JPH1088275A - 溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高張力鋼 - Google Patents
溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高張力鋼Info
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- JPH1088275A JPH1088275A JP24750396A JP24750396A JPH1088275A JP H1088275 A JPH1088275 A JP H1088275A JP 24750396 A JP24750396 A JP 24750396A JP 24750396 A JP24750396 A JP 24750396A JP H1088275 A JPH1088275 A JP H1088275A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優れ
た溶接構造用高張力鋼を提案する。 【解決手段】 Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Tiを制御し
て、さらに、Ｖ：0.04〜0.08％、Ｂ：0.0005〜0.0020
％、Ｎ：0.0040〜0.0100％、Ca：0.0005〜0.0040％を含
有させる。さらに必要に応じ、Cu、Ni、Cr、Moのうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
た溶接構造用高張力鋼を提案する。 【解決手段】 Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Tiを制御し
て、さらに、Ｖ：0.04〜0.08％、Ｂ：0.0005〜0.0020
％、Ｎ：0.0040〜0.0100％、Ca：0.0005〜0.0040％を含
有させる。さらに必要に応じ、Cu、Ni、Cr、Moのうちか
ら選ばれた１種または２種以上を含有してもよい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建築構造物、橋
梁、海洋構造物や、造船、土木、建設等の分野で使用さ
れる溶接構造用高張力鋼に関し、とくに溶接熱影響部靱
性および耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高張力鋼に関
する。
梁、海洋構造物や、造船、土木、建設等の分野で使用さ
れる溶接構造用高張力鋼に関し、とくに溶接熱影響部靱
性および耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高張力鋼に関
する。
【０００２】
【従来の技術】構造物の大型化に伴い、高強度で厚肉の
鋼材が使用されるようになってきている。この鋼材の高
強度化、厚肉化にともない、溶接割れの発生、溶接部の
脆化等が懸念され、耐溶接割れ性、溶接熱影響部靱性を
改善した鋼材が強く要求されている。溶接割れのうち溶
接時の低温割れを防止するために、従来から拡散性水素
量の低減を目的とした予熱が行われている。しかし、予
熱作業は溶接作業環境の悪化、溶接作業コストの増加を
もたらし、予熱作業を必要としないあるいは予熱温度の
低い鋼材に対する要望は強い。
鋼材が使用されるようになってきている。この鋼材の高
強度化、厚肉化にともない、溶接割れの発生、溶接部の
脆化等が懸念され、耐溶接割れ性、溶接熱影響部靱性を
改善した鋼材が強く要求されている。溶接割れのうち溶
接時の低温割れを防止するために、従来から拡散性水素
量の低減を目的とした予熱が行われている。しかし、予
熱作業は溶接作業環境の悪化、溶接作業コストの増加を
もたらし、予熱作業を必要としないあるいは予熱温度の
低い鋼材に対する要望は強い。
【０００３】このような要望に対し、例えば、特公昭62
-54862号公報には、Ｃ含有量を低減しＶとＮを多量添加
して50キロ級高張力鋼の耐溶接割れ性を改善する技術が
提案されている。しかしながら、ＶとＮの多量添加は、
溶接熱影響部の靱性を低下させ、さらに50キロを超える
高張力鋼においては、かえって耐溶接割れ性を低下させ
るという問題がある。
-54862号公報には、Ｃ含有量を低減しＶとＮを多量添加
して50キロ級高張力鋼の耐溶接割れ性を改善する技術が
提案されている。しかしながら、ＶとＮの多量添加は、
溶接熱影響部の靱性を低下させ、さらに50キロを超える
高張力鋼においては、かえって耐溶接割れ性を低下させ
るという問題がある。
【０００４】また、特開昭58-31065号公報には、TiN 等
の窒化物を利用し溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒
の粗大化を抑制し溶接熱影響部靱性を向上させる技術が
提案されている。しかし、これらTi窒化物は溶接ボンド
部のような高温に加熱される部位では溶解して、結晶粒
粗大化の抑制能力を失うため、溶接ボンド部の靱性向上
は少なく、この技術で溶接熱影響部各部位の靱性をもれ
なく向上させることは困難となる。
の窒化物を利用し溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒
の粗大化を抑制し溶接熱影響部靱性を向上させる技術が
提案されている。しかし、これらTi窒化物は溶接ボンド
部のような高温に加熱される部位では溶解して、結晶粒
粗大化の抑制能力を失うため、溶接ボンド部の靱性向上
は少なく、この技術で溶接熱影響部各部位の靱性をもれ
なく向上させることは困難となる。
【０００５】また、特開昭60-245768 号公報には、Ti酸
化物、あるいはTi酸化物とTi窒化物の複合体を利用し粒
内フェライトの析出を促進させ、溶接熱影響部靱性を高
めた溶接用高靱性鋼が提案されている。しかしながら、
Ti酸化物等の酸化物を鋼材内に均一に分散させるために
は高度の技術を必要とし、大量の鋼材を安定して製造す
るには非常な困難を伴うという問題がある。
化物、あるいはTi酸化物とTi窒化物の複合体を利用し粒
内フェライトの析出を促進させ、溶接熱影響部靱性を高
めた溶接用高靱性鋼が提案されている。しかしながら、
Ti酸化物等の酸化物を鋼材内に均一に分散させるために
は高度の技術を必要とし、大量の鋼材を安定して製造す
るには非常な困難を伴うという問題がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】この発明は、上記した
問題を有利に解決し、溶接熱影響部靱性および耐溶接割
れ性に優れた溶接構造用高張力鋼を提案することを目的
とする。
問題を有利に解決し、溶接熱影響部靱性および耐溶接割
れ性に優れた溶接構造用高張力鋼を提案することを目的
とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接構造
用高張力鋼の溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性をと
もに向上させるために、鋭意検討した結果、ＶとＮに加
え、Ｂを合わせ添加することにより、VNを核として粒内
フェライトが生成し溶接熱影響部での著しい硬化を抑制
し、さらに耐溶接割れ性も向上することをはじめて見い
出した。
用高張力鋼の溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性をと
もに向上させるために、鋭意検討した結果、ＶとＮに加
え、Ｂを合わせ添加することにより、VNを核として粒内
フェライトが生成し溶接熱影響部での著しい硬化を抑制
し、さらに耐溶接割れ性も向上することをはじめて見い
出した。
【０００８】本発明は上記した知見をもとに構成された
ものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.06
〜0.15％、Si：0.01〜0.70％、Mn：0.50〜2.0 ％、Ｐ：
0.03％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.07％、
Ti：0.005 〜0.03％、Ｖ：0.04〜0.08％、Ｂ：0.0005〜
0.0020％、Ｎ：0.0040〜0.0100％、Ca：0.0005〜0.0040
％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優
れた溶接構造用高張力鋼である。
ものである。すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.06
〜0.15％、Si：0.01〜0.70％、Mn：0.50〜2.0 ％、Ｐ：
0.03％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.07％、
Ti：0.005 〜0.03％、Ｖ：0.04〜0.08％、Ｂ：0.0005〜
0.0020％、Ｎ：0.0040〜0.0100％、Ca：0.0005〜0.0040
％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなること
を特徴とする溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優
れた溶接構造用高張力鋼である。
【０００９】また、本発明は、重量％で、Ｃ：0.06〜0.
15％、Si：0.01〜0.70％、Mn：0.50〜2.0 ％、Ｐ：0.03
％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.07％、Ti：
0.005 〜0.03％、Ｖ：0.04〜0.08％、Ｂ：0.0005〜0.00
20％、Ｎ：0.0040〜0.0100％、Ca：0.0005〜0.0040％を
含み、かつ Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、C
r：0.05〜0.5 ％、Mo：0.05〜0.5 ％のうちから選ばれ
た１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靱性およ
び耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高張力鋼である。
15％、Si：0.01〜0.70％、Mn：0.50〜2.0 ％、Ｐ：0.03
％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Al：0.005 〜0.07％、Ti：
0.005 〜0.03％、Ｖ：0.04〜0.08％、Ｂ：0.0005〜0.00
20％、Ｎ：0.0040〜0.0100％、Ca：0.0005〜0.0040％を
含み、かつ Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、C
r：0.05〜0.5 ％、Mo：0.05〜0.5 ％のうちから選ばれ
た１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的
不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靱性およ
び耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高張力鋼である。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明の鋼は熱間加工により厚鋼
板、鋼管、形鋼、棒鋼等に加工できる。本発明鋼の化学
組成の限定理由について説明する。 Ｃ：0.06〜0.15％ Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.06％以上の添加が必要である。しかし、0.15％を超
えて添加すると、耐溶接割れ性が劣化するため、Ｃは0.
06〜0.15％の範囲に制限した。なお、好ましくは0.08〜
0.12％の範囲である。
板、鋼管、形鋼、棒鋼等に加工できる。本発明鋼の化学
組成の限定理由について説明する。 Ｃ：0.06〜0.15％ Ｃは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.06％以上の添加が必要である。しかし、0.15％を超
えて添加すると、耐溶接割れ性が劣化するため、Ｃは0.
06〜0.15％の範囲に制限した。なお、好ましくは0.08〜
0.12％の範囲である。
【００１１】Si：0.01〜0.70％ Siは脱酸剤として作用し、また固溶強化により鋼の強度
を増加させる元素である。この効果を得るためには、0.
01％以上の添加を必要とするが、0.70％を超えると、母
材靱性、溶接熱影響部靱性が著しく劣化する。このた
め、Siは0.01％〜0.70％とした。なお、好ましくは0.10
〜0.30％である。
を増加させる元素である。この効果を得るためには、0.
01％以上の添加を必要とするが、0.70％を超えると、母
材靱性、溶接熱影響部靱性が著しく劣化する。このた
め、Siは0.01％〜0.70％とした。なお、好ましくは0.10
〜0.30％である。
【００１２】Mn：0.50〜2.0 ％ Mnは鋼の強度を増加させる元素であり、強度確保のため
に0.50％以上の添加が必要である。しかし、2.0 ％を超
えると、耐溶接割れ性が劣化するため、Mnは0.50〜2.0
％の範囲とした。なお、好ましくは0.80〜1.50％であ
る。 Ｐ：0.03％以下 Ｐは粒界に偏析し、靱性を低下させるため、できるだけ
低減するが、0.03％まで許容できる。なお、好ましくは
0.015 ％以下である。
に0.50％以上の添加が必要である。しかし、2.0 ％を超
えると、耐溶接割れ性が劣化するため、Mnは0.50〜2.0
％の範囲とした。なお、好ましくは0.80〜1.50％であ
る。 Ｐ：0.03％以下 Ｐは粒界に偏析し、靱性を低下させるため、できるだけ
低減するが、0.03％まで許容できる。なお、好ましくは
0.015 ％以下である。
【００１３】Ｓ：0.015 ％以下 Ｓは板厚方向の延性・靱性を劣化させるため、できるだ
け低減するが、0.015％までは許容できる。なお、好ま
しくは0.010 ％以下である。 Al：0.005 〜0.07％ Alは脱酸剤として作用するが、0.07％を超えて添加する
と、VNの生成を阻害し靱性が劣化する。このため、Alは
0.005 〜0.07％の範囲とした。なお、好ましくは0.01〜
0.04％である。
け低減するが、0.015％までは許容できる。なお、好ま
しくは0.010 ％以下である。 Al：0.005 〜0.07％ Alは脱酸剤として作用するが、0.07％を超えて添加する
と、VNの生成を阻害し靱性が劣化する。このため、Alは
0.005 〜0.07％の範囲とした。なお、好ましくは0.01〜
0.04％である。
【００１４】Ti：0.005 〜0.03％ Tiは、Ｎと結合しTiN を形成し、加熱時のオーステナイ
ト粒の成長を抑制し、溶接部の靱性を向上させる。これ
らの効果を得るためには、0.005 ％以上の添加が必要で
あるが、0.03％を超えると、炭化物の生成による靱性劣
化が生ずる。このため、Tiは0.005 〜0.02％の範囲に限
定した。なお、好ましくは0.008 〜0.013 ％である。
ト粒の成長を抑制し、溶接部の靱性を向上させる。これ
らの効果を得るためには、0.005 ％以上の添加が必要で
あるが、0.03％を超えると、炭化物の生成による靱性劣
化が生ずる。このため、Tiは0.005 〜0.02％の範囲に限
定した。なお、好ましくは0.008 〜0.013 ％である。
【００１５】Ｖ：0.04〜0.08％ Ｖは、Ｂ、Ｎとともに本発明では重要な元素である。Ｖ
は、Ｎと結合しVNを形成し、溶接後の冷却中にオーステ
ナイト中に析出して、フェライト析出核として作用し、
フェライト変態を促進し溶接熱影響部の硬化を緩和し、
耐溶接割れ性および溶接熱影響部靱性を向上させる。こ
のためには、0.04％以上の添加を必要とするが、0.08％
を超えて添加すると、析出物の多量生成による靱性の劣
化を招く。このため、Ｖは0.04〜0.08％の範囲に限定し
た。なお、好ましくは0.05〜0.07％である。
は、Ｎと結合しVNを形成し、溶接後の冷却中にオーステ
ナイト中に析出して、フェライト析出核として作用し、
フェライト変態を促進し溶接熱影響部の硬化を緩和し、
耐溶接割れ性および溶接熱影響部靱性を向上させる。こ
のためには、0.04％以上の添加を必要とするが、0.08％
を超えて添加すると、析出物の多量生成による靱性の劣
化を招く。このため、Ｖは0.04〜0.08％の範囲に限定し
た。なお、好ましくは0.05〜0.07％である。
【００１６】Ｂ：0.0005〜0.0020％ 本発明では、ＢはＶ、Ｎとともに重要な元素であり、VN
を有効に利用するために重要となる。Ｂは溶接後の冷却
中に粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの析出を抑制
し、VNによる粒内フェライトの析出を促進し、溶接熱影
響部の組織の微細化に寄与する。このような効果を得る
ためには、0.0005％以上の添加を必要とするが、0.0020
％を超えて添加すると、炭窒化物の生成により靱性が劣
化する。このため、Ｂは0.0005〜0.0020％の範囲に限定
した。なお、好ましくは0.0008〜0.0012％である。
を有効に利用するために重要となる。Ｂは溶接後の冷却
中に粒界に偏析し、粗大な粒界フェライトの析出を抑制
し、VNによる粒内フェライトの析出を促進し、溶接熱影
響部の組織の微細化に寄与する。このような効果を得る
ためには、0.0005％以上の添加を必要とするが、0.0020
％を超えて添加すると、炭窒化物の生成により靱性が劣
化する。このため、Ｂは0.0005〜0.0020％の範囲に限定
した。なお、好ましくは0.0008〜0.0012％である。
【００１７】Ｎ：0.0040〜0.0100％ ＮはＶと結合しVNを形成し、オーステナイトからの冷却
中にフェライト析出核として作用し、粒内フェライトの
析出を促進させ、靱性を向上させる作用を有している。
0.0040％未満では、必要とする窒化物量が不足する。一
方、0.0100％を超えると、固溶Ｎ量が増加し、母材靱
性、溶接性を劣化させる。このため、Ｎは0.0040〜0.01
00％の範囲に制限した。なお、好ましい範囲は0.005 〜
0.008 ％である。
中にフェライト析出核として作用し、粒内フェライトの
析出を促進させ、靱性を向上させる作用を有している。
0.0040％未満では、必要とする窒化物量が不足する。一
方、0.0100％を超えると、固溶Ｎ量が増加し、母材靱
性、溶接性を劣化させる。このため、Ｎは0.0040〜0.01
00％の範囲に制限した。なお、好ましい範囲は0.005 〜
0.008 ％である。
【００１８】Ca：0.0005〜0.0040％ Caは、鋼中硫化物の形態を制御し延性・靱性を向上させ
る。この効果を得るためには、0.0005％以上の添加が必
要であるが、0.0040％を超えて添加すると、非金属介在
物が増加し、しかも粗大化するため、清浄度が低下し靱
性が劣化する。このため、Caは0.0005〜0.0040％の範囲
に限定した。
る。この効果を得るためには、0.0005％以上の添加が必
要であるが、0.0040％を超えて添加すると、非金属介在
物が増加し、しかも粗大化するため、清浄度が低下し靱
性が劣化する。このため、Caは0.0005〜0.0040％の範囲
に限定した。
【００１９】本発明では、上記した基本組成に加えて、
下記の元素を必要に応じ添加できる。 Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、Cr：0.05〜0.5
％、Mo：0.05〜0.5 ％のうちから選ばれた１種または２
種以上 Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも強度を増加させる元素であ
り、強度増加のために添加できる。
下記の元素を必要に応じ添加できる。 Cu：0.05〜1.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、Cr：0.05〜0.5
％、Mo：0.05〜0.5 ％のうちから選ばれた１種または２
種以上 Cu、Ni、Cr、Moは、いずれも強度を増加させる元素であ
り、強度増加のために添加できる。
【００２０】Cuは、強度を増加させる元素であるが、こ
の効果を得るためには、0.05％以上の添加が必要であ
る。しかし、1.5 ％を超える添加は、熱間加工性、母材
の靱性を劣化させるため、Cuは0.05〜1.5 ％の範囲に限
定した。Niは、強度および靱性を向上させる元素である
が、この効果を得るためには、0.05％以上の添加が必要
である。しかし、0.5 ％を超える添加は経済的に高価と
なり、効果も飽和するため、Niは0.05〜0.5 ％の範囲に
限定した。
の効果を得るためには、0.05％以上の添加が必要であ
る。しかし、1.5 ％を超える添加は、熱間加工性、母材
の靱性を劣化させるため、Cuは0.05〜1.5 ％の範囲に限
定した。Niは、強度および靱性を向上させる元素である
が、この効果を得るためには、0.05％以上の添加が必要
である。しかし、0.5 ％を超える添加は経済的に高価と
なり、効果も飽和するため、Niは0.05〜0.5 ％の範囲に
限定した。
【００２１】Crは、強度を増加させる作用を有してい
る。この効果を得るためには、0.05％以上の添加が必要
であるが、0.5 ％を超える添加は溶接性を劣化させる。
このため、Crは0.05〜0.5 ％の範囲に限定した。Moは、
常温強度および高温強度を増加させる作用を有してい
る。この効果を得るためには、0.05％以上の添加が必要
であるが、0.5 ％を超える添加は溶接性を劣化させるた
め、Moは0.05〜0.5 ％の範囲に限定した。
る。この効果を得るためには、0.05％以上の添加が必要
であるが、0.5 ％を超える添加は溶接性を劣化させる。
このため、Crは0.05〜0.5 ％の範囲に限定した。Moは、
常温強度および高温強度を増加させる作用を有してい
る。この効果を得るためには、0.05％以上の添加が必要
であるが、0.5 ％を超える添加は溶接性を劣化させるた
め、Moは0.05〜0.5 ％の範囲に限定した。
【００２２】その他、残部Feおよび不可避的不純物であ
る。上記した範囲の組成を有する鋼は、転炉、電気炉等
通常公知の溶製方法を適用し溶製され、連続鋳造法ある
いは造塊法により凝固され圧延素材とされる。圧延素材
は、通常公知の熱間圧延方法により、所定の寸法形状の
厚鋼板、鋼帯、鋼管、形鋼、棒鋼等に成形することがで
きる。
る。上記した範囲の組成を有する鋼は、転炉、電気炉等
通常公知の溶製方法を適用し溶製され、連続鋳造法ある
いは造塊法により凝固され圧延素材とされる。圧延素材
は、通常公知の熱間圧延方法により、所定の寸法形状の
厚鋼板、鋼帯、鋼管、形鋼、棒鋼等に成形することがで
きる。
【００２３】熱間圧延は、制御圧延を施してもよく、ま
た、圧延後制御冷却を施してもよい。また、圧延後、目
的に応じ適当な熱処理を施してもよい。
た、圧延後制御冷却を施してもよい。また、圧延後、目
的に応じ適当な熱処理を施してもよい。
【００２４】
【実施例】表１に示す組成の鋼を真空溶解炉で溶製し、
分塊圧延により70〜120mm 厚のスラブとした。ついで、
これらスラブを1150℃に加熱し、厚板圧延により板厚50
mmの厚鋼板とし、圧延後空冷した。これらの製品板を用
いて、母材の引張特性、靱性、溶接割れ性および溶接熱
影響部靱性を調査した。その結果を表２に示す。
分塊圧延により70〜120mm 厚のスラブとした。ついで、
これらスラブを1150℃に加熱し、厚板圧延により板厚50
mmの厚鋼板とし、圧延後空冷した。これらの製品板を用
いて、母材の引張特性、靱性、溶接割れ性および溶接熱
影響部靱性を調査した。その結果を表２に示す。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】なお、母材の引張特性、靱性、溶接割れ性
および溶接熱影響部靱性の試験方法は下記に示す通りで
ある。 （１）母材の引張試験 上記製品板の板厚1/4 Ｔ部から圧延方向と直角方向にJI
S Z 2201に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2241に
準拠して、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を求め
た。 （２）母材の靱性試験 上記製品板の板厚Ｔ /4 部から圧延方向と直角方向にJI
S Z 2202に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2242に
準拠して、破面遷移温度（vTrs）を求めた。 （３）斜めＹ型溶接割れ試験 上記製品板からJIS Z 3158に規定する試験片を採取
し、、JIS Z 3158の規定にしたがい、60キロ級被覆アー
ク溶接棒を用い予熱温度を変えて試験ビードを溶接し
た。ルート割れの有無を観察し、ルート割れ発生を防止
できる予熱温度を求め、割れ阻止予熱温度とした。 （４）溶接熱影響部靱性試験 上記製品板から、Ｘ開先の突き合わせ溶接継手を作製
し、板厚T/4 部のHAZ 中央部について、−15℃における
シャルピー吸収エネルギー（vE-15 ）を求め、溶接熱影
響部靱性を評価した。なお、継手は、入熱20kJ/cm の被
覆アーク溶接（ＧＭＡＷ）と、入熱45kJ/cm のサブマー
ジアーク溶接（ＳＡＷ）で作製した。
および溶接熱影響部靱性の試験方法は下記に示す通りで
ある。 （１）母材の引張試験 上記製品板の板厚1/4 Ｔ部から圧延方向と直角方向にJI
S Z 2201に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2241に
準拠して、降伏点（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を求め
た。 （２）母材の靱性試験 上記製品板の板厚Ｔ /4 部から圧延方向と直角方向にJI
S Z 2202に規定する４号試験片を採取し、JIS Z 2242に
準拠して、破面遷移温度（vTrs）を求めた。 （３）斜めＹ型溶接割れ試験 上記製品板からJIS Z 3158に規定する試験片を採取
し、、JIS Z 3158の規定にしたがい、60キロ級被覆アー
ク溶接棒を用い予熱温度を変えて試験ビードを溶接し
た。ルート割れの有無を観察し、ルート割れ発生を防止
できる予熱温度を求め、割れ阻止予熱温度とした。 （４）溶接熱影響部靱性試験 上記製品板から、Ｘ開先の突き合わせ溶接継手を作製
し、板厚T/4 部のHAZ 中央部について、−15℃における
シャルピー吸収エネルギー（vE-15 ）を求め、溶接熱影
響部靱性を評価した。なお、継手は、入熱20kJ/cm の被
覆アーク溶接（ＧＭＡＷ）と、入熱45kJ/cm のサブマー
ジアーク溶接（ＳＡＷ）で作製した。
【００２８】表２から、本発明例では、母材のＴＳは50
0MPa以上の高強度を有し、vTrsも−35℃以下と高靱性で
ある。しかも低温割れ阻止温度が30℃未満と耐溶接割れ
性にも優れている。また、溶接熱影響部の靱性も、vE
-15 で60Ｊ以上と高い吸収エネルギーを示し、溶接熱影
響部の靱性も優れている。一方、鋼組成が本発明の範囲
から外れる比較例No.1〜No.3、No.17 〜No.19 では、溶
接熱影響部の硬化のためあるいは結晶粒粗大化のため、
母材靱性および熱影響部靱性が劣化している。また、割
れ阻止予熱温度が40〜100 ℃と高く、本発明例と比べ耐
溶接割れ性も低下している。
0MPa以上の高強度を有し、vTrsも−35℃以下と高靱性で
ある。しかも低温割れ阻止温度が30℃未満と耐溶接割れ
性にも優れている。また、溶接熱影響部の靱性も、vE
-15 で60Ｊ以上と高い吸収エネルギーを示し、溶接熱影
響部の靱性も優れている。一方、鋼組成が本発明の範囲
から外れる比較例No.1〜No.3、No.17 〜No.19 では、溶
接熱影響部の硬化のためあるいは結晶粒粗大化のため、
母材靱性および熱影響部靱性が劣化している。また、割
れ阻止予熱温度が40〜100 ℃と高く、本発明例と比べ耐
溶接割れ性も低下している。
【００２９】
【発明の効果】本発明によれば、母材の引張強さが500M
Pa以上の高強度を有し、耐溶接割れ性および溶接熱影響
部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼が、工業的に容易に
製造でき、産業上多大な効果を奏する。
Pa以上の高強度を有し、耐溶接割れ性および溶接熱影響
部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼が、工業的に容易に
製造でき、産業上多大な効果を奏する。
フロントページの続き (72)発明者 天野 虔一 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 大森 章夫 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 (72)発明者 木村 達巳 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.06〜0.15％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜2.0 ％、 Ｐ：0.03％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.07％、 Ti：0.005 〜0.03％、 Ｖ：0.04〜0.08％、 Ｂ：0.0005〜0.0020％、 Ｎ：0.0040〜0.0100％、 Ca：0.0005〜0.0040％ を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなることを
特徴とする溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優れ
た溶接構造用高張力鋼。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：0.06〜0.15％、 Si：0.01〜0.70％、 Mn：0.50〜2.0 ％、 Ｐ：0.03％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Al：0.005 〜0.07％、 Ti：0.005 〜0.03％、 Ｖ：0.04〜0.08％、 Ｂ：0.0005〜0.0020％、 Ｎ：0.0040〜0.0100％、 Ca：0.0005〜0.0040％ を含み、かつ Cu：0.05〜1.5 ％、 Ni：0.05〜0.5 ％、 Cr：0.05〜0.5 ％、 Mo：0.05〜0.5 ％ のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部
Feおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接
熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高
張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24750396A JPH1088275A (ja) | 1996-09-19 | 1996-09-19 | 溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24750396A JPH1088275A (ja) | 1996-09-19 | 1996-09-19 | 溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高張力鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1088275A true JPH1088275A (ja) | 1998-04-07 |
Family
ID=17164449
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24750396A Pending JPH1088275A (ja) | 1996-09-19 | 1996-09-19 | 溶接熱影響部靱性および耐溶接割れ性に優れた溶接構造用高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1088275A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1035222A1 (en) * | 1999-03-10 | 2000-09-13 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting slab suitable for the production of non-tempered high tensile steel material |
| EP2236631A1 (en) * | 2007-12-06 | 2010-10-06 | Nippon Steel Corporation | Process for producing thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding and thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding |
-
1996
- 1996-09-19 JP JP24750396A patent/JPH1088275A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1035222A1 (en) * | 1999-03-10 | 2000-09-13 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting slab suitable for the production of non-tempered high tensile steel material |
| US6358335B1 (en) | 1999-03-10 | 2002-03-19 | Kawasaki Steel Corporation | Continuous casting slab suitable for the production of non-tempered high tensile steel material |
| EP2236631A1 (en) * | 2007-12-06 | 2010-10-06 | Nippon Steel Corporation | Process for producing thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding and thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding |
| EP2236631A4 (en) * | 2007-12-06 | 2017-03-29 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Process for producing thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding and thick high-strength steel plate excellent in brittle fracture arrestability and toughness of zone affected by heat in large-heat-input welding |
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