JP5145616B2 - 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 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5145616B2 JP5145616B2 JP2001121184A JP2001121184A JP5145616B2 JP 5145616 B2 JP5145616 B2 JP 5145616B2 JP 2001121184 A JP2001121184 A JP 2001121184A JP 2001121184 A JP2001121184 A JP 2001121184A JP 5145616 B2 JP5145616 B2 JP 5145616B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- affected zone
- steel
- heat affected
- tensile strength
- 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 - Fee Related
Links
Description
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【0015】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、入熱60kJ/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:0.001〜0.005%、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。
【0017】
但し、P=([Ca]−0.4[O])/[S]
[Ca]、[O],[S]は、鋼中含有量(mass%)とする。
【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。
【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。
【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%(0.04%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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。0.001%未満ではその効果が十分得られず、一方、0.004%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。
【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、0.001〜0.007%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,S,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、0.10〜0.40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,Mo,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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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。
【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60kJ/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、HAZ1mm: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80sec(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−50℃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。
【0042】
No.12〜15、17,18,20,22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。
【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。
【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。
【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。
Claims (2)
- 質量%で、C:0.04〜0.12%、Si:0.01〜0.5%、Mn:0.5〜1.42%、S:0.001〜0.01%、Ti:0.005〜0.02%、sol.Al:0.015〜0.05%、Ca:0.001〜0.004%、N:0.001〜0.005%、O:0.0021〜0.007%を含有し、且つ,P値:0.10〜0.40を満足する残部鉄及び不可避不純物よりなる、入熱60kJ/cm以上の大入熱溶接溶接部のBOND部の−50℃でのシャルピー吸収エネルギーが50J以上であ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。 - 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請求項1記載の鋼であり、質量%で、C:0.060%、Si:0.18%、Mn:1.11%、P:0.005%、S:0.0019%、V:0.020%、Ti:0.019%、Al:0.025%、Ca:0.0014%、N:0.0024%、O:0.0028%、Mo:0.30%、残部鉄及び不可避不純物よりなる鋼を除く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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2001121184A JP5145616B2 (ja) | 2001-04-19 | 2001-04-19 | 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2001121184A JP5145616B2 (ja) | 2001-04-19 | 2001-04-19 | 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2002317242A JP2002317242A (ja) | 2002-10-31 |
JP5145616B2 true JP5145616B2 (ja) | 2013-02-20 |
Family
ID=18971112
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2001121184A Expired - Fee Related JP5145616B2 (ja) | 2001-04-19 | 2001-04-19 | 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP5145616B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5439887B2 (ja) * | 2008-03-31 | 2014-03-12 | Jfeスチール株式会社 | 高張力鋼およびその製造方法 |
CN103774051A (zh) * | 2012-10-25 | 2014-05-07 | 吴雪 | 一种高强钢 |
CN109182700B (zh) * | 2018-11-06 | 2020-05-29 | 鞍钢股份有限公司 | 汽车用扩孔性能优良的低屈强比热轧钢板及其制造方法 |
CN112048676A (zh) * | 2020-08-26 | 2020-12-08 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种抗应变时效低温韧性s420ml钢板及其生产方法 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS601929B2 (ja) * | 1980-10-30 | 1985-01-18 | 新日本製鐵株式会社 | 強靭鋼の製造法 |
JP3393314B2 (ja) * | 1994-05-20 | 2003-04-07 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性の優れた耐サワー高強度鋼板の製造法 |
JPH09176782A (ja) * | 1995-12-25 | 1997-07-08 | Nippon Steel Corp | 耐破壊性能に優れた建築用高張力鋼材及びその製造方法 |
JPH10204584A (ja) * | 1997-01-27 | 1998-08-04 | Nkk Corp | 耐溶融亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型耐震鋼材 |
-
2001
- 2001-04-19 JP JP2001121184A patent/JP5145616B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2002317242A (ja) | 2002-10-31 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
KR101846759B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
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 | |
JP5493659B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼 | |
EP1533392A1 (en) | Steel product for high heat input welding and method for production thereof | |
JP4120531B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部靱性に優れる建築構造用高強度厚鋼板の製造方法 | |
JPH02220735A (ja) | チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法 | |
JP3602471B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP5145616B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 | |
JP3722044B2 (ja) | 溶接継手 | |
JP4821051B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 | |
CN114423878B (zh) | 厚钢板及其制造方法 | |
JP2009242852A (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
JP7207199B2 (ja) | 鋼材及びその製造方法 | |
JPS62170459A (ja) | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 | |
JP3882701B2 (ja) | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼の製造方法 | |
JP4673788B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 | |
JPH07278736A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた鋼材 | |
JP2020204075A (ja) | 大入熱溶接用高強度鋼板 | |
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 | |
JPH05295480A (ja) | 電子ビーム溶接部の靱性に優れた溶接構造用厚鋼板 | |
KR20140127870A (ko) | 대입열 용접용 강재 | |
JP2005002476A (ja) | 溶接継手 | |
JP4332064B2 (ja) | 入熱20〜100kJ/mmの大入熱溶接用高HAZ靭性鋼材 | |
JP4599770B2 (ja) | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼 | |
JP4044862B2 (ja) | 耐震性と溶接性に優れた複合組織型高強度鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20080228 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20091222 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20110517 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20110713 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20120306 |
|
A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20120427 |
|
RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20120529 |
|
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: 20121030 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20121112 |
|
R150 | Certificate of patent (=grant) or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20151207 Year of fee payment: 3 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |