はＮｉ／Ｃｕ比のみならずＰ含
有量にも強い影響を受け、第３図に示す斜線領域ので溶
接継手の靭性が優れることが判明した。この斜線領域の
は０．６５≦Ｎｉ／Ｃｕ≦０．８５かつＰ≦０．０１−
０．５ （（Ｎｉ／Ｃｕ）−０，７５） ”で与えられ
る。
ところがさらに研究を進めたところ、上記したＮｉ／Ｃ
ｕとＰが適正範囲内であっても、Ｓｔ含有量が多いと良
好な溶接継平部靭性が得られないことも明らかになった
が、この点についてはＳｉを０．２０％以下に制限すれ
ば溶接熱影響部における島状マルテンサイト等の低温変
態生成物の存在量が抑制され、その結果溶接部靭性の向
上を図り得ることが究明された。
ｕとＰが適正範囲内であっても、Ｓｔ含有量が多いと良
好な溶接継平部靭性が得られないことも明らかになった
が、この点についてはＳｉを０．２０％以下に制限すれ
ば溶接熱影響部における島状マルテンサイト等の低温変
態生成物の存在量が抑制され、その結果溶接部靭性の向
上を図り得ることが究明された。
この発明は上記の知見に立脚するものである。
すなわちこの発明は、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ ： ０．０１〜０．２０％１、
Ｍｎ ： ０．２０ 〜２．０ ％、Ｃｕ ：
０．７ 〜２．０％および Ａｔ ： Ｑ、００５〜Ｏ，ＯＳ％、を含み、かつ
ＮｉをＣｕ１ｌに応じて次式０式％ の範囲で、しかもＰをＮｉおよびＣｕ１ｌに応じて次式
Ｐ≦０．０１−０．５ （（Ｎｉ／Ｃｕ） −０，７５
） ”を満足する範囲において含有し、ときにはさらに
Ｎｂ ： ０．０５％以下、 Ｖ：０．１ ％以下、 Ｔｉ ： ０．０２％以下、 Ｃｒ ： １．０ ％以下、 Ｍｏ ： ０．５ ％以下、 Ｂ ： ０．００２％以下および ＲＥＭ： ０．．０２％以下、 のうちから選んだ一種または二種以上を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避不純物よりなる綱を９００℃以下６５
０°Ｃ以上で４０％以上の累積圧下を加え圧延を終了し
、ついで４００〜６５０°Ｃの温度範囲においてＣｕ析
出処理を施すことから成る溶接継手部の靭性に優れた鋼
板の製造方法である。
０．７ 〜２．０％および Ａｔ ： Ｑ、００５〜Ｏ，ＯＳ％、を含み、かつ
ＮｉをＣｕ１ｌに応じて次式０式％ の範囲で、しかもＰをＮｉおよびＣｕ１ｌに応じて次式
Ｐ≦０．０１−０．５ （（Ｎｉ／Ｃｕ） −０，７５
） ”を満足する範囲において含有し、ときにはさらに
Ｎｂ ： ０．０５％以下、 Ｖ：０．１ ％以下、 Ｔｉ ： ０．０２％以下、 Ｃｒ ： １．０ ％以下、 Ｍｏ ： ０．５ ％以下、 Ｂ ： ０．００２％以下および ＲＥＭ： ０．．０２％以下、 のうちから選んだ一種または二種以上を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避不純物よりなる綱を９００℃以下６５
０°Ｃ以上で４０％以上の累積圧下を加え圧延を終了し
、ついで４００〜６５０°Ｃの温度範囲においてＣｕ析
出処理を施すことから成る溶接継手部の靭性に優れた鋼
板の製造方法である。
（作 用）
この発明において素材の成分組成を上記の範囲に限定し
た理由について説明する。
た理由について説明する。
Ｃ：Ｃは、鋼板として必要な強度を得るためには少なく
とも０．０１％を必要とする。一方、溶接硬化性及び溶
接割れ感受性を考慮して、その上限は０．１５％以下と
する。
とも０．０１％を必要とする。一方、溶接硬化性及び溶
接割れ感受性を考慮して、その上限は０．１５％以下と
する。
Ｓｉ ： Ｓｉは、脱酸作用および固溶強化作用を有す
るが、０．０１％未満ではその作用が十分でないので、
下限を０．０１％とする。しかしながら一方でＳｉは、
溶接熱影響部の靭性にとって非常に有害であり、０．２
０％を超える添加は溶接熱影響部に島状マルテンサイト
等の低温変態生成物の存在量を増加させることになるの
で、その上限は０．２０％とする。
るが、０．０１％未満ではその作用が十分でないので、
下限を０．０１％とする。しかしながら一方でＳｉは、
溶接熱影響部の靭性にとって非常に有害であり、０．２
０％を超える添加は溶接熱影響部に島状マルテンサイト
等の低温変態生成物の存在量を増加させることになるの
で、その上限は０．２０％とする。
Ｍｎ ： Ｍｎは、母材に延性と強度を与えるために０
．２０％以上添加する必要がある。しかしながら添加量
が２．０％を超えると、溶接硬化性を著しく上昇させる
ので、その上限は２．０％とする。
．２０％以上添加する必要がある。しかしながら添加量
が２．０％を超えると、溶接硬化性を著しく上昇させる
ので、その上限は２．０％とする。
Ａｔ ： Ａｌは、鋼の脱酸のために少なくとも０．０
０５％を必要とするが、その添加量が０．０５０％を超
えると溶接部の靭性が著しく劣化するので、上限は０．
０５０％とする。
０５％を必要とするが、その添加量が０．０５０％を超
えると溶接部の靭性が著しく劣化するので、上限は０．
０５０％とする。
Ｃｕ ： Ｃｕは、耐食性を向上させる他に時効処理に
よって析出するε−Ｃｕにより強度を高めるのに有効に
寄与するが、０．７％未満ではその効果が充分でないの
で０．７％以上添加する必要がある。しかし２．０％を
超えると低温靭性が損なわれるのでその上限は２．０％
とする。
よって析出するε−Ｃｕにより強度を高めるのに有効に
寄与するが、０．７％未満ではその効果が充分でないの
で０．７％以上添加する必要がある。しかし２．０％を
超えると低温靭性が損なわれるのでその上限は２．０％
とする。
Ｎｉ：Ｎｔは、母材の強度および靭性の向上に有用なだ
けでなく、Ｃｕ添加による熱間圧延時の割れを防止する
作用を有するが、前掲第１図および第３図に示したよう
に、Ｎｉは添加量が多くてもまた少なくても優れた溶接
部靭性は得られない。この理由についてはまだ明確に解
明されたわけではないが、Ｎｉ１ｌの違いによる焼入れ
性の違いが組織あるいは島状マルテンサイト等の低温変
態生成物の存在量を変化させるためと考えられる。
けでなく、Ｃｕ添加による熱間圧延時の割れを防止する
作用を有するが、前掲第１図および第３図に示したよう
に、Ｎｉは添加量が多くてもまた少なくても優れた溶接
部靭性は得られない。この理由についてはまだ明確に解
明されたわけではないが、Ｎｉ１ｌの違いによる焼入れ
性の違いが組織あるいは島状マルテンサイト等の低温変
態生成物の存在量を変化させるためと考えられる。
そこでこの発明では、Ｎｉの添加量は０．６５≦ｉ
≦０．８５を満足する量とした。
Ｃｕ
ＦＤＰは、先に述べたように溶接継半部靭性に対し、Ｎ
ｉ／Ｃｕと関連して影響を与えるが、Ｐ≦０．０１−０
．５ （’（Ｎｉ／Ｃｕ） −０，７５） ”を満たす
範囲であれば優れた溶接継半部靭性が得られるので上掲
弐を満足する範囲で添加するものとした。
ｉ／Ｃｕと関連して影響を与えるが、Ｐ≦０．０１−０
．５ （’（Ｎｉ／Ｃｕ） −０，７５） ”を満たす
範囲であれば優れた溶接継半部靭性が得られるので上掲
弐を満足する範囲で添加するものとした。
Ｎｂ ： Ｎｂは、熱間圧延において、未再結晶領域を
拡大して、オーステナイト中に変形帯を導入し、変態後
のフェライト粒を小さくして靭性を向上させるのに有効
なだけでな（、熱間圧延後の強制冷却において、最終組
織のベイナイト等の量を増加でき、強度を大幅に上昇さ
せることができる。しかしながら０．０５％を超える添
加は、割れ性を増加させると共に、溶接部の応力除去焼
鈍後の靭性を劣化させるので、Ｎｂの添加量の上限は０
．０５％とする。
拡大して、オーステナイト中に変形帯を導入し、変態後
のフェライト粒を小さくして靭性を向上させるのに有効
