JP2002521204A - 低合金鋼 - Google Patents
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Abstract
(57)【要約】
良好な衝撃靭性、耐焼戻し性、および耐焼戻脆性を必要とする使用条件に供される工業用部品の肉盛、例えばスチールミルキャスターロールおよびその溶着用のサブマージドアーク溶接線材として用いられる低合金鋼。低合金鋼の組成物は、約0.1重量％未満のC、約1.5〜約5.0重量％のNiおよび約0.5〜約3.0重量％のMoを有する。V、Crおよび他の炭化物形成体は、工業用部品上への溶接による該低合金鋼の溶着の際に炭化物の実質的な析出を回避するのに充分な程度に、合金鋼組成物から除去されている。
Description
【０００１】 （技術分野） 本発明は、良好な衝撃靭性、耐焼戻し（テンパー）性、および耐焼戻脆化性を
必要とするような使用条件に供される、工業用部品の肉盛に用いられる合金に関
する。特に興味のある一つのそのような利用は、スチールミルキャスターロール
を肉盛（building up）溶接および修繕（recondition）するための使用である。
必要とするような使用条件に供される、工業用部品の肉盛に用いられる合金に関
する。特に興味のある一つのそのような利用は、スチールミルキャスターロール
を肉盛（building up）溶接および修繕（recondition）するための使用である。
【０００２】 （背景技術） スチールミルキャスターロールは、代表的には鍛造または鋳造されたコア基材
と、肉盛層（単に肉盛とも言う）と、ステンレスオーバーレイである上層とを有
する。これに関し、重要なことは、鋳造ロールが使用中に変形しないよう充分な
圧縮強度を持つように、肉盛層が高い降伏強度を持つことである。また重要なこ
とは、上層中に形成する傾向のあるクラックが肉盛層まで伝わらないように、す
なわち、上層中の表面クラックを確実に上層中にとどめるのに役立つように、肉
盛層が高い衝撃靭性を持つことも重要である。通常、肉盛層として用いられる二
種類の合金は下記の通りである：
と、肉盛層（単に肉盛とも言う）と、ステンレスオーバーレイである上層とを有
する。これに関し、重要なことは、鋳造ロールが使用中に変形しないよう充分な
圧縮強度を持つように、肉盛層が高い降伏強度を持つことである。また重要なこ
とは、上層中に形成する傾向のあるクラックが肉盛層まで伝わらないように、す
なわち、上層中の表面クラックを確実に上層中にとどめるのに役立つように、肉
盛層が高い衝撃靭性を持つことも重要である。通常、肉盛層として用いられる二
種類の合金は下記の通りである：
【０００３】 これらの先行技術の合金は、焼戻し脆化を受けやすく、低い靭性を有し、冷却
速度の影響を受けやすい。特に、焼戻し脆化は、金属溶着層の再加熱による靭性
の低下に相当し、これは、シャルピーVノッチ値の低下に対応する。また焼戻し
脆化は、主に炭化物の析出と硬度の上昇に起因する。冷却速度は炭化物の析出に
影響が得られるため、このような先行技術の合金は、それ自体、所望の性質を得
るために狭い冷却速度範囲でしか、溶着させることがでない。このため、溶接溶
着パス間温度（IPT）が非常に高くなって、冷却速度が、炭化物の析出を促進す
るのに充分に低くくなるつれて、溶着を中断する必要がある。肉盛層の溶着を繰
り返し中断しなければならないことは生産性を著しく減少させる。また、これら
合金の焼戻し脆化の受けやすさおよび冷却速度に対する感受性は、肉盛層の品質
とコンシステンシーを低下させる傾向を有する。
速度の影響を受けやすい。特に、焼戻し脆化は、金属溶着層の再加熱による靭性
の低下に相当し、これは、シャルピーVノッチ値の低下に対応する。また焼戻し
脆化は、主に炭化物の析出と硬度の上昇に起因する。冷却速度は炭化物の析出に
影響が得られるため、このような先行技術の合金は、それ自体、所望の性質を得
るために狭い冷却速度範囲でしか、溶着させることがでない。このため、溶接溶
着パス間温度（IPT）が非常に高くなって、冷却速度が、炭化物の析出を促進す
るのに充分に低くくなるつれて、溶着を中断する必要がある。肉盛層の溶着を繰
り返し中断しなければならないことは生産性を著しく減少させる。また、これら
合金の焼戻し脆化の受けやすさおよび冷却速度に対する感受性は、肉盛層の品質
とコンシステンシーを低下させる傾向を有する。
【０００４】 （発明の開示） したがって、本発明の目的は、高い降伏強度、良好な衝撃靭性、耐焼戻し性、
耐焼戻し脆化性および高温耐磨耗性を必要とする製造および使用条件に付される
ような、工業用部品の肉盛（肉盛溶接）のための合金を提供し、スチールミルキ
ャスターロールの肉盛と修繕に用いられる合金を提供し、焼戻し脆化に対して低
下した感受性および冷却速度とパス間温度に対して低下した感受性とを有する前
記合金を提供し、増強した靭性を有する前記合金を提供し、簡単に製造される線
材を用いて容易に溶着させることのできる前記合金を提供することにある。
耐焼戻し脆化性および高温耐磨耗性を必要とする製造および使用条件に付される
ような、工業用部品の肉盛（肉盛溶接）のための合金を提供し、スチールミルキ
ャスターロールの肉盛と修繕に用いられる合金を提供し、焼戻し脆化に対して低
下した感受性および冷却速度とパス間温度に対して低下した感受性とを有する前
記合金を提供し、増強した靭性を有する前記合金を提供し、簡単に製造される線
材を用いて容易に溶着させることのできる前記合金を提供することにある。
【０００５】 しがたって、本発明は、要約すれば、工業用部品の肉盛に用いられる低合金鋼
に関する。本発明の好適な一具体例によれば、低合金鋼は、工業用部品上の肉盛
層の形態にある。本発明の別の好適な一具体例によれば、低合金鋼は、溶接によ
って肉盛層を溶着するために用いられる線材の形態にある。低合金鋼鋼は約0.1
重量％未満のC、約1.5〜約5.0重量％のNi、および約0.5〜約3.0重量％のMoを有
する。バナジウムとCrは、当該低合金鋼を工業用部品に溶接して溶着する際に、
バナジウム炭化物とクロム炭化物の実質的な析出を回避するのに充分な程度に、
低合金鋼から充分に除かれる。
に関する。本発明の好適な一具体例によれば、低合金鋼は、工業用部品上の肉盛
層の形態にある。本発明の別の好適な一具体例によれば、低合金鋼は、溶接によ
って肉盛層を溶着するために用いられる線材の形態にある。低合金鋼鋼は約0.1
重量％未満のC、約1.5〜約5.0重量％のNi、および約0.5〜約3.0重量％のMoを有
する。バナジウムとCrは、当該低合金鋼を工業用部品に溶接して溶着する際に、
バナジウム炭化物とクロム炭化物の実質的な析出を回避するのに充分な程度に、
低合金鋼から充分に除かれる。
【０００６】 本発明の他の目的と特徴は以下で部分的に明らかとなり、部分的に説明されよ
う。
う。
【０００７】 （図面の説明） 図１は、先行技術の合金に対する本発明の合金の焼戻し応答を比較したグラフ
、図２は、本発明の合金の顕微鏡写真、図３および図4は、先行技術の合金の顕
微鏡写真である。
、図２は、本発明の合金の顕微鏡写真、図３および図4は、先行技術の合金の顕
微鏡写真である。
【０００８】 （発明の詳説） 前記成分を、以下に記載の組み合わせによって混和することにより、本発明は
、冷却速度とパス間温度に対して低下した感受性を達成できる一方、例えばキャ
スターロールに対して著しい降伏強度、圧縮強度および衝撃靭性を達成する。パ
ス間温度は、溶接溶着金属が適用される基材の温度に相当する。基材は、キャス
ターロールのコアのような通常採用されている基材からなるか、または直前の溶
接パスで溶着した材料を指す。材料が溶着される基材は、より冷たいために、32
5゜Fのパス間温度は、例えば500゜Fのパス間温度よりも溶接溶着材料の速い冷却
速度をもたらす。炭化物形成元素を含有する合金に関する一般原則として、固溶
体中に炭化物形成元素を保つために、低いパス間温度に起因するより速い冷却速
度が必要である。炭化物はクラック開始部位として働きうるので、炭化物形成元
素が固溶体中に保たれずに炭化物として析出する場合、有害な効果がありうる。
低いパス間温度に起因する速い冷却速度は、炭化物形成の問題を提示するが、基
材をパス間で冷却するために時間をかけなければならないので、それ自体の問題
、つまり低下した生産性を導く。これに対し、本発明の合金は、冷却速度に対す
る感受性が少ないために、パス間温度に対して少ない注意により、すなわち冷却
のための少ない中断で、すなわち高い生産性で溶着させることができる。
、冷却速度とパス間温度に対して低下した感受性を達成できる一方、例えばキャ
スターロールに対して著しい降伏強度、圧縮強度および衝撃靭性を達成する。パ
ス間温度は、溶接溶着金属が適用される基材の温度に相当する。基材は、キャス
ターロールのコアのような通常採用されている基材からなるか、または直前の溶
接パスで溶着した材料を指す。材料が溶着される基材は、より冷たいために、32
5゜Fのパス間温度は、例えば500゜Fのパス間温度よりも溶接溶着材料の速い冷却
速度をもたらす。炭化物形成元素を含有する合金に関する一般原則として、固溶
体中に炭化物形成元素を保つために、低いパス間温度に起因するより速い冷却速
度が必要である。炭化物はクラック開始部位として働きうるので、炭化物形成元
素が固溶体中に保たれずに炭化物として析出する場合、有害な効果がありうる。
低いパス間温度に起因する速い冷却速度は、炭化物形成の問題を提示するが、基
材をパス間で冷却するために時間をかけなければならないので、それ自体の問題
、つまり低下した生産性を導く。これに対し、本発明の合金は、冷却速度に対す
る感受性が少ないために、パス間温度に対して少ない注意により、すなわち冷却
のための少ない中断で、すなわち高い生産性で溶着させることができる。
【０００９】 本発明の合金は、最大約0.1％のC含量を有する。C含量は、好適には約0.001〜
約0.06％の範囲にある。本明細書で示されるすべてのパーセンテージは重量によ
るもので、元素組成を示しているが、そのような元素は合金中で結合した形態で
存在することができる。炭素は、最大の達成可能な硬度を高めるが、C含量は、
クラックの開始部位として働きうる炭化物の形成を避けるため、前記の上限以下
