JPS5925022B2 - 溶接性に優れた耐磨耗性高張力鋼 - Google Patents
溶接性に優れた耐磨耗性高張力鋼Info
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- JPS5925022B2 JPS5925022B2 JP54121010A JP12101079A JPS5925022B2 JP S5925022 B2 JPS5925022 B2 JP S5925022B2 JP 54121010 A JP54121010 A JP 54121010A JP 12101079 A JP12101079 A JP 12101079A JP S5925022 B2 JPS5925022 B2 JP S5925022B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は溶接割れ感受性を著るしく低めた引張強さ１３
０〜２００に９７ｍａ級高張力鋼に関するものである。
０〜２００に９７ｍａ級高張力鋼に関するものである。
土木建設機械に使用される鋼材は高い強度メンバーとし
ての引張強さの高いもの、さらに耐磨耗性の優れた高硬
度が要求される。
ての引張強さの高いもの、さらに耐磨耗性の優れた高硬
度が要求される。
しかもそれらの機械の大型化にともない増々高強度、高
硬度の鋼材が要求されている。
硬度の鋼材が要求されている。
一般に高強度、高硬度の鋼を製造するには各種の合金元
素を多量に添加するのが通例である。
素を多量に添加するのが通例である。
しかしこの場合、機械の製造時の溶接性の悪さが問題と
なる。
なる。
この問題解決のために、本発明者等の一部は既に特開昭
５２−４８５１４号公報で、８０〜１３０ ｋｇ／ｍｙ
７級の鋼材では合金元素を低減し、希土類元素の添加に
よって常温での溶接を可能にし、焼入まままたは４００
℃以下の低温焼戻によって鋼材を製造すれば従来の高合
金耐磨耗鋼と同等の耐磨耗性を有する鋼材の製造出来る
ことを提案した。
５２−４８５１４号公報で、８０〜１３０ ｋｇ／ｍｙ
７級の鋼材では合金元素を低減し、希土類元素の添加に
よって常温での溶接を可能にし、焼入まままたは４００
℃以下の低温焼戻によって鋼材を製造すれば従来の高合
金耐磨耗鋼と同等の耐磨耗性を有する鋼材の製造出来る
ことを提案した。
しかし乍ら、引張強さがさらに増加すると溶接後５〜１
０日後になって初めて発見されるような溶接割れが発生
し、特開昭５２−４８５１４号公報の提案のみではこの
割れを防止することが困難であり、防止するためには高
い温度での予熱、長時間の後熱など厄介な作業を必要と
する。
０日後になって初めて発見されるような溶接割れが発生
し、特開昭５２−４８５１４号公報の提案のみではこの
割れを防止することが困難であり、防止するためには高
い温度での予熱、長時間の後熱など厄介な作業を必要と
する。
本発明者らは、かかる実状に鑑み、さらに検討を重ねた
結果、１３０〜２００に９７ｗ７ｔという高い強度を持
ちながら、溶接割れ感受性を極めて低くするために、合
金成分の調整を次式 においてｐＨを１．１％以下とする事によって、溶接割
れ感受性の極めて低い高強度耐磨耗性鋼を得ることに成
功し本発明を完成したものである。
結果、１３０〜２００に９７ｗ７ｔという高い強度を持
ちながら、溶接割れ感受性を極めて低くするために、合
金成分の調整を次式 においてｐＨを１．１％以下とする事によって、溶接割
れ感受性の極めて低い高強度耐磨耗性鋼を得ることに成
功し本発明を完成したものである。
即ち本発明は組織がマルテンサイト又は低温焼戻マルテ
ンサイトで引張強さ１３０〜２００ｋｇ／−である鋼で
あって、Ｃ０，２１〜０．３５％、Ｓｉ ０．１０〜０
．９０％、Ｍｎ ０．５０〜２．００％、Ｐｏ、０１５
％以下、ＡＩｏ、００５〜０．０７％、稀土類元素又は
Ｃａを１種以上合計０．０００５〜ｏ、ｏｉｏ％を基本
成分とし、又これにさらにＣｒ。
ンサイトで引張強さ１３０〜２００ｋｇ／−である鋼で
あって、Ｃ０，２１〜０．３５％、Ｓｉ ０．１０〜０
．９０％、Ｍｎ ０．５０〜２．００％、Ｐｏ、０１５
％以下、ＡＩｏ、００５〜０．０７％、稀土類元素又は
Ｃａを１種以上合計０．０００５〜ｏ、ｏｉｏ％を基本
成分とし、又これにさらにＣｒ。
Ｍｏ、Ｖ、Ｂの１種又は２種以上合計０．９０％未満含
有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、且つ が１．１％以下であることを特徴とする溶接性に優れた
耐磨耗性鋼を要旨とするものである。
有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、且つ が１．１％以下であることを特徴とする溶接性に優れた
耐磨耗性鋼を要旨とするものである。
以下本発明の詳細な説明する。
先ず本発明の鋼の組織がマルテンサイト又は低温焼戻し
マルテンサイト（ここで低温焼戻しマルテンサイトとは
４００℃以下で焼戻されたマルテンサイトを言う）と規
定した理由は、良好な耐磨耗性を得るのにミクロ的に均
一な硬度と微細炭化物の均一分散を計るためと、溶接性
を向上するのに出来るだけ合金元素の低減を行うためで
ある。
マルテンサイト（ここで低温焼戻しマルテンサイトとは
４００℃以下で焼戻されたマルテンサイトを言う）と規
定した理由は、良好な耐磨耗性を得るのにミクロ的に均
一な硬度と微細炭化物の均一分散を計るためと、溶接性
を向上するのに出来るだけ合金元素の低減を行うためで
ある。
例えばフェライトとパーライトの共存組織ではフェライ
トとパーライトの硬度差が激しく、フェライトとパーラ
イトの境界で組織の脱落を起す。
トとパーライトの硬度差が激しく、フェライトとパーラ
イトの境界で組織の脱落を起す。
また高温焼戻しマルテンサイトでは、粒界に析出した巨
大炭窒化物から組織の脱落を起し、マルテンサイト又は
低温焼戻しマルテンサイト組織に比して耐磨耗性が劣る
。
大炭窒化物から組織の脱落を起し、マルテンサイト又は
低温焼戻しマルテンサイト組織に比して耐磨耗性が劣る
。
以上のような理由で、本発明鋼では組織をマルテンサイ
ト又は低温焼戻しマルテンサイトと限定した。
ト又は低温焼戻しマルテンサイトと限定した。
以下本発明鋼の成分限定理由について述べる。
Ｃは鋼の強度および硬度を増加させるために最も効果的
な元素である。
な元素である。
０．２１％未満では強度を確保することが出来ず、０．
３５％を超えると焼割れの発生の危険が生じ著るしく製
造を困難にせしめるため、０．２１〜０．３５％に限定
した。
３５％を超えると焼割れの発生の危険が生じ著るしく製
造を困難にせしめるため、０．２１〜０．３５％に限定
した。
Ｓｉは脱酸用の元素であり、０．１％未満ではその効果
が少なく、０．９０％を超えると靭性の低下が著るしい
。
が少なく、０．９０％を超えると靭性の低下が著るしい
。
Ｍｎは強度を上昇させ且つ焼入性を向上させる元素であ
るが０．５０％未満ではその結果が少く、２．００％を
超えると靭性が劣化する。
るが０．５０％未満ではその結果が少く、２．００％を
超えると靭性が劣化する。
Ｐは本発明の主目的である溶接割れ感受性に最も影響す
る元素で、０．０１５％を超えると著るしく割れ感受性
を増大せしめるので０．０１５％以下と限定した。
る元素で、０．０１５％を超えると著るしく割れ感受性
を増大せしめるので０．０１５％以下と限定した。
さらに望ましくはＰｏ、０１２％以下である。
ＡＩは脱酸材として働くのみならずＮを固定し焼入性を
向上させる元素であるが、０．００５％未満では、その
効果がなく、０．０７％を超えると靭性を劣化せしめる
。
向上させる元素であるが、０．００５％未満では、その
効果がなく、０．０７％を超えると靭性を劣化せしめる
。
希土類元素（以下ＲＥＭと称する）及びＣａは溶接時に
侵入する水素の停留位置である介在物の表面積を減少せ
しめるに有効な元素であると同時に溶接割れ発生起点で
ある介在物の母材との境界のミクロ偏析の減少に有効な
元素である。
侵入する水素の停留位置である介在物の表面積を減少せ
しめるに有効な元素であると同時に溶接割れ発生起点で
ある介在物の母材との境界のミクロ偏析の減少に有効な
元素である。
鋼材にＲＥＭ又はＣａを添加することと他の溶接割れ感
受性に悪影響を及ぼす元素をＰＨ式によって限定するこ
との複合効果によって、はじめて溶接割れ感受性を低減
することが可能である。
受性に悪影響を及ぼす元素をＰＨ式によって限定するこ
との複合効果によって、はじめて溶接割れ感受性を低減
することが可能である。
そのためにＲＥＭ又はＣａは０．０００５％未満ではそ
の効果がなく、ｏ、ｏｉｏ％を超えて添加するとかえっ
て介在物量を増し、効果がなくなるので０．０１０％を
上限とした。
の効果がなく、ｏ、ｏｉｏ％を超えて添加するとかえっ
て介在物量を増し、効果がなくなるので０．０１０％を
上限とした。
なおここでい５ＲＥＭとは原子番号５７〜７１０元素お
よびＹを指す。
よびＹを指す。
Ｃｒ 、Ｍｏ 、Ｖ、Ｂは強度上昇、焼入性向上のため
に有効な元素であるが、Ｃｒ 、 Ｍｏ 、 Ｖ、 Ｂ
の単独又は複合添加の合計を０．９％以上添加すると本
発明の目的とする溶接割れ感受性に悪影響を及ぼすため
０．９％未満に限定した。
に有効な元素であるが、Ｃｒ 、 Ｍｏ 、 Ｖ、 Ｂ
の単独又は複合添加の合計を０．９％以上添加すると本
発明の目的とする溶接割れ感受性に悪影響を及ぼすため
０．９％未満に限定した。
次にその添加元素をＰＨ式で計算しＰＨを１．１％以下
と限定した理由について詳述する。
と限定した理由について詳述する。
産業機械等の溶接組立工程における溶接条件が悪い場合
すなわち ■ 高温多湿環境（例：気温３０℃×湿度９０％）にて
溶接する ■ 高温多湿下で溶接材料を長時間放置した後使用する ■ 錆の発生した鋼材や、塗料の塗られた鋼板に溶接す
る 等の場合、強度の低い鋼材では発生しなかった溶接割れ
が発生する。
すなわち ■ 高温多湿環境（例：気温３０℃×湿度９０％）にて
溶接する ■ 高温多湿下で溶接材料を長時間放置した後使用する ■ 錆の発生した鋼材や、塗料の塗られた鋼板に溶接す
る 等の場合、強度の低い鋼材では発生しなかった溶接割れ
が発生する。
隅肉溶接部に発生した割れの１例を模式図的に示したの
が第１図で、第１図−Ａは割れ部材の外★★観、第１図
−Ｂは割れ発生断面（Ａ−Ａ′断面）の詳細図である。
が第１図で、第１図−Ａは割れ部材の外★★観、第１図
−Ｂは割れ発生断面（Ａ−Ａ′断面）の詳細図である。
同図において１，２が隅肉溶接継手を形成する鋼材、３
は溶接ビードであり、溶接割れ４は鋼材１側の溶接熱影
響部５の外側原質部に発生する。
は溶接ビードであり、溶接割れ４は鋼材１側の溶接熱影
響部５の外側原質部に発生する。
この割れ４は溶接後５〜１０日後に超音波探傷検査や磁
粉探傷検査によって初めて発見される高強度鋼特有の割
れである。
粉探傷検査によって初めて発見される高強度鋼特有の割
れである。
割れは溶接中に侵入する水素と溶接構造体としての高い
残留応力とによって発生するもので、割れ破面ば粒界破
面を呈し、割れ発生起点には微細な介在物が存在する。
残留応力とによって発生するもので、割れ破面ば粒界破
面を呈し、割れ発生起点には微細な介在物が存在する。
溶接中に侵入する水素と、発生する残留応力とはいづれ
も不可避のため、鋼材側の影響要因を改善することによ
って溶接割れ感受性を低減することが可能である。
も不可避のため、鋼材側の影響要因を改善することによ
って溶接割れ感受性を低減することが可能である。
本発明者等は介在物境界および結晶粒界に存在する偏析
元素および、炭窒化物に着目し、各種合金元素の影響の
程度を詳細に調査した。
元素および、炭窒化物に着目し、各種合金元素の影響の
程度を詳細に調査した。
調査材は５０ｋｇ真空溶解炉で溶解した。
その化学成分はＣ；０．１１〜０．５５％、Ｓｉ：０．
０５〜１．１０％、Ｍｎ ； ０．３５〜２．５０％、
Ｐ ； ０．００２〜０．０３５％、Ｓ；０．００３〜
０．０２５％、Ａｌ；０．００１〜０．０９％、Ｃａ
； ０−０．０３０％、ＲＥＭ；０〜０．０３０％、Ｃ
ｒ ：０−１．５０％、Ｍｏ；０〜０．５０％、Ｖ；０
〜０．１０％、Ｂ；０〜０．００５％の範囲にあり、そ
の組合せの５４種類を作成した。
０５〜１．１０％、Ｍｎ ； ０．３５〜２．５０％、
Ｐ ； ０．００２〜０．０３５％、Ｓ；０．００３〜
０．０２５％、Ａｌ；０．００１〜０．０９％、Ｃａ
； ０−０．０３０％、ＲＥＭ；０〜０．０３０％、Ｃ
ｒ ：０−１．５０％、Ｍｏ；０〜０．５０％、Ｖ；０
〜０．１０％、Ｂ；０〜０．００５％の範囲にあり、そ
の組合せの５４種類を作成した。
各々の試験材は１２ｍｍ厚の鋼板に圧延し、熱処理した
後、後で詳述する窓枠拘束隅肉溶接割れ試験を実施した
。
後、後で詳述する窓枠拘束隅肉溶接割れ試験を実施した
。
その結果を重相関分析手法によって解析すると、各種合
金の影響の程度は次式 のようになる事を見い出した。
金の影響の程度は次式 のようになる事を見い出した。
この式で計算された第１表に示すような試験材のＰＨ値
と割れ発生の傾向を図示したのが第２図である。
と割れ発生の傾向を図示したのが第２図である。
この図から明らかなように、Ｃａ又はＲＥＭが添加され
ている場合、ＰＨが１．１％以下では割れが発生してい
ない。
ている場合、ＰＨが１．１％以下では割れが発生してい
ない。
このような理由でＰＨを１．１％以下と限定した。
以上のような成分組成の鋼は、転炉、電気炉で溶製され
、造塊、分塊あるいは連続鋳造を経て鋼片に製造され、
のち熱間圧延で所望の形状の鋼材に圧延される。
、造塊、分塊あるいは連続鋳造を経て鋼片に製造され、
のち熱間圧延で所望の形状の鋼材に圧延される。
これらの鋼材は圧延後直ちにオーステナイト温度域から
焼入れるか、又は一旦冷却した後、再びオーステナイト
域に加熱し、焼入れし、またはさらに強度の調整を焼戻
によって行う事によって製造される。
焼入れるか、又は一旦冷却した後、再びオーステナイト
域に加熱し、焼入れし、またはさらに強度の調整を焼戻
によって行う事によって製造される。
なお、本発明の対象となる鋼材の形状は鋼板に限らず棒
鋼、形鋼、或いはレールなどいずれでも良い。
鋼、形鋼、或いはレールなどいずれでも良い。
以下実施例にもとづいて、本発明の効果をさらに詳細に
説明する。
説明する。
実施例
第２表は転炉で溶製し、造塊、分塊したのち、熱間圧延
した鋼板の化学組成とその熱処理条件とその組合せによ
って得られる鋼材の機械的性質を示す。
した鋼板の化学組成とその熱処理条件とその組合せによ
って得られる鋼材の機械的性質を示す。
第３表は窓枠拘束隅肉溶接割れ試験の結果と耐磨耗性を
ＳＳ４１に比した値を示す。
ＳＳ４１に比した値を示す。
（
なお、窓枠拘束溶接割れ試験とは第３図に示す形状の試
験体で、試験片７の板厚の２倍以上の厚みを持つ拘束板
６の中央に窓をあげ、試験板７をはめ込む。
験体で、試験片７の板厚の２倍以上の厚みを持つ拘束板
６の中央に窓をあげ、試験板７をはめ込む。
そしてその四周を拘束溶接し、立板８を中央に立てて仮
付は溶接し試験体を組立て、試験溶接ビード３を溶接し
、１０日後に割れの有無を検査して結果を出す試験法で
ある。
付は溶接し試験体を組立て、試験溶接ビード３を溶接し
、１０日後に割れの有無を検査して結果を出す試験法で
ある。
なお、溶接条件は第３表に併記して示す通りである。
また試験溶接であるところの炭酸ガス溶接においてシー
ルドガスのＣＯ２に３．５％のＨ２を混入したのは、構
造物の溶接時の悪条件によるＨ２侵入の最大値がＪＩＳ
法による拡散性水素測定で約６ｃｃ／１００？であった
ので、この値に試験溶接の拡散性水素量を制御するため
である。
ルドガスのＣＯ２に３．５％のＨ２を混入したのは、構
造物の溶接時の悪条件によるＨ２侵入の最大値がＪＩＳ
法による拡散性水素測定で約６ｃｃ／１００？であった
ので、この値に試験溶接の拡散性水素量を制御するため
である。
また本磨耗試験は一般に行われている磨耗試験の内では
厳しい条件のものであるガウジング磨耗試験機によって
行ったものである。
厳しい条件のものであるガウジング磨耗試験機によって
行ったものである。
なお、４２２〜２５は比較鋼である。
本発明鋼と比較鋼を比べてみると、同程度の強度１３０
〜２００ｋｇ／ｌｎｊを有しながら本発明鋼の溶接割れ
感受性が極めて低い事が判る。
〜２００ｋｇ／ｌｎｊを有しながら本発明鋼の溶接割れ
感受性が極めて低い事が判る。
又耐磨耗性が非常に優れていることが明らかである。
以上のように本発明鋼は１３０〜２００ｋｇ／７ｎｄと
いう高い強度を有するにもかかわらず、常温で簡単に溶
接することが可能で、従来のように１５０℃予熱、長時
間後熱等厄介な作業を必要としない事は本発明鋼の効果
であり、従来鋼では考えられない著るしい効果である。
いう高い強度を有するにもかかわらず、常温で簡単に溶
接することが可能で、従来のように１５０℃予熱、長時
間後熱等厄介な作業を必要としない事は本発明鋼の効果
であり、従来鋼では考えられない著るしい効果である。
第１図は溶接割れの状態を示す模式図、第２図はＰＨと
割れ率との関係を示す図、第３図は窓枠拘束隅肉溶接割
れ試験体の外観図である。 １．２・・・・・・被溶接鋼材、計・・・・・溶接ビー
ド、４・・・・・・溶接割れ、５・・・・・・溶接熱影
響部、６・・・・・・拘束板、７・・・・・・試験板、
８・・・・・・立板。
割れ率との関係を示す図、第３図は窓枠拘束隅肉溶接割
れ試験体の外観図である。 １．２・・・・・・被溶接鋼材、計・・・・・溶接ビー
ド、４・・・・・・溶接割れ、５・・・・・・溶接熱影
響部、６・・・・・・拘束板、７・・・・・・試験板、
８・・・・・・立板。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 組織がマルテンサイト又は低温焼戻しマルテンサイ
トで引張強さ１３０〜２００ ｋｙ／−である鋼であっ
て、Ｃ０，２１〜０．３５％、Ｓｉ０．１０〜０．９０
％、Ｍｎ ０．５０〜２． Ｏ０％、Ｐｏ、０１５％以
下、ＡＩｏ、００５〜０．０７％、稀土類元素又はＣａ
を１種以上合計０．０００５〜０．０１０％、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなり、且つが１．１％以下であ
ることを特徴とする溶接性に優れた袋磨耗性高張力鋼。 ２ 組織がマルテンサイト又は低温焼戻しマルテンサイ
トで引張強さ１３０〜２００ｋｇ／ｍＡである鋼であっ
て、Ｃ０，２１〜０．３５％、Ｓｉ０．１０〜０．９０
％、Ｍｎ ０．５０−２．００％、Ｐｏ、０１５％以下
、ＡＩｏ、００５〜００７％、稀土類元素又はＣａを１
種以上合計０．０００５〜０．０１０％、Ｃｒ、Ｍｏ、
Ｖ、Ｂの１種又は２種以上合計０．９０％未満、残部Ｆ
ｅおよび不可避不純物からなり、且つ が１，１％以下であることを特徴とする溶接性に優れた
耐磨耗性高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54121010A JPS5925022B2 (ja) | 1979-09-20 | 1979-09-20 | 溶接性に優れた耐磨耗性高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP54121010A JPS5925022B2 (ja) | 1979-09-20 | 1979-09-20 | 溶接性に優れた耐磨耗性高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5644748A JPS5644748A (en) | 1981-04-24 |
| JPS5925022B2 true JPS5925022B2 (ja) | 1984-06-13 |
Family
ID=14800553
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP54121010A Expired JPS5925022B2 (ja) | 1979-09-20 | 1979-09-20 | 溶接性に優れた耐磨耗性高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5925022B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58173534A (ja) * | 1982-04-03 | 1983-10-12 | アトム株式会社 | 呼吸モニタ−装置 |
| US4578113A (en) * | 1983-05-19 | 1986-03-25 | Union Carbide Corporation | High strength steel |
| JPS6318036A (ja) * | 1986-07-10 | 1988-01-25 | Kobe Steel Ltd | 溶接性の優れた耐摩耗用鋼板 |
| KR100445890B1 (ko) * | 2002-01-08 | 2004-08-25 | 주식회사 세아베스틸 | 내마모강 및 그의 제조방법 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5139522A (ja) * | 1974-10-01 | 1976-04-02 | Sumitomo Metal Ind | Yosetsuyokojinseichoshitsukohan |
-
1979
- 1979-09-20 JP JP54121010A patent/JPS5925022B2/ja not_active Expired
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5139522A (ja) * | 1974-10-01 | 1976-04-02 | Sumitomo Metal Ind | Yosetsuyokojinseichoshitsukohan |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5644748A (en) | 1981-04-24 |
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