なだけでな（、熱間圧延後の強制冷却において、最終組
織のベイナイト等の量を増加でき、強度を大幅に上昇さ
せることができる。しかしながら０．０５％を超える添
加は、割れ性を増加させると共に、溶接部の応力除去焼
鈍後の靭性を劣化させるので、Ｎｂの添加量の上限は０
．０５％とする。
■：ｖは、Ｎｂと同様に強度と靭性を向上させるのに有
効に寄与するが、０．１％を超えると溶接部の応力除去
焼鈍後の靭性を劣化させるので、その上限は０．１％と
する。
効に寄与するが、０．１％を超えると溶接部の応力除去
焼鈍後の靭性を劣化させるので、その上限は０．１％と
する。
Ｔｉ：Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして存在して溶接熱影響
部のオーステナイト粒の成長を抑制する。しかしながら
添加量が０．０２％を超えると、多層溶接の場合、次の
溶接バスにより融点付近まで急熱されるボンド部でＴＩ
Ｎが分解して固溶Ｔｉとなった場合、溶接熱影響部の硬
度が上昇し、靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉの添加
量の上限は０．０２％とする。
部のオーステナイト粒の成長を抑制する。しかしながら
添加量が０．０２％を超えると、多層溶接の場合、次の
溶接バスにより融点付近まで急熱されるボンド部でＴＩ
Ｎが分解して固溶Ｔｉとなった場合、溶接熱影響部の硬
度が上昇し、靭性の劣化を招く。このため、Ｔｉの添加
量の上限は０．０２％とする。
Ｃｒ ： Ｃｒは、耐食性を向上させる他に、焼入性の
向上および析出硬化により母材の強度を高める作用があ
り、また母材の低温靭性の向上にも有効に寄与する。し
かしながら１．０％ を超える添加は、溶接熱影響部の
靭性および硬化性の観点から有害となるため上限は１．
０％とする。
向上および析出硬化により母材の強度を高める作用があ
り、また母材の低温靭性の向上にも有効に寄与する。し
かしながら１．０％ を超える添加は、溶接熱影響部の
靭性および硬化性の観点から有害となるため上限は１．
０％とする。
Ｍｏ ： Ｍｏは、焼入性の向上と析出硬化とにより母
材の強度を高めることができる。しかし０．５％を超え
る添加は溶接熱影響部の靭性の観点から有害となるため
上限を０．５％とする。
材の強度を高めることができる。しかし０．５％を超え
る添加は溶接熱影響部の靭性の観点から有害となるため
上限を０．５％とする。
ＢＩＢは、焼入性の向上ひいては母材の強度、靭性の向
上に有効に寄与するが、０．００２％を超える添加は、
溶接熱影響部の硬化を招くため、上限を０．００２％と
する。
上に有効に寄与するが、０．００２％を超える添加は、
溶接熱影響部の硬化を招くため、上限を０．００２％と
する。
希土類金属（ＲＥ！Ｍ） 二ＲＥＭは鋼中で硫化物若し
くは酸化物として存在し、このＲＢＭの硫化物、酸化物
は溶接部のボンド部においても安定しており、ＴｉＮと
同様にオーステナイト粒の成長を抑制して靭性を向上さ
せる。しかしながら０．０２％を超えて添加ずと鋼の清
浄度が低下し、かえって鋼の靭性を劣化させるので、上
限を０．０２％とする。
くは酸化物として存在し、このＲＢＭの硫化物、酸化物
は溶接部のボンド部においても安定しており、ＴｉＮと
同様にオーステナイト粒の成長を抑制して靭性を向上さ
せる。しかしながら０．０２％を超えて添加ずと鋼の清
浄度が低下し、かえって鋼の靭性を劣化させるので、上
限を０．０２％とする。
次にこの発明の製造法について具体的に説明する。
圧延仕上げ温度は９００°Ｃ以下とする必要がある。
というのは９００°Ｃを超える温度では結晶粒が粗大化
し靭性が劣化するからである。とはいえ圧延仕上げ温度
を６５０°Ｃよりも低くすると靭性が損なわれるので下
限は６５０ ’Ｃとした。
し靭性が劣化するからである。とはいえ圧延仕上げ温度