に保持する。また、炭素含量は許容される靭性を保持するためにこれらの上限以
下に保つ。C含量をこの範囲に保持することにより、必要とされる強度と靭性は
、広い溶接パラメーター範囲において達成されるので、IPT感受性に関連した中
断を少なくし、生産性が高まる。言い換えれば、特に、必要とされる強度と靭性
が達成可能な狭い溶出パラメーター領域において、焼入性増大に伴う問題が減少
する。
約0.06％の範囲にある。本明細書で示されるすべてのパーセンテージは重量によ
るもので、元素組成を示しているが、そのような元素は合金中で結合した形態で
存在することができる。炭素は、最大の達成可能な硬度を高めるが、C含量は、
クラックの開始部位として働きうる炭化物の形成を避けるため、前記の上限以下
に保持する。また、炭素含量は許容される靭性を保持するためにこれらの上限以
下に保つ。C含量をこの範囲に保持することにより、必要とされる強度と靭性は
、広い溶接パラメーター範囲において達成されるので、IPT感受性に関連した中
断を少なくし、生産性が高まる。言い換えれば、特に、必要とされる強度と靭性
が達成可能な狭い溶出パラメーター領域において、焼入性増大に伴う問題が減少
する。
【００１０】 合金のMn含量は、約0.5％〜約3.0％の範囲、好適には約0.5％〜約2.0％の範囲
で保持される。本発明組成物の金属中で、マンガンは固溶体を強化する効果を有
する。規定された0.5％よりも実質的に低いマンガンは、所望とされる強化の効
果が得られない一方で、この規定された上限よりも実質的に高いMnは、特に約1
％以下のSiの存在下において、ベイナイトとマルテンサイトの混合形態の微小構
造の形成を促進する傾向がある。
で保持される。本発明組成物の金属中で、マンガンは固溶体を強化する効果を有
する。規定された0.5％よりも実質的に低いマンガンは、所望とされる強化の効
果が得られない一方で、この規定された上限よりも実質的に高いMnは、特に約1
％以下のSiの存在下において、ベイナイトとマルテンサイトの混合形態の微小構
造の形成を促進する傾向がある。
【００１１】 本発明の合金は、約1.5％〜約5.0％のNi、好適には約1.5％〜約3.0％のNiを含
有して、向上した衝撃靭性が得られる。約1.5％以下のNi値は、充分な靭性が得
られない一方で、上限値を実質的に超えるNi値は、本発明の全体組成物に関連し
て衝撃靭性の認識しうる向上がないので避けるべきである。
有して、向上した衝撃靭性が得られる。約1.5％以下のNi値は、充分な靭性が得
られない一方で、上限値を実質的に超えるNi値は、本発明の全体組成物に関連し
て衝撃靭性の認識しうる向上がないので避けるべきである。
【００１２】 モリブデンは、その固溶体強化作用を有するため、約0.5％〜約3.0％、好適に
は約0.5％〜約2.0％の範囲で合金に配合される。本発明の極低C量において、Mo
は、有利にも、冷却速度の広い範囲にわたってベイナイト微小構造の形成を促進
する。これは、溶着金属の特性にとって重要な靭性が達成しうる溶接パラメータ
ーの範囲を拡大するため、本発明にとって特に重要である。
は約0.5％〜約2.0％の範囲で合金に配合される。本発明の極低C量において、Mo
は、有利にも、冷却速度の広い範囲にわたってベイナイト微小構造の形成を促進
する。これは、溶着金属の特性にとって重要な靭性が達成しうる溶接パラメータ
ーの範囲を拡大するため、本発明にとって特に重要である。
【００１３】 チタンは、本発明の合金に約0.05％までの量で、好適には約0.01％〜約0.04％
の範囲で配合される。固溶体中の酸素は、靭性にマイナスに作用するので、Tiの
機能は固溶体から酸素を取り除くことにある。約0.5％を超える量のチタンは、
微小構造および靭性に対する悪影響のために避けるべきである。
の範囲で配合される。固溶体中の酸素は、靭性にマイナスに作用するので、Tiの
機能は固溶体から酸素を取り除くことにある。約0.5％を超える量のチタンは、
微小構造および靭性に対する悪影響のために避けるべきである。
【００１４】 バナジウムは、焼入性を高めて、固溶体の強化が得られることが知られている
。しかし、Vは、合金を冷却速度による影響を受けやすくし、焼戻し脆化を受け
やすくする傾向を有するために、不可避的成分としてのVの添加は、本発明では
特に避ける。バナジウムは、強力な炭化物形成体であり、溶着溶接金属の炭化物
は、転移スリップバンドを遮断して、延性を低下させうる。また炭化物は、割れ
るか、応力下に金属マトリックスから分離して、るマイクロクラックを形成し、
これは、クラック成長部位として機能するか、または靭性に悪影響を与えううる
。Vを含有する鋼の繰り返しの加熱と冷却は、粗い炭化物の形成を導いて溶接金
属の靭性を劇的に低下させうる。不可避的成分Vを除去することにより、さらに
広い範囲の溶接パラメーターを用いながら所望の機械的性質が達成しうることが
判明した。これは、表面仕上げ工程が繰り返して中断されない場合、高いパス間
温度に遭遇するようなスチールミルロール表面仕上げの特定の状況において重大
である。Vの除去は、合金の冷却速度に対する感受性を減少させ、よって高いIPT
に関する耐性を増進するので、Vの除去によって、そうした繰り返しの中断を有
利に容易に避けられる。したがって、Vは、本発明の合金から充分に除去して、
バナジウム炭化物の実質的な析出、好適にはすべてのバナジウム炭化物の析出を
避ける。好適には、本合金は実質的にVを含有しない；さらに好適には、合金はV
をまったく含有しない。
。しかし、Vは、合金を冷却速度による影響を受けやすくし、焼戻し脆化を受け
やすくする傾向を有するために、不可避的成分としてのVの添加は、本発明では
特に避ける。バナジウムは、強力な炭化物形成体であり、溶着溶接金属の炭化物
は、転移スリップバンドを遮断して、延性を低下させうる。また炭化物は、割れ
るか、応力下に金属マトリックスから分離して、るマイクロクラックを形成し、
これは、クラック成長部位として機能するか、または靭性に悪影響を与えううる
。Vを含有する鋼の繰り返しの加熱と冷却は、粗い炭化物の形成を導いて溶接金
属の靭性を劇的に低下させうる。不可避的成分Vを除去することにより、さらに
広い範囲の溶接パラメーターを用いながら所望の機械的性質が達成しうることが
判明した。これは、表面仕上げ工程が繰り返して中断されない場合、高いパス間
温度に遭遇するようなスチールミルロール表面仕上げの特定の状況において重大
である。Vの除去は、合金の冷却速度に対する感受性を減少させ、よって高いIPT
に関する耐性を増進するので、Vの除去によって、そうした繰り返しの中断を有
利に容易に避けられる。したがって、Vは、本発明の合金から充分に除去して、
バナジウム炭化物の実質的な析出、好適にはすべてのバナジウム炭化物の析出を
避ける。好適には、本合金は実質的にVを含有しない；さらに好適には、合金はV
をまったく含有しない。
【００１５】 クロムは、耐食性と高温強度が得られるために高合金鋼に配合され、硬化性と
固溶体強化を高めるために低合金鋼に配合されてきた。Vのように、クロムは強
力な炭化物形成体であり、溶着溶接金属の炭化物は転移スリップバンドをブロッ
クして、延性を低下させうる。また、炭化物は割れるか、応力下に金属マトリッ
クスから分離して、クラック成長部位として働くか、または靭性に悪影響を与え
うるマイクロクラックを形成しうる。Crを含有する鋼の繰り返しの加熱と冷却は
粗い炭化物の形成を導いて溶接金属の靭性を劇的に低下させうる。Crは合金を冷
却速度による影響を受けやすくし、焼戻し脆化を受けやすくする傾向を有するた
めに、Crの不可避的添加は本発明では特に避ける。不可避的Crを除去することに
より、さらに広い範囲の溶接パラメーターを用いながら所望の機械的性質が達成
しうることが判明した。これは、スチールミルロール表面仕上げの特定の状況に
おいて、表面仕上げ工程が繰り返して中断されない場合に高いパス間温度に遭遇
するため、重大である。Crの除去は、合金の冷却速度に対する感受性を減少させ
、よって高いIPTに関する耐性を増進するので、Crの除去によって、そうした繰
り返しの中断を有利にも容易に避けられる。したがって、Crは、本発明の合金か
ら充分に除去して、クロム炭化物の実質的な析出、好適にはすべてのクロム炭化
物の析出を避ける。好適には、本合金は実質的にCrを含有しない；さらに好適に
は、合金はCrをまったく含有しない。
固溶体強化を高めるために低合金鋼に配合されてきた。Vのように、クロムは強
力な炭化物形成体であり、溶着溶接金属の炭化物は転移スリップバンドをブロッ
クして、延性を低下させうる。また、炭化物は割れるか、応力下に金属マトリッ
クスから分離して、クラック成長部位として働くか、または靭性に悪影響を与え
うるマイクロクラックを形成しうる。Crを含有する鋼の繰り返しの加熱と冷却は
粗い炭化物の形成を導いて溶接金属の靭性を劇的に低下させうる。Crは合金を冷
却速度による影響を受けやすくし、焼戻し脆化を受けやすくする傾向を有するた
めに、Crの不可避的添加は本発明では特に避ける。不可避的Crを除去することに
より、さらに広い範囲の溶接パラメーターを用いながら所望の機械的性質が達成
しうることが判明した。これは、スチールミルロール表面仕上げの特定の状況に
おいて、表面仕上げ工程が繰り返して中断されない場合に高いパス間温度に遭遇
するため、重大である。Crの除去は、合金の冷却速度に対する感受性を減少させ
、よって高いIPTに関する耐性を増進するので、Crの除去によって、そうした繰
り返しの中断を有利にも容易に避けられる。したがって、Crは、本発明の合金か
ら充分に除去して、クロム炭化物の実質的な析出、好適にはすべてのクロム炭化
物の析出を避ける。好適には、本合金は実質的にCrを含有しない；さらに好適に
は、合金はCrをまったく含有しない。
【００１６】 本発明合金の全組成物中で合金中の炭化物形成体である他の元素も、避けるの
が好ましい。したがって、炭化物を形成する元素は本発明の合金から充分に除去
して、炭化物の実質的な析出、好適にはすべての炭化物の析出を避ける。好適に
は、本合金は実質的に炭化物形成体を含有しない；さらに好適には合金は炭化物
形成体をまったく含有しない。そのような炭化物形成体の中で、Nb、WおよびBは
本発明の合金から充分に除去して、Nb、Wおよびホウ素炭化物の実質的な析出、
好適にはそのようなすべての炭化物を避ける。好適には、合金は、実質的にNb、
WおよびBを含有しない；さらに好適には、合金はNb、WおよびBをまったく含有し
ない。
が好ましい。したがって、炭化物を形成する元素は本発明の合金から充分に除去
して、炭化物の実質的な析出、好適にはすべての炭化物の析出を避ける。好適に
は、本合金は実質的に炭化物形成体を含有しない；さらに好適には合金は炭化物
形成体をまったく含有しない。そのような炭化物形成体の中で、Nb、WおよびBは
本発明の合金から充分に除去して、Nb、Wおよびホウ素炭化物の実質的な析出、
好適にはそのようなすべての炭化物を避ける。好適には、合金は、実質的にNb、
WおよびBを含有しない；さらに好適には、合金はNb、WおよびBをまったく含有し
ない。
【００１７】 本発明の合金の微小構造は、全体に炭化物を持たないベイナイトフェライトか
らなる。合金は、実質的に多角形のフェライトを含まず、実質的にマルテンサイ
トを含まず、実質的にオーステナイトを含まない。
らなる。合金は、実質的に多角形のフェライトを含まず、実質的にマルテンサイ
トを含まず、実質的にオーステナイトを含まない。
【００１８】 本発明の合金は下記成分を含有する： ＋ 不可避的微量元素。
【００１９】 一つの好ましい合金は下記のものを含有する： ＋ 不可避的微量元素。
【００２０】 一つの特に好ましい合金は下記のものを含有する： ＋ P（0.012％）とS（0.006％）を含む不可避的微量元素。
【００２１】 サブマージドアーク溶接溶着によって前記組成の合金を得るために、炭素鋼シ
ース（例えば、AISE 1008）内に入れられた合金粉末混合物からなる線材を用い
、この合金粉末混合物とシースとが結合して前記合金を形成することができる。
ース（例えば、AISE 1008）内に入れられた合金粉末混合物からなる線材を用い
、この合金粉末混合物とシースとが結合して前記合金を形成することができる。
【００２２】 本発明を下記の実施例によりさらに説明する。
【００２３】 実施例 合金粉末を入れたAISE 1008シースからなる1/8インチ直径の線材を用いるサブ
マージドアーク溶接によって、45゜の“V”溝付きの3/4インチ厚のA36鋼板上に
溶接物を作った。電流は450アンペアであった； 電圧は28ボルトであった；走行
速度は16インチ／分であった；熱入力は47kJ／インチであった；およびフラック
スは、中性基材であった。溶接物は、ANSI/AWS A5.17-89の標準的操作にしたが
って作った。非希釈溶接溶着組成および算出した線材組成を、表１および表２に
示す。各溶接物に用いられた予熱とパス間温度を表３に示す。シャルピーVノッ
チと0.5インチの円形引張試験片を、ANSI/AWS B4.0に従い、溶接物の中心線から
取り、ASTM E8-95aとＥ21−92に従って試験した。
マージドアーク溶接によって、45゜の“V”溝付きの3/4インチ厚のA36鋼板上に
溶接物を作った。電流は450アンペアであった； 電圧は28ボルトであった；走行
速度は16インチ／分であった；熱入力は47kJ／インチであった；およびフラック
スは、中性基材であった。溶接物は、ANSI/AWS A5.17-89の標準的操作にしたが
って作った。非希釈溶接溶着組成および算出した線材組成を、表１および表２に
示す。各溶接物に用いられた予熱とパス間温度を表３に示す。シャルピーVノッ
チと0.5インチの円形引張試験片を、ANSI/AWS B4.0に従い、溶接物の中心線から
取り、ASTM E8-95aとＥ21−92に従って試験した。
【００２４】
【表１】：溶接溶着総組成
【００２５】
【表２】：表１の合金用の線材組成
【００２６】
【表３】
【００２７】
【表４】：本発明の合金（新規合金）と合金−2のCVN靭性に対する炉冷却の効果
【００２８】 表３において、実施例1、2および3は、200゜Fの予熱および325゜Fのパス間温
度と、その後の6時間の1175゜Fでの後溶接熱処理（PWHT）とによって実施された
試験結果を示す。実際の溶接条件下では、このことは、比較的速い冷却速度を保
持するために、溶接をしばしば中断して、パス間温度を325゜Fよりも低い温度に
低下させねばならないことを意味する。これらの条件下（325゜F）、合金−1お
よび本発明の合金（新規合金）は、比較的高い降伏強度（YS）および衝撃靭性（
CVN）を有し、同様な挙動を示す。合金−2は、比較的低い衝撃靭性を示す。しか
し、低いパス間温度は、ロールをパス間温度よりも低い温度に冷却するために必
要とされる頻繁な中断のために低い生産性をもたらす。
度と、その後の6時間の1175゜Fでの後溶接熱処理（PWHT）とによって実施された
試験結果を示す。実際の溶接条件下では、このことは、比較的速い冷却速度を保
持するために、溶接をしばしば中断して、パス間温度を325゜Fよりも低い温度に
低下させねばならないことを意味する。これらの条件下（325゜F）、合金−1お
よび本発明の合金（新規合金）は、比較的高い降伏強度（YS）および衝撃靭性（
CVN）を有し、同様な挙動を示す。合金−2は、比較的低い衝撃靭性を示す。しか
し、低いパス間温度は、ロールをパス間温度よりも低い温度に冷却するために必
要とされる頻繁な中断のために低い生産性をもたらす。
【００２９】 パス間温度を、550゜Fまで上げると、中間冷却速度および溶接操作中断の頻度
が少なくなり、実施例4および5は、本発明の合金が先行技術の合金−2と比較し
て2倍を超える衝撃靭性を有することを示す。
が少なくなり、実施例4および5は、本発明の合金が先行技術の合金−2と比較し
て2倍を超える衝撃靭性を有することを示す。
【００３０】 パス間温度を、700゜Fまでさらに上げると、冷却速度がゆっくりとなり、実施
例6および7は、溶接したままの状態で、本発明の合金は、合金−2に比較して約4
0％高い衝撃靭性を有することを示す。
例6および7は、溶接したままの状態で、本発明の合金は、合金−2に比較して約4
0％高い衝撃靭性を有することを示す。
【００３１】 実施例8、9および10は、700゜Fの比較的高いパス間温度およびその後のPWHTを
用いた溶接の影響を示す。高いパス間温度は、溶接が中断なしにロール上で行う
ことができるために高い生産性をもたらすことを示している。合金−1および合
金−2ならびに本発明の合金は、同等の降伏強度を有しているが、本発明の合金
は、より高い衝撃靭性を保持する。合金−1および合金−2の靭性の低下は、それ
ら合金が高い量の炭素およびクロムやバナジウム等の炭化物形成物を含有するこ
とに関連付けられる。PWHT間の炭化物の析出は、衝撃靭性の低下をもたらす。ま
た、炭化物の析出は、図1に示されたように、高温で硬度の低下をもたらす。本
発明の合金は、900゜Fを超える温度にさらした後の硬度の迅速な低下を示す合金
1と比較して、1200゜Fもの高い温度にさらした後でさえその硬度を保持すること
ができる。硬度の低下は、圧縮強度の低下をもたらすが、圧縮強度は、ロール肉
厚材料にとって、重要な性質である。本発明の合金は、非常に低い炭素含量を有
し、かついずれの炭化物形成体をも含有していないために、後溶接熱処理による
衝撃靭性の低下がない。PWHT条件での本発明の合金の顕微鏡写真を図2に示す。
微小構造はベイナイトであり、検出可能な炭化物の析出を示さない。これとは対
照的に、合金A-1の微小構造は、少量の炭化物および靭性に有害な多角形のフェ
ライト（図3）を含有する。図3および4は、各々、後溶接熱処理条件下の合金1お
よび合金2の微小構造を示す。炭素および炭化物形成体（Cr、V）の高い含量によ
りこれらの合金中には実質的な炭化物の析出がみられる。この事実は、さらに、
表４によって証明されており、表４には、本発明の合金および合金A-2は、700゜ Fのパス間温度で溶接され、次に1,100゜Fの後溶接熱処理温度から炉で冷却され
たことが示されている。このような室温までの炉冷却は、ほぼ24時間の時間を必
要とし、これは、キャスターロールへの適用の際、有効な温度暴露を模したもの
である。この比較的遅い冷却速度は、炭化物析出の問題を悪化させる。本発明の
合金（実施例11）は、合金−2（実施例12）のほぼ2倍の衝撃靭性を保持する。
用いた溶接の影響を示す。高いパス間温度は、溶接が中断なしにロール上で行う
ことができるために高い生産性をもたらすことを示している。合金−1および合
金−2ならびに本発明の合金は、同等の降伏強度を有しているが、本発明の合金
は、より高い衝撃靭性を保持する。合金−1および合金−2の靭性の低下は、それ
ら合金が高い量の炭素およびクロムやバナジウム等の炭化物形成物を含有するこ
とに関連付けられる。PWHT間の炭化物の析出は、衝撃靭性の低下をもたらす。ま
た、炭化物の析出は、図1に示されたように、高温で硬度の低下をもたらす。本
発明の合金は、900゜Fを超える温度にさらした後の硬度の迅速な低下を示す合金
1と比較して、1200゜Fもの高い温度にさらした後でさえその硬度を保持すること
ができる。硬度の低下は、圧縮強度の低下をもたらすが、圧縮強度は、ロール肉
厚材料にとって、重要な性質である。本発明の合金は、非常に低い炭素含量を有
し、かついずれの炭化物形成体をも含有していないために、後溶接熱処理による
衝撃靭性の低下がない。PWHT条件での本発明の合金の顕微鏡写真を図2に示す。
微小構造はベイナイトであり、検出可能な炭化物の析出を示さない。これとは対
照的に、合金A-1の微小構造は、少量の炭化物および靭性に有害な多角形のフェ
ライト（図3）を含有する。図3および4は、各々、後溶接熱処理条件下の合金1お
よび合金2の微小構造を示す。炭素および炭化物形成体（Cr、V）の高い含量によ
りこれらの合金中には実質的な炭化物の析出がみられる。この事実は、さらに、
表４によって証明されており、表４には、本発明の合金および合金A-2は、700゜ Fのパス間温度で溶接され、次に1,100゜Fの後溶接熱処理温度から炉で冷却され
たことが示されている。このような室温までの炉冷却は、ほぼ24時間の時間を必
要とし、これは、キャスターロールへの適用の際、有効な温度暴露を模したもの
である。この比較的遅い冷却速度は、炭化物析出の問題を悪化させる。本発明の
合金（実施例11）は、合金−2（実施例12）のほぼ2倍の衝撃靭性を保持する。
【００３２】 要約すれば、本発明の合金は、広い範囲の溶接条件にわたって高い強度および
靭性レベルを保持することができる。この広い範囲の溶接条件は、合金−1に必
要な高い冷却速度条件（これは、生産性を厳しく限定する条件である）とは対照
的である。合金−2は、いずれの溶接条件下でも衝撃靭性の要件を満たさない。
よって、本発明の合金は、最大の生産性（高い予熱温度およびパス間温度）をも
って、溶着させることができる。これと同時に、本発明の合金は、先行技術の合
金1および2に比し、より高い降伏強度および衝撃靭性を有する溶着層をもたらす
ことができる。これにより、非常に高い変形抵抗性を示しかつオーバーレイ材料
において開始しうるクラックの進行を阻止する能力を有するような、修繕された
ロールを得ることができる。
靭性レベルを保持することができる。この広い範囲の溶接条件は、合金−1に必
要な高い冷却速度条件（これは、生産性を厳しく限定する条件である）とは対照
的である。合金−2は、いずれの溶接条件下でも衝撃靭性の要件を満たさない。
よって、本発明の合金は、最大の生産性（高い予熱温度およびパス間温度）をも
って、溶着させることができる。これと同時に、本発明の合金は、先行技術の合
金1および2に比し、より高い降伏強度および衝撃靭性を有する溶着層をもたらす
ことができる。これにより、非常に高い変形抵抗性を示しかつオーバーレイ材料
において開始しうるクラックの進行を阻止する能力を有するような、修繕された
ロールを得ることができる。
【００３３】 多様な変更が本発明の範囲から逸脱すことなく上記実施態様において行えうる
ので、上記の説明は説明として解釈されるべきであって限定するものではない。
ので、上記の説明は説明として解釈されるべきであって限定するものではない。
【図１】：先行技術の合金に対する本発明の合金の焼戻し応答を比較したグ
ラフ
ラフ
【図２】：本発明の合金の顕微鏡写真
【図３】：先行技術の合金の顕微鏡写真
【図４】：先行技術の合金の顕微鏡写真
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｂ ３０２ ３０２Ｘ 38/08 38/08 // Ｂ２３Ｋ 103:02 Ｂ２３Ｋ 103:02 (81)指定国 ＥＰ(ＡＴ，ＢＥ，ＣＨ，ＣＹ， ＤＥ，ＤＫ，ＥＳ，ＦＩ，ＦＲ，ＧＢ，ＧＲ，ＩＥ，Ｉ Ｔ，ＬＵ，ＭＣ，ＮＬ，ＰＴ，ＳＥ)，ＯＡ(ＢＦ，ＢＪ ，ＣＦ，ＣＧ，ＣＩ，ＣＭ，ＧＡ，ＧＮ，ＧＷ，ＭＬ， ＭＲ，ＮＥ，ＳＮ，ＴＤ，ＴＧ)，ＡＰ(ＧＨ，ＧＭ，Ｋ Ｅ，ＬＳ，ＭＷ，ＳＤ，ＳＬ，ＳＺ，ＵＧ，ＺＷ)，Ｅ Ａ(ＡＭ，ＡＺ，ＢＹ，ＫＧ，ＫＺ，ＭＤ，ＲＵ，ＴＪ ，ＴＭ)，ＡＥ，ＡＬ，ＡＭ，ＡＴ，ＡＵ，ＡＺ，ＢＡ ，ＢＢ，ＢＧ，ＢＲ，ＢＹ，ＣＡ，ＣＨ，ＣＮ，ＣＵ， ＣＺ，ＤＥ，ＤＫ，ＥＥ，ＥＳ，ＦＩ，ＧＢ，ＧＤ，Ｇ Ｅ，ＧＨ，ＧＭ，ＨＲ，ＨＵ，ＩＤ，ＩＬ，ＩＮ，ＩＳ ，ＪＰ，ＫＥ，ＫＧ，ＫＰ，ＫＲ，ＫＺ，ＬＣ，ＬＫ， ＬＲ，ＬＳ，ＬＴ，ＬＵ，ＬＶ，ＭＤ，ＭＧ，ＭＫ，Ｍ Ｎ，ＭＷ，ＭＸ，ＮＯ，ＮＺ，ＰＬ，ＰＴ，ＲＯ，ＲＵ ，ＳＤ，ＳＥ，ＳＧ，ＳＩ，ＳＫ，ＳＬ，ＴＪ，ＴＭ， ＴＲ，ＴＴ，ＵＡ，ＵＧ，ＵＺ，ＶＮ，ＹＵ，ＺＡ，Ｚ Ｗ
Claims (30)
- 【請求項１】 工業用部品肉盛用の低合金鋼であって、 低合金鋼の組成は、約0.1重量％未満のC、約1.5〜約5.0重量％のNiおよび約0.
5〜約3.0重量％のMoを含んでなり、 VおよびCrは、当該低合金鋼を工業用部品に溶接して溶着する際に、バナジウ
ム炭化物およびクロム炭化物の実質的な析出を回避するのに充分な程度に、当該
低合金鋼から除去されていることを特徴とする低合金鋼。 - 【請求項２】 Nb、WおよびBは、当該低合金鋼を工業用部品に溶接して溶着
する際に、ニオブ炭化物、タングステン炭化物およびホウ素炭化物の実質的な析
出を回避するのに充分な程度に、当該低合金鋼から充分に除去されている請求項
1記載の低合金鋼。 - 【請求項３】 実質的にCrを含有せず、かつ実質的にVを含有しない請求項1
記載の低合金鋼。 - 【請求項４】 実質的に、Nb、WまたはBを含有しない請求項2記載の低合金
鋼。 - 【請求項５】 炭化物を形成するような元素は、当該低合金鋼を工業用部品
に溶接して溶着する際に、炭化物の実質的な析出を回避するのに充分な程度に、
当該低合金鋼から除去されている請求項3記載の低合金鋼。 - 【請求項６】 実質的に炭化物を持たず、実質的にマルテンサイトを持たず
、かつ実質的にオーステナイトを持たないベイナイトフェライトからなる微小構
造を有する請求項1記載の低合金鋼。 - 【請求項７】 実質的に下記の成分（重量％）からなる請求項1記載の低合
金鋼： - 【請求項８】 実質的に下記の成分（重量％）からなる請求項7記載の低合
金鋼： - 【請求項９】 実質的に下記の成分（重量％）からなる請求項8記載の低合
金鋼： - 【請求項１０】 工業用部品肉盛用の低合金鋼であって、 低合金鋼の組成は、約0.1重量％未満のC、約1.5〜約5.0重量％のNiおよび約0.
