JP3473289B2 - 低温靱性に優れた溶接金属 - Google Patents
低温靱性に優れた溶接金属Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、“高張力鋼，低温用
鋼，耐火鋼，耐熱鋼等として用いられる低合金鋼を構造
材とした圧力容器，船舶，建築，海洋構造物あるいはパ
イプライン等の溶接構造物”の製造や組み立ての際に形
成させるところの、優れた低温靱性を有する溶接金属に
関するものである。
鋼，耐火鋼，耐熱鋼等として用いられる低合金鋼を構造
材とした圧力容器，船舶，建築，海洋構造物あるいはパ
イプライン等の溶接構造物”の製造や組み立ての際に形
成させるところの、優れた低温靱性を有する溶接金属に
関するものである。
【０００２】
【従来技術とその課題】近年、氷海域に設置される海洋
構造物や寒冷地向けのラインパイプあるいは船舶，ＬＮ
Ｇタンク等といった大型構造物に供される溶接用高張力
鋼では材質特性向上に対する要求が厳しくなってきてお
り、使用目的に応じた十分な強度が要求されることは勿
論のこと、“溶接金属”及び“溶接金属に接する母材の
溶接熱影響部（ＨＡＺ）”の靱性改善に関する要望が著
しく高まっている。
構造物や寒冷地向けのラインパイプあるいは船舶，ＬＮ
Ｇタンク等といった大型構造物に供される溶接用高張力
鋼では材質特性向上に対する要求が厳しくなってきてお
り、使用目的に応じた十分な強度が要求されることは勿
論のこと、“溶接金属”及び“溶接金属に接する母材の
溶接熱影響部（ＨＡＺ）”の靱性改善に関する要望が著
しく高まっている。
【０００３】もっとも、高張力鋼板のＨＡＺ靱性に関し
ては、従来から“オ−ステナイト結晶粒径",“変態組
織”並びに“微細硬化相の析出状態”が大きな影響を及
ぼすことが知られており、これを踏まえた種々のＨＡＺ
靱性改善策が提案されてきた。例えば、オ−ステナイト
結晶粒径や変態組織を改善する方策としては「Ti添加に
よるTiＮやTiＯといった析出物を活用して組織を微細化
する方法」等が提案されており、また微細硬化相の析出
状態を改善する方策としては「鋼板の低炭素当量化やSi
及びAlを低減することにより硬化相の析出を抑制する方
法」等が提案されている。
ては、従来から“オ−ステナイト結晶粒径",“変態組
織”並びに“微細硬化相の析出状態”が大きな影響を及
ぼすことが知られており、これを踏まえた種々のＨＡＺ
靱性改善策が提案されてきた。例えば、オ−ステナイト
結晶粒径や変態組織を改善する方策としては「Ti添加に
よるTiＮやTiＯといった析出物を活用して組織を微細化
する方法」等が提案されており、また微細硬化相の析出
状態を改善する方策としては「鋼板の低炭素当量化やSi
及びAlを低減することにより硬化相の析出を抑制する方
法」等が提案されている。
【０００４】一方、低合金鋼溶接構造物（例えばライン
パイプ等）の溶接金属に関しては、アシキュラ−フェラ
イト（粒内フェライト）と呼ばれる微細組織の生成が溶
接金属の靱性改善に好ましいとの報告を受けて、溶接金
属中へTi−Ｂの添加を行うことでアシキュラ−フェライ
トの生成を図る方策が採られてきた。
パイプ等）の溶接金属に関しては、アシキュラ−フェラ
イト（粒内フェライト）と呼ばれる微細組織の生成が溶
接金属の靱性改善に好ましいとの報告を受けて、溶接金
属中へTi−Ｂの添加を行うことでアシキュラ−フェライ
トの生成を図る方策が採られてきた。
【０００５】ところが、Ti−Ｂ添加による溶接金属の靱
性改善策では十分に安定した効果を得ることは難しく、
特にＨＡＺ靱性の向上を図るべく前記提案の如くに成分
調整した母材鋼が適用される溶接構造物ではこの傾向が
強くて、形成される溶接金属の靱性値が目論んだレベル
に達しない場合が生じがちであった。
性改善策では十分に安定した効果を得ることは難しく、
特にＨＡＺ靱性の向上を図るべく前記提案の如くに成分
調整した母材鋼が適用される溶接構造物ではこの傾向が
強くて、形成される溶接金属の靱性値が目論んだレベル
に達しない場合が生じがちであった。
【０００６】このようなことから、本発明が目的とした
のは、低合金鋼溶接構造物の製造や組み立ての際に形成
される溶接金属に優れた低温靱性を安定して確保できる
手立てを提供することである。
のは、低合金鋼溶接構造物の製造や組み立ての際に形成
される溶接金属に優れた低温靱性を安定して確保できる
手立てを提供することである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、上記目的
を達成すべく鋭意研究を行ったところ、以下のような知
見を得ることができた。確かに“溶接金属中へのTi−Ｂ
添加”は溶接金属の靱性改善をもたらすアシキュラ−フ
ェライトの生成を促す手段となるものであるが、この場
合、アシキュラ−フェライトの生成にはTi及びＢの添加
量調整が重要であることは勿論であるものの、それだけ
ではなく、溶接金属中に含まれるAl，Ti，Ｂ，Ｏ及びＮ
量等のバランスも微妙にかつ大きく影響する。しかる
に、Ti，Ｂ等の含有量を調整した溶加材（ワイヤ−等）
を用いて溶接を行ったとしても、実際には溶融した母材
による成分の希釈（母材希釈）が生じるので溶接金属を
構成する多くの成分のバランスを狙い通りに制御するこ
とは非常に難しく、これがアシキュラ−フェライトの生
成に悪影響を及ぼす。そして、このことが溶接金属靱性
を良好レベルに安定して保てない大きな原因となってい
る。
を達成すべく鋭意研究を行ったところ、以下のような知
見を得ることができた。確かに“溶接金属中へのTi−Ｂ
添加”は溶接金属の靱性改善をもたらすアシキュラ−フ
ェライトの生成を促す手段となるものであるが、この場
合、アシキュラ−フェライトの生成にはTi及びＢの添加
量調整が重要であることは勿論であるものの、それだけ
ではなく、溶接金属中に含まれるAl，Ti，Ｂ，Ｏ及びＮ
量等のバランスも微妙にかつ大きく影響する。しかる
に、Ti，Ｂ等の含有量を調整した溶加材（ワイヤ−等）
を用いて溶接を行ったとしても、実際には溶融した母材
による成分の希釈（母材希釈）が生じるので溶接金属を
構成する多くの成分のバランスを狙い通りに制御するこ
とは非常に難しく、これがアシキュラ−フェライトの生
成に悪影響を及ぼす。そして、このことが溶接金属靱性
を良好レベルに安定して保てない大きな原因となってい
る。
【０００８】なお、ＨＡＺ靱性の向上を図るために前記
提案の如く成分調整を行った鋼では特にこの傾向が著し
く、例えば低Al鋼板（通常の数十ppm 程度よりもAl含有
量を低減した鋼板）を母材として溶接を行った場合に
は、母材希釈により溶接金属中へのAl供給量が減少する
ために成分バランスが崩れがちとなり、溶接金属靱性の
低下を招きやすい。
提案の如く成分調整を行った鋼では特にこの傾向が著し
く、例えば低Al鋼板（通常の数十ppm 程度よりもAl含有
量を低減した鋼板）を母材として溶接を行った場合に
は、母材希釈により溶接金属中へのAl供給量が減少する
ために成分バランスが崩れがちとなり、溶接金属靱性の
低下を招きやすい。
【０００９】そこで、本発明者等は、溶接材料（母材
鋼，溶加材）及び溶接条件を種々に変化させた数多くの
溶接試験を行い、溶接金属中に多量のアシキュラ−フェ
ライトが生成するものを選び出してその詳細な調査を実
施した。その結果、多量のアシキュラ−フェライトを生
成している溶接金属では特にMn，Al，Tiを主成分として
特定割合で含有する複合酸化物が分散して存在すること
を見出し、これがアシキュラ−フェライトの生成核とな
っていることを解明した。
鋼，溶加材）及び溶接条件を種々に変化させた数多くの
溶接試験を行い、溶接金属中に多量のアシキュラ−フェ
ライトが生成するものを選び出してその詳細な調査を実
施した。その結果、多量のアシキュラ−フェライトを生
成している溶接金属では特にMn，Al，Tiを主成分として
特定割合で含有する複合酸化物が分散して存在すること
を見出し、これがアシキュラ−フェライトの生成核とな
っていることを解明した。
【００１０】ただ、アシキュラ−フェライトの生成核と
なっている前記複合酸化物粒子中には種々の組成比率を
有するMn−Al−Ti系酸化物相が複雑に複合して存在して
いたので、アシキュラ−フェライトの生成に有効な酸化
物相の結晶構造を特定すべく“電解抽出法により採取し
た残渣”を用いたＸ線回折を行ったが、この調査によっ
て、該複合酸化物は“立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構造を
有する酸化物”を主体とするものであることが明らかと
なった。ところで、“立方晶系でＭ3 Ｏ4 型の酸化物”
は一般には「スピネル型」あるいは「逆スピネル型」と
称される酸化物相であり、このうちMn，Al，Tiを含有す
る結晶相としては MnAl2Ｏ4, MnTi2Ｏ4, Mn2AlＯ4, Mn2
TiＯ4 等が知られているが、前述した複合酸化物中のA
l，Mn，Tiの組成比は必ずしも整数倍とはなっておら
ず、そのため MnAl2Ｏ4, MnTi2Ｏ4, Mn2AlＯ4 等におい
てAl，Mn，Tiが互いに置換しているものと考える。
なっている前記複合酸化物粒子中には種々の組成比率を
有するMn−Al−Ti系酸化物相が複雑に複合して存在して
いたので、アシキュラ−フェライトの生成に有効な酸化
物相の結晶構造を特定すべく“電解抽出法により採取し
た残渣”を用いたＸ線回折を行ったが、この調査によっ
て、該複合酸化物は“立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構造を
有する酸化物”を主体とするものであることが明らかと
なった。ところで、“立方晶系でＭ3 Ｏ4 型の酸化物”
は一般には「スピネル型」あるいは「逆スピネル型」と
称される酸化物相であり、このうちMn，Al，Tiを含有す
る結晶相としては MnAl2Ｏ4, MnTi2Ｏ4, Mn2AlＯ4, Mn2
TiＯ4 等が知られているが、前述した複合酸化物中のA
l，Mn，Tiの組成比は必ずしも整数倍とはなっておら
ず、そのため MnAl2Ｏ4, MnTi2Ｏ4, Mn2AlＯ4 等におい
てAl，Mn，Tiが互いに置換しているものと考える。
【００１１】これらを踏まえて、本発明者等は、アシキ
ュラ−フェライトの析出を促進する前記複合酸化物の形
成条件について更なる研究を続けたが、その結果、この
複合酸化物の形成は溶接金属中のMn，Ti，Al，Ｏの含有
量に影響されるものの、特にAl及びＯの含有割合に著し
く左右され、溶接金属中におけるAlとＯの含有量比率が
「Al／Ｏ＝0.20〜1.125 」の範囲となったときに安定生
成されて良好な溶接金属靱性をもたらすことが分かっ
た。つまり、Mn，Ti，Al，Ｏを含む溶接金属の組成を
「Al／Ｏ＝0.20〜1.125 」となるように調整することに
よって、他の成分バランスにそれほど大きく影響される
ことなく該溶接金属中に“立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構
造を有する特定割合のAl，Mn，Tiを主体とした複合酸化
物”を微細に分散させることができ、これによってアシ
キュラ−フェライトの析出が促進されて低温靱性が改善
された溶接金属を安定して実現できることを知見したの
である。
ュラ−フェライトの析出を促進する前記複合酸化物の形
成条件について更なる研究を続けたが、その結果、この
複合酸化物の形成は溶接金属中のMn，Ti，Al，Ｏの含有
量に影響されるものの、特にAl及びＯの含有割合に著し
く左右され、溶接金属中におけるAlとＯの含有量比率が
「Al／Ｏ＝0.20〜1.125 」の範囲となったときに安定生
成されて良好な溶接金属靱性をもたらすことが分かっ
た。つまり、Mn，Ti，Al，Ｏを含む溶接金属の組成を
「Al／Ｏ＝0.20〜1.125 」となるように調整することに
よって、他の成分バランスにそれほど大きく影響される
ことなく該溶接金属中に“立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構
造を有する特定割合のAl，Mn，Tiを主体とした複合酸化
物”を微細に分散させることができ、これによってアシ
キュラ−フェライトの析出が促進されて低温靱性が改善
された溶接金属を安定して実現できることを知見したの
である。
【００１２】本発明は、上記知見事項等に基づいて完成
されたもので、次の溶接金属を提供するものである。 (1) Ｃ：0.03〜 0.2％（以降、 成分割合は断りがない限
り重量％とする), Si：0.02〜 0.5％， Mn： 0.6〜 2.0％， Ti：0.05％以下， Al：0.01〜0.05％， Ｏ：0.01〜0.05％ を含有すると共に残部がFe及び不可避的不純物であっ
て、かつ含まれるAlとＯの比率が Al／Ｏ＝0.20〜1.125 を満たすと同時に、不可避的不純物中のＰ及びＳがそれ
ぞれ Ｐ： 0.030％以下， Ｓ： 0.030％以下 に規制された化学組成を有し、しかも Mn：５〜50at％， (Al＋Ti）：50〜95at％ を含む立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構造を持つ酸化物の分
散相を有して成ることを特徴とする、低合金鋼溶接構造
物の低温靱性に優れた溶接金属。 (2) Cu： 1.5％以下， Ni： 1.5％以下， Cr： 1.0％以下， Mo： 1.0％以下， Ｖ： 0.2％以下， Nb： 0.2％以下 の１種以上を含有して成る、前記 (1)項記載の低合金鋼
溶接構造物の低温靱性に優れた溶接金属。 (3) 低合金鋼溶接構造物が、 Ｃ：0.03〜 0.3％， Si：0.02〜 0.6％， Mn： 0.6〜 3.0％， Ｐ： 0.030％以下， Ｓ： 0.030％以下， Cu： 5.0％以下， Ni： 5.0％以下， Cr： 2.0％以下， Mo： 2.0％以下， Ｖ： 1.0％以下， Nb： 1.0％以下， Ｏ：0.01％以下， Al：0.01％以下 を含有すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
低Al鋼板を母材とした溶接構造物である、前記 (1)項又
は (2)項に記載の低合金鋼溶接構造物の低温靱性に優れ
た溶接金属。
されたもので、次の溶接金属を提供するものである。 (1) Ｃ：0.03〜 0.2％（以降、 成分割合は断りがない限
り重量％とする), Si：0.02〜 0.5％， Mn： 0.6〜 2.0％， Ti：0.05％以下， Al：0.01〜0.05％， Ｏ：0.01〜0.05％ を含有すると共に残部がFe及び不可避的不純物であっ
て、かつ含まれるAlとＯの比率が Al／Ｏ＝0.20〜1.125 を満たすと同時に、不可避的不純物中のＰ及びＳがそれ
ぞれ Ｐ： 0.030％以下， Ｓ： 0.030％以下 に規制された化学組成を有し、しかも Mn：５〜50at％， (Al＋Ti）：50〜95at％ を含む立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構造を持つ酸化物の分
散相を有して成ることを特徴とする、低合金鋼溶接構造
物の低温靱性に優れた溶接金属。 (2) Cu： 1.5％以下， Ni： 1.5％以下， Cr： 1.0％以下， Mo： 1.0％以下， Ｖ： 0.2％以下， Nb： 0.2％以下 の１種以上を含有して成る、前記 (1)項記載の低合金鋼
溶接構造物の低温靱性に優れた溶接金属。 (3) 低合金鋼溶接構造物が、 Ｃ：0.03〜 0.3％， Si：0.02〜 0.6％， Mn： 0.6〜 3.0％， Ｐ： 0.030％以下， Ｓ： 0.030％以下， Cu： 5.0％以下， Ni： 5.0％以下， Cr： 2.0％以下， Mo： 2.0％以下， Ｖ： 1.0％以下， Nb： 1.0％以下， Ｏ：0.01％以下， Al：0.01％以下 を含有すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
低Al鋼板を母材とした溶接構造物である、前記 (1)項又
は (2)項に記載の低合金鋼溶接構造物の低温靱性に優れ
た溶接金属。
【００１３】上述のように、本発明は、低合金鋼溶接構
造物の溶接金属に関して、そのＣ，Si，Mn，Ti，Al，
Ｏ，Ｐ及びＳの含有量を特定範囲に調整すると共に、特
にそのAlとＯの含有量比率を「Al／Ｏ＝0.20〜1.125 」
とするといった非常に制御の容易な手段によって“立方
晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構造を有する主にAl，Mn，Tiから
なる複合酸化物”が微細に分散されるようにしてアシキ
ュラ−フェライトの析出を促進し、低温靱性を改善した
点を骨子とするものであるが、以下、本発明において溶
接金属の化学組成及び分散酸化物の化学組成、更には適
用効果の大きい母材鋼板の化学組成を前記の如くに限定
した理由をその作用と共に説明する。
造物の溶接金属に関して、そのＣ，Si，Mn，Ti，Al，
Ｏ，Ｐ及びＳの含有量を特定範囲に調整すると共に、特
にそのAlとＯの含有量比率を「Al／Ｏ＝0.20〜1.125 」
とするといった非常に制御の容易な手段によって“立方
晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構造を有する主にAl，Mn，Tiから
なる複合酸化物”が微細に分散されるようにしてアシキ
ュラ−フェライトの析出を促進し、低温靱性を改善した
点を骨子とするものであるが、以下、本発明において溶
接金属の化学組成及び分散酸化物の化学組成、更には適
用効果の大きい母材鋼板の化学組成を前記の如くに限定
した理由をその作用と共に説明する。
【００１４】
【作用】A) 溶接金属の化学組成
Ｃ：Ｃは溶接金属に低合金鋼溶接構造物の構成部として
必要な強度を確保するために欠かせない成分であり、そ
のためには0.03％以上の割合で含有されていることが必
要である。一方、 0.2％を超えてＣを含有させると溶接
金属の靱性が損なわれる。従って、Ｃ含有量は0.03〜
0.2％と定めた。
必要な強度を確保するために欠かせない成分であり、そ
のためには0.03％以上の割合で含有されていることが必
要である。一方、 0.2％を超えてＣを含有させると溶接
金属の靱性が損なわれる。従って、Ｃ含有量は0.03〜
0.2％と定めた。
【００１５】Si：Siは脱酸のために必要な元素であり、
その含有量が0.02％未満では溶接金属にブロ−ホ−ル等
の欠陥が生じがちとなる。更に、Siは強度確保の観点か
らも有効な成分であるが、 0.5％を超えて含有させると
溶接金属の靱性劣化が目立つようになる。従って、Si含
有量は0.02〜 0.5％と定めた。
その含有量が0.02％未満では溶接金属にブロ−ホ−ル等
の欠陥が生じがちとなる。更に、Siは強度確保の観点か
らも有効な成分であるが、 0.5％を超えて含有させると
溶接金属の靱性劣化が目立つようになる。従って、Si含
有量は0.02〜 0.5％と定めた。
【００１６】Mn：Mnは溶接金属に所望の強度と靱性を確
保するのに欠かせない成分があるが、特に本発明におい
てはフェライトの析出核となる複合酸化物の構成元素と
しても必須の元素である。そして、このためには 0.6％
以上のMn含有量を確保する必要があるが、 2.0％を超え
る過剰な添加は溶接金属靱性の低下を招くので、Mn含有
量は 0.6〜 2.0％と定めた。
保するのに欠かせない成分があるが、特に本発明におい
てはフェライトの析出核となる複合酸化物の構成元素と
しても必須の元素である。そして、このためには 0.6％
以上のMn含有量を確保する必要があるが、 2.0％を超え
る過剰な添加は溶接金属靱性の低下を招くので、Mn含有
量は 0.6〜 2.0％と定めた。
【００１７】Ti：Tiは、本発明においてフェライトの析
出核となる複合酸化物の構成元素として必須の成分であ
るが、複合酸化物形成に必要なTi量は分析限界に近く、
そのため特に下限は限定しない。一方、過剰なTiの添加
はかえって溶接金属の靱性に有害であるため、Ti含有量
については0.05％以下と定めた。
出核となる複合酸化物の構成元素として必須の成分であ
るが、複合酸化物形成に必要なTi量は分析限界に近く、
そのため特に下限は限定しない。一方、過剰なTiの添加
はかえって溶接金属の靱性に有害であるため、Ti含有量
については0.05％以下と定めた。
【００１８】Al：Alも、本発明においてフェライトの析
出核となる複合酸化物の構成元素として必須の成分であ
る。そして、このためには0.01％以上のAl含有量を確保
する必要があるが、0.05％を超える過剰な添加はかえっ
て複合酸化物の形成を困難にし溶接金属の靱性劣化を招
くことから、Al含有量は0.01〜0.05％と定めた。
出核となる複合酸化物の構成元素として必須の成分であ
る。そして、このためには0.01％以上のAl含有量を確保
する必要があるが、0.05％を超える過剰な添加はかえっ
て複合酸化物の形成を困難にし溶接金属の靱性劣化を招
くことから、Al含有量は0.01〜0.05％と定めた。
【００１９】Ｏ：Ｏも本発明においてフェライトの析出
核となる複合酸化物の構成元素として必須の成分であ
り、溶接金属中に0.01％以上のＯが含有されておれば複
合酸化物の形成は可能であるが、0.05％を超えて過剰に
Ｏが含有されると逆に溶接金属の靱性が損なわれるの
で、Ｏ含有量については0.01〜0.05％と定めた。
核となる複合酸化物の構成元素として必須の成分であ
り、溶接金属中に0.01％以上のＯが含有されておれば複
合酸化物の形成は可能であるが、0.05％を超えて過剰に
Ｏが含有されると逆に溶接金属の靱性が損なわれるの
で、Ｏ含有量については0.01〜0.05％と定めた。
【００２０】なお、溶接金属中に後述する「Mn:5〜50at
％， (Al＋Ti):50〜95at％を含む立方晶系のＭ3 Ｏ4 型
結晶構造を持つ酸化物の分散相（介在物）」を生成させ
るためには、溶接金属中の「Al／Ｏ重量比」を調整する
必要がある。即ち、「Al／Ｏ比」が 1.125を超えると殆
どの介在物が Al2Ｏ3 となり、一方、「Al／Ｏ比」が0.
20未満の場合には介在物組成はMnリッチな相になってし
まうため、何れの場合も目標とする化学組成の介在物が
実現されず、アシキュラ−フェライトの有効生成核とは
ならないからである。これに対して、溶接金属中の「Al
／Ｏ比」を0.20〜 1.125の範囲に制御した場合には、
「Mn:5〜50at％， (Al＋Ti):50〜95at％を含む組成とな
る介在物」が安定生成し、アシキュラ−フェライトの生
成核として有効に働くことを実験により確認したことか
ら、本発明では「Al／Ｏ比」を0.20〜 1.125の範囲に規
制することと定めた。
％， (Al＋Ti):50〜95at％を含む立方晶系のＭ3 Ｏ4 型
結晶構造を持つ酸化物の分散相（介在物）」を生成させ
るためには、溶接金属中の「Al／Ｏ重量比」を調整する
必要がある。即ち、「Al／Ｏ比」が 1.125を超えると殆
どの介在物が Al2Ｏ3 となり、一方、「Al／Ｏ比」が0.
20未満の場合には介在物組成はMnリッチな相になってし
まうため、何れの場合も目標とする化学組成の介在物が
実現されず、アシキュラ−フェライトの有効生成核とは
ならないからである。これに対して、溶接金属中の「Al
／Ｏ比」を0.20〜 1.125の範囲に制御した場合には、
「Mn:5〜50at％， (Al＋Ti):50〜95at％を含む組成とな
る介在物」が安定生成し、アシキュラ−フェライトの生
成核として有効に働くことを実験により確認したことか
ら、本発明では「Al／Ｏ比」を0.20〜 1.125の範囲に規
制することと定めた。
【００２１】Ｐ及びＳ：Ｐ及びＳは溶接金属中に不可避
的に含まれる不純物元素であり、何れも溶接金属の靱性
を劣化させることからこれらの含有量は低いほど好まし
いが、経済性との兼ね併せから両者の含有量の上限をそ
れぞれ 0.030％と定めた。しかし、溶接金属の更なる靱
性向上が望まれる場合には、Ｐ及びＳの含有量を何れも
0.01％以下に制限するのが好ましい。
的に含まれる不純物元素であり、何れも溶接金属の靱性
を劣化させることからこれらの含有量は低いほど好まし
いが、経済性との兼ね併せから両者の含有量の上限をそ
れぞれ 0.030％と定めた。しかし、溶接金属の更なる靱
性向上が望まれる場合には、Ｐ及びＳの含有量を何れも
0.01％以下に制限するのが好ましい。
【００２２】Cu，Ni，Cr，Mo，Nb及びＶ：これらの成分
は、溶接金属の焼入れ性を増してその強度と靱性を更に
高める作用を有しているので必要に応じて１種以上含有
させるのが有利であるが、過剰の添加は逆に溶接金属の
靱性劣化を招く。従って、これらの含有量は、Cu又はNi
の場合には 1.5％以下、Cr又はMoの場合には 1.0％以
下、Ｖ又はNbの場合には 0.2％以下とそれぞれ定めた。
は、溶接金属の焼入れ性を増してその強度と靱性を更に
高める作用を有しているので必要に応じて１種以上含有
させるのが有利であるが、過剰の添加は逆に溶接金属の
靱性劣化を招く。従って、これらの含有量は、Cu又はNi
の場合には 1.5％以下、Cr又はMoの場合には 1.0％以
下、Ｖ又はNbの場合には 0.2％以下とそれぞれ定めた。
【００２３】B) Ｍ3 Ｏ4 型結晶構造を持つ酸化物の分
散相 本発明に係る溶接金属は、立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構
造を持つ酸化物相を含有するところの主にAl，Mn及びTi
からなる複合酸化物の微細分散相を有していることを特
徴としており、これによってアシキュラ−フェライトの
析出が促進され優れた低温靱性を示すようになる。この
複合酸化物がアシキュラ−フェライトの析出を促進する
理由については明らかでないが、立方晶系のＭ3 Ｏ4 型
の結晶構造は優れた結晶学上の対称性を有していてフェ
ライトとの結晶整合性が非常に優れることから、これが
アシキュラ−フェライトの生成核として有効に機能する
ものと考えられる。
散相 本発明に係る溶接金属は、立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構
造を持つ酸化物相を含有するところの主にAl，Mn及びTi
からなる複合酸化物の微細分散相を有していることを特
徴としており、これによってアシキュラ−フェライトの
析出が促進され優れた低温靱性を示すようになる。この
複合酸化物がアシキュラ−フェライトの析出を促進する
理由については明らかでないが、立方晶系のＭ3 Ｏ4 型
の結晶構造は優れた結晶学上の対称性を有していてフェ
ライトとの結晶整合性が非常に優れることから、これが
アシキュラ−フェライトの生成核として有効に機能する
ものと考えられる。
【００２４】なお、上記Ｍ3 Ｏ4 型構造はAl−Ti−Mn系
の組成によって格子定数が変化するが、Mn割合が５〜50
at％で（Al＋Ti）の割合が50〜95at％という組成域を外
れるとフェライトとの整合性が悪くなり、アシキュラ−
フェライトの生成核とはならない。つまり、フェライト
との結晶整合性が高く、溶接金属中でアシキュラ−フェ
ライトの生成核として機能する立方晶系のＭ3 Ｏ4 型酸
化物は、Mn，Al及びTiを Mn：５〜50at％， （Al＋Ti) : 50〜95at％ の割合で含むものであり、このような組成相の存在はＥ
ＤＸ等により確認が可能である。
の組成によって格子定数が変化するが、Mn割合が５〜50
at％で（Al＋Ti）の割合が50〜95at％という組成域を外
れるとフェライトとの整合性が悪くなり、アシキュラ−
フェライトの生成核とはならない。つまり、フェライト
との結晶整合性が高く、溶接金属中でアシキュラ−フェ
ライトの生成核として機能する立方晶系のＭ3 Ｏ4 型酸
化物は、Mn，Al及びTiを Mn：５〜50at％， （Al＋Ti) : 50〜95at％ の割合で含むものであり、このような組成相の存在はＥ
ＤＸ等により確認が可能である。
【００２５】ところで、溶接金属中に分散した介在物中
には種々の組成を有する相が複合して存在しており、そ
れぞれの相は酸化物だけでなく窒化物，硫化物等種々の
化合物である場合もあるが、このような分散介在物中の
酸化物相のみを抽出して組成を定量化する技術は現状で
は存在しない。ただ、分散介在物中に前記組成のAl−Ti
−Mn系酸化物相の存在が確認され、かつその分散介在物
が立方晶系のＭ3 Ｏ4型酸化物であることが確認されさ
えすれば前述した所望の効果（アシキュラ−フェライト
の生成核となる効果）を得られることが確かめられてお
り、従って実際にはその酸化物相の総量や分散数を限定
する必要は特にない。ここで、前記組成のAl−Ti−Mn系
酸化物相の存在はＥＤＸ等により確認することができ、
また酸化物の結晶構造の確認は電解抽出法により採取し
た残渣のＸ線回折等により確認が可能であることは、既
に述べた通りである。
には種々の組成を有する相が複合して存在しており、そ
れぞれの相は酸化物だけでなく窒化物，硫化物等種々の
化合物である場合もあるが、このような分散介在物中の
酸化物相のみを抽出して組成を定量化する技術は現状で
は存在しない。ただ、分散介在物中に前記組成のAl−Ti
−Mn系酸化物相の存在が確認され、かつその分散介在物
が立方晶系のＭ3 Ｏ4型酸化物であることが確認されさ
えすれば前述した所望の効果（アシキュラ−フェライト
の生成核となる効果）を得られることが確かめられてお
り、従って実際にはその酸化物相の総量や分散数を限定
する必要は特にない。ここで、前記組成のAl−Ti−Mn系
酸化物相の存在はＥＤＸ等により確認することができ、
また酸化物の結晶構造の確認は電解抽出法により採取し
た残渣のＸ線回折等により確認が可能であることは、既
に述べた通りである。
【００２６】この点について、本発明者等は「上記の組
成及び結晶構造を満たす分散介在物（酸化物粒子）が存
在する溶接金属において粒子の分散個数が１mm2 当り４
個未満の場合には組織改善効果が十分に現れずに溶接金
属靱性が改善されないので大きさ１〜10μｍの粒子が１
mm2 当り４個以上分散していることが望ましいこと」を
究明したが、本発明で規定する溶接金属の酸素レベルで
は介在物は十分に分散する（１mm2 当り４個以上の割合
に分散する）ことから、分散個数については特に限定す
る必要はないと結論された。
成及び結晶構造を満たす分散介在物（酸化物粒子）が存
在する溶接金属において粒子の分散個数が１mm2 当り４
個未満の場合には組織改善効果が十分に現れずに溶接金
属靱性が改善されないので大きさ１〜10μｍの粒子が１
mm2 当り４個以上分散していることが望ましいこと」を
究明したが、本発明で規定する溶接金属の酸素レベルで
は介在物は十分に分散する（１mm2 当り４個以上の割合
に分散する）ことから、分散個数については特に限定す
る必要はないと結論された。
【００２７】なお、上述した組成の介在物（酸化物分散
相）の生成は、溶接金属中におけるSi，Mn，Ti，Al及び
Ｏの含有量を特定範囲に調整すると共に、特にそのAlと
Ｏの含有量比率を「Al／Ｏ＝0.20〜1.125 」に規制する
ことによって可能であることは前述の通りである。
相）の生成は、溶接金属中におけるSi，Mn，Ti，Al及び
Ｏの含有量を特定範囲に調整すると共に、特にそのAlと
Ｏの含有量比率を「Al／Ｏ＝0.20〜1.125 」に規制する
ことによって可能であることは前述の通りである。
【００２８】このように、本発明では、溶接金属中の
Ｃ，Si，Mn，Ti，Al，Ｏ，Ｐ及びＳの含有量を調整する
と共に、そのAlとＯの含有量比率を「Al／Ｏ＝0.20〜1.
125 」とすることにより“立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構
造を有する特定組成のMn−Al−Ti系複合酸化物”を生成
させて溶接金属の高靱化を図るが、そのため、溶接時に
は特に鋼材（母材）中のAl量と使用する溶加材（溶接ワ
イヤ−）中のAl量や、溶接金属のＯ含有量に影響する溶
接方法，フラックスの塩基度，雰囲気ガスの成分等につ
いて留意しなければならない。即ち、溶接金属の化学組
成が本発明の規定範囲内となるように鋼材，溶加材，溶
接方法，フラックス，雰囲気ガス等を選択する必要があ
る。
Ｃ，Si，Mn，Ti，Al，Ｏ，Ｐ及びＳの含有量を調整する
と共に、そのAlとＯの含有量比率を「Al／Ｏ＝0.20〜1.
125 」とすることにより“立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構
造を有する特定組成のMn−Al−Ti系複合酸化物”を生成
させて溶接金属の高靱化を図るが、そのため、溶接時に
は特に鋼材（母材）中のAl量と使用する溶加材（溶接ワ
イヤ−）中のAl量や、溶接金属のＯ含有量に影響する溶
接方法，フラックスの塩基度，雰囲気ガスの成分等につ
いて留意しなければならない。即ち、溶接金属の化学組
成が本発明の規定範囲内となるように鋼材，溶加材，溶
接方法，フラックス，雰囲気ガス等を選択する必要があ
る。
【００２９】特に厳密な把握を要する溶接金属中のAl含
有量については、母材希釈率（α：通常は約６０％前後
の値となる）を用いた α×（鋼材中Al量）＋（１−α）×（溶加材中Al量） なる式によって計算することができ。また、同じく厳密
な把握を要する溶接金属中のＯ含有量については、溶接
方法により異なるものの、例えばＳＡＷの場合には使用
するフラックスの塩基度、ＭＡＧ溶接の場合には使用す
るガス成分（ArとＣＯ2 の混合比）等から推定可能であ
る。従って、これらの推定方法や、あるいは更に実験結
果より得られる補正係数を加味することによって、形成
される溶接金属の「Al／Ｏ比」を的確に推定することが
できるので本発明に係る高靱性溶接金属の形成が可能で
ある。
有量については、母材希釈率（α：通常は約６０％前後
の値となる）を用いた α×（鋼材中Al量）＋（１−α）×（溶加材中Al量） なる式によって計算することができ。また、同じく厳密
な把握を要する溶接金属中のＯ含有量については、溶接
方法により異なるものの、例えばＳＡＷの場合には使用
するフラックスの塩基度、ＭＡＧ溶接の場合には使用す
るガス成分（ArとＣＯ2 の混合比）等から推定可能であ
る。従って、これらの推定方法や、あるいは更に実験結
果より得られる補正係数を加味することによって、形成
される溶接金属の「Al／Ｏ比」を的確に推定することが
できるので本発明に係る高靱性溶接金属の形成が可能で
ある。
【００３０】C) 適用効果の大きい母材鋼板の化学組成
従来の“溶接金属中へのTi−Ｂ添加策”では十分な溶接
金属靱性改善効果を得にくかった「低Al鋼板を母材とす
る溶接」においても、前述のように的確な把握が比較的
容易な“溶接金属のAl／Ｏ比”の制御を行う本発明によ
ると優れた低温靱性を示す溶接金属の安定形成が可能で
あるので、本発明は、例えばＨＡＺ靱性改善のために低
Al化した低合金鋼溶接構造物に対して優れた性能を安定
して付与することができるという効果を発揮する。
従来の“溶接金属中へのTi−Ｂ添加策”では十分な溶接
金属靱性改善効果を得にくかった「低Al鋼板を母材とす
る溶接」においても、前述のように的確な把握が比較的
容易な“溶接金属のAl／Ｏ比”の制御を行う本発明によ
ると優れた低温靱性を示す溶接金属の安定形成が可能で
あるので、本発明は、例えばＨＡＺ靱性改善のために低
Al化した低合金鋼溶接構造物に対して優れた性能を安定
して付与することができるという効果を発揮する。
【００３１】即ち、圧力容器，船舶，建築，海洋構造物
あるいはパイプライン等の溶接構造物として必要な強
度，ＨＡＺ靱性を確保する上からは Ｃ：0.03〜 0.3％， Si：0.02〜 0.6％， Mn： 0.6〜 3.0％， Ｐ： 0.030％以下， Ｓ： 0.030％以下， Cu： 5.0％以下， Ni： 5.0％以下， Cr： 2.0％以下， Mo： 2.0％以下， Ｖ： 1.0％以下， Nb： 1.0％以下， Ｏ：0.01％以下， Al：0.01％以下 を含有すると共に残部がFe及び不可避的不純物からなる
低Al鋼板を母材とすることが好ましいが、この場合でも
溶接時の母材希釈率を４０〜６０％と推定してこれに適
合するようにAl含有量を調整した溶接材料を使用すれ
ば、容易に本発明に係る溶接金属を形成することができ
るので、優れた性能を有する溶接構造物を従来以上に容
易かつ安定に製造することが可能となる。従って、上記
化学組成の低Al鋼板は、本発明を適用する上で非常に好
ましい母材の１つであると言える。
あるいはパイプライン等の溶接構造物として必要な強
度，ＨＡＺ靱性を確保する上からは Ｃ：0.03〜 0.3％， Si：0.02〜 0.6％， Mn： 0.6〜 3.0％， Ｐ： 0.030％以下， Ｓ： 0.030％以下， Cu： 5.0％以下， Ni： 5.0％以下， Cr： 2.0％以下， Mo： 2.0％以下， Ｖ： 1.0％以下， Nb： 1.0％以下， Ｏ：0.01％以下， Al：0.01％以下 を含有すると共に残部がFe及び不可避的不純物からなる
低Al鋼板を母材とすることが好ましいが、この場合でも
溶接時の母材希釈率を４０〜６０％と推定してこれに適
合するようにAl含有量を調整した溶接材料を使用すれ
ば、容易に本発明に係る溶接金属を形成することができ
るので、優れた性能を有する溶接構造物を従来以上に容
易かつ安定に製造することが可能となる。従って、上記
化学組成の低Al鋼板は、本発明を適用する上で非常に好
ましい母材の１つであると言える。
【００３２】続いて、本発明を実施例によって説明す
る。
る。
〔実施例１〕溶接試験の供試材として、板厚２０mmの鋼
板（母材鋼）及びＭＡＧ溶接ワイヤ−を使用した。な
お、使用した母材鋼の成分を表１に、また使用したワイ
ヤ−の成分を表２に示す。
板（母材鋼）及びＭＡＧ溶接ワイヤ−を使用した。な
お、使用した母材鋼の成分を表１に、また使用したワイ
ヤ−の成分を表２に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】これらの母材鋼とワイヤ−の組み合わせを
変えて溶接を行うことにより溶接金属中のAl等の成分を
変化させることが可能であるので、表３に示す母材鋼と
ワイヤ−の組み合わせでもってＭＡＧ溶接（入熱3.0KJ/
mm）を実施した。
変えて溶接を行うことにより溶接金属中のAl等の成分を
変化させることが可能であるので、表３に示す母材鋼と
ワイヤ−の組み合わせでもってＭＡＧ溶接（入熱3.0KJ/
mm）を実施した。
【００３６】
【表３】
【００３７】次いで、得られた溶接金属の成分分析と酸
化物系介在物の分析を行うと共に、溶接金属のシャルピ
−衝撃試験を実施した。ここで、酸化物の分析では、１
〜10μｍの粒子をＳＥＭ−ＥＤＸ装置にて観察して組成
比率を各相毎に同定することにより、本発明で規定する
組成の酸化物相の存在の有無を確認した。また、酸化物
の結晶構造の同定は、定電流電解法により得た抽出残渣
を用いてＸ線回折法により行った。これらの結果を表３
に併せて示した。
化物系介在物の分析を行うと共に、溶接金属のシャルピ
−衝撃試験を実施した。ここで、酸化物の分析では、１
〜10μｍの粒子をＳＥＭ−ＥＤＸ装置にて観察して組成
比率を各相毎に同定することにより、本発明で規定する
組成の酸化物相の存在の有無を確認した。また、酸化物
の結晶構造の同定は、定電流電解法により得た抽出残渣
を用いてＸ線回折法により行った。これらの結果を表３
に併せて示した。
【００３８】表３に示すように、本発明例である溶接金
属１〜10は、本発明で規定する組成相を有する介在物
（酸化物）を有し、その結果として良好な低温靱性を示
している。また、更に鋼板中のAl添加量が少ないもの
（母材鋼Ｂ）を使用して溶接を行った場合、比較例16の
ようにワイヤ−中のAl量が低いとAl／Ｏが低下し目標と
する介在物が得られないが、本発明例６のように溶接金
属中のAl／Ｏを制御することにより目標とする介在物の
生成及び良好な靱性を有する溶接金属の生成が可能であ
る。
属１〜10は、本発明で規定する組成相を有する介在物
（酸化物）を有し、その結果として良好な低温靱性を示
している。また、更に鋼板中のAl添加量が少ないもの
（母材鋼Ｂ）を使用して溶接を行った場合、比較例16の
ようにワイヤ−中のAl量が低いとAl／Ｏが低下し目標と
する介在物が得られないが、本発明例６のように溶接金
属中のAl／Ｏを制御することにより目標とする介在物の
生成及び良好な靱性を有する溶接金属の生成が可能であ
る。
【００３９】一方、比較例13〜15及び比較例17に係る溶
接金属は、それぞれSi，Mn，Ti，Alの各成分が本発明で
規定する上限を超えたものである。これらの元素は何れ
も介在物（酸化物）に影響を及ぼすため、表３に示すよ
うに目標とする組成の酸化物が得られず、靱性が劣化し
ている。更に、比較例18〜19に係る溶接金属は、何れも
溶接金属中のAl／Ｏが本発明の規定範囲外となってい
る。そして、Al／Ｏが本発明の上限を超える比較例18に
係る溶接金属ではAl主体介在物が生成し、一方、Al／Ｏ
が本発明の下限を下回る比較例19に係る溶接金属ではMn
主体の介在物が生成し、何れもＭ3 Ｏ4 型の結晶構造と
ならないために目標とする介在物（酸化物）が得られな
いので、結果として靱性が劣化している。
接金属は、それぞれSi，Mn，Ti，Alの各成分が本発明で
規定する上限を超えたものである。これらの元素は何れ
も介在物（酸化物）に影響を及ぼすため、表３に示すよ
うに目標とする組成の酸化物が得られず、靱性が劣化し
ている。更に、比較例18〜19に係る溶接金属は、何れも
溶接金属中のAl／Ｏが本発明の規定範囲外となってい
る。そして、Al／Ｏが本発明の上限を超える比較例18に
係る溶接金属ではAl主体介在物が生成し、一方、Al／Ｏ
が本発明の下限を下回る比較例19に係る溶接金属ではMn
主体の介在物が生成し、何れもＭ3 Ｏ4 型の結晶構造と
ならないために目標とする介在物（酸化物）が得られな
いので、結果として靱性が劣化している。
【００４０】〔実施例２〕実施例１と同じく、溶接試験
の供試材として板厚２０mmの鋼板（母材鋼）及びＭＡＧ
溶接ワイヤ−を使用した。この実施例で使用した母材鋼
の成分を表４に、また使用したワイヤ−の成分を表５に
示す。そして、これらの母材鋼とワイヤ−を表６に示す
組み合わせで使用し、ＭＡＧ溶接（入熱3.0KJ/mm）を実
施した。
の供試材として板厚２０mmの鋼板（母材鋼）及びＭＡＧ
溶接ワイヤ−を使用した。この実施例で使用した母材鋼
の成分を表４に、また使用したワイヤ−の成分を表５に
示す。そして、これらの母材鋼とワイヤ−を表６に示す
組み合わせで使用し、ＭＡＧ溶接（入熱3.0KJ/mm）を実
施した。
【００４１】
【表４】
【００４２】
【表５】
【００４３】
【表６】
【００４４】次いで、得られた溶接金属の成分分析と酸
化物系介在物の分析を行うと共に、溶接金属のシャルピ
−衝撃試験を実施した。なお、酸化物の分析及び酸化物
の結晶構造の同定は実施例１の場合と同様の方法で行っ
た。この溶接金属の成分分析結果は表６に併せて示し、
介在物分析及びシャルピ−試験の結果は表７に示した。
なお、この例で示すのは、溶接金属中のAl量を調整して
目標とする介在物（酸化物）が得られたもののみに絞っ
たものである。
化物系介在物の分析を行うと共に、溶接金属のシャルピ
−衝撃試験を実施した。なお、酸化物の分析及び酸化物
の結晶構造の同定は実施例１の場合と同様の方法で行っ
た。この溶接金属の成分分析結果は表６に併せて示し、
介在物分析及びシャルピ−試験の結果は表７に示した。
なお、この例で示すのは、溶接金属中のAl量を調整して
目標とする介在物（酸化物）が得られたもののみに絞っ
たものである。
【００４５】
【表７】
【００４６】さて、本発明例である溶接金属20〜28は、
何れも本発明の規定条件を満たしていて良好な低温靱性
を有している。これに対して、比較例29〜37に係る溶接
金属は、Cu，Ni，Cr，Mo，Ｖ，Nbの含有量が本発明で規
定する上限を超えるために焼入れ性が増加し過ぎ、何れ
も溶接金属靱性が劣化している。特に、比較例33及び34
に係る溶接金属の場合には、過剰添加による溶接金属靱
性の劣化傾向が強いNb又はＶが本発明で規定する上限量
を超えているため、Cu，Ni，Cr，Mo，Ｖ及びNbのグル−
プの総含有量がそれほど高くないにもかかわらず溶接金
属靱性の劣化が目立つ結果となっている。
何れも本発明の規定条件を満たしていて良好な低温靱性
を有している。これに対して、比較例29〜37に係る溶接
金属は、Cu，Ni，Cr，Mo，Ｖ，Nbの含有量が本発明で規
定する上限を超えるために焼入れ性が増加し過ぎ、何れ
も溶接金属靱性が劣化している。特に、比較例33及び34
に係る溶接金属の場合には、過剰添加による溶接金属靱
性の劣化傾向が強いNb又はＶが本発明で規定する上限量
を超えているため、Cu，Ni，Cr，Mo，Ｖ及びNbのグル−
プの総含有量がそれほど高くないにもかかわらず溶接金
属靱性の劣化が目立つ結果となっている。
【００４７】
【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、低合金鋼溶接構造物を構成する母材鋼の種類に影響
されることなく優れた低温靱性を示す溶接金属を形成さ
せることができ、低合金鋼溶接構造物の高性能化，性能
安定化に大きく寄与し得るなど、産業上有用な効果がも
たらされる。
ば、低合金鋼溶接構造物を構成する母材鋼の種類に影響
されることなく優れた低温靱性を示す溶接金属を形成さ
せることができ、低合金鋼溶接構造物の高性能化，性能
安定化に大きく寄与し得るなど、産業上有用な効果がも
たらされる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 濱田 昌彦
大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号
住友金属工業株式会社内
(72)発明者 一ノ瀬 威
大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号
住友金属工業株式会社内
(56)参考文献 特開 平８−197244（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−278736（ＪＰ，Ａ)
特開 平４−120240（ＪＰ，Ａ)
特開 昭58−32598（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B23K 35/30
B23K 9/00 - 9/32
Claims (3)
- 【請求項１】 重量割合にて Ｃ：0.03〜 0.2％， Si：0.02〜 0.5％， Mn： 0.6〜 2.0％， Ti：0.05％以下， Al：0.01〜0.05％， Ｏ：0.01〜0.05％ を含有すると共に残部がFe及び不可避的不純物であっ
て、かつ含まれるAlとＯの比率が Al／Ｏ＝0.20〜1.125 を満たすと同時に、不可避的不純物中のＰ及びＳがそれ
ぞれ Ｐ： 0.030％以下， Ｓ： 0.030％以下 に規制された化学組成を有し、しかも Mn：５〜50at％， (Al＋Ti）：50〜95at％ を含む立方晶系のＭ3 Ｏ4 型結晶構造を持つ酸化物の分
散相を有して成ることを特徴とする、低合金鋼溶接構造
物の低温靱性に優れた溶接金属。 - 【請求項２】 重量割合で更に Cu： 1.5％以下， Ni： 1.5％以下， Cr： 1.0％以下， Mo： 1.0％以下， Ｖ： 0.2％以下， Nb： 0.2％以下 の１種以上を含有して成る、請求項１記載の低合金鋼溶
接構造物の低温靱性に優れた溶接金属。 - 【請求項３】 低合金鋼溶接構造物が、重量割合にて Ｃ：0.03〜 0.3％， Si：0.02〜 0.6％， Mn： 0.6〜 3.0％， Ｐ： 0.030％以下， Ｓ： 0.030％以下， Cu： 5.0％以下， Ni： 5.0％以下， Cr： 2.0％以下， Mo： 2.0％以下， Ｖ： 1.0％以下， Nb： 1.0％以下， Ｏ：0.01％以下， Al：0.01％以下 を含有すると共に残部がFe及び不可避的不純物から成る
低Al鋼板を母材とした溶接構造物である、請求項１又は
２に記載の低合金鋼溶接構造物の低温靱性に優れた溶接
金属。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23721696A JP3473289B2 (ja) | 1996-08-20 | 1996-08-20 | 低温靱性に優れた溶接金属 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23721696A JP3473289B2 (ja) | 1996-08-20 | 1996-08-20 | 低温靱性に優れた溶接金属 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1058186A JPH1058186A (ja) | 1998-03-03 |
| JP3473289B2 true JP3473289B2 (ja) | 2003-12-02 |
Family
ID=17012109
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23721696A Expired - Fee Related JP3473289B2 (ja) | 1996-08-20 | 1996-08-20 | 低温靱性に優れた溶接金属 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3473289B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000096187A (ja) * | 1998-09-22 | 2000-04-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度溶接鋼管 |
| JP5037369B2 (ja) * | 2008-01-15 | 2012-09-26 | 日鐵住金溶接工業株式会社 | パルスｍａｇ溶接用ソリッドワイヤ |
| JP6715622B2 (ja) * | 2016-03-14 | 2020-07-01 | 株式会社神戸製鋼所 | ソリッドワイヤ |
| JP6928641B2 (ja) * | 2016-03-14 | 2021-09-01 | 株式会社神戸製鋼所 | ソリッドワイヤ |
| JP2018039026A (ja) * | 2016-09-06 | 2018-03-15 | 株式会社神戸製鋼所 | ガスシールドアーク溶接用フラックス入りワイヤ及び溶接金属 |
-
1996
- 1996-08-20 JP JP23721696A patent/JP3473289B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1058186A (ja) | 1998-03-03 |
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