を６５０°Ｃよりも低くすると靭性が損なわれるので下
限は６５０ ’Ｃとした。
またこの温度域での累積圧下率は４０％以上を必要とす
る。というのは４０％未潰では十分な細粒組織が得られ
ないからである。すなわち、９００“Ｃ以下６５０℃以
上で４０％以上の累積圧下を加え圧延を終了する必要が
ある。
る。というのは４０％未潰では十分な細粒組織が得られ
ないからである。すなわち、９００“Ｃ以下６５０℃以
上で４０％以上の累積圧下を加え圧延を終了する必要が
ある。
次に圧延後の冷却については放冷してもよいが、強制冷
却を施すことは組織をベイナイト化、細粒化する上で非
常に効果的である。なお強制冷却する場合には、圧延終
了後室温まで強制冷却してもよいし、室温に至る前に強
制冷却を停止させてもよい。途中で強制冷却を停止する
場合、冷却停止温度は６００°Ｃ以下とするのが好まし
い。というのは６００°Ｃを超える温度で冷却を停止す
ると、ベイナイト化、細粒化の効果が不十分となるから
である。
却を施すことは組織をベイナイト化、細粒化する上で非
常に効果的である。なお強制冷却する場合には、圧延終
了後室温まで強制冷却してもよいし、室温に至る前に強
制冷却を停止させてもよい。途中で強制冷却を停止する
場合、冷却停止温度は６００°Ｃ以下とするのが好まし
い。というのは６００°Ｃを超える温度で冷却を停止す
ると、ベイナイト化、細粒化の効果が不十分となるから
である。
続いて、Ｃｕの析出処理を行うが、この析出処理は４０
０〜６５０°Ｃの範囲で行う必要がある。というのは４
００°Ｃより低いと、Ｃｕの析出が十分ではなく、一方
６５０″Ｃを超えると析出物が粗大し、強度の上昇効果
が薄らぐからである。
０〜６５０°Ｃの範囲で行う必要がある。というのは４
００°Ｃより低いと、Ｃｕの析出が十分ではなく、一方
６５０″Ｃを超えると析出物が粗大し、強度の上昇効果
が薄らぐからである。
（実施例）
表１に示す成分組成になる鋼を１０４０〜１０６０’ｃ
の温度に加熱したのち、同じく表１に示す製造条件にて
鋼板を製造した。
の温度に加熱したのち、同じく表１に示す製造条件にて
鋼板を製造した。
ついでこれらの鋼板をに開先に加工後、最大入熱５ ｋ
Ｊ／ｍｍで多層サブマージアーク溶接を施した。
Ｊ／ｍｍで多層サブマージアーク溶接を施した。
溶接後に溶接継手から断面がｔ（板厚）×２ｔて疲労ノ
ツチを第２図に示す位置としたＣＴＯＤ試験片を採取し
、ＣＴＯＤ試験に供した。ここにＣＴＯＤ試験は一１０
’Ｃにてそれぞれ３本づつ行い、その最低値で評価した
。なお疲労ノツチの導入および試験方法はイギリス規格
（ＢＳ） ５７６２ （１９７９）に準じた。また全て
の鋼板から引張試験片（Ｌ方向）およびシャルピー衝撃
試験片（Ｔ方向）を採取し、母材の強度および靭性につ
いても測定した。
ツチを第２図に示す位置としたＣＴＯＤ試験片を採取し
、ＣＴＯＤ試験に供した。ここにＣＴＯＤ試験は一１０
’Ｃにてそれぞれ３本づつ行い、その最低値で評価した
。なお疲労ノツチの導入および試験方法はイギリス規格
（ＢＳ） ５７６２ （１９７９）に準じた。また全て
の鋼板から引張試験片（Ｌ方向）およびシャルピー衝撃
試験片（Ｔ方向）を採取し、母材の強度および靭性につ
いても測定した。
これらの測定結果を表１に併記する。
鋼Ｎａｌ、２，３．４はそれぞれＮｌ／ＣＬＩ ％ Ｎ
ｉ／Ｃｕ、Ｐ含有量およびＳｉ含有量がこの発明の適正
範囲を超えているものであり、いずれも溶接部の溶融線
のＣＴＯＤ特性が劣っていた。
ｉ／Ｃｕ、Ｐ含有量およびＳｉ含有量がこの発明の適正
範囲を超えているものであり、いずれも溶接部の溶融線
のＣＴＯＤ特性が劣っていた。
またＮα５は、９００〜６５０°Ｃの累積圧下率が、こ
の発明の下限に満たない場合であり、溶接部の溶融線の
ＣＴＯＤ特性には優れていたが、強度・靭性に劣ってい
た。
