JPH0329861B2 - - Google Patents
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- JPH0329861B2 JPH0329861B2 JP56156092A JP15609281A JPH0329861B2 JP H0329861 B2 JPH0329861 B2 JP H0329861B2 JP 56156092 A JP56156092 A JP 56156092A JP 15609281 A JP15609281 A JP 15609281A JP H0329861 B2 JPH0329861 B2 JP H0329861B2
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Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、応力除去焼なましによる靱性劣化の
少ない大入熱溶接用鋼に関し、特に本発明は応力
除去焼なましによる靱性劣化が少なく、大入熱溶
接に適した焼入れ焼もどし型60Kgｆ／mm2級調質高
張力鋼に関するものである。 〔従来の技術〕 近年、大型溶接構造物の製作に当たり溶接工数
を減らし、溶接コストの低減をはかるため、片面
一層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を用いる
自動溶接を採用する機運が高まつてきている。し
かしながら、従来溶接構造用として用いられてき
た40Kg／mm2、50Kg／mm2級の非調質鋼、60Kgｆ／mm2
級の焼入れ焼もどし型調質鋼とも大入熱溶接を行
うと、溶接熱影響部とくに溶接ボンド部の組織が
粗大な上部ベイナイトを主体とする組織となり靱
性が著しく劣るため大入熱溶接の実施が困難であ
つた。しかし、その後大入熱溶接に適した鋼が
種々開発され、それらが現在実用に供されつつあ
る。 これら大入熱に適した鋼は、AlとＢ、希土類
元素（以下、これを「REM」と略記する）とＢ、
あるいはTiとＢを複合添加することを基本的な
手段としており、いずれも溶接熱サイクルを受け
た時に溶接熱影響部組織をフエライト・パーライ
ト組織にすることにより溶接熱影響部の靱性向上
をはかつている。溶接熱影響部組織のフエライ
ト・パーライト化は、鋼中のＢが、溶接熱サイク
ルの冷却時にBN（窒化ボロン）として析出し、
そのBNがフエライトの核生成を助けるために生
起するものであることが通説となつている。この
場合、Al、ReM、Tiはそれぞれ鋼中で析出物や
介在物を形成し、それらはBNの析出を促進させ
る働きがあると考えられている。したがつて、
Al、REM、TiはBNに対し同じ働きがあるもの
として複合して添加される場合もある。なお、
Tiは鋼中でTiN（窒化チタン）を形成し、BNと
同じ作用があるとしてＢ存在下のなならず、Ti
単独添加も40Kgｆ／mm2、50Kgｆ／mm2級の非調質鋼
では行われているが、60Kgｆ／mm2級の焼入れ焼も
どし型調質鋼ではＢの焼入性増大作用を利用する
観点からTiを添加した場合にもＢが複合添加さ
れることが多い。 〔発明が解決しようとする課題〕 本発明者らは、これら大入熱溶接用鋼について
溶接後に実施されることのある応力除去焼なまし
処理による鋼の諸特性変化について詳細な調査を
行つたところ、次のような実用上重大な障害とな
りうる事実を知見した。 すなわち、40Kgｆ／mm2、50Kgｆ／mm2級の非調質
鋼では、応力除去焼なましによる靱性の劣化は、
２mmＶシヤルピー衝撃試験における破面遷移温度
の変化量（ΔvTrs）でせいぜい20℃であり、問
題とならない程度である。しかし、60Kgｆ／mm2級
の焼入れ焼もどし型調質鋼では応力除去なましに
よる靱性の劣化が著しく、vTrsの変化量で20℃
以上、ときには80℃近くもの劣化を示すことを見
い出した。この大幅な劣化現象は、Ｂを添加し、
大入熱溶接性を改善した鋼を焼入れ焼もどしの調
質処理を施した鋼材のみに認められ、従来の焼入
れ焼もどし処理を施した60Kgｆ／mm2級鋼では応力
除去焼なましによる靱性劣化はΔvTrsでせいぜ
い20℃程度で問題とはならない。 ところで、前述の特殊成分調整を施した大入熱
溶接用60Kgｆ／mm2級調質高張力鋼を実際に大型構
造物に適用するには、上記の応力除去焼なましに
よる靱性劣化を少なくとも従来のレベルであり、
かつ実用上問題とならない程度であるΔvTrsで
20℃以内に改善することが必要である。 〔課題を解決するための手段〕 このような要請の下で本発明は、本発明者らの
研究により新規に知見した応力除去焼なましによ
る靱性劣化の少ない大入熱溶接用60Kgｆ／mm2級焼
入れ焼もどし型調質高張力鋼を提供することを目
的とし、特許請求の範囲に記載した成分組成の鋼
を提供することによつて、かかる目的を達成しよ
うとするものである。 以下に、課題解決手段の構成について詳細に説
明する。 本発明者らは、Ｂを添加した数多くの大入熱溶
接用焼入れ焼もどし型調質高張力鋼について、応
力除去焼なまし（以下、この応力除去焼なましを
「SR」と略記する）による靱性の劣化挙動を調べ
た結果、ＢとＰの２元素が相互に関連してSRに
よる母材靱性の劣化現象に深く関与していること
をつきとめた。 そこで、本発明者らは、Ｐ含有量とＢ含有量に
応じて制御することとした上で、この種鋼材に通
常含有されている量よりはるかに低減させること
により、SRによる母材靱性の劣化を実用的問題
のない程度、すなわちΔvTrsを20℃以内にする
ことに成功し、本発明を完成した。 すなわち、本発明の高張力鋼は、つぎのような
成分組成のものにすることが基本（第１、第２発
明鋼に相当）である。 Ｃは、この種の溶接構造用鋼として必要な強度
を得るためには最低0.03wt％（以下は単に「％」
で表示する）必要であり、一方溶接性（大入熱溶
接時の溶接割れ感受性および大入熱溶接熱影響部
の靱性）の点から上限を0.22％とする必要があ
る。 Siは、脱酸成分であると共に、鋼に適度な強度
を付与する元素として0.02％以上必要であるが、
0.80％を超えると母材の靱性を損なうので0.80％
以下とすることが必要である。 Mnは、母材に延性と強度を与えるため0.70％
以上の添加を必要とするが、2.50％を超えると溶
接硬化性を著しく上昇させるので2.50％以下とす
る必要がある。 Ｂは、Al、REMとの共存により大入熱溶接熱
影響部の靱性を向上させ、また焼入性を高めるの
に有効な元素であり、Ｂを0.0012％以上含有させ
ると靱性を高める効果が発揮されるが、さらに
0.0050％を超えると、かえつて大入熱溶接影響部
の靱性を劣化させるので、Ｂは0.0012％〜0.0050
％の範囲内にする必要があり、また上記範囲内で
焼入性を高める効果も発揮される。 Ｎは、通常の製鋼工程で混入するものである
が、0.012％を超えると母材および小入熱溶接熱
影響部の靱性を損なうので、0.012％以下に限定
する必要がある。なお、本発明鋼は、大入熱溶接
用鋼であるといえども、仮付溶接等小入熱溶接が
行われる場合もあるので、小入熱溶接性にも優れ
ていることが当然要求される。 REM、Alは、これらはいずれも、Ｂとの複合
添加により大入熱溶接熱影響部組織をフエライ
ト・パーライト化させることにより靱性向上効果
をもたらす元素であり、各々の含有量の下限はそ
の効果が発揮される最低含有量によつて決まり、
いずれも多量に含有させると大入熱溶接熱影響部
のみならず、母材の靱性をも損なうので、含有量
の上限が規定される。 これら含有量の範囲は、第１発明において添加
するREMについては、0.005〜0.1％となり、ま
た、第２発明においてREMに加えて添加するAl
については0.005〜0.1％となる。なお、このAlに
は、上記主効果の外に、副次的効果として、結晶
粒微細化による母材靱性向上作用を有するが、い
ずれもその効果は上記含有量の範囲で十分に発揮
される。 Ｐは、鋼中に不可避的に混入されてくる不純物
元素であり、この種溶接構造用鋼として許容され
る一般的な0.035〜0.040％以下に限定されること
が望ましく、より好ましくは0.010〜0.025％程度
含有しているのが望ましい。 しかしながら、本発明の対象鋼としている大入
熱溶接用調質60Kgｆ／mm2級鋼固有のSRによる大
幅な母材靱性の劣化を実用上問題とならない程度
に軽減させるには、Ｐ含有量をＢ含有量に応じて
制御することが必要である。 すなわち、第１図は、大入熱溶接用焼入れ焼も
どし型調質60Kgｆ／mm2級鋼についてのSRによる
母材靱性の劣化の程度、すなわちΔvTrsとＰ含
有量、およびＢ含有量の関係を示すものである。
この第１図において、斜線内は本発明鋼に相当す
る範囲を示しているが、この図より判るように、
Ｂ含有量とＰ含有量との間には強い相関があり、
いわゆるＢ含有量に応じたＰ含有量の限定が必要
であることが明確に判る。 この図から、そのＰ％とＢ％との望ましい関係
を求めると、ΔvTrsが小さい領域は、 Ｂ：0.0012〜0.35％未満では、 Ｐ＝0.0012−2B（の直線）より下の領域 Ｂ：0.0035〜0.0050％では、 Ｐ＝0.005％（の直線）より下の領域である。 結局、本発明において、Ｐの含有量は、Ｂ：
0.0012〜0.0035％未満のとき｛0.012−2B（％）｝
以下、Ｂ：0.0035〜0.0050％のときは、0.005％以
下という極低量に限定する必要がある。 例えば、Ｂ：0.0020％の場合はＰ含有量を
0.008％以下、Ｂ：0.0030％の場合はＰ含有量を
0.006％以下という極低量に規制する必要がある。 次に、本発明の第３のもの（第３発明鋼）は、
上述した成分組成の基本鋼種（第２発明鋼）のも
のに、Cu0.5％以下、Ni1％以下、Cr0.8％以下、
Mo0.5％以下のうちから選ばれるいずれか少なく
とも１種を含有させることによつて、第１、第２
発明鋼に比し母材の強度を上昇させた鋼である。 本発明の第４のもの（第４発明鋼）は、第２発
明鋼にV0.1％以下、b0.1％以下のいずれか少なく
とも１種を含有させることによつて第１、２発明
鋼に比し母材の強度を上昇させた鋼である。 なお、上記元素を含有させることにより母材の
強度が上昇する原因はCu、Ni、Cr、Moにあつ
ては焼入性増大作用と固溶強化作用にもとづくも
のであり、Nb、Ｖにあつては析出強化作用にも
とづくものである。 次に、第３、４各発明鋼において添加する成分
含有量を限定する理由を説明する。 Cuは、0.5％を超えると溶接割れ感受性が高く
なるので上限を0.5％とする。 Niは、高価な元素であり、この種鋼材では経
済性の面から１％以下に限定する。 Crは、0.8％を超えると溶接割れ感受性を高め
るので上限を0.8％とする。 Moは、0.5％を超えると母材および溶接熱影響
部の靱性を害するので上限を0.5％とする。 ＶおよびNbは0.1％を超える母材の靱性を害す
るので上限を0.1％とする。 さて、本発明鋼は、焼入れ焼もどし型の調質鋼
に限られるが、以下にそれに限定される理由を説
明する。 Ｐ以外の成分が前記組成の鋼材であつても圧延
のままあるいは焼ならし処理で用いられるフエラ
イト・パーライト組織を有する40Kgｆ／mm2級およ
び50Kgｆ／mm2級大入熱溶接用鋼にあつては、Ｐ含
有量が本発明鋼の成分組成範囲外であつてもSR
による母材靱性の劣化は生ぜず、焼入れ焼もどし
型調質60Kgｆ／mm2級鋼においてのみSRによる大
幅な母材靱性の劣化現象が発生する。このためＰ
含有量をＢ含有量に応じて極低量に規制すること
による靱性の劣化抑制効果が発揮されるのは焼入
れ焼もどし鋼に限られるので、本発明の対象鋼は
焼入れ焼もどし型の調質鋼に限定する。 〔実施例〕 以下に、本発明の実施例を説明する。
少ない大入熱溶接用鋼に関し、特に本発明は応力
除去焼なましによる靱性劣化が少なく、大入熱溶
接に適した焼入れ焼もどし型60Kgｆ／mm2級調質高
張力鋼に関するものである。 〔従来の技術〕 近年、大型溶接構造物の製作に当たり溶接工数
を減らし、溶接コストの低減をはかるため、片面
一層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を用いる
自動溶接を採用する機運が高まつてきている。し
かしながら、従来溶接構造用として用いられてき
た40Kg／mm2、50Kg／mm2級の非調質鋼、60Kgｆ／mm2
級の焼入れ焼もどし型調質鋼とも大入熱溶接を行
うと、溶接熱影響部とくに溶接ボンド部の組織が
粗大な上部ベイナイトを主体とする組織となり靱
性が著しく劣るため大入熱溶接の実施が困難であ
つた。しかし、その後大入熱溶接に適した鋼が
種々開発され、それらが現在実用に供されつつあ
る。 これら大入熱に適した鋼は、AlとＢ、希土類
元素（以下、これを「REM」と略記する）とＢ、
あるいはTiとＢを複合添加することを基本的な
手段としており、いずれも溶接熱サイクルを受け
た時に溶接熱影響部組織をフエライト・パーライ
ト組織にすることにより溶接熱影響部の靱性向上
をはかつている。溶接熱影響部組織のフエライ
ト・パーライト化は、鋼中のＢが、溶接熱サイク
ルの冷却時にBN（窒化ボロン）として析出し、
そのBNがフエライトの核生成を助けるために生
起するものであることが通説となつている。この
場合、Al、ReM、Tiはそれぞれ鋼中で析出物や
介在物を形成し、それらはBNの析出を促進させ
る働きがあると考えられている。したがつて、
Al、REM、TiはBNに対し同じ働きがあるもの
として複合して添加される場合もある。なお、
Tiは鋼中でTiN（窒化チタン）を形成し、BNと
同じ作用があるとしてＢ存在下のなならず、Ti
単独添加も40Kgｆ／mm2、50Kgｆ／mm2級の非調質鋼
では行われているが、60Kgｆ／mm2級の焼入れ焼も
どし型調質鋼ではＢの焼入性増大作用を利用する
観点からTiを添加した場合にもＢが複合添加さ
れることが多い。 〔発明が解決しようとする課題〕 本発明者らは、これら大入熱溶接用鋼について
溶接後に実施されることのある応力除去焼なまし
処理による鋼の諸特性変化について詳細な調査を
行つたところ、次のような実用上重大な障害とな
りうる事実を知見した。 すなわち、40Kgｆ／mm2、50Kgｆ／mm2級の非調質
鋼では、応力除去焼なましによる靱性の劣化は、
２mmＶシヤルピー衝撃試験における破面遷移温度
の変化量（ΔvTrs）でせいぜい20℃であり、問
題とならない程度である。しかし、60Kgｆ／mm2級
の焼入れ焼もどし型調質鋼では応力除去なましに
よる靱性の劣化が著しく、vTrsの変化量で20℃
以上、ときには80℃近くもの劣化を示すことを見
い出した。この大幅な劣化現象は、Ｂを添加し、
大入熱溶接性を改善した鋼を焼入れ焼もどしの調
質処理を施した鋼材のみに認められ、従来の焼入
れ焼もどし処理を施した60Kgｆ／mm2級鋼では応力
除去焼なましによる靱性劣化はΔvTrsでせいぜ
い20℃程度で問題とはならない。 ところで、前述の特殊成分調整を施した大入熱
溶接用60Kgｆ／mm2級調質高張力鋼を実際に大型構
造物に適用するには、上記の応力除去焼なましに
よる靱性劣化を少なくとも従来のレベルであり、
かつ実用上問題とならない程度であるΔvTrsで
20℃以内に改善することが必要である。 〔課題を解決するための手段〕 このような要請の下で本発明は、本発明者らの
研究により新規に知見した応力除去焼なましによ
る靱性劣化の少ない大入熱溶接用60Kgｆ／mm2級焼
入れ焼もどし型調質高張力鋼を提供することを目
的とし、特許請求の範囲に記載した成分組成の鋼
を提供することによつて、かかる目的を達成しよ
うとするものである。 以下に、課題解決手段の構成について詳細に説
明する。 本発明者らは、Ｂを添加した数多くの大入熱溶
接用焼入れ焼もどし型調質高張力鋼について、応
力除去焼なまし（以下、この応力除去焼なましを
「SR」と略記する）による靱性の劣化挙動を調べ
た結果、ＢとＰの２元素が相互に関連してSRに
よる母材靱性の劣化現象に深く関与していること
をつきとめた。 そこで、本発明者らは、Ｐ含有量とＢ含有量に
応じて制御することとした上で、この種鋼材に通
常含有されている量よりはるかに低減させること
により、SRによる母材靱性の劣化を実用的問題
のない程度、すなわちΔvTrsを20℃以内にする
ことに成功し、本発明を完成した。 すなわち、本発明の高張力鋼は、つぎのような
成分組成のものにすることが基本（第１、第２発
明鋼に相当）である。 Ｃは、この種の溶接構造用鋼として必要な強度
を得るためには最低0.03wt％（以下は単に「％」
で表示する）必要であり、一方溶接性（大入熱溶
接時の溶接割れ感受性および大入熱溶接熱影響部
の靱性）の点から上限を0.22％とする必要があ
る。 Siは、脱酸成分であると共に、鋼に適度な強度
を付与する元素として0.02％以上必要であるが、
0.80％を超えると母材の靱性を損なうので0.80％
以下とすることが必要である。 Mnは、母材に延性と強度を与えるため0.70％
以上の添加を必要とするが、2.50％を超えると溶
接硬化性を著しく上昇させるので2.50％以下とす
る必要がある。 Ｂは、Al、REMとの共存により大入熱溶接熱
影響部の靱性を向上させ、また焼入性を高めるの
に有効な元素であり、Ｂを0.0012％以上含有させ
ると靱性を高める効果が発揮されるが、さらに
0.0050％を超えると、かえつて大入熱溶接影響部
の靱性を劣化させるので、Ｂは0.0012％〜0.0050
％の範囲内にする必要があり、また上記範囲内で
焼入性を高める効果も発揮される。 Ｎは、通常の製鋼工程で混入するものである
が、0.012％を超えると母材および小入熱溶接熱
影響部の靱性を損なうので、0.012％以下に限定
する必要がある。なお、本発明鋼は、大入熱溶接
用鋼であるといえども、仮付溶接等小入熱溶接が
行われる場合もあるので、小入熱溶接性にも優れ
ていることが当然要求される。 REM、Alは、これらはいずれも、Ｂとの複合
添加により大入熱溶接熱影響部組織をフエライ
ト・パーライト化させることにより靱性向上効果
をもたらす元素であり、各々の含有量の下限はそ
の効果が発揮される最低含有量によつて決まり、
いずれも多量に含有させると大入熱溶接熱影響部
のみならず、母材の靱性をも損なうので、含有量
の上限が規定される。 これら含有量の範囲は、第１発明において添加
するREMについては、0.005〜0.1％となり、ま
た、第２発明においてREMに加えて添加するAl
については0.005〜0.1％となる。なお、このAlに
は、上記主効果の外に、副次的効果として、結晶
粒微細化による母材靱性向上作用を有するが、い
ずれもその効果は上記含有量の範囲で十分に発揮
される。 Ｐは、鋼中に不可避的に混入されてくる不純物
元素であり、この種溶接構造用鋼として許容され
る一般的な0.035〜0.040％以下に限定されること
が望ましく、より好ましくは0.010〜0.025％程度
含有しているのが望ましい。 しかしながら、本発明の対象鋼としている大入
熱溶接用調質60Kgｆ／mm2級鋼固有のSRによる大
幅な母材靱性の劣化を実用上問題とならない程度
に軽減させるには、Ｐ含有量をＢ含有量に応じて
制御することが必要である。 すなわち、第１図は、大入熱溶接用焼入れ焼も
どし型調質60Kgｆ／mm2級鋼についてのSRによる
母材靱性の劣化の程度、すなわちΔvTrsとＰ含
有量、およびＢ含有量の関係を示すものである。
この第１図において、斜線内は本発明鋼に相当す
る範囲を示しているが、この図より判るように、
Ｂ含有量とＰ含有量との間には強い相関があり、
いわゆるＢ含有量に応じたＰ含有量の限定が必要
であることが明確に判る。 この図から、そのＰ％とＢ％との望ましい関係
を求めると、ΔvTrsが小さい領域は、 Ｂ：0.0012〜0.35％未満では、 Ｐ＝0.0012−2B（の直線）より下の領域 Ｂ：0.0035〜0.0050％では、 Ｐ＝0.005％（の直線）より下の領域である。 結局、本発明において、Ｐの含有量は、Ｂ：
0.0012〜0.0035％未満のとき｛0.012−2B（％）｝
以下、Ｂ：0.0035〜0.0050％のときは、0.005％以
下という極低量に限定する必要がある。 例えば、Ｂ：0.0020％の場合はＰ含有量を
0.008％以下、Ｂ：0.0030％の場合はＰ含有量を
0.006％以下という極低量に規制する必要がある。 次に、本発明の第３のもの（第３発明鋼）は、
上述した成分組成の基本鋼種（第２発明鋼）のも
のに、Cu0.5％以下、Ni1％以下、Cr0.8％以下、
Mo0.5％以下のうちから選ばれるいずれか少なく
とも１種を含有させることによつて、第１、第２
発明鋼に比し母材の強度を上昇させた鋼である。 本発明の第４のもの（第４発明鋼）は、第２発
明鋼にV0.1％以下、b0.1％以下のいずれか少なく
とも１種を含有させることによつて第１、２発明
鋼に比し母材の強度を上昇させた鋼である。 なお、上記元素を含有させることにより母材の
強度が上昇する原因はCu、Ni、Cr、Moにあつ
ては焼入性増大作用と固溶強化作用にもとづくも
のであり、Nb、Ｖにあつては析出強化作用にも
とづくものである。 次に、第３、４各発明鋼において添加する成分
含有量を限定する理由を説明する。 Cuは、0.5％を超えると溶接割れ感受性が高く
なるので上限を0.5％とする。 Niは、高価な元素であり、この種鋼材では経
済性の面から１％以下に限定する。 Crは、0.8％を超えると溶接割れ感受性を高め
るので上限を0.8％とする。 Moは、0.5％を超えると母材および溶接熱影響
部の靱性を害するので上限を0.5％とする。 ＶおよびNbは0.1％を超える母材の靱性を害す
るので上限を0.1％とする。 さて、本発明鋼は、焼入れ焼もどし型の調質鋼
に限られるが、以下にそれに限定される理由を説
明する。 Ｐ以外の成分が前記組成の鋼材であつても圧延
のままあるいは焼ならし処理で用いられるフエラ
イト・パーライト組織を有する40Kgｆ／mm2級およ
び50Kgｆ／mm2級大入熱溶接用鋼にあつては、Ｐ含
有量が本発明鋼の成分組成範囲外であつてもSR
による母材靱性の劣化は生ぜず、焼入れ焼もどし
型調質60Kgｆ／mm2級鋼においてのみSRによる大
幅な母材靱性の劣化現象が発生する。このためＰ
含有量をＢ含有量に応じて極低量に規制すること
による靱性の劣化抑制効果が発揮されるのは焼入
れ焼もどし鋼に限られるので、本発明の対象鋼は
焼入れ焼もどし型の調質鋼に限定する。 〔実施例〕 以下に、本発明の実施例を説明する。
【表】
【表】
【表】
第１表、第２表に示す成分組成の鋼を高周波真
空溶解にて溶製した後、100Kg鋼塊とし、熱間圧
延により板厚20mmの鋼板にし、その後930℃加熱
の焼入れ処理と600℃加熱の焼もどし処理を行つ
た。これらの調質処理を行つた60Kgｆ／mm2級高張
力鋼板について、 大入熱溶接性を調べるため、入熱230KJ／cm
のサブマージアーク溶接の溶接ボンド部に相当
する熱サイクルを溶接熱サイクル再現装置によ
り付与した試験片、 SRによる母材靱性の劣化の程度を調べるた
め、580℃×3hのSR処理（SR処理は本実施例
においては、JIS23701の「溶接部の炉内応力除
去方法」に準拠して実施した）前後の試験片そ
れぞれよりJIS4号衝撃試験片を採取し、の試
験片については、０℃における吸収エネルギー
（vEo）を調べ、の試験片については破面遷
移温度（vTrs）を求めて、SR前後のvTrsの差
ΔvTrs（SR後のvTrs−SR前のvTrs）を調べ
た。 その結果を第３表に示す。
空溶解にて溶製した後、100Kg鋼塊とし、熱間圧
延により板厚20mmの鋼板にし、その後930℃加熱
の焼入れ処理と600℃加熱の焼もどし処理を行つ
た。これらの調質処理を行つた60Kgｆ／mm2級高張
力鋼板について、 大入熱溶接性を調べるため、入熱230KJ／cm
のサブマージアーク溶接の溶接ボンド部に相当
する熱サイクルを溶接熱サイクル再現装置によ
り付与した試験片、 SRによる母材靱性の劣化の程度を調べるた
め、580℃×3hのSR処理（SR処理は本実施例
においては、JIS23701の「溶接部の炉内応力除
去方法」に準拠して実施した）前後の試験片そ
れぞれよりJIS4号衝撃試験片を採取し、の試
験片については、０℃における吸収エネルギー
（vEo）を調べ、の試験片については破面遷
移温度（vTrs）を求めて、SR前後のvTrsの差
ΔvTrs（SR後のvTrs−SR前のvTrs）を調べ
た。 その結果を第３表に示す。
以上説明したように、本発明鋼によれば、溶接
後SR処理が施される大型溶接構造物の製作に当
たり、母材の靱性劣化を招くことなく大入熱溶接
を施すことができるので、溶接工数ならびに溶接
を施すことができるので、溶接工数ならびに溶接
コストの低減を達成することできる。
後SR処理が施される大型溶接構造物の製作に当
たり、母材の靱性劣化を招くことなく大入熱溶接
を施すことができるので、溶接工数ならびに溶接
を施すことができるので、溶接工数ならびに溶接
コストの低減を達成することできる。
第１図は、Ｂ含有量とＰ含有量とΔvTrs（℃）
との関係を示す図である。
との関係を示す図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.03〜0.22wt％、Si0.02〜0.80wt％、
Mn0.70〜2.50wt％、B0.0012〜0.0050wt％、
N0.012wt％以下、希土類元素0.005〜0.1wt％を
含み、残部不可避的不純物とFeよりなり、前記
不純物中のＰは、B0.0012〜0.0035wt％未満のと
き（0.012−2B）wt％以下、B0.0035〜0.0050wt
％のときには0.005wt％以下である応力除去焼な
ましによる靱性劣化の少ない大入熱溶接用60Kg
ｆ／mm2級焼入れ焼もどし型高張力鋼。 ２ C0.03〜0.22wt％、Si0.02〜0.80wt％、
Mn0.70〜2.50wt％、B0.0012〜0.0050wt％、
N0.012wt％以下で、かつAl0.0050〜0.1wt％、希
土類元素0.005〜0.1wt％を含み、残部不可避的不
純物とFeよりなり、前記不純物中のＰは、
B0.0012〜0.0035wt％未満のとき（0.012−2B）
wt％以下、B0.0035〜0.0050wt％のときには
0.005wt％以下である応力除去焼なましによる靱
