JP2002317242A - 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】この発明は、低温での大入熱溶接溶接部靭性に
優れた溶接構造用高張力鋼を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．
００５％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、必要に応じ
てＣｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、
Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％の一種または二種以上
を含有し、且つ，Ｐ値：０．１０〜０．４０を満足し、
残部実質的に鉄及び不可避不純物とする。 但し、Ｐ＝（[Ｃａ]−０．４[Ｏ]）／[Ｓ] [Ｃａ]、[Ｏ]，[Ｓ]は、鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とす
る。
優れた溶接構造用高張力鋼を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．
００５％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、必要に応じ
てＣｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、
Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３％の一種または二種以上
を含有し、且つ，Ｐ値：０．１０〜０．４０を満足し、
残部実質的に鉄及び不可避不純物とする。 但し、Ｐ＝（[Ｃａ]−０．４[Ｏ]）／[Ｓ] [Ｃａ]、[Ｏ]，[Ｓ]は、鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とす
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、貯槽タンク、船
舶、橋梁および建築等の大型溶接鋼構造物に用いられる
高張力鋼で、特に入熱が６０ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶
接熱影響部における低温（−４０℃以下）靭性に優れた
ものに関する。
舶、橋梁および建築等の大型溶接鋼構造物に用いられる
高張力鋼で、特に入熱が６０ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶
接熱影響部における低温（−４０℃以下）靭性に優れた
ものに関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、鋼構造物は大型化される傾向にあ
り、施工費を低減させる観点から溶接作業の工数削減、
能率向上が可能となる大入熱溶接が適用されるようにな
ってきた。
り、施工費を低減させる観点から溶接作業の工数削減、
能率向上が可能となる大入熱溶接が適用されるようにな
ってきた。
【０００３】大入熱のエレクトロガス溶接やサブマージ
アーク溶接を高張力鋼に適用した場合、溶接熱影響部の
靭性劣化が問題となり、その原因として、１．オーステ
ナイト結晶粒の粗大化、２．上部ベイナイトの生成、
３．島状マルテンサイの生成が挙げられている。
アーク溶接を高張力鋼に適用した場合、溶接熱影響部の
靭性劣化が問題となり、その原因として、１．オーステ
ナイト結晶粒の粗大化、２．上部ベイナイトの生成、
３．島状マルテンサイの生成が挙げられている。
【０００４】特公昭５５−２６１６４号公報には、微細
なＴｉＮを析出させ、γ結晶粒の粗大化を抑制し、溶接
熱影響部靭性を確保する技術が開示されている。しか
し、ＴｉＮは１４００℃を超えると大部分が母材に固溶
するため、ＢＯＮＤ部の結晶粒は粗大化し、靭性の劣化
が避けられない。
なＴｉＮを析出させ、γ結晶粒の粗大化を抑制し、溶接
熱影響部靭性を確保する技術が開示されている。しか
し、ＴｉＮは１４００℃を超えると大部分が母材に固溶
するため、ＢＯＮＤ部の結晶粒は粗大化し、靭性の劣化
が避けられない。
【０００５】特開昭６１−７９７４５号公報は、Ｔｉ酸
化物粒子を粒内フェライトの核生成サイトとし、特開平
５−２８７３７４号公報には、Ｃａ酸化物、Ｃａオキシ
サルファイドを粒内アシキュラーフェライトの核生成サ
イトとし、溶接部の組織を微細化して靭性を改善するこ
とが記載されている。
化物粒子を粒内フェライトの核生成サイトとし、特開平
５−２８７３７４号公報には、Ｃａ酸化物、Ｃａオキシ
サルファイドを粒内アシキュラーフェライトの核生成サ