の発明の下限に満たない場合であり、溶接部の溶融線の
ＣＴＯＤ特性には優れていたが、強度・靭性に劣ってい
た。
これに対し鋼阻６〜１３はいずれも、成分、製造条件と
もこの発明の範囲を満足するもので優れたＣＴＯＤ特性
を示した。とくに鋼隘７〜１３は、Ｎｂ、 Ｖ。
もこの発明の範囲を満足するもので優れたＣＴＯＤ特性
を示した。とくに鋼隘７〜１３は、Ｎｂ、 Ｖ。
Ｃｒ、 Ｍｏ、 Ｔｉ＋ Ｂ、 ＲＥＭをこの発明で規
定する範囲内で添加した場合であるが、これらの元素の
添加により、強度および継手部ＣＴＯＤ特性の一層の向
上が達成されている。
定する範囲内で添加した場合であるが、これらの元素の
添加により、強度および継手部ＣＴＯＤ特性の一層の向
上が達成されている。
（発明の効果）
かくしてこの発明に従い、高Ｃｕ添加鋼において、Ｎｉ
とＣｕの添加量の比をＳｔとＰの適切な範囲のもので規
定すると共に、適切な圧延条件と熱処理を加えることに
より、Ｎｉを、有効に活用して溶接継手部の靭性に優れ
た、従来にない高強度・高靭性の鋼板を製造することが
できる。
とＣｕの添加量の比をＳｔとＰの適切な範囲のもので規
定すると共に、適切な圧延条件と熱処理を加えることに
より、Ｎｉを、有効に活用して溶接継手部の靭性に優れ
た、従来にない高強度・高靭性の鋼板を製造することが
できる。
第１図は、溶接継手部のＣＴＯＤ （！： Ｎ ｉ／Ｃ
ｕとの関係を示したグラフ、 第２図は、溶接継手形状とＣＴＯＤ試験におけるノツチ
位置を示した図、 第３図は、Ｎｉ／ＣｕおよびＰ含有量が溶接継手部のＣ
ＴＯＤに及ぼす影響について示したグラフである。
ｕとの関係を示したグラフ、 第２図は、溶接継手形状とＣＴＯＤ試験におけるノツチ
位置を示した図、 第３図は、Ｎｉ／ＣｕおよびＰ含有量が溶接継手部のＣ
ＴＯＤに及ぼす影響について示したグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０１〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．２０〜２．０ｗｔ％、 Ｃｕ：０．７〜２．０ｗｔ％および Ａｌ：０．００５〜０．０、５ｗｔ％ を含み、かつＮｉをＣｕ量に応じて次式 ０．６５≦Ｎｉ／Ｃｕ≦０．８５ の範囲で、しかもＰをＮｉおよびＣｕ量に応じて次式 Ｐ≦０．０１−０．５｛（Ｎｉ／Ｃｕ）−０．７５｝＾
２を満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不
可避不純物よりなる鋼を、９００℃以下６５０℃以上で
４０％以上の累積圧下を加え圧延を終了し、かかる圧延
終了後空冷または強制冷却し、ついで４００〜６５０℃
の温度範囲においてＣｕ析出処理を施すことを特徴とす
る溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製造方法。 ２、Ｃ：０．０１〜０．１５ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０１〜０．２０ｗｔ％、 Ｍｎ：０．２０〜２．０ｗｔ％、 Ｃｕ：０．７〜２．０ｗｔ％および Ａｌ：０．００５〜０．０５ｗｔ％ を含み、かつＮｉをＣｕ量に応じて次式 ０．６５≦Ｎｉ／Ｃｕ≦０．８５ の範囲で、しかもＰをＮｉおよびＣｕ量に応じて次式 Ｐ≦０．０１−０．５｛（Ｎｉ／Ｃｕ）−０．７５｝＾
２を満足する範囲において含有し、さらに Ｎｂ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｖ：０．１ｗｔ％以下、 Ｔｉ：０．０２ｗｔ％以下、 Ｃｒ：１．０ｗｔ％以下、 Ｍｏ：０．５ｗｔ％以下、 Ｂ：０．００２ｗｔ％以下および ＲＥＭ：０．０２ｗｔ％以下 のうちから選んだ一種または二種以上を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼を、９００℃以下６
５０℃以上で４０％以上の累積圧下を加え圧延を終了し
、ついで４００〜６５０℃の温度範囲においてＣｕ析出
処理を施すことを特徴とする溶接継手部の靭性に優れた
鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63175173A JPH0668126B2 (ja) | 1988-07-15 | 1988-07-15 | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63175173A JPH0668126B2 (ja) | 1988-07-15 | 1988-07-15 | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0225517A true JPH0225517A (ja) | 1990-01-29 |
| JPH0668126B2 JPH0668126B2 (ja) | 1994-08-31 |
Family
ID=15991546
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63175173A Expired - Fee Related JPH0668126B2 (ja) | 1988-07-15 | 1988-07-15 | 溶接継手部の靭性に優れた鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0668126B2 (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60149722A (ja) * | 1984-01-14 | 1985-08-07 | Nippon Steel Corp | 溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
| JPS61149430A (ja) * | 1984-12-25 | 1986-07-08 | Kawasaki Steel Corp | 低温じん性および溶接性の優れた低Ｃ−Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法 |
| JPS62240747A (ja) * | 1986-04-11 | 1987-10-21 | Nippon Steel Corp | 冷間加工性及び溶接性にすぐれた加工、析出硬化型高張力鋼材およびその製造方法 |
-
1988
- 1988-07-15 JP JP63175173A patent/JPH0668126B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60149722A (ja) * | 1984-01-14 | 1985-08-07 | Nippon Steel Corp | 溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
| JPS61149430A (ja) * | 1984-12-25 | 1986-07-08 | Kawasaki Steel Corp | 低温じん性および溶接性の優れた低Ｃ−Ｃｕ析出型高張力鋼の製造方法 |
| JPS62240747A (ja) * | 1986-04-11 | 1987-10-21 | Nippon Steel Corp | 冷間加工性及び溶接性にすぐれた加工、析出硬化型高張力鋼材およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0668126B2 (ja) | 1994-08-31 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |