JP3546308B2 - 大入熱溶接用鋼材 - Google Patents
大入熱溶接用鋼材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3546308B2 JP3546308B2 JP2001059814A JP2001059814A JP3546308B2 JP 3546308 B2 JP3546308 B2 JP 3546308B2 JP 2001059814 A JP2001059814 A JP 2001059814A JP 2001059814 A JP2001059814 A JP 2001059814A JP 3546308 B2 JP3546308 B2 JP 3546308B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- toughness
- heat input
- less
- welding
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物で使用される鋼材、特に溶接入熱量が400kJ/cmを超える大入熱溶接に適した鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。これらの構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、溶接部の靱性に優れることが要請されている。一方で、これら構造物や船舶はますます大型化し、使用される鋼材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されている。このため、大入熱溶接により溶接施工したときに、溶接部の靱性に優れた鋼材が必要となっている。
【０００３】
しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性は低下することが知られている。このような大入熱溶接による靱性の低下に対して、これまでにも多くの対策が提案されてきた。
例えば、TiＮの微細分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核としての作用を利用する技術はすでに実用化されている。また、Tiの酸化物を分散させる技術（特開昭５７−５１２４３号公報）やＢＮのフェライト核生成能を組み合わせる技術（特開昭６２−１７０４５９号公報）も開発されている。さらに、Ca（特開昭６０−２０４８６３号公報）やＲＥＭ（特公平４−１４１８０号公報）を添加して硫化物の形態を制御することにより高靱性を得ることも知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、TiＮを主体に利用するこれらの従来技術では、TiＮが溶解する温度域に加熱される溶接熱影響部においてはTiが有する上記の作用がなくなり、さらには地の組織が固溶Tiおよび固溶Ｎにより脆化して靱性が著しく低下するという問題があった。また、Ti酸化物を利用する技術では、酸化物を均一微細に分散させることが困難であるという問題があった。これに対して、酸化物の複合化等の方法で分散能を改善すべく種々の検討が行われているが、入熱量が 400 kJ/cmを超えるような大入熱溶接では、オーステナイト粒の成長を十分に抑制することは困難であり、溶接熱影響部の高靱性を確保することは困難であるという問題があった。
また、特開昭６０−２０４８６３号公報に記載のCaを添加する技術や特公平４−１４１８０号公報に記載のＲＥＭを添加する技術では、300kJ/cm程度までの入熱量であれば高靱性の確保が可能であるが、400kJ/cmを超えるような大入熱溶接では、これらの技術でも溶接熱影響部の高靱性を確保することは困難であった。そこで、本発明は、従来技術が抱えていた上記問題点を解決し、 400 kJ/cmを超えるような大入熱溶接を行っても、良好な溶接熱影響部靱性が得られる鋼材を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、種々検討を重ねた結果、 400 kJ/cmを超える大入熱で溶接した溶接熱影響部の靱性を向上させるためには、硫化物の形態制御に必要なCaを適正に含有させることが重要であることを知見した。すなわち、大入熱溶接熱影響部の靱性向上には、高温領域でのオーステナイトの粗大化を抑制し、その後の冷却過程におけるフェライト変態を促進させるに必要な、変態核を微細に分散させることが肝要であり、従来技術ではこれらのいずれもが不十分であることがわかった。
【０００６】
そこで、本発明では鋼板を溶製する際の凝固段階でCaＳを晶出させるようにした。CaＳは酸化物に比べて低温で晶出するために、微細に分散させることが可能となる。ここで、とくに重要なことは、Ca、Ｓの含有量および鋼中の溶存酸素量を制御することによってCaＳの晶出後の固溶Ｓ量を確保すれば、CaＳの表面上にMnＳが析出することを見出した。MnＳは、それ自身がフェライト核生成能をもっているほか、その周囲にMnの希薄帯を形成してフェライト変態を促進する作用を有している。また、MnＳ上には、さらにTiＮ、ＢＮ、AlＮ、ＶＮ等のフェライト生成核が析出することによって、より一層フェライト変態が促進されることも知見した。以上の方策をとることによって、大入熱溶接時の高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることができ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライトの組織として高靱性化を達成することができた。
【０００７】
本発明は、Ｃ：0.03〜0.15mass％、Si：0.05〜0.25mass％、Mn：1.40〜2.0mass％、Ｐ：0.03mass％以下、Ｓ：0.0005〜0.0030mass％、Al：0.005 〜0.1mass％、Ti：0.004〜0.03mass％、Ｎ：0.0036〜0.0070mass％、Ca：0.0005〜0.0030mass％を含み、かつ、Ca、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記(1)式を満たして含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする大入熱溶接用鋼材である。
記
0.3≦(Ca−(0.18＋130×Ca)×Ｏ)／1.25／Ｓ≦0.8 ----(1)
ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（mass％）を表す。
【０００８】
また、本発明は、鋼組成が、さらに
(1) Ｂ：0.0003〜0.0025mass％、Ｖ：0.2 mass％以下から選ばれる１種または２種、
(2) Nb：0.05mass％以下、Cu：1.0 mass％以下、Ni：1.5 mass％以下、Cr：0.7mass％以下、Mo：0.7 mass％以下から選ばれる１種または２種以上、
の１群または２群を含有する組成になることを特徴とする大入熱溶接用鋼材である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、各成分の限定理由について説明する。
Ｃ：0.03〜0.15mass％
Ｃ量は、構造用鋼として必要な強度を得るために下限を0.03mass％とし、溶接割れ性を劣化させるので上限を0.15mass％とする。
【００１０】
Si：0.05〜0.25mass％
Siは、製鋼上0.05mass％以上が必要であり、0.25mass％を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化させる。
【００１１】
Mn：1.40〜2.0mass％
Mnは、母材の強度を確保するために、1.40mass％以上は必要であり、2.0mass％を超えると溶接部の靱性を著しく劣化させる。
【００１２】
Ｐ：0.03mass％以下
Ｐは、0.03mass％を超えると溶接部の靱性を劣化させる。
【００１３】
Ｓ：0.0005〜0.0030mass％
Ｓは、必要なCaＳおよびMnＳを生成するために0.0005mass％以上必要であり、0.0030mass％を超えると母材の靱性を劣化させる。
【００１４】
Al：0.005 〜0.1 mass％
Alは、鋼の脱酸上0.005 mass％以上は必要であり、0.1 mass％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性を劣化させる。
【００１５】
Ti：0.004 〜0.03mass％
Tiは、凝固時にTiＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。0.004 mass％に満たないとその効果が少なく、0.03mass％を超えるとTiＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。
【００１６】
Ｎ：0.0036〜0.0070mass％
Ｎは、TiＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、0.0036mass％未満では十分なTiＮ量が得られず、0.0070mass％を超えると溶接熱サイクルによってTiＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靱性が著しく低下する。
【００１７】
Ca：0.0005〜0.0030mass％
Caは、Ｓの固定による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも0.0005mass％以上含有することが好ましいが、0.0030mass％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、0.0005mass％から0.0030mass％の範囲に限定する。
【００１８】
0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ≦0.8 （ここに、Ca，Ｏ，Ｓ：各元素の含有量（mass％））
CaおよびＳは、0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ≦0.8 の関係を満足するように含有させる必要がある。この場合には、CaＳ上にMnＳが析出した複合硫化物の形態となる。(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓの値が0.3 に満たないと、CaＳが晶出しないためにＳはMnＳ単独の形態で析出する。このMnＳは鋼板製造時の圧延で伸長されて母材の靱性の低下を引き起こすとともに、本発明の主眼である溶接熱影響部でMnＳが溶融するために微細分散が達成されない。一方、(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓの値が0.8 を超えると、ＳがほとんどCaによって固定され、フェライト生成核として働くMnＳがCaＳ上に析出しないために十分な機能が発揮されない。
【００１９】
本発明では、さらにフェライト生成核としての機能を有する、Ｂ、Ｖから選ばれる１種または２種、および／または、強度向上などの機能を有する、Nb、Cu、Ni、Cr、Moから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
Ｂ：0.0003〜0.0025mass％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用する元素である。このような効果を得るには0.0003％以上必要であるが、0.0020％を超えて添加すると焼入れ性が増して靱性が劣化する。
【００２０】
Ｖ：0.2 mass％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上およびＶＮとしてのフェライト生成核として働くが、0.2 mass％を超えるとかえって靱性の低下を招く。
【００２１】
Nb：0.05mass％以下
Nbは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが、0.05mass％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。
【００２２】
Ni：1.5 mass％以下
Niは、母材の高靱性を保ちつつ強度を上昇させるが、1.5 mass％を超えても効果が飽和するのでこの含有量を上限とした。
【００２３】
Cu：1.0 mass％以下
Cuは、Niと同様の働きを有しているが、1.0 mass％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。
【００２４】
Cr：0.7 mass％以下
Crは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるために上限を0.7 mass％とする。
【００２５】
Mo：0.7 mass％以下
Moは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるために上限を0.7 mass％とする。
【００２６】
上述したように、本発明では、とくにCa、Ｓを限定された範囲に調整して含有させることによって、大入熱溶接における溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材を提供することができる。
なお、本発明の鋼材は、例えば、以下のようにして製造される。まず溶銑を転炉で精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガスを行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。これを再加熱し、熱間圧延するか、あるいはまた、前記熱間圧延後に、加速冷却、直接焼入れ焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再加熱焼準−焼戻しなどの工程で製造される。
【００２７】
【実施例】
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
100 ｋｇの高周波溶解炉にて、表１および表２に示す組成の鋼を溶製し、熱間圧延により厚さ100 ｍｍのスラブとした。このスラブを1150℃に１時間加熱後、 930℃以上の温度域で全圧下量の５０％を圧延した後、900 ℃から700 ℃の温度域にて２０ｍｍ厚の鋼板に仕上げ、１０℃／ｓの冷却速度で加速冷却した。
これらの鋼板から溶接熱サイクル後の特性を測定するため、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、1400℃に加熱後800 〜500 ℃の冷却速度を１℃／ｓ（エレクトロガス溶接での入熱量450 kJ/cm の溶接熱影響部に相当）とした溶接熱サイクルを付与し、溶接熱影響部の靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。表３に、得られた溶接熱影響部の靱性を母材の強度・靱性とともに示す。
表３から、発明例ではいずれも良好な溶接熱影響部靱性が得られた。これに対し、比較例では、溶接熱影響部の靱性が劣り、中には母材の靱性も劣るものがあった。これらの比較例は、(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓの値、Ca、Ti、Ｃ、Mn、Si、Ｓ、Ｎ、Cu、Cr、Mo、Ｖ、Ｂなどの各成分含有量のいずれかが本発明範囲を外れるものであった。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【表３】
【００３１】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、400kJ/cmを超える大入熱溶接を行っても優れた溶接熱影響部靱性を有する鋼材が得られる。したがって、本発明は、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物で使用される鋼材、特に溶接入熱量が400kJ/cmを超える大入熱溶接に適した鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。これらの構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、溶接部の靱性に優れることが要請されている。一方で、これら構造物や船舶はますます大型化し、使用される鋼材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されている。このため、大入熱溶接により溶接施工したときに、溶接部の靱性に優れた鋼材が必要となっている。
【０００３】
しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性は低下することが知られている。このような大入熱溶接による靱性の低下に対して、これまでにも多くの対策が提案されてきた。
例えば、TiＮの微細分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核としての作用を利用する技術はすでに実用化されている。また、Tiの酸化物を分散させる技術（特開昭５７−５１２４３号公報）やＢＮのフェライト核生成能を組み合わせる技術（特開昭６２−１７０４５９号公報）も開発されている。さらに、Ca（特開昭６０−２０４８６３号公報）やＲＥＭ（特公平４−１４１８０号公報）を添加して硫化物の形態を制御することにより高靱性を得ることも知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、TiＮを主体に利用するこれらの従来技術では、TiＮが溶解する温度域に加熱される溶接熱影響部においてはTiが有する上記の作用がなくなり、さらには地の組織が固溶Tiおよび固溶Ｎにより脆化して靱性が著しく低下するという問題があった。また、Ti酸化物を利用する技術では、酸化物を均一微細に分散させることが困難であるという問題があった。これに対して、酸化物の複合化等の方法で分散能を改善すべく種々の検討が行われているが、入熱量が 400 kJ/cmを超えるような大入熱溶接では、オーステナイト粒の成長を十分に抑制することは困難であり、溶接熱影響部の高靱性を確保することは困難であるという問題があった。
また、特開昭６０−２０４８６３号公報に記載のCaを添加する技術や特公平４−１４１８０号公報に記載のＲＥＭを添加する技術では、300kJ/cm程度までの入熱量であれば高靱性の確保が可能であるが、400kJ/cmを超えるような大入熱溶接では、これらの技術でも溶接熱影響部の高靱性を確保することは困難であった。そこで、本発明は、従来技術が抱えていた上記問題点を解決し、 400 kJ/cmを超えるような大入熱溶接を行っても、良好な溶接熱影響部靱性が得られる鋼材を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、種々検討を重ねた結果、 400 kJ/cmを超える大入熱で溶接した溶接熱影響部の靱性を向上させるためには、硫化物の形態制御に必要なCaを適正に含有させることが重要であることを知見した。すなわち、大入熱溶接熱影響部の靱性向上には、高温領域でのオーステナイトの粗大化を抑制し、その後の冷却過程におけるフェライト変態を促進させるに必要な、変態核を微細に分散させることが肝要であり、従来技術ではこれらのいずれもが不十分であることがわかった。
【０００６】
そこで、本発明では鋼板を溶製する際の凝固段階でCaＳを晶出させるようにした。CaＳは酸化物に比べて低温で晶出するために、微細に分散させることが可能となる。ここで、とくに重要なことは、Ca、Ｓの含有量および鋼中の溶存酸素量を制御することによってCaＳの晶出後の固溶Ｓ量を確保すれば、CaＳの表面上にMnＳが析出することを見出した。MnＳは、それ自身がフェライト核生成能をもっているほか、その周囲にMnの希薄帯を形成してフェライト変態を促進する作用を有している。また、MnＳ上には、さらにTiＮ、ＢＮ、AlＮ、ＶＮ等のフェライト生成核が析出することによって、より一層フェライト変態が促進されることも知見した。以上の方策をとることによって、大入熱溶接時の高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることができ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライトの組織として高靱性化を達成することができた。
【０００７】
本発明は、Ｃ：0.03〜0.15mass％、Si：0.05〜0.25mass％、Mn：1.40〜2.0mass％、Ｐ：0.03mass％以下、Ｓ：0.0005〜0.0030mass％、Al：0.005 〜0.1mass％、Ti：0.004〜0.03mass％、Ｎ：0.0036〜0.0070mass％、Ca：0.0005〜0.0030mass％を含み、かつ、Ca、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記(1)式を満たして含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする大入熱溶接用鋼材である。
記
0.3≦(Ca−(0.18＋130×Ca)×Ｏ)／1.25／Ｓ≦0.8 ----(1)
ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（mass％）を表す。
【０００８】
また、本発明は、鋼組成が、さらに
(1) Ｂ：0.0003〜0.0025mass％、Ｖ：0.2 mass％以下から選ばれる１種または２種、
(2) Nb：0.05mass％以下、Cu：1.0 mass％以下、Ni：1.5 mass％以下、Cr：0.7mass％以下、Mo：0.7 mass％以下から選ばれる１種または２種以上、
の１群または２群を含有する組成になることを特徴とする大入熱溶接用鋼材である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
以下、各成分の限定理由について説明する。
Ｃ：0.03〜0.15mass％
Ｃ量は、構造用鋼として必要な強度を得るために下限を0.03mass％とし、溶接割れ性を劣化させるので上限を0.15mass％とする。
【００１０】
Si：0.05〜0.25mass％
Siは、製鋼上0.05mass％以上が必要であり、0.25mass％を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化させる。
【００１１】
Mn：1.40〜2.0mass％
Mnは、母材の強度を確保するために、1.40mass％以上は必要であり、2.0mass％を超えると溶接部の靱性を著しく劣化させる。
【００１２】
Ｐ：0.03mass％以下
Ｐは、0.03mass％を超えると溶接部の靱性を劣化させる。
【００１３】
Ｓ：0.0005〜0.0030mass％
Ｓは、必要なCaＳおよびMnＳを生成するために0.0005mass％以上必要であり、0.0030mass％を超えると母材の靱性を劣化させる。
【００１４】
Al：0.005 〜0.1 mass％
Alは、鋼の脱酸上0.005 mass％以上は必要であり、0.1 mass％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性を劣化させる。
【００１５】
Ti：0.004 〜0.03mass％
Tiは、凝固時にTiＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。0.004 mass％に満たないとその効果が少なく、0.03mass％を超えるとTiＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。
【００１６】
Ｎ：0.0036〜0.0070mass％
Ｎは、TiＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、0.0036mass％未満では十分なTiＮ量が得られず、0.0070mass％を超えると溶接熱サイクルによってTiＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靱性が著しく低下する。
【００１７】
Ca：0.0005〜0.0030mass％
Caは、Ｓの固定による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも0.0005mass％以上含有することが好ましいが、0.0030mass％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、0.0005mass％から0.0030mass％の範囲に限定する。
【００１８】
0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ≦0.8 （ここに、Ca，Ｏ，Ｓ：各元素の含有量（mass％））
CaおよびＳは、0.3 ≦(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ≦0.8 の関係を満足するように含有させる必要がある。この場合には、CaＳ上にMnＳが析出した複合硫化物の形態となる。(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓの値が0.3 に満たないと、CaＳが晶出しないためにＳはMnＳ単独の形態で析出する。このMnＳは鋼板製造時の圧延で伸長されて母材の靱性の低下を引き起こすとともに、本発明の主眼である溶接熱影響部でMnＳが溶融するために微細分散が達成されない。一方、(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓの値が0.8 を超えると、ＳがほとんどCaによって固定され、フェライト生成核として働くMnＳがCaＳ上に析出しないために十分な機能が発揮されない。
【００１９】
本発明では、さらにフェライト生成核としての機能を有する、Ｂ、Ｖから選ばれる１種または２種、および／または、強度向上などの機能を有する、Nb、Cu、Ni、Cr、Moから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
Ｂ：0.0003〜0.0025mass％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用する元素である。このような効果を得るには0.0003％以上必要であるが、0.0020％を超えて添加すると焼入れ性が増して靱性が劣化する。
【００２０】
Ｖ：0.2 mass％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上およびＶＮとしてのフェライト生成核として働くが、0.2 mass％を超えるとかえって靱性の低下を招く。
【００２１】
Nb：0.05mass％以下
Nbは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが、0.05mass％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が劣化する。
【００２２】
Ni：1.5 mass％以下
Niは、母材の高靱性を保ちつつ強度を上昇させるが、1.5 mass％を超えても効果が飽和するのでこの含有量を上限とした。
【００２３】
Cu：1.0 mass％以下
Cuは、Niと同様の働きを有しているが、1.0 mass％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。
【００２４】
Cr：0.7 mass％以下
Crは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるために上限を0.7 mass％とする。
【００２５】
Mo：0.7 mass％以下
Moは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるために上限を0.7 mass％とする。
【００２６】
上述したように、本発明では、とくにCa、Ｓを限定された範囲に調整して含有させることによって、大入熱溶接における溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材を提供することができる。
なお、本発明の鋼材は、例えば、以下のようにして製造される。まず溶銑を転炉で精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガスを行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。これを再加熱し、熱間圧延するか、あるいはまた、前記熱間圧延後に、加速冷却、直接焼入れ焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再加熱焼準−焼戻しなどの工程で製造される。
【００２７】
【実施例】
次に本発明を実施例に基づいて説明する。
100 ｋｇの高周波溶解炉にて、表１および表２に示す組成の鋼を溶製し、熱間圧延により厚さ100 ｍｍのスラブとした。このスラブを1150℃に１時間加熱後、 930℃以上の温度域で全圧下量の５０％を圧延した後、900 ℃から700 ℃の温度域にて２０ｍｍ厚の鋼板に仕上げ、１０℃／ｓの冷却速度で加速冷却した。
これらの鋼板から溶接熱サイクル後の特性を測定するため、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、1400℃に加熱後800 〜500 ℃の冷却速度を１℃／ｓ（エレクトロガス溶接での入熱量450 kJ/cm の溶接熱影響部に相当）とした溶接熱サイクルを付与し、溶接熱影響部の靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。表３に、得られた溶接熱影響部の靱性を母材の強度・靱性とともに示す。
表３から、発明例ではいずれも良好な溶接熱影響部靱性が得られた。これに対し、比較例では、溶接熱影響部の靱性が劣り、中には母材の靱性も劣るものがあった。これらの比較例は、(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓの値、Ca、Ti、Ｃ、Mn、Si、Ｓ、Ｎ、Cu、Cr、Mo、Ｖ、Ｂなどの各成分含有量のいずれかが本発明範囲を外れるものであった。
【００２８】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、400kJ/cmを超える大入熱溶接を行っても優れた溶接熱影響部靱性を有する鋼材が得られる。したがって、本発明は、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
Claims (2)
- Ｃ：0.03〜0.15mass％、Si：0.05〜0.25mass％、Mn：1.40〜2.0mass％、Ｐ：0.03mass％以下、Ｓ：0.0005〜0.0030mass％、Al：0.005〜0.1mass％、Ti：0.004〜0.03mass％、Ｎ：0.0036〜0.0070mass％、Ca：0.0005〜0.0030mass％を含み、かつ、Ca、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記(1)式を満たして含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
記
0.3≦(Ca−(0.18＋130×Ca)×Ｏ)／1.25／Ｓ≦0.8 ----(1)
ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（mass％）を表す。 - 請求項１において鋼組成が、さらに
(1)Ｂ：0.0003〜0.0025mass％、Ｖ：0.2mass％以下から選ばれる１種または２種、
(2)Nb：0.05mass％以下、Cu：1.0mass％以下、Ni：1.5mass％以下、Cr：0.7mass％以下、Mo：0.7mass％以下から選ばれる１種または２種以上、
の１群または２群を含有する組成になることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001059814A JP3546308B2 (ja) | 2001-03-05 | 2001-03-05 | 大入熱溶接用鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001059814A JP3546308B2 (ja) | 2001-03-05 | 2001-03-05 | 大入熱溶接用鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002256379A JP2002256379A (ja) | 2002-09-11 |
| JP3546308B2 true JP3546308B2 (ja) | 2004-07-28 |
Family
ID=18919322
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001059814A Expired - Lifetime JP3546308B2 (ja) | 2001-03-05 | 2001-03-05 | 大入熱溶接用鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3546308B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010134220A1 (ja) | 2009-05-22 | 2010-11-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接用鋼材 |
| KR20160117536A (ko) | 2014-03-17 | 2016-10-10 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용접용 강재 |
| US11326238B2 (en) | 2016-02-03 | 2022-05-10 | Jfe Steel Corporation | Steel material for high heat input welding |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1995339B1 (en) * | 2006-03-16 | 2017-10-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel sheet for submerged arc welding |
| JP2008133536A (ja) * | 2006-10-27 | 2008-06-12 | Kobe Steel Ltd | 耐食性に優れた船舶用鋼材 |
| JP4295315B2 (ja) | 2006-12-28 | 2009-07-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 超大入熱溶接における溶接熱影響部の靭性に優れた鋼板 |
| KR101095808B1 (ko) * | 2008-03-03 | 2011-12-21 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 후강판 |
| JP5276871B2 (ja) * | 2008-03-27 | 2013-08-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比厚鋼板 |
| JP5172391B2 (ja) * | 2008-03-03 | 2013-03-27 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性と均一伸びに優れた鋼板 |
| JP5842314B2 (ja) * | 2009-09-16 | 2016-01-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接用鋼 |
| CN106191659B (zh) * | 2016-08-19 | 2018-07-24 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种可大线能量焊接的海洋工程用钢板及其制造方法 |
| KR20230159568A (ko) | 2021-07-02 | 2023-11-21 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
-
2001
- 2001-03-05 JP JP2001059814A patent/JP3546308B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010134220A1 (ja) | 2009-05-22 | 2010-11-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 大入熱溶接用鋼材 |
| KR20160117536A (ko) | 2014-03-17 | 2016-10-10 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용접용 강재 |
| US11326238B2 (en) | 2016-02-03 | 2022-05-10 | Jfe Steel Corporation | Steel material for high heat input welding |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002256379A (ja) | 2002-09-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5076658B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP2004515653A5 (ja) | ||
| WO2010143726A1 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法、及び、大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| CN100402688C (zh) | 高入热量焊接用钢材及其制造方法 | |
| JP3546308B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP2002235114A (ja) | 大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼の製造方法 | |
| JP4035990B2 (ja) | 超大入熱溶接ｈａｚ靱性に優れた低降伏比建築構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
| TWI526545B (zh) | 熔接用鋼材 | |
| KR101971772B1 (ko) | 대입열 용접용 강판의 제조 방법 | |
| JP4981262B2 (ja) | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 | |
| JP2005187853A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP3733898B2 (ja) | 大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法 | |
| JP5966907B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JPH01159356A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼 | |
| JP3644398B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた非調質厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH05186848A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた大入熱溶接用鋼 | |
| JP2000104116A (ja) | 強度と靱性に優れた鋼材の製造法 | |
| JP2003221643A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP4039223B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2004332034A (ja) | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2005220379A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた非調質高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JPH093600A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 | |
| JP5895780B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた鋼板およびその製造方法 | |
| JP7272471B2 (ja) | 鋼板 | |
| JP3733922B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20031216 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040213 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040316 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040329 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3546308 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080423 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090423 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100423 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100423 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110423 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110423 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120423 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130423 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130423 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140423 Year of fee payment: 10 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |