JPH08290291A - 高疲労強度溶着金属及びその熱処理方法 - Google Patents
高疲労強度溶着金属及びその熱処理方法Info
- Publication number
- JPH08290291A JPH08290291A JP9212995A JP9212995A JPH08290291A JP H08290291 A JPH08290291 A JP H08290291A JP 9212995 A JP9212995 A JP 9212995A JP 9212995 A JP9212995 A JP 9212995A JP H08290291 A JPH08290291 A JP H08290291A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weld metal
- heat treatment
- fatigue strength
- weight
- treatment method
- 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.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 構造物部材の溶接継手の高疲労強度溶着金属
組織及び溶着金属を高疲労強度化する熱処理方法を提供
することを目的とする。 【構成】 所定の成分の鋼を溶接後、溶着金属を所定の
昇温速度と加熱温度の組み合わせた範囲内で急速加熱
し、引き続き所定の冷却速度以上で冷却することによ
り、０．２％以上５％以下の面積率でかつ最大径８００
nm以下のマルテンサイトを分散させ、疲労強度の高い溶
着金属を得る。
組織及び溶着金属を高疲労強度化する熱処理方法を提供
することを目的とする。 【構成】 所定の成分の鋼を溶接後、溶着金属を所定の
昇温速度と加熱温度の組み合わせた範囲内で急速加熱
し、引き続き所定の冷却速度以上で冷却することによ
り、０．２％以上５％以下の面積率でかつ最大径８００
nm以下のマルテンサイトを分散させ、疲労強度の高い溶
着金属を得る。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は構造物用鋼材の溶接に用
いられる溶着金属の高疲労強度化を可能とする溶着金属
組織及びそれを得るための熱処理方法に関するものであ
る。
いられる溶着金属の高疲労強度化を可能とする溶着金属
組織及びそれを得るための熱処理方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】船舶、海洋構造物、橋梁さらに陸上構造
物のように変動荷重を受ける構造物では溶接部や構造上
の応力集中部から疲労亀裂が発生・伝播し、構造物を破
壊させる原因となる。そのため例えば特公昭５４−３０
３８６号公報に見られるような設計上、施工上応力集中
を避ける種々の手法がとられてきた。しかし、このよう
な方法では構造物の設計・施工に大きな制約をもたらし
たり構造物の重量を増加させる等の欠点があるため、設
計・施工に頼ることなく、鋼材自身の疲労強度を高める
方法が望まれてきた。このような鋼材の疲労強度を高め
る方法として特公平３−６１７４８号公報、特開平３−
２９１３５５号公報等がある。前者の技術は比較的Ｃ含
有の高い鋼への適用に限られているため、その適用先は
自動車部品等の強度部材に限られ、前記の構造物への適
用は困難であった。後者の技術では板厚方向に不均質な
材質を有するため、使用法に大きな制約があるという欠
点があった。
物のように変動荷重を受ける構造物では溶接部や構造上
の応力集中部から疲労亀裂が発生・伝播し、構造物を破
壊させる原因となる。そのため例えば特公昭５４−３０
３８６号公報に見られるような設計上、施工上応力集中
を避ける種々の手法がとられてきた。しかし、このよう
な方法では構造物の設計・施工に大きな制約をもたらし
たり構造物の重量を増加させる等の欠点があるため、設
計・施工に頼ることなく、鋼材自身の疲労強度を高める
方法が望まれてきた。このような鋼材の疲労強度を高め
る方法として特公平３−６１７４８号公報、特開平３−
２９１３５５号公報等がある。前者の技術は比較的Ｃ含
有の高い鋼への適用に限られているため、その適用先は
自動車部品等の強度部材に限られ、前記の構造物への適
用は困難であった。後者の技術では板厚方向に不均質な
材質を有するため、使用法に大きな制約があるという欠
点があった。
【０００３】一方、マルテンサイトを含有する混合組織
鋼の例としては、特開昭５７−１０８２４１号公報に見
られるように、フェライトとマルテンサイトの混合組織
鋼があるが、この鋼は基本的にいわゆる薄板であり、強
度−伸びバランスに優れることは示されているものの、
疲労強度を向上させる効果はない。同様な鋼の例として
は、特開昭５７−１３７５４２号公報、特開昭５８−６
９３７号公報等がある。又、マルテンサイトを含有する
複合組織厚鋼板の例としては特開昭５８−９３８１４号
公報、特開昭６２−１７４３２２号公報があるが、いず
れも低降伏比を目的としたもので疲労強度を向上させる
効果はない。
鋼の例としては、特開昭５７−１０８２４１号公報に見
られるように、フェライトとマルテンサイトの混合組織
鋼があるが、この鋼は基本的にいわゆる薄板であり、強
度−伸びバランスに優れることは示されているものの、
疲労強度を向上させる効果はない。同様な鋼の例として
は、特開昭５７−１３７５４２号公報、特開昭５８−６
９３７号公報等がある。又、マルテンサイトを含有する
複合組織厚鋼板の例としては特開昭５８−９３８１４号
公報、特開昭６２−１７４３２２号公報があるが、いず
れも低降伏比を目的としたもので疲労強度を向上させる
効果はない。
【０００４】実際の構造物の疲労破壊事故は大半が溶接
継手部より発生しており、鋼自身の疲労強度を高めるよ
りはむしろ溶接継手の疲労強度を高める必要がある。こ
のため、特開平５−６９１２８号公報、特開平６−１４
２７３１号公報のように、溶接施工法により溶接継手部
の疲労強度の上昇を狙ったものや、特開平５−３４５９
２８号公報のように溶接熱影響部の疲労強度を高めるよ
うな鋼材が報告されている。しかし、この方法では熱処
理時の昇温速度が低く、粗大な組織が形成しやすくなる
ため、疲労強度があまり向上しないという欠点がある。
又溶着金属の金属組織を制御して疲労強度を高めるよう
な報告はない。
継手部より発生しており、鋼自身の疲労強度を高めるよ
りはむしろ溶接継手の疲労強度を高める必要がある。こ
のため、特開平５−６９１２８号公報、特開平６−１４
２７３１号公報のように、溶接施工法により溶接継手部
の疲労強度の上昇を狙ったものや、特開平５−３４５９
２８号公報のように溶接熱影響部の疲労強度を高めるよ
うな鋼材が報告されている。しかし、この方法では熱処
理時の昇温速度が低く、粗大な組織が形成しやすくなる
ため、疲労強度があまり向上しないという欠点がある。
又溶着金属の金属組織を制御して疲労強度を高めるよう
な報告はない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、溶接継手の
溶着金属組織を制御することにより溶接継手を高疲労強
度化する方法を提供することを目的とする。
溶着金属組織を制御することにより溶接継手を高疲労強
度化する方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】かかる課題を解決するた
めに、本発明は溶接継手の金属組織の状態を規定するこ
とにより、母材成分や溶接法の制約を受けない高疲労強
度溶接継手及び溶接継手を高疲労強度化する熱処理方法
を提供するものである。即ち要旨とするところは、
（１）重量％でＣ ：０．０２％〜０．３５％ Ｓｉ：０．０２％〜１．０％ Ｍｎ：０．３０％〜２．０％残部がＦｅ及び不可避的不
純物からなる鋼の溶着金属で、ラス状もしくは粒状のフ
ェライトとセメンタイトからなり、さらに面積率で０．
２％以上５％以下かつ最大径が８００nm以下であるマル
テンサイトを含むことを特徴とする疲労強度の高い溶着
金属。
めに、本発明は溶接継手の金属組織の状態を規定するこ
とにより、母材成分や溶接法の制約を受けない高疲労強
度溶接継手及び溶接継手を高疲労強度化する熱処理方法
を提供するものである。即ち要旨とするところは、
（１）重量％でＣ ：０．０２％〜０．３５％ Ｓｉ：０．０２％〜１．０％ Ｍｎ：０．３０％〜２．０％残部がＦｅ及び不可避的不
純物からなる鋼の溶着金属で、ラス状もしくは粒状のフ
ェライトとセメンタイトからなり、さらに面積率で０．
２％以上５％以下かつ最大径が８００nm以下であるマル
テンサイトを含むことを特徴とする疲労強度の高い溶着
金属。
【０００７】（２）重量％でＣ ：０．０２％〜０．３
５％ Ｓｉ：０．０２％〜１．０％ Ｍｎ：０．３０％〜２．０％残部がＦｅ及び不可避的不
純物からなる溶着金属を０．５℃／ｓ以上の昇温度速度
で（１）式の温度範囲まで加熱した後、（２）式を満た
す冷却速度でＭｓ点以下まで冷却することを特徴とする
溶着金属を高疲労強度化する熱処理方法。 710−11Ｍｎ−17Ｎｉ＋28Ｓｉ＋ 100Ｖ＋31Ｍｏ＋13Ｗ＋５×ＨＲ ≦ＴH ≦ 730−11Ｍｎ−17Ｎｉ＋28Ｓｉ＋ 100Ｖ＋31Ｍｏ＋13Ｗ＋20×ＨＲ ……………（１） ただし、各元素名は含有量（wt％）、ＨＲは昇温速度
（℃／ｓ）、ＴH は加熱温度（℃）を示す。 １/[Ｃ＋Ｍn/６＋Ｓi/24＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃu)／15］ ≦ＣＲ≦ 30/[Ｃ＋Ｍn/６＋Ｓi/24＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃu)／15］ …………（２） ただし、各元素名は含有量（wt％）、ＣＲは冷却速度
（℃／ｓ）を示す。
５％ Ｓｉ：０．０２％〜１．０％ Ｍｎ：０．３０％〜２．０％残部がＦｅ及び不可避的不
純物からなる溶着金属を０．５℃／ｓ以上の昇温度速度
で（１）式の温度範囲まで加熱した後、（２）式を満た
す冷却速度でＭｓ点以下まで冷却することを特徴とする
溶着金属を高疲労強度化する熱処理方法。 710−11Ｍｎ−17Ｎｉ＋28Ｓｉ＋ 100Ｖ＋31Ｍｏ＋13Ｗ＋５×ＨＲ ≦ＴH ≦ 730−11Ｍｎ−17Ｎｉ＋28Ｓｉ＋ 100Ｖ＋31Ｍｏ＋13Ｗ＋20×ＨＲ ……………（１） ただし、各元素名は含有量（wt％）、ＨＲは昇温速度
（℃／ｓ）、ＴH は加熱温度（℃）を示す。 １/[Ｃ＋Ｍn/６＋Ｓi/24＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃu)／15］ ≦ＣＲ≦ 30/[Ｃ＋Ｍn/６＋Ｓi/24＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃu)／15］ …………（２） ただし、各元素名は含有量（wt％）、ＣＲは冷却速度
（℃／ｓ）を示す。
【０００８】（３）重量％でＮｂ：０．００２％〜０．
１０％ Ｔｉ：０．００２％〜０．１０％の１種又は２種を含有
することを特徴とする（１）又は（２）記載の高疲労強
度溶着金属及び溶着金属の熱処理方法。
１０％ Ｔｉ：０．００２％〜０．１０％の１種又は２種を含有
することを特徴とする（１）又は（２）記載の高疲労強
度溶着金属及び溶着金属の熱処理方法。
【０００９】（４）重量％でＣｕ：０．０５％〜１．５
％、 Ｎｉ：０．０５％〜３．５％ Ｃｒ：０．０５％〜７．０％、 Ｍｏ：０．０５％〜
１．５％ Ｗ ：０．０５％〜０．５％の１種又は２種以上を含有
することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項記
載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属の熱処理方法。
％、 Ｎｉ：０．０５％〜３．５％ Ｃｒ：０．０５％〜７．０％、 Ｍｏ：０．０５％〜
１．５％ Ｗ ：０．０５％〜０．５％の１種又は２種以上を含有
することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項記
載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属の熱処理方法。
【００１０】（５）重量％で、Ｖ：０．００２％〜０．
２０％を含有することを特徴とする（１）〜（４）のい
ずれか１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属の熱
処理方法。
２０％を含有することを特徴とする（１）〜（４）のい
ずれか１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属の熱
処理方法。
【００１１】（６）重量％で、Ｂ：０．０００３％〜
０．００２５％を含有することを特徴とする（１）〜
（５）のいずれか１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶
着金属の熱処理方法。
０．００２５％を含有することを特徴とする（１）〜
（５）のいずれか１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶
着金属の熱処理方法。
【００１２】（７）重量％でＲＥＭ：０．００２％〜
０．１０％、Ｃａ：０．０００３％〜０．００３０％の
１種又は２種を含有することを特徴とする（１）〜
（６）のいずれか１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶
着金属の熱処理方法。
０．１０％、Ｃａ：０．０００３％〜０．００３０％の
１種又は２種を含有することを特徴とする（１）〜
（６）のいずれか１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶
着金属の熱処理方法。
【００１３】（８）重量％で、Ａｌ：０．００２％〜
０．１０％を含有することを特徴とする（１）〜（７）
のいずれか１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属
の熱処理方法にある。
０．１０％を含有することを特徴とする（１）〜（７）
のいずれか１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属
の熱処理方法にある。
【００１４】金属組織の分率は厚鋼板より採取した試料
を透過電子顕微鏡で撮影した写真を元に面積率を測定し
た。又マルテンサイトの径は個々のマルテンサイトの最
大径をもって定義した。
を透過電子顕微鏡で撮影した写真を元に面積率を測定し
た。又マルテンサイトの径は個々のマルテンサイトの最
大径をもって定義した。
【００１５】
【作用】以下本発明について詳細に説明する。本発明の
根幹をなす技術思想は以下のとおりである。鋼材の溶接
は種々の方法で行われ、溶接金属の成分、溶接入熱量等
は多岐にわたる。溶接により溶着した金属は溶融、凝
固、場合によっては次の溶接パスによる再加熱という熱
履歴を経るため、一般的にその金属組織はフェライト、
パーライト、ベイナイト及びマルテンサイトの混合組織
となる場合が多い。溶接熱履歴は板厚や溶接入熱量とい
った溶接条件により決まるため、溶接熱履歴のみで溶着
金属の組織を制御することは至難である。
根幹をなす技術思想は以下のとおりである。鋼材の溶接
は種々の方法で行われ、溶接金属の成分、溶接入熱量等
は多岐にわたる。溶接により溶着した金属は溶融、凝
固、場合によっては次の溶接パスによる再加熱という熱
履歴を経るため、一般的にその金属組織はフェライト、
パーライト、ベイナイト及びマルテンサイトの混合組織
となる場合が多い。溶接熱履歴は板厚や溶接入熱量とい
った溶接条件により決まるため、溶接熱履歴のみで溶着
金属の組織を制御することは至難である。
【００１６】一方、本発明者らは少量の微細なマルテン
サイトが分散した組織を有する溶着金属が著しく疲労強
度が高いことを見出した。この溶着金属の金属組織は基
本的にラス状又は粒状フィライト及びセメンタイトから
なる鋼であり、その中に変態ままマルテンサイトを面積
率で０．５％以上含ませれば疲労強度の上昇は顕著であ
る。これは微細に分散した変態ままのマルテンサイトの
周囲に多くの転位が存在し、疲労亀裂が進行する際の亀
裂先端の応力集中を緩和するためであると考えられる。
又、このような金属組織を有する溶着金属は溶接後の熱
処理により安定して得ることが可能である。
サイトが分散した組織を有する溶着金属が著しく疲労強
度が高いことを見出した。この溶着金属の金属組織は基
本的にラス状又は粒状フィライト及びセメンタイトから
なる鋼であり、その中に変態ままマルテンサイトを面積
率で０．５％以上含ませれば疲労強度の上昇は顕著であ
る。これは微細に分散した変態ままのマルテンサイトの
周囲に多くの転位が存在し、疲労亀裂が進行する際の亀
裂先端の応力集中を緩和するためであると考えられる。
又、このような金属組織を有する溶着金属は溶接後の熱
処理により安定して得ることが可能である。
【００１７】本発明者らは上記のような新しい発見に基
づき、溶着金属の化学成分、溶着金属組織及びそれを得
るための溶接後の熱処理条件を詳細に調査した結果、特
許請求の範囲第１項から第７項に示したような高疲労強
度溶着金属及びそれを得るための熱処理法を見出した。
以下に化学成分及び金属組織の限定理由を詳細に説明す
る。まず本発明の成分の限定理由について述べる。
づき、溶着金属の化学成分、溶着金属組織及びそれを得
るための溶接後の熱処理条件を詳細に調査した結果、特
許請求の範囲第１項から第７項に示したような高疲労強
度溶着金属及びそれを得るための熱処理法を見出した。
以下に化学成分及び金属組織の限定理由を詳細に説明す
る。まず本発明の成分の限定理由について述べる。
【００１８】Ｃは、溶着金属を強化するのに有効な元素
であり、０．０２％未満では十分な強度が得られない。
一方、その含有量が０．３５％を超えると、高温割れ感
受性を増大させる。
であり、０．０２％未満では十分な強度が得られない。
一方、その含有量が０．３５％を超えると、高温割れ感
受性を増大させる。
【００１９】Ｓｉは脱酸元素として、又ビード形状を改
善する元素として有効であるが、０．０２％未満の含有
量ではその効果はない。一方、１．０％を超えると、溶
着金属が硬化しすぎて靭性を損なう。
善する元素として有効であるが、０．０２％未満の含有
量ではその効果はない。一方、１．０％を超えると、溶
着金属が硬化しすぎて靭性を損なう。
【００２０】Ｍｎは溶着金属の強化に有効な元素であ
り、０．３０％未満では十分な効果が得られない。一
方、その含有量が２．０％を超えると溶着金属の靭性が
劣化する。
り、０．３０％未満では十分な効果が得られない。一
方、その含有量が２．０％を超えると溶着金属の靭性が
劣化する。
【００２１】Ｔｉ及びＮｂはいずれも微量の添加で結晶
粒の微細化と析出硬化の面で有効に機能するが、添加量
が少ないとその効果が得られず、また過度の量の添加は
溶着金属の靭性を劣化させるため、Ｎｂ，Ｔｉともその
添加量をＴｉ：０．００２％〜０．１０％、Ｎｂ：０．
００２％〜０．１０％の範囲に限定する。
粒の微細化と析出硬化の面で有効に機能するが、添加量
が少ないとその効果が得られず、また過度の量の添加は
溶着金属の靭性を劣化させるため、Ｎｂ，Ｔｉともその
添加量をＴｉ：０．００２％〜０．１０％、Ｎｂ：０．
００２％〜０．１０％の範囲に限定する。
【００２２】Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗはいずれも溶
着金属の焼入れ性を向上させる元素である。本発明にお
ける場合、その添加により鋼の強度を高めることができ
るが、添加量が少ないとその焼入れ性向上効果が得られ
ず、又過度の量の添加は溶接割れを誘発し、靭性も劣化
させるため、添加量をＣｕ：０．０５％〜１．５％、Ｎ
ｉ：０．０５％〜３．５％、Ｃｒ：０．０５％〜７．０
％、Ｍｏ：０．０５％〜１．５％、Ｗ：０．０５％〜
０．５％の範囲に限定する。
着金属の焼入れ性を向上させる元素である。本発明にお
ける場合、その添加により鋼の強度を高めることができ
るが、添加量が少ないとその焼入れ性向上効果が得られ
ず、又過度の量の添加は溶接割れを誘発し、靭性も劣化
させるため、添加量をＣｕ：０．０５％〜１．５％、Ｎ
ｉ：０．０５％〜３．５％、Ｃｒ：０．０５％〜７．０
％、Ｍｏ：０．０５％〜１．５％、Ｗ：０．０５％〜
０．５％の範囲に限定する。
【００２３】Ｖは、溶着金属の強度を高めるのに有効で
あるが、添加量が少ないとその効果が得られず、又過度
の量の添加は溶着金属の靭性を損なうため、その添加量
を０．００２％〜０．２０％の範囲に限定する。
あるが、添加量が少ないとその効果が得られず、又過度
の量の添加は溶着金属の靭性を損なうため、その添加量
を０．００２％〜０．２０％の範囲に限定する。
【００２４】Ｂは鋼の焼入れ性を向上させる元素であ
る。本発明における場合、その添加により溶着金属の強
度を高めることができるが、添加量が少ないと焼入れ性
が向上せず、又過度の添加はＢの析出物を増加させて溶
着金属の靭性を損なうためその含有量を０．０００３％
〜０．００２５％の範囲とする。
る。本発明における場合、その添加により溶着金属の強
度を高めることができるが、添加量が少ないと焼入れ性
が向上せず、又過度の添加はＢの析出物を増加させて溶
着金属の靭性を損なうためその含有量を０．０００３％
〜０．００２５％の範囲とする。
【００２５】ＲＥＭとＣａはＳと結び付いて金属組織を
微細化するのに有効である。少量の添加ではＳがそのま
ま残り、又過度の添加は靭性を損なうため、ＲＥＭ：
０．００２％〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３％〜
０．００３０％の範囲で添加する。
微細化するのに有効である。少量の添加ではＳがそのま
ま残り、又過度の添加は靭性を損なうため、ＲＥＭ：
０．００２％〜０．１０％、Ｃａ：０．０００３％〜
０．００３０％の範囲で添加する。
【００２６】Ａｌは脱酸元素として有効である。０．０
０２％未満の含有量ではその効果がなく、０．１％を超
えると、溶着金属が割れやすくなる。
０２％未満の含有量ではその効果がなく、０．１％を超
えると、溶着金属が割れやすくなる。
【００２７】次に、本発明における金属組織の限定条件
について述べる。前述のように本発明は基本的にフェラ
イトとセメンタイトの混合組織よりなるもので、その中
に面積率で０．２％以上５％以下のマルテンサイトを含
むものである。フィライトの形態は粒状、ラス状いずれ
の場合でも効果が認められる。このように疲労強度が上
昇する理由は、微細に分散した変態ままのマルテンサイ
トの周囲に多くの転位が存在し、疲労亀裂が進行する際
の亀裂先端の応力集中を緩和するためである。疲労亀裂
の進展は焼入れままの硬いマルテンサイトがある程度の
量含まれていれば抑制される。マルテンサイト量が面積
率０．２％以下では効果が小さく、又５％以上では硬度
が過大で疲労特性は不良である。よって、マルテンサイ
トの面積率の範囲を０．２％以上５％以下に定める。
について述べる。前述のように本発明は基本的にフェラ
イトとセメンタイトの混合組織よりなるもので、その中
に面積率で０．２％以上５％以下のマルテンサイトを含
むものである。フィライトの形態は粒状、ラス状いずれ
の場合でも効果が認められる。このように疲労強度が上
昇する理由は、微細に分散した変態ままのマルテンサイ
トの周囲に多くの転位が存在し、疲労亀裂が進行する際
の亀裂先端の応力集中を緩和するためである。疲労亀裂
の進展は焼入れままの硬いマルテンサイトがある程度の
量含まれていれば抑制される。マルテンサイト量が面積
率０．２％以下では効果が小さく、又５％以上では硬度
が過大で疲労特性は不良である。よって、マルテンサイ
トの面積率の範囲を０．２％以上５％以下に定める。
【００２８】さらに、マルテンサイトが微細なほど上記
の効果は顕著であるため、マルテンサイトの最大径を８
００nm以下と定める。鋼の成分、板厚、溶接方法にかか
わらず上記のような金属組織を得るためには、溶接後に
溶着金属を所定の温度域まで急速加熱した後に、再び急
速冷却することにより得られる。加熱時の昇温速度ＨＲ
が不足するとマルテンサイトが粗大に成長し、その最大
径も８００nmを超えてしまう。よって、昇温速度の下限
を０．５℃／ｓと限定する。又加熱温度域が低すぎると
十分にオーステナイトへ逆変態しないためマルテンサイ
トの量が不足する。又高すぎるとマルテンサイト量が過
大となりさらに個々のマルテンサイトの最大径も増加し
てしまう。
の効果は顕著であるため、マルテンサイトの最大径を８
００nm以下と定める。鋼の成分、板厚、溶接方法にかか
わらず上記のような金属組織を得るためには、溶接後に
溶着金属を所定の温度域まで急速加熱した後に、再び急
速冷却することにより得られる。加熱時の昇温速度ＨＲ
が不足するとマルテンサイトが粗大に成長し、その最大
径も８００nmを超えてしまう。よって、昇温速度の下限
を０．５℃／ｓと限定する。又加熱温度域が低すぎると
十分にオーステナイトへ逆変態しないためマルテンサイ
トの量が不足する。又高すぎるとマルテンサイト量が過
大となりさらに個々のマルテンサイトの最大径も増加し
てしまう。
【００２９】マルテンサイトの量や大きさは昇温速度と
加熱温度域の相互の影響を受けるため、昇温速度と加熱
温度域を（１）式の範囲内に限定する。加熱方法はガス
炎噴射、レーザ照射、プラズマ加熱等いずれの方法でも
良い。又加熱後の冷却速度が（２）式の下限未満ではオ
ーステナイトが十分にマルテンサイトへ変態しないため
マルテンサイトの量が不足する。又（２）式の上限を超
えるとマルテンサイト量が過大となるため冷却速度を
（２）式の範囲内とする。冷却方法はガス噴射、水冷却
等いずれでも良く、特に定める必要はない。
加熱温度域の相互の影響を受けるため、昇温速度と加熱
温度域を（１）式の範囲内に限定する。加熱方法はガス
炎噴射、レーザ照射、プラズマ加熱等いずれの方法でも
良い。又加熱後の冷却速度が（２）式の下限未満ではオ
ーステナイトが十分にマルテンサイトへ変態しないため
マルテンサイトの量が不足する。又（２）式の上限を超
えるとマルテンサイト量が過大となるため冷却速度を
（２）式の範囲内とする。冷却方法はガス噴射、水冷却
等いずれでも良く、特に定める必要はない。
【００３０】
【実施例】次に、本発明を実施例に基づいて詳細に説明
する。まず、表１に示す成分の溶接金属を用いて表２に
示す溶接条件で溶接を施し、溶着金属に表３中に示す条
件で熱処理を施した。この溶接継手より図１に示す疲労
試験片１を作成した。溶着金属２の応力集中が起こりや
すく疲労破壊が溶着金属２から発生しやすくなるため
に、溶着金属部の直径を細くしてある。この試験片の軸
力方向に応力比＝０で異なる大きさの繰り返し引張加重
を与えて、Ｓ−Ｎ線図を求めた。表３中には、熱処理後
の金属組織及び、疲労試験のＳ−Ｎ線図から求まった疲
労限を記載した。金属組織の分率は溶着金属より採取し
た試料を透過電子顕微鏡で撮影した写真を元に面積率を
測定した。
する。まず、表１に示す成分の溶接金属を用いて表２に
示す溶接条件で溶接を施し、溶着金属に表３中に示す条
件で熱処理を施した。この溶接継手より図１に示す疲労
試験片１を作成した。溶着金属２の応力集中が起こりや
すく疲労破壊が溶着金属２から発生しやすくなるため
に、溶着金属部の直径を細くしてある。この試験片の軸
力方向に応力比＝０で異なる大きさの繰り返し引張加重
を与えて、Ｓ−Ｎ線図を求めた。表３中には、熱処理後
の金属組織及び、疲労試験のＳ−Ｎ線図から求まった疲
労限を記載した。金属組織の分率は溶着金属より採取し
た試料を透過電子顕微鏡で撮影した写真を元に面積率を
測定した。
【００３１】表３にも示したように、同一の溶接金属を
用いて同一の溶接条件で溶接した後に、溶着金属に本発
明の熱処理をした場合は、しない場合に比して、微細な
マルテンサイトが分散しており、疲労限も顕著に上昇し
ており、本発明は有効である。
用いて同一の溶接条件で溶接した後に、溶着金属に本発
明の熱処理をした場合は、しない場合に比して、微細な
マルテンサイトが分散しており、疲労限も顕著に上昇し
ており、本発明は有効である。
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【発明の効果】以上の如く本発明によれば、溶接継手の
溶着金属組織を制御することにより、高疲労強度の溶着
金属を得ることができ、かつ、熱処理によりこの溶着金
属を高疲労強度化することが可能である。
溶着金属組織を制御することにより、高疲労強度の溶着
金属を得ることができ、かつ、熱処理によりこの溶着金
属を高疲労強度化することが可能である。
【図１】溶接継手疲労試験片を示す説明図。
１ 試験片 ２ 溶着金属
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 // Ｃ２２Ｃ 38/04 Ｃ２２Ｃ 38/04 (72)発明者 川名 章文 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％でＣ ：０．０２％〜０．３５％ Ｓｉ：０．０２％〜１．０％ Ｍｎ：０．３０％〜２．０％残部がＦｅ及び不可避的不
純物からなる鋼の溶着金属で、ラス状もしくは粒状のフ
ェライトとセメンタイトからなり、さらに面積率で０．
２％以上５％以下かつ最大径が８００nm以下であるマル
テンサイトを含むことを特徴とする疲労強度の高い溶着
金属。 - 【請求項２】 重量％でＣ ：０．０２％〜０．３５％ Ｓｉ：０．０２％〜１．０％ Ｍｎ：０．３０％〜２．０％残部がＦｅ及び不可避的不
純物からなる溶着金属を０．５℃／ｓ以上の昇温度速度
で（１）式の温度範囲まで加熱した後、（２）式を満た
す冷却速度でＭｓ点以下まで冷却することを特徴とする
溶着金属を高疲労強度化する熱処理方法。 710−11Ｍｎ−17Ｎｉ＋28Ｓｉ＋ 100Ｖ＋31Ｍｏ＋13Ｗ＋５×ＨＲ ≦ＴH ≦ 730−11Ｍｎ−17Ｎｉ＋28Ｓｉ＋ 100Ｖ＋31Ｍｏ＋13Ｗ＋20×ＨＲ ……………（１） ただし、各元素名は含有量（wt％）、ＨＲは昇温速度
（℃／ｓ）、ＴH は加熱温度（℃）を示す。 １/[Ｃ＋Ｍn/６＋Ｓi/24＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃu)／15］ ≦ＣＲ≦ 30/[Ｃ＋Ｍn/６＋Ｓi/24＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃu)／15］ ……………（２） ただし、各元素名は含有量（wt％）、ＣＲは冷却速度
（℃／ｓ）を示す。 - 【請求項３】 重量％でＮｂ：０．００２％〜０．１０
％ Ｔｉ：０．００２％〜０．１０％ の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１又
は２記載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属の熱処理方
法。 - 【請求項４】 重量％でＣｕ：０．０５％〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５％〜３．５％ Ｃｒ：０．０５％〜７．０％、 Ｍｏ：０．０５％〜
１．５％ Ｗ ：０．０５％〜０．５％の１種又は２種以上を含有
することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項記載
の高疲労強度溶着金属及び溶着金属の熱処理方法。 - 【請求項５】 重量％で、Ｖ：０．００２％〜０．２０
％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか
１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属の熱処理方
法。 - 【請求項６】 重量％で、Ｂ：０．０００３％〜０．０
０２５％を含有することを特徴とする請求項１〜５のい
ずれか１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属の熱
処理方法。 - 【請求項７】 重量％でＲＥＭ：０．００２％〜０．１
０％、Ｃａ：０．０００３％〜０．００３０％の１種又
は２種を含有することを特徴とする請求項１〜６のいず
れか１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属の熱処
理方法。 - 【請求項８】 重量％で、Ａｌ：０．００２％〜０．１
０％を含有することを特徴とする請求項１〜７のいずれ
か１項記載の高疲労強度溶着金属及び溶着金属の熱処理
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9212995A JPH08290291A (ja) | 1995-04-18 | 1995-04-18 | 高疲労強度溶着金属及びその熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9212995A JPH08290291A (ja) | 1995-04-18 | 1995-04-18 | 高疲労強度溶着金属及びその熱処理方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08290291A true JPH08290291A (ja) | 1996-11-05 |
Family
ID=14045835
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9212995A Withdrawn JPH08290291A (ja) | 1995-04-18 | 1995-04-18 | 高疲労強度溶着金属及びその熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08290291A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001335879A (ja) * | 2000-05-29 | 2001-12-04 | Kobe Steel Ltd | 溶接金属 |
| JP2007075833A (ja) * | 2005-09-12 | 2007-03-29 | Kobe Steel Ltd | ガスシールドアーク溶接用ワイヤ及びガスシールドアーク溶接方法 |
-
1995
- 1995-04-18 JP JP9212995A patent/JPH08290291A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001335879A (ja) * | 2000-05-29 | 2001-12-04 | Kobe Steel Ltd | 溶接金属 |
| JP2007075833A (ja) * | 2005-09-12 | 2007-03-29 | Kobe Steel Ltd | ガスシールドアーク溶接用ワイヤ及びガスシールドアーク溶接方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CA2280923C (en) | High-tensile-strength steel and method of manufacturing the same | |
| US5755895A (en) | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness | |
| JP5124988B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた引張強度９００ＭＰａ以上の高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP3898814B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 | |
| CA3047958A1 (en) | High-strength steel material having enhanced resistance to brittle crack propagation and break initiation at low temperature and method for manufacturing same | |
| JP2007009325A (ja) | 耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JP2004359973A (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| US5964964A (en) | Welded joint of high fatigue strength | |
| JP3045856B2 (ja) | 高靱性Ｃｕ含有高張力鋼の製造方法 | |
| EP0674014B1 (en) | Non-heat-treated hot-forging steel excellent in tensile strength, fatigue strength and machinability | |
| JP2002020837A (ja) | 靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法 | |
| JP2005256037A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JPH07278656A (ja) | 低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JPH1060575A (ja) | 疲労亀裂進展抑制特性に優れた厚鋼板 | |
| JP2004292844A (ja) | 低温靭性に優れた高靭性鋼板 | |
| JP3668713B2 (ja) | 溶接性および均一伸びに優れた高張力厚鋼板 | |
| JP3898842B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板 | |
| CN105814225B (zh) | 船舶用钢锻件 | |
| JPH08290291A (ja) | 高疲労強度溶着金属及びその熱処理方法 | |
| JP3436823B2 (ja) | 高疲労強度溶接継手及びその熱処理方法 | |
| JP3313440B2 (ja) | 高耐食性高強度クラッド鋼およびその製造方法 | |
| JPH06240406A (ja) | 高強度高靭性鋼板 | |
| JP2706159B2 (ja) | 溶接性の良好な低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JP3541746B2 (ja) | Ｃｔｏｄ特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP3468828B2 (ja) | 高強度ｐｃ鋼棒の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020702 |