JPS596355A - 溶接熱影響部の軟化の少ない溶接用鋼材 - Google Patents
溶接熱影響部の軟化の少ない溶接用鋼材Info
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- JPS596355A JPS596355A JP11455882A JP11455882A JPS596355A JP S596355 A JPS596355 A JP S596355A JP 11455882 A JP11455882 A JP 11455882A JP 11455882 A JP11455882 A JP 11455882A JP S596355 A JPS596355 A JP S596355A
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- steel material
- ceq
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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】
本発明は溶接熱影響部の軟化の少々い溶接用鋼材に係り
、特に溶接後のボンド部における冷却速度が比較的おそ
い溶接条件に適する溶接構造用鋼材に関する。
、特に溶接後のボンド部における冷却速度が比較的おそ
い溶接条件に適する溶接構造用鋼材に関する。
近年溶接能率向上のため大入熱溶接が行りわれるように
なシ、また溶接硬化や溶接割れ等の溶接欠陥を防止して
溶接性を改善するために炭素当量（以下Ｃｅｑと称する
）を低減することが行々われ、同時に制御圧延法や制御
冷却法などが鋼板製造技術の進１歩に伴って採用され、
それぞれ所期の目的達成に効果をあげている。
なシ、また溶接硬化や溶接割れ等の溶接欠陥を防止して
溶接性を改善するために炭素当量（以下Ｃｅｑと称する
）を低減することが行々われ、同時に制御圧延法や制御
冷却法などが鋼板製造技術の進１歩に伴って採用され、
それぞれ所期の目的達成に効果をあげている。
ところが、上記の如き溶接性を改善した溶接構造用鋼材
において大入熱溶接を行なうと１本来硬化し靭性が劣化
するはずの溶接熱影響部が硬化せず、溶接金属部もしく
は母材自体より却って軟化するという現象が現れること
がある。例えば鋼板厚さに対して軟化域の幅がある程度
以上に広くなると、このような部分から試験片を切り出
して引張試験を行なうと溶接熱影響軟化部が破断するこ
とがあ！Ｊ、ｔｅ場合によっては母材強度より引張強さ
が小のため所期の特性が得られないことがある。かくの
如き連接熱影響部が軟化する現象は、鋼板の厚さが厚い
場合や、広幅の試験片もしくは広幅の溶接構造物におけ
る場合には、溶接熱影響部は相対的に狭い領域となり隣
接する材料の拘束゛が大きいためにほとんど問題に々ら
ないが１寸法の小さい試験片あるいは薄板材においては
上記軟化の影響が顕著に現れることがある。
において大入熱溶接を行なうと１本来硬化し靭性が劣化
するはずの溶接熱影響部が硬化せず、溶接金属部もしく
は母材自体より却って軟化するという現象が現れること
がある。例えば鋼板厚さに対して軟化域の幅がある程度
以上に広くなると、このような部分から試験片を切り出
して引張試験を行なうと溶接熱影響軟化部が破断するこ
とがあ！Ｊ、ｔｅ場合によっては母材強度より引張強さ
が小のため所期の特性が得られないことがある。かくの
如き連接熱影響部が軟化する現象は、鋼板の厚さが厚い
場合や、広幅の試験片もしくは広幅の溶接構造物におけ
る場合には、溶接熱影響部は相対的に狭い領域となり隣
接する材料の拘束゛が大きいためにほとんど問題に々ら
ないが１寸法の小さい試験片あるいは薄板材においては
上記軟化の影響が顕著に現れることがある。
上記の如き溶接熱影響部の軟化の原因ｉｉ、 核熱影響
部に母材もしくは溶接金属部より軟化した領域が存在す
るためであるが、この軟化域の幅が板厚に対しである程
度広く々る時に、この現象が現れるのであって、かかる
条件の成立には鋼材の化学成分および溶接条件に密接な
関係を有することが判明した。而して１本発明者らの研
究によると、上記溶接条件としてＦｉ、所定の板厚に対
して溶接入熱が大きい場合に軟化現象が現れる。これは
溶接入熱が板厚に対して太きい糎ど熱履歴を受ける範囲
が広く彦り、ボンド部の冷却速度が遅くなるからである
。例えば１本発明者の実測によると、板厚１５ｍ＋の鋼
板ｆ ３５ ＫＪ／ｃｍの入熱でサブマージアーク溶接
を行なった場合は８００℃から５００℃までのボンド部
の冷却時間は３５秒となり、約６Ｗ幅の溶接熱影響軟化
部が生ずる。また板厚５０簡の鋼板に７５ＫＪ／’ｃｍ
の入熱で溶接すると、ボンド部の冷却速度は上記とほぼ
同一の冷却速度となり、約１０Ｗ幅の熱影響軟化部が発
生する。従って溶接構造材における熱影響部の軟化現象
における溶接条件としては８００℃から５００℃までの
冷却速度が３０秒以上を要する比較的遅い冷却速度にお
いて発生することが判明した。
部に母材もしくは溶接金属部より軟化した領域が存在す
るためであるが、この軟化域の幅が板厚に対しである程
度広く々る時に、この現象が現れるのであって、かかる
条件の成立には鋼材の化学成分および溶接条件に密接な
関係を有することが判明した。而して１本発明者らの研
究によると、上記溶接条件としてＦｉ、所定の板厚に対
して溶接入熱が大きい場合に軟化現象が現れる。これは
溶接入熱が板厚に対して太きい糎ど熱履歴を受ける範囲
が広く彦り、ボンド部の冷却速度が遅くなるからである
。例えば１本発明者の実測によると、板厚１５ｍ＋の鋼
板ｆ ３５ ＫＪ／ｃｍの入熱でサブマージアーク溶接
を行なった場合は８００℃から５００℃までのボンド部
の冷却時間は３５秒となり、約６Ｗ幅の溶接熱影響軟化
部が生ずる。また板厚５０簡の鋼板に７５ＫＪ／’ｃｍ
の入熱で溶接すると、ボンド部の冷却速度は上記とほぼ
同一の冷却速度となり、約１０Ｗ幅の熱影響軟化部が発
生する。従って溶接構造材における熱影響部の軟化現象
における溶接条件としては８００℃から５００℃までの
冷却速度が３０秒以上を要する比較的遅い冷却速度にお
いて発生することが判明した。
本発明の目的Ｆｉ、制御圧延もしくは制御冷却又は焼入
れ焼戻しの熱処理工程を経て製造され、かつ上記溶接条
件にて溶接される溶接構造用鋼材において発生する溶接
熱影響部の軟化を防止し得る好適表溶接用鋼材を提供す
るにある。
れ焼戻しの熱処理工程を経て製造され、かつ上記溶接条
件にて溶接される溶接構造用鋼材において発生する溶接
熱影響部の軟化を防止し得る好適表溶接用鋼材を提供す
るにある。
本発明のこの目的は下記要旨の３発明によって達成され
る。
る。
第１発明の要旨とするところは次のとおりである。すな
わち、制御圧延もしくは制御冷却又は熱処理工程を経て
製造され、かつ溶接後のボンド部における冷却速度が８
００℃から５００℃まで３０秒以上を要する溶接用鋼材
において１重量比にてｃ：ｏ、ｏ３〜０．１２％、５ｉ
１０．０５〜０．４０％。
わち、制御圧延もしくは制御冷却又は熱処理工程を経て
製造され、かつ溶接後のボンド部における冷却速度が８
００℃から５００℃まで３０秒以上を要する溶接用鋼材
において１重量比にてｃ：ｏ、ｏ３〜０．１２％、５ｉ
１０．０５〜０．４０％。
Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｔ＋ ０．０ ｉ 〜０．
１％、Ｎｂ＋０．０２〜０．０５％、Ｖ：ｏ、ｏ３〜０
．０７％を含有し残りはＦｅおよび不可避的不純物より
成り、かつ１１１１１ Ｃｅｑ ＝ Ｃ十−Ｓ ｉ ＋−Ｍｎ ＋−ＮＩ ＋−
Ｃｒ ＋−Ｍｏ ＋−Ｖ２４ ６ ４０ ５
４ １４にて表わ嘔れる炭素当量Ｃｅｑが下記（１）
式を満足することを特徴とする溶接熱影響部の軟化の少
ない溶接用鋼材、である。
１％、Ｎｂ＋０．０２〜０．０５％、Ｖ：ｏ、ｏ３〜０
．０７％を含有し残りはＦｅおよび不可避的不純物より
成り、かつ１１１１１ Ｃｅｑ ＝ Ｃ十−Ｓ ｉ ＋−Ｍｎ ＋−ＮＩ ＋−
Ｃｒ ＋−Ｍｏ ＋−Ｖ２４ ６ ４０ ５
４ １４にて表わ嘔れる炭素当量Ｃｅｑが下記（１）
式を満足することを特徴とする溶接熱影響部の軟化の少
ない溶接用鋼材、である。
Ｃｅｑ≦（（ｙＮ、、／２）＋（ｔ−３ｏＪ／１０ ＋
８３／Ｚｏｏ °−（１）ただしσＮＴ８ ’公称引
張強さくｋｆｆ／−）１＋板厚＜ｍ＞ 第２発明は上記第１発明と同一の基本組成のほかにＭｏ
ＩＱ、 ｌ〜０．５％を含み残りけＦｅおよび不可避
的不純物より成り、かつＣｅｑも同様に（１）式を満足
する溶接用鋼材、である。
８３／Ｚｏｏ °−（１）ただしσＮＴ８ ’公称引
張強さくｋｆｆ／−）１＋板厚＜ｍ＞ 第２発明は上記第１発明と同一の基本組成のほかにＭｏ
ＩＱ、 ｌ〜０．５％を含み残りけＦｅおよび不可避
的不純物より成り、かつＣｅｑも同様に（１）式を満足
する溶接用鋼材、である。
第３発明は上記第１発明と同一基本組成のほかに更にＮ
ｔ ｔ ０．２〜１．０％％Ｃｒ ｔ ０．０５〜０．
５％。
ｔ ｔ ０．２〜１．０％％Ｃｒ ｔ ０．０５〜０．
５％。
Ｃｕ ： ０．１〜０．４％、Ｂ Ｓ ０．０００５〜
０．００２％を含み残りはＦｅおよび不可避的不純物よ
り成り、かつＣｅｑも同様に（１）式を満足する溶接用
鋼材、である。
０．００２％を含み残りはＦｅおよび不可避的不純物よ
り成り、かつＣｅｑも同様に（１）式を満足する溶接用
鋼材、である。
本発明において鋼材の化学成分を限定した理由について
説明する。
説明する。
Ｃ：
Ｃは鋼の強度に著しく影響を及はし５本発明の目的の溶
接構造用鋼としてもＣが０．０３％未満の場合には所期
の強度を確保することが困難であり、また０、 １２
ｅｙ、を越すと良好な溶接性を得ることができないので
０．０３〜０．１２％の範囲に限定した。
接構造用鋼としてもＣが０．０３％未満の場合には所期
の強度を確保することが困難であり、また０、 １２
ｅｙ、を越すと良好な溶接性を得ることができないので
０．０３〜０．１２％の範囲に限定した。
０
ＳｌはＭと共に脱酸作用があシ、また強度を確保する上
にも少くとも０．０５％を必要とするが。
にも少くとも０．０５％を必要とするが。
０．４％を越えると靭性を害するので０．０５〜０．４
九の範囲に限定した。
九の範囲に限定した。
Ｍｎ Ｉ
Ｍｎは溶接性を害さず強度を向上させるに有効な元素で
あるが、０．５％未満ではこの効果が少なく、また逆に
２．５％を越えて過多となると鋼の靭性や延性を害する
ので０．５〜２．５％の範囲に限定した。
あるが、０．５％未満ではこの効果が少なく、また逆に
２．５％を越えて過多となると鋼の靭性や延性を害する
ので０．５〜２．５％の範囲に限定した。
Ａ ｊ
ｋｔはＳｉと共に脱酸作用を有し、かつｆｉ−ＩＮなる
窒化物を形成して結晶粒の微細化作用を有するが、０．
０１％未満ではこの効果が微少である。しかし０．１％
を越して過多となると靭性を低下するので０．０１〜０
．１％の範囲に限定した。なおＡｔはＢとの共存状態で
はＢの窒化を防止しＢの焼入性向上作用を補助する。
窒化物を形成して結晶粒の微細化作用を有するが、０．
０１％未満ではこの効果が微少である。しかし０．１％
を越して過多となると靭性を低下するので０．０１〜０
．１％の範囲に限定した。なおＡｔはＢとの共存状態で
はＢの窒化を防止しＢの焼入性向上作用を補助する。
Ｎｂ：
Ｎｂは溶接時のボンド部近傍の焼入性を高め軟化域の幅
を狭くするに効果があるが、この効果は０．０２％未満
では少女＜、また０、０５％を越えて過多となると溶接
性を害するので０．０２〜０．０５％の範囲に限定した
。
を狭くするに効果があるが、この効果は０．０２％未満
では少女＜、また０、０５％を越えて過多となると溶接
性を害するので０．０２〜０．０５％の範囲に限定した
。
■ ：
Ｎｂと同時に■を添加するのが本発明の特徴のを越えて
過多となると溶接性を害するので０．０３〜０．０７％
の範囲に限定した。
過多となると溶接性を害するので０．０３〜０．０７％
の範囲に限定した。
上記組成は本発明鋼の基本組成であるが、必要に応じ、
更にＭｏ ｓ Ｑ、 ｌ〜０．５％を添加するか。
更にＭｏ ｓ Ｑ、 ｌ〜０．５％を添加するか。
またはＮｉ Ｉ ０．２〜１．０％、 Ｃｒ ： ０．
０５〜０．５％。
０５〜０．５％。
Ｃｕ Ｉ ０．１〜０．４％、 Ｂ ｌ Ｏ，０００５
〜０．００２％を添加することによシ本発明の目的を更
に効果的に達成することができる。これらの元素の限定
理由は次の如くである。
〜０．００２％を添加することによシ本発明の目的を更
に効果的に達成することができる。これらの元素の限定
理由は次の如くである。
Ｍｏ ＋
ＭＯが上記必須成分のＮｂ％■と同時に共存する場合に
はＮｂ、Ｖの効果を助長する効果があり。
はＮｂ、Ｖの効果を助長する効果があり。
そのためには少くとも０．１％を要する。しかし０，５
％を越えて過多となると、これらの複合作用が飽和しコ
スト的にも不利と々るので０．１〜０．５％の範囲に限
定した。
％を越えて過多となると、これらの複合作用が飽和しコ
スト的にも不利と々るので０．１〜０．５％の範囲に限
定した。
ＮＩ
Ｎｉ Ｆｉ強度および靭性を向上させるに有効であるが
、その効果は０．２％未満では微少であり、ｉたＮｌは
高価な元素であるので１％を越す添加は避けるべきであ
り、そのため０．２〜１．０％の範囲に限定した。
、その効果は０．２％未満では微少であり、ｉたＮｌは
高価な元素であるので１％を越す添加は避けるべきであ
り、そのため０．２〜１．０％の範囲に限定した。
Ｃｒ ＋
Ｃｒ ｉｊ強度の向上に有効であり％特に焼入れ、焼も
どしする調質鋼では靭性の改善にも効果があるが、この
効果ｒ／ｉ０．０５％未満ではほとんど現れない。！、
た０、５％を越えて過多となると溶接性を害するので０
．０５〜０．５％の範囲に限定した。
どしする調質鋼では靭性の改善にも効果があるが、この
効果ｒ／ｉ０．０５％未満ではほとんど現れない。！、
た０、５％を越えて過多となると溶接性を害するので０
．０５〜０．５％の範囲に限定した。
Ｃｕ ＋
Ｃｕは０．１％以上の添加により強度および靭性全向上
させ、また溶接構造用鋼として耐候性を向上させるのに
有効であるが、０．４％を越す添加は熱間加工性を阻害
するので避けるべきであシ、そのため０．１〜０．４％
の範囲に限定した。
させ、また溶接構造用鋼として耐候性を向上させるのに
有効であるが、０．４％を越す添加は熱間加工性を阻害
するので避けるべきであシ、そのため０．１〜０．４％
の範囲に限定した。
Ｂ ：
Ｂは調質鋼において焼入性を向上させる効果があり、そ
の効果は０．０００５％以上で発揮される。
の効果は０．０００５％以上で発揮される。
しかし０．００２％を越す場合はＢ析出物が粒界に析出
し靭性に悪影響を及ぼすので０．０００５〜０．００２
％の範囲に限定した。
し靭性に悪影響を及ぼすので０．０００５〜０．００２
％の範囲に限定した。
次に本発明においては
にて表わされる炭素当量Ｃｅｑが下記（１）式を満足す
ることを必須要件とする。
ることを必須要件とする。
Ｃｅｑ≦〔（σＮＴｓ／２ ） ＋ （ｔ ３０Ｖ１０
１．＋８ ）／１００ ・・・（１）ただしσＮＴａ
’公称引張強さく ｋｇｆ ／＊Ｊ ）ｔ ！板厚（
■） これは本発明による溶接構造用鋼では成分を限定し所期
の強度と板厚に対して溶接性の改善を第１と考えるため
であって、 ＩＣｅｑ ＞ Ｉｎ（ｆａｔ８／２ ） ＋ （ｔ−３
０）／１０ ・＋８ ’）／１００の場合には強度、靭
性は容易に満足し得ても溶接性が十分でＦｉ外い。その
ために例えばＡｒ、変態点以下の温度で２５〜３０％の
圧下率で低温圧延後空冷するとか、また圧延後８００℃
から５００℃までを８℃／ ｓｅｃ以上の冷却速度で加
速的に冷却するとか、また圧延後Ａｃ、変態点以上の温
度に再加熱した後水冷後ｓ Ａ ｃ １変態点以下の温
度で節電どす等の制御圧延もしくは制御冷却又は熱処理
工程を製造工程中に加えて低炭素当量化による機械的性
質の低下を補強する製造方法を採っている。
１．＋８ ）／１００ ・・・（１）ただしσＮＴａ
’公称引張強さく ｋｇｆ ／＊Ｊ ）ｔ ！板厚（
■） これは本発明による溶接構造用鋼では成分を限定し所期
の強度と板厚に対して溶接性の改善を第１と考えるため
であって、 ＩＣｅｑ ＞ Ｉｎ（ｆａｔ８／２ ） ＋ （ｔ−３
０）／１０ ・＋８ ’）／１００の場合には強度、靭
性は容易に満足し得ても溶接性が十分でＦｉ外い。その
ために例えばＡｒ、変態点以下の温度で２５〜３０％の
圧下率で低温圧延後空冷するとか、また圧延後８００℃
から５００℃までを８℃／ ｓｅｃ以上の冷却速度で加
速的に冷却するとか、また圧延後Ａｃ、変態点以上の温
度に再加熱した後水冷後ｓ Ａ ｃ １変態点以下の温
度で節電どす等の制御圧延もしくは制御冷却又は熱処理
工程を製造工程中に加えて低炭素当量化による機械的性
質の低下を補強する製造方法を採っている。
而して、溶接後のボンド部における冷却速度が８００℃
から５００℃までを３０秒以上となるような遅い冷却が
行なわれ、溶接熱影響部の軟化域の幅が板厚に対して比
較的太きくなるような条件で溶接した場合Ｋ特に本発明
が有効であり、 Ｃｅｑが低いに拘わらず溶接熱影響部
の軟化を防止して強度と靭性を兼ね備えた母材と、母材
に劣らない機械的特性を有する健全な溶接部を形成し得
る溶接構造用鋼材を提供することができる。
から５００℃までを３０秒以上となるような遅い冷却が
行なわれ、溶接熱影響部の軟化域の幅が板厚に対して比
較的太きくなるような条件で溶接した場合Ｋ特に本発明
が有効であり、 Ｃｅｑが低いに拘わらず溶接熱影響部
の軟化を防止して強度と靭性を兼ね備えた母材と、母材
に劣らない機械的特性を有する健全な溶接部を形成し得
る溶接構造用鋼材を提供することができる。
実施例
第１表に示すＡ−Ｈの８種類の本発明鋼板と化学成分が
本発明鋼に近似するも本発明の限定要件を満足しないＩ
−Ｍなる５種類の比較鋼板を供試鋼として同一条件で溶
接試験を実施し溶接熱影響部の軟化の有無、溶接継手の
機械的性質を比較した。第１表より明らかなとおシ、各
供試鋼はいずれも低炭素当量化のため制御圧延、制御冷
却もしくは焼入れ焼戻しの熱処理を加えて製造した。
本発明鋼に近似するも本発明の限定要件を満足しないＩ
−Ｍなる５種類の比較鋼板を供試鋼として同一条件で溶
接試験を実施し溶接熱影響部の軟化の有無、溶接継手の
機械的性質を比較した。第１表より明らかなとおシ、各
供試鋼はいずれも低炭素当量化のため制御圧延、制御冷
却もしくは焼入れ焼戻しの熱処理を加えて製造した。
比較鋼はＮｂ、Ｖのいずれかを欠くほか、供試鋼Ｊ、Ｌ
は 〔（σＮＴ８／２）＋（ｔ ３０）／１０ ＋８）／
Ｚｏ。
は 〔（σＮＴ８／２）＋（ｔ ３０）／１０ ＋８）／
Ｚｏ。
値がＣｅｑより小であって本発明の要件を満足しないも
のである。
のである。
各供試鋼板をサブマージアーク溶接し、溶接継手部の引
張試験はいずれも直径１０ｍで標点間距離５０箇の試験
片を溶接継手部に直角に板厚中央部から採取して実施し
たものであって、結果は第２表に示すとおりである。
張試験はいずれも直径１０ｍで標点間距離５０箇の試験
片を溶接継手部に直角に板厚中央部から採取して実施し
たものであって、結果は第２表に示すとおりである。
第２表より明らかなとおり、比較鋼の供試材■〜Ｍにお
いては溶接継手部の引張強さが母材よりも小で溶接熱影
響部が軟化しているために破断位置はすべて溶接熱影響
部であるのに対し、本発明鋼の場合には溶接継手部の引
張強さは母材と同一もしくは却って母材より高いために
破断位置が母材が多く溶接熱影響部には軟化が起らなか
ったことを示している。なお１本、発明鋼においては溶
接継手部の引張強さが高いのみならず、その靭性もすぐ
れており、溶接継手部の衝撃試験結果も比較鋼のばらつ
きの大なるに対し１本発明鋼は安定して高い吸収エネル
ギー値を示している。
いては溶接継手部の引張強さが母材よりも小で溶接熱影
響部が軟化しているために破断位置はすべて溶接熱影響
部であるのに対し、本発明鋼の場合には溶接継手部の引
張強さは母材と同一もしくは却って母材より高いために
破断位置が母材が多く溶接熱影響部には軟化が起らなか
ったことを示している。なお１本、発明鋼においては溶
接継手部の引張強さが高いのみならず、その靭性もすぐ
れており、溶接継手部の衝撃試験結果も比較鋼のばらつ
きの大なるに対し１本発明鋼は安定して高い吸収エネル
ギー値を示している。
上記実施例より明らかな如く１本発明は鋼の化学組成を
限定し、特に炭素当量を該鋼の公称引張強さおよび板厚
と関連させて低く限定し、その結果溶接性を改善するこ
とができたｔ′１．か、従来大入熱溶接時に現れていた
溶接熱影響部の軟化現象は完全に防止することができ、
母材と同等あるいはそれ以上の強度をもつ溶接継手部を
形成できると共に、その靭性もすぐれた溶接用鋼材を提
供することができ、近時の能率向上のための大入熱溶接
に対応できるすぐれた鋼材を得ることができた。
限定し、特に炭素当量を該鋼の公称引張強さおよび板厚
と関連させて低く限定し、その結果溶接性を改善するこ
とができたｔ′１．か、従来大入熱溶接時に現れていた
溶接熱影響部の軟化現象は完全に防止することができ、
母材と同等あるいはそれ以上の強度をもつ溶接継手部を
形成できると共に、その靭性もすぐれた溶接用鋼材を提
供することができ、近時の能率向上のための大入熱溶接
に対応できるすぐれた鋼材を得ることができた。
代理人 中 路 武 雄
Claims (3)
- （１）制御圧延本しくけ制御冷却又は熱処理工程を経て
製造され、かつ溶接後のボンド部における冷却速度が８
００℃から５００℃まで３０秒以上を要する溶接用鋼材
において１重量比にてＣ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ
ｌ ０．０５〜０．４０％、 Ｍｎ＝０．５〜２．５
％、Ａｔ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ＋０．０２〜０．
０５％、Ｖｌｏ、０３〜０．０７％を含有し残りＦｉＦ
ｅおよび不可避的不純物よシ成り、かつにて表わされる
炭素当量Ｃｅｑが下記（１）式を満足することを特徴と
する溶接熱影響部の軟化の少ない溶接用鋼材。 Ｃｅｑ≦（（σＮＴ８／２ ）＋（ｔ−ａｏ）／１０
＋８）／１００−（１）ただしσＮＴ８ ’公称引張
強さく ’４ ｆ／ｗＪ ）ｔ ：板厚（ｍ） - （２） 制御圧延もしくは制御冷却又は熱処理工程を
経て製造され、かつ溶接後のボンド部における冷却速度
が８００℃から５００℃まで３０秒以上を要する溶接用
鋼材において１重量比にてＣ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ ＋ ０．０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜２．
５％、Ａｔ＋０．０１〜０．１％、 Ｎｂ ：０．０２
〜０．０５％、ｖ＋ｏ、ｏａ〜０．０７％を含有し、更
にＭｏ ＋ ０．１〜０．５％を含み、残シはＦｅおよ
び不可避的不純物より成シ、かつ １１１１１ Ｃｅｑ ＝ Ｃ＋ −Ｓ ｉ −１−−Ｍｎ ＋−Ｎ
ｉ −）−Ｃｒ 十＝Ｍｏ −１−−Ｖ２４ ６
４０ ５ ４ １４にて表わされ
る炭素当量Ｃｅｑが下記（１）式を満足することを特徴
とする溶接熱影響部の軟化の少ない溶接用鋼材。 Ｃｅｑ≦［（σ、、、／２）＋（ｔ−３ω／１０ ＋８
：］／１００−°°α）ただしσ、１．！公称引張強さ
く ｋｇ ｆ ／ｍＪ ）ｔ ：板厚（■） - （３） 制御圧延もしくは制゛御冷却又は熱処理工程
を経て製造され、かつ溶接後のボンド部における冷却速
度が８００℃赤ら５００℃まで３０秒以上を要する溶接
用鋼材において１重量比にてＣ：０．０３〜０．１２％
％８１ ｊ Ｏ，０５〜０．４０％、Ｍｎ：０．５〜２
．５％、Ａｔ ： ０．０１〜０．１％、Ｎｂ ｔｏ、
０２〜０．０−５％、Ｖ Ｉ ０．０３〜０．０７％を
含有し、更にＮＩ ＋ ０．２〜１．０％、 Ｃｒ
ｒ ０．０５〜０．５％％Ｃｔｔ ＋ ０．１〜０．４
％、Ｂ１０１Ｏｏ０５〜０．００２％を含み、残りＦｉ
Ｆｅおよび不可避的不純物より成り、かつ にて表わされる炭素当量Ｃｅｑが下記（１）式を満足す
ることを特徴とする溶接熱影響部の軟化の少ない溶接用
鋼材。 Ｃｅｑ≦［（ｃｒ、ｓ／２ ） ＋ （ｔ −３０，）
／／１０ ＝＋８ ：ｌ／１００・”（１）ただしσＮ
Ｔｌ１ ’公称引張強さく ｈｆ／−）ｔ ：板厚（
ｗ）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11455882A JPS596355A (ja) | 1982-07-01 | 1982-07-01 | 溶接熱影響部の軟化の少ない溶接用鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11455882A JPS596355A (ja) | 1982-07-01 | 1982-07-01 | 溶接熱影響部の軟化の少ない溶接用鋼材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS596355A true JPS596355A (ja) | 1984-01-13 |
Family
ID=14640808
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11455882A Pending JPS596355A (ja) | 1982-07-01 | 1982-07-01 | 溶接熱影響部の軟化の少ない溶接用鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS596355A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6414589A (en) * | 1987-04-03 | 1989-01-18 | San E Co De | Method and apparatus for applying multi- layer insulation fireproof coating |
| JP2005144552A (ja) * | 2003-10-22 | 2005-06-09 | Nippon Steel Corp | 耐脆性破壊発生特性に優れた大入熱突合せ溶接継手 |
| CN101831586A (zh) * | 2010-04-30 | 2010-09-15 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低温韧性优异的低碳当量高强度厚钢板及制造方法 |
-
1982
- 1982-07-01 JP JP11455882A patent/JPS596355A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6414589A (en) * | 1987-04-03 | 1989-01-18 | San E Co De | Method and apparatus for applying multi- layer insulation fireproof coating |
| JP2005144552A (ja) * | 2003-10-22 | 2005-06-09 | Nippon Steel Corp | 耐脆性破壊発生特性に優れた大入熱突合せ溶接継手 |
| JP4528089B2 (ja) * | 2003-10-22 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | 耐脆性破壊発生特性を有する船体用大入熱突合せ溶接継手 |
| US7829202B2 (en) | 2003-10-22 | 2010-11-09 | Nippon Steel Corporation | Large-heat-input butt welded joints having excellent brittle fracture resistance |
| CN101831586A (zh) * | 2010-04-30 | 2010-09-15 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低温韧性优异的低碳当量高强度厚钢板及制造方法 |
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