5〜約3.0重量％のMoを含んでなり、 VおよびCrは、当該低合金鋼をパス間温度700゜Fの条件下に溶接し、1100゜F×
6時間、溶接後加熱処理して溶着する際に、バナジウム炭化物およびクロム炭化
物の実質的な析出を回避するのに充分な程度に、当該合金組成から除去されてい
ることを特徴とする低合金鋼。 - 【請求項１１】 Nb、WおよびBは、当該低合金鋼を前記条件下に溶接して溶
着の際に、ニオブ炭化物、タングステン炭化物およびホウ素炭化物の実質的な析
出を回避するのに充分な程度に、当該合金組成から除去されている請求項10記載
の低合金鋼。 - 【請求項１２】 実質的にCrを含有せず、かつ実質的にVを含有しない請求
項10記載の低合金鋼。 - 【請求項１３】 実質的にNb、WまたはBを含有しない請求項11記載の低合金
鋼。 - 【請求項１４】 実質的に炭化物を有さないベイナイトフェライトからなる
微小構造を有する請求項10記載の低合金鋼。 - 【請求項１５】 前記条件下に溶接による溶着の際に炭化物を形成するよう
な元素は、前記条件下に当該低合金鋼を溶接して溶着する際に、炭化物の実質的
な析出を回避するのに充分な程度に、当該低合金鋼から除去されている請求項10
記載の低合金鋼。 - 【請求項１６】 実質的に下記の成分（重量％）からなる請求項10記載の低
合金鋼： - 【請求項１７】 実質的に下記の成分（重量％）からなり、 当該低合金鋼は、前記条件下での溶接による溶着の後、室温において少なくと
も約80ft-lbのシャルピーVノッチ吸収エネルギー値を生じ、かつ約95ksiを超え
る降伏強度を有する請求項16記載の低合金鋼： - 【請求項１８】 実質的に下記の成分（重量％）からなる請求項17記載の低
合金鋼： - 【請求項１９】 約700゜Fを超える温度に対する暴露を含む条件下に、溶接
溶着して、スチールミルキャスターロール上に溶着させた肉盛層の形態であって
当該肉盛層に溶着させた上層を有する形態の低合金鋼であって、 当該低合金鋼は、約0.1重量％未満のC、約1.5〜約5.0重量％のNiおよび約0.5
〜約3.0重量％のMoを含んでなる組成を有し、 VおよびCrは、上記層において、バナジウム炭化物およびクロム炭化物の析出
物が実質的に存在しないように、当該低合金鋼の組成から充分に除去されている
ことを特徴とする低合金鋼。 - 【請求項２０】 Nb、WおよびBは、上記層において、ニオブ炭化物、タング
ステン炭化物およびホウ素炭化物の析出物が実質的に存在しないように、当該低
合金鋼の組成から充分に除去されている請求項19記載の低合金鋼。 - 【請求項２１】 前記条件下での溶接による溶着の際に炭化物を形成するよ
うな元素は、上記層において、炭化物の析出物が実質的に存在しないように、当
該低合金鋼の組成から充分に除去されている請求項20記載の低合金鋼。 - 【請求項２２】 実質的に下記の成分（重量％）からなる請求項19記載の低
合金鋼： - 【請求項２３】 実質的に下記の成分（重量％）からなる請求項22記載の低
合金鋼： - 【請求項２４】 実質的に下記の成分（重量％）からなる請求項23記載の低
合金鋼： - 【請求項２５】 工業用部品上への溶接溶着による肉盛層の溶着に用いられ
る、線材形態の低合金鋼であって、 当該低合金鋼線材は、約0.1重量％未満のC、約1.5〜約5.0重量％のNiおよび約
0.5〜約3.0重量％のMoからなる組成を有し、 VおよびCrは、約700゜Fを超える温度に対する暴露を含む条件下での溶接溶着
に際し、肉盛層においてバナジウム炭化物およびクロム炭化物の析出物が実質的
に存在しないように、線材組成から充分に除去されている請求項10記載の低合金
鋼。 - 【請求項２６】 Nb、WおよびBは、前記条件下の溶接溶着の際に肉盛層にお
いてニオブ炭化物、タングステン炭化物およびホウ素炭化物の析出物が実質的に
存在しないように、線材組成から充分に除去されている請求項25記載の低合金鋼
。 - 【請求項２７】 溶接条件下での溶着の際に炭化物を形成するような元素は
、前記条件下での溶接溶着の際に肉盛層中に炭化物の析出物が実質的に存在しな
いように、線材組成から充分に除去されている請求項26記載の低合金鋼。 - 【請求項２８】 実質的に下記の成分（重量％）からなる請求項25記載の低
合金鋼： - 【請求項２９】 実質的に下記の成分（重量％）からなる請求項28記載の低
合金鋼： - 【請求項３０】 肉盛層を、スチールミルキャスターロールに適用する方法
であって、 約500゜Fを超えるパス間温度に対する暴露を含む条件下に、サブマージドアー
ク溶接によって低合金鋼を適用する ことを特徴とする方法。
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