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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- Japan
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- less
- steel
- 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 |
---|---|---|---|---|
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-
1983
- 1983-04-07 JP JP6148483A patent/JPS59185760A/ja active Pending
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