イトとし、溶接部の組織を微細化して靭性を改善するこ
とが記載されている。
【０００６】また、特開平１０−１８３２９５号公報に
は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を核とし、ＴｉＮやＭｎＳ
を析出させ、γ結晶粒の粗大化を抑制するとともに粒内
フェライトの生成を促進し、溶接熱影響部靭性を改善す
ることが記載されている。
は、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を核とし、ＴｉＮやＭｎＳ
を析出させ、γ結晶粒の粗大化を抑制するとともに粒内
フェライトの生成を促進し、溶接熱影響部靭性を改善す
ることが記載されている。
【０００７】本技術は、脱酸工程において溶鋼の溶存酸
素量をＳｉで調整した後、Ｔｉ，Ａｌ，Ｃａの順で脱酸
することを特徴としている。
素量をＳｉで調整した後、Ｔｉ，Ａｌ，Ｃａの順で脱酸
することを特徴としている。
【０００８】しかしながら、特開平５−２８７３７４号
公報による方法では、Ｃａ酸化物を安定に確保するた
め、Ｏを０．００４０％以下とし、強脱酸元素のＡｌを
０．００７％以下の微少量に制御しなければならない。
公報による方法では、Ｃａ酸化物を安定に確保するた
め、Ｏを０．００４０％以下とし、強脱酸元素のＡｌを
０．００７％以下の微少量に制御しなければならない。
【０００９】更に、Ｃａ酸化物を生成させるため、Ｏが
適度に残存するようＡｌ量を調整しなければならず、実
機に適用した場合は、Ａｌを含有させることはできな
い。
適度に残存するようＡｌ量を調整しなければならず、実
機に適用した場合は、Ａｌを含有させることはできな
い。
【００１０】実質的にＡｌを含有しない鋼において、更
に微細な酸化物を鋼中に均一分散させるには、その脱酸
方法や各種元素の添加手順を厳密に制御する必要があ
り、実操業上、負担が大きい。
に微細な酸化物を鋼中に均一分散させるには、その脱酸
方法や各種元素の添加手順を厳密に制御する必要があ
り、実操業上、負担が大きい。
【００１１】また、鋼中Ａｌ量が少ない場合、一般的な
溶接材料では、溶接金属部の靭性劣化の生じることがあ
る。
溶接材料では、溶接金属部の靭性劣化の生じることがあ
る。
【００１２】特開平１０−１８３２９５号公報による方
法では、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物やＴｉＮ，ＭｎＳを効
果的に多数を均一微細に分散させるため、Ｓｉによる予
備脱酸で溶存酸素濃度を２０〜８０ｐｐｍとした溶鋼に
Ｔｉを添加して脱酸処理し、その後適量のＡｌやＣａを
短時間のうちに添加しなければならず、実操業上、困難
なことが多い。
法では、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物やＴｉＮ，ＭｎＳを効
果的に多数を均一微細に分散させるため、Ｓｉによる予
備脱酸で溶存酸素濃度を２０〜８０ｐｐｍとした溶鋼に
Ｔｉを添加して脱酸処理し、その後適量のＡｌやＣａを
短時間のうちに添加しなければならず、実操業上、困難
なことが多い。
【００１３】更に、対象とする溶接部の低温靭性は、−
２０℃程度に過ぎない。
２０℃程度に過ぎない。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、以上の点に
鑑みなされたもので、入熱６０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱
溶接溶接部のＢＯＮＤ部で優れた低温靭性（−５０℃で
のシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以上）を有する高
張力鋼を提供することを目的とする。
鑑みなされたもので、入熱６０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱
溶接溶接部のＢＯＮＤ部で優れた低温靭性（−５０℃で
のシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以上）を有する高
張力鋼を提供することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、入熱６０
ｋＪ／ｃｍ以上による溶接継手部のＢＯＮＤ部の組織に
ついて詳細に検討し、Ｃａを添加し、鋼中Ｏ量、Ｓ量を
制御することで粒内フェライト形成が促進されること、
またその場合、良好な低温靭性の得られることを知見し
た。
ｋＪ／ｃｍ以上による溶接継手部のＢＯＮＤ部の組織に
ついて詳細に検討し、Ｃａを添加し、鋼中Ｏ量、Ｓ量を
制御することで粒内フェライト形成が促進されること、
またその場合、良好な低温靭性の得られることを知見し
た。
【００１６】本発明は以上の知見を基に更に検討を加え
てなされたものであり、すなわち、本発明は、 １． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｓ：
０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｃａ：
０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００
５％、Ｏ：０．００１〜０．００７％を含有し、且つ，
Ｐ値：０．１０〜０．４０を満足する残部実質的に鉄及
び不可避不純物よりなる溶接熱影響部の靭性に優れた低
温用溶接構造用高張力鋼。
てなされたものであり、すなわち、本発明は、 １． 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：
０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｓ：
０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｃａ：
０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００
５％、Ｏ：０．００１〜０．００７％を含有し、且つ，
Ｐ値：０．１０〜０．４０を満足する残部実質的に鉄及
び不可避不純物よりなる溶接熱影響部の靭性に優れた低
温用溶接構造用高張力鋼。
【００１７】但し、Ｐ＝（[Ｃａ]−０．４[Ｏ]）／[Ｓ] [Ｃａ]、[Ｏ]，[Ｓ]は、鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とす
る。
る。
【００１８】２． 更に鋼成分として質量％で、Ｃｕ≦
０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦
０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％、Ｂ：０．
０００３〜０．００３％の一種または二種以上を含有す
ることを特徴とする1記載の溶接熱影響部の靭性に優れ
た低温用溶接構造用高張力鋼。
０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦
０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％、Ｂ：０．
０００３〜０．００３％の一種または二種以上を含有す
ることを特徴とする1記載の溶接熱影響部の靭性に優れ
た低温用溶接構造用高張力鋼。
【００１９】
【発明の実施の形態】以下、本発明における成分限定理
由について詳細に説明する。
由について詳細に説明する。
【００２０】Ｃ Ｃは強度を確保するために有効な元素である。その効果
を得るため、０．０４％以上添加する。一方、０．１２
％を超えて多量に添加すると、溶接熱影響部部に島状マ
ルテンサイトが生成しやすくなり、靭性が低下し、また
溶接性も劣化するため、０．０４〜０．１２％（０．０
４％以上、０．１２％以下）とする。
を得るため、０．０４％以上添加する。一方、０．１２
％を超えて多量に添加すると、溶接熱影響部部に島状マ
ルテンサイトが生成しやすくなり、靭性が低下し、また
溶接性も劣化するため、０．０４〜０．１２％（０．０
４％以上、０．１２％以下）とする。
【００２１】Ｓｉ Ｓｉは、強度を確保し、製鋼過程において脱酸剤として
必要なため添加する。０．０１％未満ではその効果が不
十分で、０．０１％以上添加する。一方、０．５％を超
えて添加すると島状マルテンサイトが生成し、溶接熱影
響部靭性が劣化するため、０．０１〜０．５％とする。
必要なため添加する。０．０１％未満ではその効果が不
十分で、０．０１％以上添加する。一方、０．５％を超
えて添加すると島状マルテンサイトが生成し、溶接熱影
響部靭性が劣化するため、０．０１〜０．５％とする。
【００２２】Ｍｎ Ｍｎは、強度を確保するため添加する。０．５％未満で
はその効果が不十分で、０．５％以上添加する。一方、
２．０％を超えて添加すると焼入れ性を増大させ、溶接
性、溶接熱影響部靭性が劣化するため、０．５〜２．０
％とする。
はその効果が不十分で、０．５％以上添加する。一方、
２．０％を超えて添加すると焼入れ性を増大させ、溶接
性、溶接熱影響部靭性が劣化するため、０．５〜２．０
％とする。
【００２３】Ｓ Ｓは、溶接熱影響部においてフェライトの核生成サイト
となるＣａＳを生成させるため必要である。その効果を
得るため、０．００１％以上とする。一方、０．０１％
を超えると、母材および溶接部の靭性が劣化し、また、
溶接部の割れ感受性も劣化させるため、０．００１〜
０．０１％とする。
となるＣａＳを生成させるため必要である。その効果を
得るため、０．００１％以上とする。一方、０．０１％
を超えると、母材および溶接部の靭性が劣化し、また、
溶接部の割れ感受性も劣化させるため、０．００１〜
０．０１％とする。
【００２４】Ｔｉ Ｔｉは、溶接熱影響部でγ粒の粗大化を抑制するととも
に、フェライトの核生成を促進するＴｉＮを生成させる
ため添加する。その効果を得るため、０．００５％以上
添加する。一方、０．０２％を超えると、母材および溶
接熱影響部の靭性を劣化させる粗大なＴｉＣが析出する
ため、０．００５〜０．０２％とする。
に、フェライトの核生成を促進するＴｉＮを生成させる
ため添加する。その効果を得るため、０．００５％以上
添加する。一方、０．０２％を超えると、母材および溶
接熱影響部の靭性を劣化させる粗大なＴｉＣが析出する
ため、０．００５〜０．０２％とする。
【００２５】ｓｏｌ．Ａｌ Ａｌは脱酸剤および粒内フェライトの析出サイトとなる
介在物を生成させるため、添加する。その効果を得るた
め、０．０１５％以上添加する。一方、０．０５％以上
添加すると介在物が粗大となり、靭性が低下するため、
０．０１５〜０．０５％とする。
介在物を生成させるため、添加する。その効果を得るた
め、０．０１５％以上添加する。一方、０．０５％以上
添加すると介在物が粗大となり、靭性が低下するため、
０．０１５〜０．０５％とする。
【００２６】Ｃａ Ｃａは、Ｃａ−Ａｌ系複合酸化物を生成し、それを核に
ＴｉＮやＣａＳを析出させ、粒内フェライトを析出させ
る効果があり、本願発明では重要な元素である。０．０
０１％未満ではその効果が十分得られず、一方、０．０
０４％を超えて添加すると、大型介在物やクラスターが
生成し、鋼の清浄度が劣化するため、０．００１〜０．
００４％とする。尚、Ｃａによる鋼中介在物の複合化に
よりＳ，Ｏ濃度が制御されるが、Ｔｉとの複合添加が詳
細な理由は不明であるが有効であった。
ＴｉＮやＣａＳを析出させ、粒内フェライトを析出させ
る効果があり、本願発明では重要な元素である。０．０
０１％未満ではその効果が十分得られず、一方、０．０
０４％を超えて添加すると、大型介在物やクラスターが
生成し、鋼の清浄度が劣化するため、０．００１〜０．
００４％とする。尚、Ｃａによる鋼中介在物の複合化に
よりＳ，Ｏ濃度が制御されるが、Ｔｉとの複合添加が詳
細な理由は不明であるが有効であった。
【００２７】Ｎ Ｎは、ＴｉＮを生成し、溶接熱影響部でγ結晶粒の粗大
化を抑制すると共に、フェライトの核生成となり、粒内
フェライトを析出させるため、０．００１％以上とす
る。一方、０．００５％を超えると固溶Ｎが多くなり、
母材、溶接部の靭性を劣化させるため、０．００１〜
０．００５％とする。
化を抑制すると共に、フェライトの核生成となり、粒内
フェライトを析出させるため、０．００１％以上とす
る。一方、０．００５％を超えると固溶Ｎが多くなり、
母材、溶接部の靭性を劣化させるため、０．００１〜
０．００５％とする。
【００２８】Ｏ Ｏは、Ｃａ−Ａｌ複合酸化物を生成し、溶接熱影響部の
靭性を改善する。その効果を得るため、０．００１％以
上とする。一方、０．００７％を超えると鋼中Ｏが過剰
となり、母材靭性が劣化するため、０．００１〜０．０
０７％とする。
靭性を改善する。その効果を得るため、０．００１％以
上とする。一方、０．００７％を超えると鋼中Ｏが過剰
となり、母材靭性が劣化するため、０．００１〜０．０
０７％とする。
【００２９】Ｐ値 Ｐ値は（[Ｃａ]−０．４[Ｏ]）／[Ｓ]、但し、[Ｃａ]、
[Ｏ]，[Ｓ]は、鋼中含有量（ｍａｓｓ％））として表さ
れ、Ｃａ，Ｐ，Ｏが複合化された介在物を核とする粒内
フェライトの形成傾向を示す。
[Ｏ]，[Ｓ]は、鋼中含有量（ｍａｓｓ％））として表さ
れ、Ｃａ，Ｐ，Ｏが複合化された介在物を核とする粒内
フェライトの形成傾向を示す。
【００３０】粒内フェライトの核生成サイトは介在物の
複合割合およびそれに伴う析出物形態変化により増減
し、Ｐ値が０．１未満では、アルミナが増加し、フェラ
イトの形成が促進されず、一方、０．４を超えると介在
物は粗大化し、靭性が低下するため、０．１０〜０．４
０とする。
複合割合およびそれに伴う析出物形態変化により増減
し、Ｐ値が０．１未満では、アルミナが増加し、フェラ
イトの形成が促進されず、一方、０．４を超えると介在
物は粗大化し、靭性が低下するため、０．１０〜０．４
０とする。
【００３１】以上が本発明の基本成分組成であるが、そ
の強度特性を向上させるため更にＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂの一種又は二種以上を含有することが
できる。
の強度特性を向上させるため更にＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂの一種又は二種以上を含有することが
できる。
【００３２】Ｃｕ Ｃｕは、過剰に添加すると溶接性を損ねると共に、析出
硬化により母材や溶接熱影響部の靭性を劣化させるた
め、０．５％以下とする。
硬化により母材や溶接熱影響部の靭性を劣化させるた
め、０．５％以下とする。
【００３３】Ｎｉ Ｎｉは、過剰に添加すると溶接性を損ねると共に、製造
原価を上昇させるため、１．０％以下とする。
原価を上昇させるため、１．０％以下とする。
【００３４】Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂは過剰に添加すると溶接性を損ね
ると共に、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、Ｃｒ
≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦
０．０３％とする。
ると共に、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、Ｃｒ
≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦
０．０３％とする。
【００３５】Ｂ Ｂは溶接熱影響部の靭性に有害なフェライトサイドプレ
ートの成長を抑制するとともに、ＢＮとして固溶Ｎを固
定し、溶接熱影響部の靭性劣化を防止する。しかし、過
剰な添加は固溶Ｂを増加させ、溶接性を損ね、溶接熱影
響部の焼入れ性を向上し、靭性を劣化させるため、０．
０００３〜０．００３％とする。
ートの成長を抑制するとともに、ＢＮとして固溶Ｎを固
定し、溶接熱影響部の靭性劣化を防止する。しかし、過
剰な添加は固溶Ｂを増加させ、溶接性を損ね、溶接熱影
響部の焼入れ性を向上し、靭性を劣化させるため、０．
０００３〜０．００３％とする。
【００３６】尚、本発明では、その作用・効果を損なわ
ない範囲で、微量元素を含有することが可能である。
ない範囲で、微量元素を含有することが可能である。
【００３７】本発明鋼は、常法の製鋼、圧延、熱処理法
により製造することが可能で特にその製造方法が限定さ
れるものではない。上記成分系の鋼を転炉、電気炉など
で溶製し、連続鋳造または造塊分塊法によりスラブとす
る。析出物を微細に分散させるため、冷却速度の速い連
続鋳造法が好ましいが、スラブ加熱以降、製品までの工
程は、所望する母材の特性によって、制御圧延、制御冷
却、焼入れ焼戻しなど処理が可能で特に規定しない。
により製造することが可能で特にその製造方法が限定さ
れるものではない。上記成分系の鋼を転炉、電気炉など
で溶製し、連続鋳造または造塊分塊法によりスラブとす
る。析出物を微細に分散させるため、冷却速度の速い連
続鋳造法が好ましいが、スラブ加熱以降、製品までの工
程は、所望する母材の特性によって、制御圧延、制御冷
却、焼入れ焼戻しなど処理が可能で特に規定しない。
【００３８】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を、連続鋳造スラブ
とし、１１５０〜１２５０℃に加熱後、熱間圧延し、加
速冷却を行い、板厚２０ｍｍの鋼板とした。
とし、１１５０〜１２５０℃に加熱後、熱間圧延し、加
速冷却を行い、板厚２０ｍｍの鋼板とした。
【００３９】得られた鋼板の機械的性質および大入熱溶
接の溶接熱影響部の靭性を調査した。溶接は、入熱６０
ｋＪ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接で行い、溶接部
のシャルピー衝撃試験（切欠き位置：ＢＯＮＤ部、ＨＡ
Ｚ１ｍｍ：ＢＯＮＤ部＋１ｍｍ）を板厚１／４から採取
した。また、溶接ＢＯＮＤ部の再現熱サイクル試験を最
高加熱温度１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間８
０ｓｅｃ（板厚２０ｍｍ，溶接入熱６０ｋＪ／ｃｍに相
当）で行った。
接の溶接熱影響部の靭性を調査した。溶接は、入熱６０
ｋＪ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接で行い、溶接部
のシャルピー衝撃試験（切欠き位置：ＢＯＮＤ部、ＨＡ
Ｚ１ｍｍ：ＢＯＮＤ部＋１ｍｍ）を板厚１／４から採取
した。また、溶接ＢＯＮＤ部の再現熱サイクル試験を最
高加熱温度１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間８
０ｓｅｃ（板厚２０ｍｍ，溶接入熱６０ｋＪ／ｃｍに相
当）で行った。
【００４０】表２に母材の機械的性質、溶接熱影響部の
試験結果を示す。本発明鋼のＮｏ．１〜１１は、母材強
度が引張強さ：５００Ｎ／ｍｍ2以上，母材靭性が−５
０℃で２００Ｊ以上であり、再現熱サイクル試験による
溶接ＢＯＮＤ部靭性では−５０℃で、８５Ｊ以上が得ら
れている。
試験結果を示す。本発明鋼のＮｏ．１〜１１は、母材強
度が引張強さ：５００Ｎ／ｍｍ2以上，母材靭性が−５
０℃で２００Ｊ以上であり、再現熱サイクル試験による
溶接ＢＯＮＤ部靭性では−５０℃で、８５Ｊ以上が得ら
れている。
【００４１】一方、比較鋼のＮｏ．１２〜２４は、成分
組成、またはＰ値の何れかが本発明範囲外で、母材特
性、溶接熱影響部の特性の何れか、または両者が劣って
いる。
組成、またはＰ値の何れかが本発明範囲外で、母材特
性、溶接熱影響部の特性の何れか、または両者が劣って
いる。
【００４２】Ｎｏ．1２〜１５、１７，１８，２０，２
２は、母材特性（強度、靭性）は、本発明鋼と同等であ
るが、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性が
−５０℃で４０Ｊ未満と劣っている。
２は、母材特性（強度、靭性）は、本発明鋼と同等であ
るが、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性が
−５０℃で４０Ｊ未満と劣っている。
【００４３】Ｎｏ．１６はＴｉ，Ｎが、Ｎｏ．２３はＳ
が、本発明の上限値を超えているため、母材靭性、再現
熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性に劣ってい
る。
が、本発明の上限値を超えているため、母材靭性、再現
熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性に劣ってい
る。
【００４４】Ｎｏ．２１は、Ｃが本発明の下限値未満で
あり、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性は
本発明鋼と同等であるが、母材の引張り強さが５００Ｎ
／ｍｍ2未満と劣っている。
あり、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性は
本発明鋼と同等であるが、母材の引張り強さが５００Ｎ
／ｍｍ2未満と劣っている。
【００４５】Ｎｏ．１９，２４は、Ｐ値が本発明範囲外
で、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性に劣
っている。
で、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性に劣
っている。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【発明の効果】本発明によれば、安価な成分組成で、低
温での大入熱溶接部靭性に優れた溶接構造用高張力鋼が
得られ、産業上極めて有用である。
温での大入熱溶接部靭性に優れた溶接構造用高張力鋼が
得られ、産業上極めて有用である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ▲角▼ 博幸 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．
００５％、Ｏ：０．００１〜０．００７％を含有し、且
つ，Ｐ値：０．１０〜０．４０を満足する残部実質的に
鉄及び不可避不純物よりなる溶接熱影響部の靭性に優れ
た低温用溶接構造用高張力鋼。 但し、Ｐ＝（[Ｃａ]−０．４[Ｏ]）／[Ｓ] [Ｃａ]、[Ｏ]，[Ｓ]は、鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とす
る。 - 【請求項２】 更に鋼成分として質量％で、Ｃｕ≦０．
５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５
％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％、Ｂ：０．０００
３〜０．００３％の一種または二種以上を含有すること
を特徴とする請求項1記載の溶接熱影響部の靭性に優れ
た低温用溶接構造用高張力鋼。
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2001
- 2001-04-19 JP JP2001121184A patent/JP5145616B2/ja not_active Expired - Fee Related
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