性劣化の少ない大入熱溶接用60Kgｆ／mm2級焼入れ
焼もどし型高張力鋼。 ３ C0.03〜0.22wt％、Si0.02〜0.80wt％、
Mn0.70〜2.50wt％、B0.0012〜0.0050wt％、
N0.012wt％以下で、かつAl0.0050〜0.1wt％希土
類元素0.005〜0.1wt％を含み、さらに、Cu0.5wt
％以下、Ni1wt％以下、Cr0.8wt％以下、
Mo0.5wt％以下のうちから選ばれる何れか１種
または２種以上を含み、残部不可避的不純物と
Feよりなり、前記不純物中のＰは、Ｂが0.0012〜
0.0035wt％未満のとき（0.012−2B）wt％以下、
B0.0035〜0.0050wt％のときには0.005wt％以下で
ある応力除去焼なましによる靱性劣化の少ない大
入熱溶接用60Kgｆ／mm2級焼入れ焼もどし型高張力
鋼。 ４ C0.03〜0.22wt％、Si0.02〜0.80wt％、
Mn0.70〜2.50wt％、B0.0012〜0.0050wt％、
N0.012wt％以下で、かつAl0.0050〜0.1wt％、希
土類元素0.005〜0.1wt％を含み、さらに、V0.1wt
％以下、Nb0.1wt％以下のいずれか少なくとも１
種を含み、残部不可避的不純物とFeよりなり、
前記不純物中のＰは、B0.0012〜0.0035wt％未満
のとき（0.012−2B）wt％以下、B0.0035〜
0.0050wt％のときには0.005wt％以下である応力
除去焼なましによる靱性劣化の少ない大入熱溶接
用60Kgｆ／mm2級焼入れ焼もどし型高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15609281A JPS5858253A (ja) | 1981-10-02 | 1981-10-02 | 応力除去焼なましによる靭性劣化の少ない大入熱溶接用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15609281A JPS5858253A (ja) | 1981-10-02 | 1981-10-02 | 応力除去焼なましによる靭性劣化の少ない大入熱溶接用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5858253A JPS5858253A (ja) | 1983-04-06 |
| JPH0329861B2 true JPH0329861B2 (ja) | 1991-04-25 |
Family
ID=15620128
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15609281A Granted JPS5858253A (ja) | 1981-10-02 | 1981-10-02 | 応力除去焼なましによる靭性劣化の少ない大入熱溶接用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5858253A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60204863A (ja) * | 1984-03-28 | 1985-10-16 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接構造用鋼 |
| US4812182A (en) * | 1987-07-31 | 1989-03-14 | Hongsheng Fang | Air-cooling low-carbon bainitic steel |
| JPH059570A (ja) * | 1991-07-03 | 1993-01-19 | Nippon Steel Corp | 高溶接性高強度鋼の製造法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52104412A (en) * | 1976-03-01 | 1977-09-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Temper type high tensile steel superior in weldability |
| JPS52114514A (en) * | 1976-03-24 | 1977-09-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Heat treatment type high tensile steel of low nitrogen content, contai ning titanium and having excellent weldability weldability |
| JPS52144318A (en) * | 1976-05-28 | 1977-12-01 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile strength steel excllent in weldability and sr brittleness resistance |
| JPS5496416A (en) * | 1978-01-14 | 1979-07-30 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | High toughness, refined, high tensile steel with low embrittlement sensibility to stress relief annealing |
| JPS5573848A (en) * | 1978-11-22 | 1980-06-03 | Kawasaki Steel Corp | High strength steel for welded structure with superior sulfide stress corrosion cracking resistance |
-
1981
- 1981-10-02 JP JP15609281A patent/JPS5858253A/ja active Granted
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52104412A (en) * | 1976-03-01 | 1977-09-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Temper type high tensile steel superior in weldability |
| JPS52114514A (en) * | 1976-03-24 | 1977-09-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Heat treatment type high tensile steel of low nitrogen content, contai ning titanium and having excellent weldability weldability |
| JPS52144318A (en) * | 1976-05-28 | 1977-12-01 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile strength steel excllent in weldability and sr brittleness resistance |
| JPS5496416A (en) * | 1978-01-14 | 1979-07-30 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | High toughness, refined, high tensile steel with low embrittlement sensibility to stress relief annealing |
| JPS5573848A (en) * | 1978-11-22 | 1980-06-03 | Kawasaki Steel Corp | High strength steel for welded structure with superior sulfide stress corrosion cracking resistance |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5858253A (ja) | 1983-04-06 |
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