JPS59185760A - 溶接用高靭性鋼 - Google Patents
溶接用高靭性鋼Info
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- JPS59185760A JPS59185760A JP6148483A JP6148483A JPS59185760A JP S59185760 A JPS59185760 A JP S59185760A JP 6148483 A JP6148483 A JP 6148483A JP 6148483 A JP6148483 A JP 6148483A JP S59185760 A JPS59185760 A JP S59185760A
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- oxide
- welding
- toughness
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
近年、溶接用鋼材の材質特性に対する畳求は厳しくなっ
ておシ、とくに溶接部の低温靭性を向上することが望ま
れている。一般に銅材を溶接すると、溶接部のうち母材
と溶接金属の境界部（以後溶接ボンド部と称する）と溶
接ゼンド部近傍の溶接熱影響部（以後ＨＡＺと称する）
の靭性が最も低下するのが普通であシ、その原因は主と
してオーステナイト結晶粒の粗大化にあるとされている
。
ておシ、とくに溶接部の低温靭性を向上することが望ま
れている。一般に銅材を溶接すると、溶接部のうち母材
と溶接金属の境界部（以後溶接ボンド部と称する）と溶
接ゼンド部近傍の溶接熱影響部（以後ＨＡＺと称する）
の靭性が最も低下するのが普通であシ、その原因は主と
してオーステナイト結晶粒の粗大化にあるとされている
。
そこで従来、溶接ゼンド部とＨＡＺの靭性向上対策とし
てこれら部分の組織を微細化する方法が提案されている
。
てこれら部分の組織を微細化する方法が提案されている
。
その一つとして、 ＴｉＮや、 ＺｒＮ等の微細窒化
物を析出させてオーステナイト粒の阻大化を防止する方
法がとられているが、これら析出物を有効活用するため
には、製鋼もしくは、圧延工程を厳密に制御して鋼中に
既析出物を均一微細に分散させる必要がある。さらに折
角このように分散させても溶接時、特に大入熱溶接時に
析出物が溶解もしくは阻大化してしまい、溶接ゼンド部
、ＨＡＺにおいて所期の効果が得られないという問題が
あった。
物を析出させてオーステナイト粒の阻大化を防止する方
法がとられているが、これら析出物を有効活用するため
には、製鋼もしくは、圧延工程を厳密に制御して鋼中に
既析出物を均一微細に分散させる必要がある。さらに折
角このように分散させても溶接時、特に大入熱溶接時に
析出物が溶解もしくは阻大化してしまい、溶接ゼンド部
、ＨＡＺにおいて所期の効果が得られないという問題が
あった。
また、上記ＴｉＮの析出に加え、希土類元素（Ｌａ 、
Ｏｅ ）、Ｏａを添加して微細酸化物もしくは硫化物
を形成させ、γ粒の微細化をはかるとともに、酸化物も
しくは硫化物の周囲にフェライトを核生成させ、フェラ
イトを微細化する方法も提案されている。しかしＴｉＮ
が上述の如く溶接熱サイクル時に溶解してγ粒粗大化防
止の効力を夫々う一方、十分な量の微細酸化物もしくは
硫化物を存在させることが困難なため、溶接ゼンド部が
脆化する問題を完全に解決するにいたっていない。
Ｏｅ ）、Ｏａを添加して微細酸化物もしくは硫化物
を形成させ、γ粒の微細化をはかるとともに、酸化物も
しくは硫化物の周囲にフェライトを核生成させ、フェラ
イトを微細化する方法も提案されている。しかしＴｉＮ
が上述の如く溶接熱サイクル時に溶解してγ粒粗大化防
止の効力を夫々う一方、十分な量の微細酸化物もしくは
硫化物を存在させることが困難なため、溶接ゼンド部が
脆化する問題を完全に解決するにいたっていない。
そこで本発明者らは鋼中に高温で安定し、かつγ→α変
態において粒内フェライトの形成を著るしく促進する化
合物を見出すために、次の如き実験を行った。
態において粒内フェライトの形成を著るしく促進する化
合物を見出すために、次の如き実験を行った。
即ち、γ→α変態時の粒内フェライト核生成能であるが
、０．０８０−１．４ Ｍｎを主成分とし残部は鉄およ
び不可避的不純物からなる溶鋼にＴｉ 。
、０．０８０−１．４ Ｍｎを主成分とし残部は鉄およ
び不可避的不純物からなる溶鋼にＴｉ 。
Ｓ ＋ ＋ ＡＺ ＋ Ｔ−１ａ ！ Ｏｅ ＋ Ｙ
＋ Ｔ ａ Ｔ Ｚ ｒを各々単独に０．０２重重量相
当添加して各々−の酸化物を形成せしめ、ただちに造塊
して計８本の小鋼塊を得た。
＋ Ｔ ａ Ｔ Ｚ ｒを各々単独に０．０２重重量相
当添加して各々−の酸化物を形成せしめ、ただちに造塊
して計８本の小鋼塊を得た。
ついで該鋼塊を１２００℃にて３０分加熱後９５０℃仕
上で圧延し、１２．５＝厚の鋼板を得た。ついでこの鋼
板を入熱７０ ＫＪ ／ｃｍ Ｋてピードオンプレート
のサブマージアーク溶接を行って溶接ゼンド部、ならび
にＨＡ Ｚの粗粒域のミクロ組織を詳細に観察した所、
Ｔｉ酸化物を含有する鋼の該当部にのみ該化合物からの
顕著なフェライト核生成現象が観察された。なお酸化物
の固定はＸ線マイクロアナリシス法で行ったが、Ｔｉ酸
化物とＴｉ窒化物との複合体であってもフェライト核生
成が顕著であった。
上で圧延し、１２．５＝厚の鋼板を得た。ついでこの鋼
板を入熱７０ ＫＪ ／ｃｍ Ｋてピードオンプレート
のサブマージアーク溶接を行って溶接ゼンド部、ならび
にＨＡ Ｚの粗粒域のミクロ組織を詳細に観察した所、
Ｔｉ酸化物を含有する鋼の該当部にのみ該化合物からの
顕著なフェライト核生成現象が観察された。なお酸化物
の固定はＸ線マイクロアナリシス法で行ったが、Ｔｉ酸
化物とＴｉ窒化物との複合体であってもフェライト核生
成が顕著であった。
本発明は以上のような知見に基いてなされたものである
。
。
即ち本発明は、
（１１重量幅で００．１８係以下、 ＳＩｏ、ｓ ｏ％
以下、Ｍｎ Ｏ，４０〜２．０％、Ｐ Ｏ，０’ ２０
％以下、ＳＯ，０２０係以下、Ｎ Ｏ，００５０％以下
を基本成分とし、且つ粒子径が０．１〜３．０μ、粒子
数が５Ｘ１０’〜Ｉ Ｘ １０’ケ／ｗａｘ”のＴｉ酸
化物あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいず
れか１種あるいは２種を含有することを特徴とする溶接
用高靭性鋼。
以下、Ｍｎ Ｏ，４０〜２．０％、Ｐ Ｏ，０’ ２０
％以下、ＳＯ，０２０係以下、Ｎ Ｏ，００５０％以下
を基本成分とし、且つ粒子径が０．１〜３．０μ、粒子
数が５Ｘ１０’〜Ｉ Ｘ １０’ケ／ｗａｘ”のＴｉ酸
化物あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいず
れか１種あるいは２種を含有することを特徴とする溶接
用高靭性鋼。
（２）重量幅で００．１８％以下、 Ｓｉ ０．８０％
以下、Ｍｎ ０．４０〜２．０％、’Ｐ０．０２０％以
下、Ｓｏ、０２０％以下、Ｎ Ｏ，００’ ５０％以下
を基本成分とし、さらにＮｉ５％以下、Ｏｒ ２％以下
、Ｍｏ ０．５係以下、Ｎｂ０．１５％以下、Ｖ Ｏ，
１５％以下、Ｃ１ｕｚφ以下、ＡＺ−０，０９％以下、
Ｂｏ、００３％以下の１種又は２種以上を含有し、且つ
粒子径が０．１〜３．０μ、粒子数が５ Ｘ １０’〜
Ｉ Ｘ １． Ｏ’ケ／止８のＴ１酸化物あるいはＴｉ
酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれか１種あるいは
２種を含有することを特徴とする溶接用高靭性鋼、 （３） 重量桑でＣＯ，１８係以下、Ｓｉ Ｏ，８０
係以下、 Ｍｎ ０．４０−２．０％、Ｐ Ｏ，０２０
％以下、Ｓｏ、０２０％以下、Ｎ Ｏ，０−０５０％以
下を基本成分とし、さらに０．０１％以下の希土類元素
、０．０１ ％以下のＯａ 、 ０．０１％以下のＭＩ
Ｆ 、 ０．０４多以下のＺｒの１種又は２種以上を含
有し、且つ粒子径が０．１〜３．０μ、粒子数が５ Ｘ
１０’〜Ｉ Ｘ １０８ケ／、ｇ８のＴｉ酸化物ある
いはＴ１酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれか１種
あるいは２種を含有することを特徴とする溶接用高靭性
鋼。
以下、Ｍｎ ０．４０〜２．０％、’Ｐ０．０２０％以
下、Ｓｏ、０２０％以下、Ｎ Ｏ，００’ ５０％以下
を基本成分とし、さらにＮｉ５％以下、Ｏｒ ２％以下
、Ｍｏ ０．５係以下、Ｎｂ０．１５％以下、Ｖ Ｏ，
１５％以下、Ｃ１ｕｚφ以下、ＡＺ−０，０９％以下、
Ｂｏ、００３％以下の１種又は２種以上を含有し、且つ
粒子径が０．１〜３．０μ、粒子数が５ Ｘ １０’〜
Ｉ Ｘ １． Ｏ’ケ／止８のＴ１酸化物あるいはＴｉ
酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれか１種あるいは
２種を含有することを特徴とする溶接用高靭性鋼、 （３） 重量桑でＣＯ，１８係以下、Ｓｉ Ｏ，８０
係以下、 Ｍｎ ０．４０−２．０％、Ｐ Ｏ，０２０
％以下、Ｓｏ、０２０％以下、Ｎ Ｏ，０−０５０％以
下を基本成分とし、さらに０．０１％以下の希土類元素
、０．０１ ％以下のＯａ 、 ０．０１％以下のＭＩ
Ｆ 、 ０．０４多以下のＺｒの１種又は２種以上を含
有し、且つ粒子径が０．１〜３．０μ、粒子数が５ Ｘ
１０’〜Ｉ Ｘ １０８ケ／、ｇ８のＴｉ酸化物ある
いはＴ１酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれか１種
あるいは２種を含有することを特徴とする溶接用高靭性
鋼。
（４）重量％で００．１８％以下、 Ｓｉ ０．８０％
以下、 Ｍｎ Ｏ，４，０〜２．０％、Ｐ Ｏ，０２０
％以下、ＳＯ，０’２０％以下、Ｎ Ｏ，００５０％以
下を基本成分とし、さらにＮｉ ５％以下、０１２％以
下、Ｍｏ０．５係以下、Ｎｂ Ｏ，１５％以下、Ｖ Ｏ
，１５％以下、Ｏｕ２係以下、ＡｊＯ，０９％以下、Ｂ
Ｏ，００３％以下の１種又は２種以上を含有し、又さ
らＫ Ｏ，０１％以下の希土類元素、０．０１％以下の
Ｃａ、０．０１係以下のＭ′？、０．０４％以下のＺｒ
の１種又は２種以上を含有し、且つ粒子径が０．１〜３
゜０μ、粒子数が５ Ｘ １０’〜ｌＸＩＯ３ケ／ｗ
”のＴｉ酸化物あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複
合体のいずれか１種あるいは２種を含有することを特徴
とする溶接用高靭性鋼、である。
以下、 Ｍｎ Ｏ，４，０〜２．０％、Ｐ Ｏ，０２０
％以下、ＳＯ，０’２０％以下、Ｎ Ｏ，００５０％以
下を基本成分とし、さらにＮｉ ５％以下、０１２％以
下、Ｍｏ０．５係以下、Ｎｂ Ｏ，１５％以下、Ｖ Ｏ
，１５％以下、Ｏｕ２係以下、ＡｊＯ，０９％以下、Ｂ
Ｏ，００３％以下の１種又は２種以上を含有し、又さ
らＫ Ｏ，０１％以下の希土類元素、０．０１％以下の
Ｃａ、０．０１係以下のＭ′？、０．０４％以下のＺｒ
の１種又は２種以上を含有し、且つ粒子径が０．１〜３
゜０μ、粒子数が５ Ｘ １０’〜ｌＸＩＯ３ケ／ｗ
”のＴｉ酸化物あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複
合体のいずれか１種あるいは２種を含有することを特徴
とする溶接用高靭性鋼、である。
以下に本発明をさらに詳細に説明する。
先ず５本発明鋼における各成分の限定理由は次の通りで
ある。
ある。
Ｃを０．１８％以下とした理由は、鋼の溶接性の点から
はＣの低いことが望ましいが、所要の強度を確保するた
め、’ ０．１８％まで許容し、上限を０．１８％とし
た。
はＣの低いことが望ましいが、所要の強度を確保するた
め、’ ０．１８％まで許容し、上限を０．１８％とし
た。
Ｓｉは強度確保、溶鋼の予備脱工酸のために添加される
が、０．８０％を超すと靭性を損うため、上限を０．８
０％とした。
が、０．８０％を超すと靭性を損うため、上限を０．８
０％とした。
Ｍｎを０．４０〜２．０％としたのは、母材の強度と靭
性を与えるためにはＭｎは０．４０％以上必要であるが
、溶接割れ性等の許容できる範囲で最高２．０％とした
。
性を与えるためにはＭｎは０．４０％以上必要であるが
、溶接割れ性等の許容できる範囲で最高２．０％とした
。
Ｓについては、母材靭性の向上、方向性解消のためにも
低いことが望ましく、上限を０．０２０％とした。
低いことが望ましく、上限を０．０２０％とした。
Ｐについては、母材靭性を確保する上から低い方が望ま
しく、上限を０．０２０％とした。
しく、上限を０．０２０％とした。
Ｎを０．００５０％以下とした理由は、溶接ゼンＦ部の
靭性を確保する上から低い方が望ましく、上限を０．０
０５０％としたもので、０．００５０係超の場合、
ＴＩＮが独立に生成し易くなり、これが溶接熱サイクル
時に分解して固溶Ｎが生成し、靭性を劣化させるので、
Ｎは０．００５０ ％以下とすべきである。
靭性を確保する上から低い方が望ましく、上限を０．０
０５０％としたもので、０．００５０係超の場合、
ＴＩＮが独立に生成し易くなり、これが溶接熱サイクル
時に分解して固溶Ｎが生成し、靭性を劣化させるので、
Ｎは０．００５０ ％以下とすべきである。
以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材の組織を改善
し５強度・靭性を与える目的でＮｉ 。
し５強度・靭性を与える目的でＮｉ 。
Ｏｒ 、 Ｍｏ 、 Ｎｂ 、 Ｖ 、 Ｏｕ 、 Ａ
ｔ、 Ｂ の１種又は２種以上含有することができる
。
ｔ、 Ｂ の１種又は２種以上含有することができる
。
Ｎｉは、母材の靭性及び強度を向上させるために添加さ
れるが、５％を超すと、ＨＡＺの硬化性を高めるため上
限を５％とした。
れるが、５％を超すと、ＨＡＺの硬化性を高めるため上
限を５％とした。
Ｏｒは焼入性の増加による母材の強度向上ならびに組織
の微細化に有効であるが、２％を超すとＨＡ Ｚの硬化
性を高め割れ感受性を高めるので上限を２％とした。
の微細化に有効であるが、２％を超すとＨＡ Ｚの硬化
性を高め割れ感受性を高めるので上限を２％とした。
ＭＯも焼入性の増加による母材の強度向上５組織の微細
化に有効であるが、０．５％を超すとＨＡＺの硬化性を
高めるので上限を０．５％とした。
化に有効であるが、０．５％を超すとＨＡＺの硬化性を
高めるので上限を０．５％とした。
Ｎｂは炭、窒化物を形成して母材の強度向上、γ粒微細
化に有効であるが、０．１５％を超すとＨＡＺの靭性劣
化をひきおこすので上限を０．１５係とした。
化に有効であるが、０．１５％を超すとＨＡＺの靭性劣
化をひきおこすので上限を０．１５係とした。
■についてもＮｂと効果は同じであるが、 ０．１５
係を超すとＨＡＺの靭性劣化をひきおこすので上限を０
．１５％とした。
係を超すとＨＡＺの靭性劣化をひきおこすので上限を０
．１５％とした。
Ｏｕは母材の強度を向上するため添加されるが２％を超
すとＨＡＺの割れ感受性を高める傾向があるだめ、上限
を２俤とした。
すとＨＡＺの割れ感受性を高める傾向があるだめ、上限
を２俤とした。
Ａｔは予備脱酸、母材の結晶粒微細化による強度、靭性
の向上のために添加されるが、０．０９％を超すとＨＡ
Ｚの靭性を劣化させるので上限を０．０９％とした。
の向上のために添加されるが、０．０９％を超すとＨＡ
Ｚの靭性を劣化させるので上限を０．０９％とした。
Ｂは母材の焼入性の増加による強度を向上させるために
添加されるが、０．００３％を超すと、Ｉ（ＡＺの割れ
感受性“を高めるので上限を０．００３チとした。
添加されるが、０．００３％を超すと、Ｉ（ＡＺの割れ
感受性“を高めるので上限を０．００３チとした。
゛また本発明においては、ＨＡＺの結晶粒組人化防止の
目的のため、酸化物、硫化物、もしくは窒化物、および
これらの混合微小析出物形成元素としての役割を果させ
るため、原子番号５７〜７１番のランタノイド系元素お
よびＹの１種以上からなる希土類元素、Ｃａ 、 Ｍ？
、 Ｚｒ の１種又は２種以上を添加することがで
きる。
目的のため、酸化物、硫化物、もしくは窒化物、および
これらの混合微小析出物形成元素としての役割を果させ
るため、原子番号５７〜７１番のランタノイド系元素お
よびＹの１種以上からなる希土類元素、Ｃａ 、 Ｍ？
、 Ｚｒ の１種又は２種以上を添加することがで
きる。
希土類元素は酸化物、硫化物、もしくは酸・硫化物を形
成させ、ＨＡＺの結晶粒組人化防止をはかるために、ま
た母材の方向性の解消のために添加されるが、 ０．
０１ ％を超すと鋼の清浄度を悪化させるので上限を０
．０１ ％とした。
成させ、ＨＡＺの結晶粒組人化防止をはかるために、ま
た母材の方向性の解消のために添加されるが、 ０．
０１ ％を超すと鋼の清浄度を悪化させるので上限を０
．０１ ％とした。
またＯａは硫化物の形状制御のために添加されるが、０
．０１９１を超すと鋼の清浄度を悪化させるので上限を
０．０１％とした。
．０１９１を超すと鋼の清浄度を悪化させるので上限を
０．０１％とした。
次にＭ２はＣａと同様に硫化物の形状制御に有効である
が、０．０１％を超すと、鋼の清浄度を悪化させるので
上限を０．０１ ％とした。
が、０．０１％を超すと、鋼の清浄度を悪化させるので
上限を０．０１ ％とした。
Ｚｒは窒化物を形成してＨＡＺの結晶粒組人化防止に有
効であるが、、０．０４％を超すと同時に酸化物も形成
され易くなり、清浄度を悪化させるので上限を０．０４
％とした。
効であるが、、０．０４％を超すと同時に酸化物も形成
され易くなり、清浄度を悪化させるので上限を０．０４
％とした。
次に本発明の量大の特徴とする所は前述の通力、溶接ゼ
ンド部、ＨＡＺの粗粒化域においてその冷却時γ→α変
態を制御して粒内フェライトを生成させるために：Ｔｉ
酸化物もしくはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のい
ずれか１種、あるいは２種を含有することである。
ンド部、ＨＡＺの粗粒化域においてその冷却時γ→α変
態を制御して粒内フェライトを生成させるために：Ｔｉ
酸化物もしくはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のい
ずれか１種、あるいは２種を含有することである。
而して、本発明者らの知見によれば該粒子径は０．１〜
３．０μの範囲にないと有効な核生成箇所となシ得ない
。０．１μ未満の径では核生成効果は極めて弱くなる。
３．０μの範囲にないと有効な核生成箇所となシ得ない
。０．１μ未満の径では核生成効果は極めて弱くなる。
また３、０μ超になるとフェライト核生成能はあるが、
形成される７工ライト径自体が大きくなると共にそれ自
身が破壊の発生箇所となり易くなりＨＡＺ靭性が低下す
る。
形成される７工ライト径自体が大きくなると共にそれ自
身が破壊の発生箇所となり易くなりＨＡＺ靭性が低下す
る。
さらに、該化合物粒子数が５Ｘ１’Ｏ’ケ／、、ｍ未満
では、大入熱溶接時に十分なフェライト核生成能が得ら
れないので、５Ｘ１０’ケ／ｒｉｇ ” 以上の該粒子
を存在させる必要がある。粒子数が増加するに従って、
得られるフェライトは微細化して溶接ｉンド部、ＨＡＺ
粗粒域の靭性が向上するがＩ Ｘ Ｉ Ｏ”ケ／、８超
となると母材の延性が低下する傾向があるので、粒子数
の上限はＩ Ｘ １０８ケ／鰭８でなければならない。
では、大入熱溶接時に十分なフェライト核生成能が得ら
れないので、５Ｘ１０’ケ／ｒｉｇ ” 以上の該粒子
を存在させる必要がある。粒子数が増加するに従って、
得られるフェライトは微細化して溶接ｉンド部、ＨＡＺ
粗粒域の靭性が向上するがＩ Ｘ Ｉ Ｏ”ケ／、８超
となると母材の延性が低下する傾向があるので、粒子数
の上限はＩ Ｘ １０８ケ／鰭８でなければならない。
なお、 Ｔｉ酸化物、もしくはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物
との複合体の含有量はＴｉ量に換算して鋼中ＫＯ，ＯＯ
１〜０゜０５％存在すれば十分な効果が得られる。Ｔｉ
量が０．００１％未満ではフェライトの核生成を十分に
促進させるに足る上記化合物を生成することができない
。また０、０５ ％超では清浄度が低下して母材の靭性
を低下させる。
との複合体の含有量はＴｉ量に換算して鋼中ＫＯ，ＯＯ
１〜０゜０５％存在すれば十分な効果が得られる。Ｔｉ
量が０．００１％未満ではフェライトの核生成を十分に
促進させるに足る上記化合物を生成することができない
。また０、０５ ％超では清浄度が低下して母材の靭性
を低下させる。
上記化合物の添加法は、溶鋼にスポンジチタン、あるい
はフェロチタン等のチタンもしくはチタン合金を添加し
て上記化合物を生成させ、そのまま鋳造して鋼塊もしく
は鋼片としてもよいし、あらかじめ前記粒度の範囲内に
調整したＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴ１窒化物
との複合体を溶鋼に噴射添加し、そのま１鋳造して鋼塊
もしくは鋼片としてもよい。
はフェロチタン等のチタンもしくはチタン合金を添加し
て上記化合物を生成させ、そのまま鋳造して鋼塊もしく
は鋼片としてもよいし、あらかじめ前記粒度の範囲内に
調整したＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴ１窒化物
との複合体を溶鋼に噴射添加し、そのま１鋳造して鋼塊
もしくは鋼片としてもよい。
また鋼材は通常の圧延ままのもの、制御圧延をしたもの
、さらにこれに制御冷却を組合せたもの、および焼入れ
・焼戻しまたは焼準および両者を組合せたものであって
も、該化合物の効果は何らの影響を受けることはない。
、さらにこれに制御冷却を組合せたもの、および焼入れ
・焼戻しまたは焼準および両者を組合せたものであって
も、該化合物の効果は何らの影響を受けることはない。
次に本発明の効果を実施例によってさらに具体的に述べ
る。
る。
実施例
第１表は試作鋼の化学成分であって、４０キロ級鋼から
８０キロ級鋼まで試作した。ここでＡ〜Ｊは本発明例、
に−Ｐは比較例であり、これらの内Ａ−０およびに−Ｍ
は４０キロ級鋼、Ｄ−ＦおよびＮは５０キロ級鋼、Ｇ、
Ｈ，０は６０キロ級鋼、Ｉ、Ｊ、Ｐは８０キロ級鋼であ
る。いずれの試作材も圧延により２０および３０ｍの鋼
板とし。
８０キロ級鋼まで試作した。ここでＡ〜Ｊは本発明例、
に−Ｐは比較例であり、これらの内Ａ−０およびに−Ｍ
は４０キロ級鋼、Ｄ−ＦおよびＮは５０キロ級鋼、Ｇ、
Ｈ，０は６０キロ級鋼、Ｉ、Ｊ、Ｐは８０キロ級鋼であ
る。いずれの試作材も圧延により２０および３０ｍの鋼
板とし。
それぞれＸ開先による両面一層溶接を行った。
２０ｗ１材に対しては電流７００Ａ％電圧３２Ｖ、溶接
速度３０ｔＭ／分、入熱量４５ ＫＪ／鋼の１電極潜。
速度３０ｔＭ／分、入熱量４５ ＫＪ／鋼の１電極潜。
弧溶接、３０藺材に対しては、電流１０００Ａ（Ｌ鋼）
、 ９５０Ａ（Ｔ鋼）、電圧３６Ｖ（Ｌ鋼）。
、 ９５０Ａ（Ｔ鋼）、電圧３６Ｖ（Ｌ鋼）。
４０Ｖ（Ｔ鋼）、溶接速度４４ｍ／分、入熱１００Ｋ
Ｊ ／ｃｍの２電極潜弧溶接を行ない、第１図に示す如
く鋼材５，５′を溶接して溶接金属１を形成せしめた後
、切欠位置４を溶接ゼンド部６からＨＡＺ ２側へ１間
入った所としてシャルピー衝撃試験片３を採取し、−３
０℃、−６０℃にて試験を行った。
Ｊ ／ｃｍの２電極潜弧溶接を行ない、第１図に示す如
く鋼材５，５′を溶接して溶接金属１を形成せしめた後
、切欠位置４を溶接ゼンド部６からＨＡＺ ２側へ１間
入った所としてシャルピー衝撃試験片３を採取し、−３
０℃、−６０℃にて試験を行った。
溶接材料は試験結果の統一的解析のため、対応する４０
〜８０キロ級溶接材料によった。
〜８０キロ級溶接材料によった。
第２表には母材の機械的性質とともに本発明の特徴であ
るＴｉ酸化物、Ｔｉ窒化物の有無、同化合物の平均粒径
、粒子数ならびにＨＡＺの靭性値を示すが、同表から明
らかなように本発明例はいずれも比較例に比し高いＨＡ
Ｚ靭性を有することが明らかである。
るＴｉ酸化物、Ｔｉ窒化物の有無、同化合物の平均粒径
、粒子数ならびにＨＡＺの靭性値を示すが、同表から明
らかなように本発明例はいずれも比較例に比し高いＨＡ
Ｚ靭性を有することが明らかである。
即ち、４０キロ級においては、本発明Ａ−０鋼は平均０
．６５〜１．９μのＴｉ酸化物もしくはＴｉ酸化物とＴ
ｉ窒化物の複合体を含み、粒子数も２．４×１０ｒ′〜
８．５’ Ｘ Ｉ Ｏ’ケ／關２であって、入熱１００
ＫＪ／ｌｙｎの溶接時ＨＡＺのフェライト粒径は７５〜
９５μと細粒化し、−６０℃の靭性も９．５〜１４．２
〜・ｍと良好である。一方比較例において、まずに鋼は
十分た数のＴｉ酸化物を含有せず（粒子数３−３ Ｘ
１０’ケ／ｙ” ） 、そのためフェライト粒も粗とな
シ、靭性が低い。又り鋼においては粒子数は非常に多い
他、３μ超の粒子が存在するため、これも靭性が低い。
．６５〜１．９μのＴｉ酸化物もしくはＴｉ酸化物とＴ
ｉ窒化物の複合体を含み、粒子数も２．４×１０ｒ′〜
８．５’ Ｘ Ｉ Ｏ’ケ／關２であって、入熱１００
ＫＪ／ｌｙｎの溶接時ＨＡＺのフェライト粒径は７５〜
９５μと細粒化し、−６０℃の靭性も９．５〜１４．２
〜・ｍと良好である。一方比較例において、まずに鋼は
十分た数のＴｉ酸化物を含有せず（粒子数３−３ Ｘ
１０’ケ／ｙ” ） 、そのためフェライト粒も粗とな
シ、靭性が低い。又り鋼においては粒子数は非常に多い
他、３μ超の粒子が存在するため、これも靭性が低い。
さらにＭ＠においてはＴｉ酸化物が存在しないためフェ
ライト粒が極端に粗大化している。
ライト粒が極端に粗大化している。
次に５０キロ級鋼において本発明Ｄ−Ｆ鋼はそれぞれ適
した粒径１粒数のＴｉ酸化物とＴｉ窒化物の複合体を含
み、その結果フェライトが微細化して靭性も良好である
。一方比較例Ｎ鋼はＴｉ窒化物を１．２ Ｘ １０”ケ
／魔８ と多数含有するがＴｉ酸化物を含有せぬため低
靭性となっている。
した粒径１粒数のＴｉ酸化物とＴｉ窒化物の複合体を含
み、その結果フェライトが微細化して靭性も良好である
。一方比較例Ｎ鋼はＴｉ窒化物を１．２ Ｘ １０”ケ
／魔８ と多数含有するがＴｉ酸化物を含有せぬため低
靭性となっている。
６０．８０キロ級鋼においてもそれぞれＧ、Ｈ鋼とＯ鋼
またＩ、Ｊ鋼とＰ鋼を比較すれば明らかな如く、不十分
な数のＴｉ酸化物しか含有せぬ比較例Ｏ鋼およびＴｉ窒
化物しか含有せぬ比較例Ｐ鋼は対応する本発明Ｇ 、
Ｈ鋼およびＩ、Ｊ鋼に比して靭性が低い。
またＩ、Ｊ鋼とＰ鋼を比較すれば明らかな如く、不十分
な数のＴｉ酸化物しか含有せぬ比較例Ｏ鋼およびＴｉ窒
化物しか含有せぬ比較例Ｐ鋼は対応する本発明Ｇ 、
Ｈ鋼およびＩ、Ｊ鋼に比して靭性が低い。
第１図はシャルピー衝撃試験片の採取位置を示す断面説
明図である。 １・・・溶接金属、２・二・ＨＡＺ、３・・・シャルピ
ー衝撃試験片、４・・・同切欠位置、５．５’・・・被
溶接鋼材、６・・・溶接ヂンド部。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 信２名 箔／図
明図である。 １・・・溶接金属、２・二・ＨＡＺ、３・・・シャルピ
ー衝撃試験片、４・・・同切欠位置、５．５’・・・被
溶接鋼材、６・・・溶接ヂンド部。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 信２名 箔／図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）重量幅でＣ！ ０．１．８％以下、Ｓｉ Ｏ，８
０％以下、 Ｍｎ Ｏ，４０−２，０％、 ＰＯ−０２０憾以下、 ｓｏ、ｏｚｏ係以下、 ＮＯ，００５０％以下 を基本成分とし、且つ粒子径が０．１〜３．０μ、粒子
数が５ＸＩＯ’〜ｌＸｌ０’ケ／１ＩＪ１８のＴｉ酸化
物あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれ
か１種あるいは２種を含有することを特徴とする溶接用
高靭性鋼。 （２）重量幅でＣＯ，１８％以下、 Ｓｔ Ｏ，８０チ以下、 Ｍ、ｎ Ｏ，４０〜２．０％、 Ｐｏ、０２０％以下、 ８０．０２０％以下も ＮＯ，００５０係以下 を基本成分とし、さらに Ｎｉ ５％以下、 Ｏｒ ２％以下、 Ｍｏ０．５％以下、 Ｎｂ Ｏ，１５％以下、 Ｖｏ、１５％以下、 Ｏｕ ２ ’１６以下。 Ａ／、 ０．０９％以下。 Ｂｏ、００３％以下の１種又は２種以上を含有し、 且つ粒子径が０．１〜３．０μ、粒子数が５ＸｌＯ’
〜ｌＸＩＯ３ケ／藺８のＴｉ酸化物あるいはＴｉ酸化物
とＴｉ窒化物との複合体のいずれか１種あるいは２種を
含有することを特徴とする溶接用高靭性鋼。 （３）重量％でＯＯ，１８％以下、 Ｓｉ ０．８０％以下、 Ｍｎ Ｏ，４’０〜２．０％、 Ｐｏ、０２０％以下、 ８０．０２０％以下、 ＮＯ，００５０％以下 を基本成分とし、さらに ｏ、ｏｉｑＡ以下の希土類元素、 ０．０１ ％以下のＣｉａ。 ０．０１係以下のＭｆ、 ０．０４％以下のＺｒの１種又は２涌以上を含有し、 且つ粒子径が０．１〜３．０μ、粒子数が５Ｘ１０’〜
１×１０８ケ／ｗｎ ”のＴＩ酸化物あるいはＴ１酸化
物とＴｉ窒化物との複合体のいずれか１種あるいは２種
を含有することを特徴とする溶接用高靭性鋼。 （４）重量％でｃ ｏ、ｉ ｓ％％以下Ｓｉ Ｏ，８０
％以下、 Ｍｎ ｔｌ、４０−２．０ ％、 Ｐｏ、０２０係以下、 ８０．０２０％以下、 ＮＯ，００５０％以下 を基本成分とし、さらに Ｎｉ ５チ以下、 Ｏｒ ２％以下、 Ｍｏ”０．．５％以下、 Ｎｂ Ｏ，１５係以下、 ＶＤ、１５％以下、 Ｏｕ ２％以下、 ＡＬＯ，０９％以下、 Ｂｏ、００３％以下の１種又は２種以上を含有し、又さ
らに ０．０１％以下の希土類元素、 ０．０１％以下のＯａ 。 ０．０１％以下のＭｆ 。 ０．０４％以下のＺｒの１種又は２種以上を含有し、 且つ粒子径が０゜１〜３．０μ、粒子数が５Ｘ１０’〜
Ｉ Ｘ １０’ケ／ａｍ ”のＴｉ酸化物あるいはＴｉ
酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれか１種あるいは
２種を含有することを特徴とする溶接用高靭性鋼５
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6148483A JPS59185760A (ja) | 1983-04-07 | 1983-04-07 | 溶接用高靭性鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6148483A JPS59185760A (ja) | 1983-04-07 | 1983-04-07 | 溶接用高靭性鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59185760A true JPS59185760A (ja) | 1984-10-22 |
Family
ID=13172397
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6148483A Pending JPS59185760A (ja) | 1983-04-07 | 1983-04-07 | 溶接用高靭性鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59185760A (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60245768A (ja) * | 1984-05-22 | 1985-12-05 | Nippon Steel Corp | 溶接用高靭性鋼 |
| JPS6179746A (ja) * | 1984-09-27 | 1986-04-23 | Kawasaki Steel Corp | 微細粒子分散型大入熱溶接構造用鋼材 |
| JPS61270354A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性溶接用鋼 |
| JPS6227555A (ja) * | 1985-07-29 | 1987-02-05 | Kawasaki Steel Corp | 落重特性の優れた低合金調質鍛鋼 |
| JPS6264486A (ja) * | 1985-08-22 | 1987-03-23 | Nippon Steel Corp | 溶接金属の靭性に優れた低合金高張力鋼の溶接法 |
| JPS62161494A (ja) * | 1986-01-13 | 1987-07-17 | Nippon Steel Corp | 低温高靭性鋼用潜弧溶接ワイヤ |
| JPH0353044A (ja) * | 1989-07-19 | 1991-03-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材及びその製法 |
| JPH03100141A (ja) * | 1989-09-13 | 1991-04-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材及びその製法 |
| US5236521A (en) * | 1990-06-06 | 1993-08-17 | Nkk Corporation | Abrasion resistant steel |
| US5292384A (en) * | 1992-07-17 | 1994-03-08 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Cr-W-V bainitic/ferritic steel with improved strength and toughness and method of making |
| US5403410A (en) * | 1990-06-06 | 1995-04-04 | Nkk Corporation | Abrasion-resistant steel |
| CN103741064A (zh) * | 2013-12-23 | 2014-04-23 | 马鞍山市盈天钢业有限公司 | 一种输送流体用无缝钢管材料及其制备方法 |
-
1983
- 1983-04-07 JP JP6148483A patent/JPS59185760A/ja active Pending
Cited By (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPH0563275B2 (ja) * | 1986-01-13 | 1993-09-10 | Nippon Steel Corp | |
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| CN103741064A (zh) * | 2013-12-23 | 2014-04-23 | 马鞍山市盈天钢业有限公司 | 一种输送流体用无缝钢管材料及其制备方法 |
| CN103741064B (zh) * | 2013-12-23 | 2016-01-20 | 马鞍山市盈天钢业有限公司 | 一种输送流体用无缝钢管材料及其制备方法 |
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