JPS60184663A - 大入熱溶接用低温用高張力鋼 - Google Patents
大入熱溶接用低温用高張力鋼Info
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- JPS60184663A JPS60184663A JP3747484A JP3747484A JPS60184663A JP S60184663 A JPS60184663 A JP S60184663A JP 3747484 A JP3747484 A JP 3747484A JP 3747484 A JP3747484 A JP 3747484A JP S60184663 A JPS60184663 A JP S60184663A
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- Japan
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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】
（技術分野）
厚鋼板、とくにその溶接継手、なかでも入熱１００ｋ
Ｊ ／ ｏｎ以上の大入熱溶接継手のボンド、熱影響部
にａ３りる切欠じん性の改善に関しこの明細書で）ホベ
る技術内容はＴｉの窒化物や希土類元素（以下ＲＥＶと
記す）の硫−酸化物などの有効な微細分散を適切に導い
て上記大人熱溶接部の低温じん性の著大な改善を図るこ
とについての開発成果を提案するところにある。
Ｊ ／ ｏｎ以上の大入熱溶接継手のボンド、熱影響部
にａ３りる切欠じん性の改善に関しこの明細書で）ホベ
る技術内容はＴｉの窒化物や希土類元素（以下ＲＥＶと
記す）の硫−酸化物などの有効な微細分散を適切に導い
て上記大人熱溶接部の低温じん性の著大な改善を図るこ
とについての開発成果を提案するところにある。
（背題技術）
一般に溶接部のしん性は主として母材の熱影響部とくに
溶接ボンドのしん性によって定まる。ずなわらボンド部
は溶融点直下の高温に加熱されるため結晶粒はもつとも
粗大化し、引続いての冷却により、フエライ１〜変態が
しにくくなるため、ビい弱なマルテンサイト組織や、上
部ベーナイト組織が生成し、切欠しん性が低下するから
であり、とくにエレクトロスラグ溶接や多電極サブマー
ジドアーク溶接などのいわゆる大入熱溶接ではこの傾向
が顕著にあられれる。
溶接ボンドのしん性によって定まる。ずなわらボンド部
は溶融点直下の高温に加熱されるため結晶粒はもつとも
粗大化し、引続いての冷却により、フエライ１〜変態が
しにくくなるため、ビい弱なマルテンサイト組織や、上
部ベーナイト組織が生成し、切欠しん性が低下するから
であり、とくにエレクトロスラグ溶接や多電極サブマー
ジドアーク溶接などのいわゆる大入熱溶接ではこの傾向
が顕著にあられれる。
このようなボンドのぜい化を防止するためには溶接時に
高温にさらされても十分安定な析出物、とくにＲＥＭの
硫−酸化物やＴｉの窒化物又は溶接後の冷却過程で析出
する窒化物などを素地中に均一に微細分散さけ、オース
テナイトの粗大化を極力阻止Ｊるとと６に、これら析出
物や結晶粒界を核どして微細な１１状フエライトや上部
ベーナイト組織を生成させることが必要である。
高温にさらされても十分安定な析出物、とくにＲＥＭの
硫−酸化物やＴｉの窒化物又は溶接後の冷却過程で析出
する窒化物などを素地中に均一に微細分散さけ、オース
テナイトの粗大化を極力阻止Ｊるとと６に、これら析出
物や結晶粒界を核どして微細な１１状フエライトや上部
ベーナイト組織を生成させることが必要である。
まずＴ１窒化物については−Ｆ記効果を発揮させるため
−１分なだ（）の川の確保に制限される。すなわら、溶
接金属部へのＮの母材からの移入を防止して十分なじ／
ν性を確保覆るためには、ｍｖＵのＮ吊上限を０．００
５０重量％（以下％で示す）に制限する必要があり、そ
の場合Ｔｉ とＮの化学量論的なバランスからＴ１は０
．０１７％以下となるが、この程度のＩ−ｉとＮから形
成される−「ｉ窒化物については大入熱溶接時のボンド
部にＪ３いて多分に溶解するために前述のような効果を
、これのみにて完全に発揮することはできない。
−１分なだ（）の川の確保に制限される。すなわら、溶
接金属部へのＮの母材からの移入を防止して十分なじ／
ν性を確保覆るためには、ｍｖＵのＮ吊上限を０．００
５０重量％（以下％で示す）に制限する必要があり、そ
の場合Ｔｉ とＮの化学量論的なバランスからＴ１は０
．０１７％以下となるが、この程度のＩ−ｉとＮから形
成される−「ｉ窒化物については大入熱溶接時のボンド
部にＪ３いて多分に溶解するために前述のような効果を
、これのみにて完全に発揮することはできない。
このような現象の補足には、Ｔｉ窒化物よりいっそう高
温Ｃ安定なＲＥＭの硫−酸化物が有効であるが、この場
合ＲＥＭの硫−酸化物を微細に均一に分散させる必要が
あり、この点ＲＥ Ｖの多母添加は凝集粗大化を起こし
ゃずいという問題がある。
温Ｃ安定なＲＥＭの硫−酸化物が有効であるが、この場
合ＲＥＭの硫−酸化物を微細に均一に分散させる必要が
あり、この点ＲＥ Ｖの多母添加は凝集粗大化を起こし
ゃずいという問題がある。
（発想の基礎）
このような問題を解決するために種々実験を繰り返した
結果、ＴｉやＲＥＶの添加に際し、母材を低３ｉ とし
、Ａβを通常より多く添加づるど、大人熱溶接部の組織
の改善はいっそう顕著となり、オーステナイトは微細化
し、粒内の微細な針状フェライトが増加し、ボンドや熱
影響部のしｌυ性が向上することを発見した。
結果、ＴｉやＲＥＶの添加に際し、母材を低３ｉ とし
、Ａβを通常より多く添加づるど、大人熱溶接部の組織
の改善はいっそう顕著となり、オーステナイトは微細化
し、粒内の微細な針状フェライトが増加し、ボンドや熱
影響部のしｌυ性が向上することを発見した。
すなわち低Ｓｉ化はＴｉやＲＥＶの化合物を微細化する
傾向にあり、さらに過剰なＡβが素地中に残存すること
により微細フェライトが生成しやすくなる傾向がさらに
強くなって、溶接部のしん性を著しく向上させるという
新たな知見をえた。
傾向にあり、さらに過剰なＡβが素地中に残存すること
により微細フェライトが生成しやすくなる傾向がさらに
強くなって、溶接部のしん性を著しく向上させるという
新たな知見をえた。
（従来技術）
低Ｓｉ化による大入熱溶接部のしん性の改善については
従来から脱酸剤としての３ｉを例えば０．８％以下とい
うような規制を必要とすることにつき特公昭５１−４４
０８８号公報が参照され、また低３ｉによる効果を積極
的に期待した６０キロ調買高張力鋼（鉄と鋼６４ （１
９７８） ２２０５）や８０キロ調質高張力鋼（特開昭
５６−１３６９５８号公報）などについての報文も散見
される。
従来から脱酸剤としての３ｉを例えば０．８％以下とい
うような規制を必要とすることにつき特公昭５１−４４
０８８号公報が参照され、また低３ｉによる効果を積極
的に期待した６０キロ調買高張力鋼（鉄と鋼６４ （１
９７８） ２２０５）や８０キロ調質高張力鋼（特開昭
５６−１３６９５８号公報）などについての報文も散見
される。
しかし前者は単に脱酸剤としての効果をＳｉに期待して
いるにとどまるし、また後２者は侮れも焼入炉もどしを
Ｊる調質鋼であり、Ｃ含有量およびＣ当量も高く、溶接
熱影響部の特性は？ルチンサイトが主体Ｃ本質的にこの
発明で所期したところとは異なる。さらに類似の溶接熱
影響６１１組織を有し、低Ｓｉ化による熱影冒部のしん
性の改善をねらった実例として特開昭５５−６９２４１
号、同５６−１０２５５１号公報もあるが成分的にこの
発明と異なるし、じん性改善の機構も全く別異である。
いるにとどまるし、また後２者は侮れも焼入炉もどしを
Ｊる調質鋼であり、Ｃ含有量およびＣ当量も高く、溶接
熱影響部の特性は？ルチンサイトが主体Ｃ本質的にこの
発明で所期したところとは異なる。さらに類似の溶接熱
影響６１１組織を有し、低Ｓｉ化による熱影冒部のしん
性の改善をねらった実例として特開昭５５−６９２４１
号、同５６−１０２５５１号公報もあるが成分的にこの
発明と異なるし、じん性改善の機構も全く別異である。
（発明の目的）
溶接継手のボンドや熱影賢部のしｌｖ性改善につぎ従来
のような０℃や一２０℃までの使用を目積した入熱ｍ
１００ｋ Ｊ／ｃｍ以上の大入熱溶接造船用高張力鋼や
、溶接入熱を７０ｋＪ／にＩＩＩ以下に制限して一６０
℃のような低温使用に適合させた低濡用鋼に比してはる
かに苛酷な、１００ｋＪ／Ｃ１１１以上の大入熱溶接を
前提としてかつ極地向など一６０℃程度の温度で常用さ
れる、大入熱溶接用低湿用高張力鋼板を与えることがこ
の発明の目的であり、この発明は４０キロ級の低温タン
ク用Ａ（キルド鋼は勿論、５０キロ級の低温用高張力鋼
などに、とくに有効である。
のような０℃や一２０℃までの使用を目積した入熱ｍ
１００ｋ Ｊ／ｃｍ以上の大入熱溶接造船用高張力鋼や
、溶接入熱を７０ｋＪ／にＩＩＩ以下に制限して一６０
℃のような低温使用に適合させた低濡用鋼に比してはる
かに苛酷な、１００ｋＪ／Ｃ１１１以上の大入熱溶接を
前提としてかつ極地向など一６０℃程度の温度で常用さ
れる、大入熱溶接用低湿用高張力鋼板を与えることがこ
の発明の目的であり、この発明は４０キロ級の低温タン
ク用Ａ（キルド鋼は勿論、５０キロ級の低温用高張力鋼
などに、とくに有効である。
（発明の構成）
上記の目的は、設み１強さの要請に応じ、次の各事項を
骨子とする成分調整により、右利に充足される。
骨子とする成分調整により、右利に充足される。
１、Ｃ： ０．０３〜０．１０重量％
３ｉ ： ０．１重量％以下、
Ｍｎ：０．４〜２．０重量％、
ＡＡ：０．０４〜０．１０重量％、
７ ｉ ： ０．００２〜０．０２２重丸および希土類
元素： ｏ、ｏｏ３〜（１，０５５重丸を含み、０．０
０５００５％以下に低減したＮを含有し、Ｃ当量が０，
３８％以下であって、残部は実質的に鉄および不可避的
不純物の組成に成ることを特徴とりる、大人熱溶接用低
温用高張力鋼。
元素： ｏ、ｏｏ３〜（１，０５５重丸を含み、０．０
０５００５％以下に低減したＮを含有し、Ｃ当量が０，
３８％以下であって、残部は実質的に鉄および不可避的
不純物の組成に成ることを特徴とりる、大人熱溶接用低
温用高張力鋼。
２、Ｃ： ’ ０．０３−（１、１（１重ｉｊ１％、Ｓ
ｉ ： ０．１重（４％以下、 Ｍｎ ： ０．４〜２．０重量％、 八ρ： ０．０４〜０．１０重Ｍ％、 Ｔｉ ： ０．００２〜０．０２重Ｉ五％、希土類元素
： ０．００３〜０．０５重量％およびＢ ： ０．０
００３〜０．００２０重ＩＨ％を含み、０．００５０重
量％以下に低減したＮを含有し、Ｃ当ｆｆｉが０．３８
％以下であって、残部は実質的に鉄Ｊ′３よび不可避的
不純物の組成に成ることを特徴とりる大人熱溶接用低温
用高張力鋼。
ｉ ： ０．１重（４％以下、 Ｍｎ ： ０．４〜２．０重量％、 八ρ： ０．０４〜０．１０重Ｍ％、 Ｔｉ ： ０．００２〜０．０２重Ｉ五％、希土類元素
： ０．００３〜０．０５重量％およびＢ ： ０．０
００３〜０．００２０重ＩＨ％を含み、０．００５０重
量％以下に低減したＮを含有し、Ｃ当ｆｆｉが０．３８
％以下であって、残部は実質的に鉄Ｊ′３よび不可避的
不純物の組成に成ることを特徴とりる大人熱溶接用低温
用高張力鋼。
３、 ０： ０．０３〜０．１０重石％Ｓｉ ： ０．
１重昂％以干、 ＡＪ２：０．０４ 〜 ｏ、ｉｏ 重量％、７ｉ ：
０゜００２〜０．０２重量％および希土類元素： ０．
００３〜０．０５ｆｆｉ和％を含み、０．５重量％以下
のＯｒ、１．０重量％以下のＮｉ、０．５重量％以下の
ＭＯＪ３よび０．５重量％以下のＧＯのうち少くとも一
種を含み、０．００５００５％以下に低減したＮを含有
し、Ｃ当量が０．３８％以下であって、残部は実質的に
鉄および不可避的不純物の組成に成ることを特徴とする
大人熱溶接用低温用高張力鋼。
１重昂％以干、 ＡＪ２：０．０４ 〜 ｏ、ｉｏ 重量％、７ｉ ：
０゜００２〜０．０２重量％および希土類元素： ０．
００３〜０．０５ｆｆｉ和％を含み、０．５重量％以下
のＯｒ、１．０重量％以下のＮｉ、０．５重量％以下の
ＭＯＪ３よび０．５重量％以下のＧＯのうち少くとも一
種を含み、０．００５００５％以下に低減したＮを含有
し、Ｃ当量が０．３８％以下であって、残部は実質的に
鉄および不可避的不純物の組成に成ることを特徴とする
大人熱溶接用低温用高張力鋼。
４、Ｃ： ０．０３〜０．１０重問％
３ｉ ： ０．１重量％以下、
ＭＯ：０．４〜２．０重量％、
ＡＡ： ０．０４〜０．１０重量％、
Ｔｉ ： ０．００２〜０．０２２重丸希土類元素：
０．００３〜０．０５重量％およびＢ ： ０．０００
３〜０．００２０重量％を含み、０．５重量％以下のＣ
ｒ、１．０重量％以下のＮｉＯ，５Ｔｉ％以下のＭＯお
よび０．５重量０．００５０１→行１％以下に低減した
Ｎを含有し、Ｃ当量か０．３８％以下であって、残部は
実質的に鉄おにび不Ｉｊ１避的不純物の組成に成ること
を特徴どづる大入熱溶接用低温用高張力鋼、１ここに０
当１■１は溶接性指標としてずでによく知られた次式に
従うのは云うまでもない。
０．００３〜０．０５重量％およびＢ ： ０．０００
３〜０．００２０重量％を含み、０．５重量％以下のＣ
ｒ、１．０重量％以下のＮｉＯ，５Ｔｉ％以下のＭＯお
よび０．５重量０．００５０１→行１％以下に低減した
Ｎを含有し、Ｃ当量か０．３８％以下であって、残部は
実質的に鉄おにび不Ｉｊ１避的不純物の組成に成ること
を特徴どづる大入熱溶接用低温用高張力鋼、１ここに０
当１■１は溶接性指標としてずでによく知られた次式に
従うのは云うまでもない。
ＣＣｑ＝ Ｃ４Ｓｉ 、、、／２４＋ＭＩｆ 、／ ６
→−Ｎ ｉ ／ ４Ｏ−ｉ−ＣＩ’ 、’５ ＋ＭＯ／
４ ＋ Ｖ ／ １４ （ｆｊｌｌ１％）この発明に
Ｊ３ける各成分の限定根拠を示すと以下のとおりである
。
→−Ｎ ｉ ／ ４Ｏ−ｉ−ＣＩ’ 、’５ ＋ＭＯ／
４ ＋ Ｖ ／ １４ （ｆｊｌｌ１％）この発明に
Ｊ３ける各成分の限定根拠を示すと以下のとおりである
。
Ｃは０．０３％未満では所期の強さを確保するのがりｕ
かしく、また、０．１０％をこえるとＣ当量の増大をも
たらして、溶接熱影響部にマルテンサイ（−を容易に生
成させ良好な溶接部じん性を得ることはできないので０
．０３〜０．１０％に限定する。
かしく、また、０．１０％をこえるとＣ当量の増大をも
たらして、溶接熱影響部にマルテンサイ（−を容易に生
成させ良好な溶接部じん性を得ることはできないので０
．０３〜０．１０％に限定する。
８１は一般には強度を保持するために必要な元素である
が、この発明の主旨どし−Ｃ−［ＩＮ化合物やＲＥＭ化
合物の粗大化とラス状マルテンサイトや島状マルテンサ
イトの生成を防ぎ、溶接ボンドや熱影響部のしん性を向
上させるため０．１％以下に限定する。
が、この発明の主旨どし−Ｃ−［ＩＮ化合物やＲＥＭ化
合物の粗大化とラス状マルテンサイトや島状マルテンサ
イトの生成を防ぎ、溶接ボンドや熱影響部のしん性を向
上させるため０．１％以下に限定する。
Ｍｎは溶接性を害さずに強さを上げるのに有効な元素で
あるが、この効果は０．４％未満のとき充分には生ぜず
、逆に２．０％をこえるとじん性や延性の点から好まし
くないので０．４〜２．０％に限定する。
あるが、この効果は０．４％未満のとき充分には生ぜず
、逆に２．０％をこえるとじん性や延性の点から好まし
くないので０．４〜２．０％に限定する。
Ａ℃は脱酸作用をはたずとともに、過剰な／１が素地中
に存在することにより微細フェライトを生成させる作用
があり、とくに低固相において有効である。このような
作用は０．０４％未満では顕著でなく、また０、１％を
越えるとじん性を害するので、０．０４〜０．１％に限
定する。
に存在することにより微細フェライトを生成させる作用
があり、とくに低固相において有効である。このような
作用は０．０４％未満では顕著でなく、また０、１％を
越えるとじん性を害するので、０．０４〜０．１％に限
定する。
ＴｉはＴｉ窒化物としてＲＥ Ｍ硫−酸化物と同様の効
果をもたらすため０．００２％以上が必要であり、０．
０２％を越えると多量のＴｉに対応するＮの増加を必要
とするが、Ｎは溶接金属に対して悪影響を与えることか
ら制限され、０．００２〜０．０２％に限定する。
果をもたらすため０．００２％以上が必要であり、０．
０２％を越えると多量のＴｉに対応するＮの増加を必要
とするが、Ｎは溶接金属に対して悪影響を与えることか
ら制限され、０．００２〜０．０２％に限定する。
ＲＥＭは硫−酸化物を形成して大入熱溶接時に熱影響部
の粗粒化を防止する作用があるが、この効果は０．００
３％未満では不十分であり、一方０．０５％をこえると
１１１ ＩＪの内部性状を害するので０、００３へ−０
，０５％に限定する。
の粗粒化を防止する作用があるが、この効果は０．００
３％未満では不十分であり、一方０．０５％をこえると
１１１ ＩＪの内部性状を害するので０、００３へ−０
，０５％に限定する。
ＮはΔ、Ｑ 、 １− ｉ Ｊ３よび次にのべるＢなど
と結合してイｊ効に細粒化効果をはたすべき最低量であ
ればよく、０．００５％を越えると溶接金属への移入の
恐れがあってじん性を害り−るので、０．００５％以下
に限定する。
と結合してイｊ効に細粒化効果をはたすべき最低量であ
ればよく、０．００５％を越えると溶接金属への移入の
恐れがあってじん性を害り−るので、０．００５％以下
に限定する。
Ｂは原子状態でオースブナイト粒界にあって、溶接後の
冷）Ｊｌにともなう粒界からの網目状粗大フエライ１〜
の析出を防止づるのに０．０００３％以上必要である。
冷）Ｊｌにともなう粒界からの網目状粗大フエライ１〜
の析出を防止づるのに０．０００３％以上必要である。
さらに粒内に存在する過剰のＢはＢ窒化物どなってＴｉ
窒化物と同様に挙動りるので、過剰のＢも有害ではない
がＮ含有量との関係において ０．００２％で効果が飽
和１ることから０．０００３〜０．００２％に限定り−
る。
窒化物と同様に挙動りるので、過剰のＢも有害ではない
がＮ含有量との関係において ０．００２％で効果が飽
和１ることから０．０００３〜０．００２％に限定り−
る。
次に０．５％以下のＣｒ、’Ｉ％以１：のＮ１．０．５
％以下のＭＯおよび０．５％以下のＣｕについては、い
づれも素地にλ・ｊし固溶強化作用があり、じｌυ１４
＋を害ざり゛に強さをあげるのに有効であり、ごれらの
内で少くとも１種以上を、必要とする強度を確保するた
め添加しても前述の大入熱溶接部のしん性に影響はない
。
％以下のＭＯおよび０．５％以下のＣｕについては、い
づれも素地にλ・ｊし固溶強化作用があり、じｌυ１４
＋を害ざり゛に強さをあげるのに有効であり、ごれらの
内で少くとも１種以上を、必要とする強度を確保するた
め添加しても前述の大入熱溶接部のしん性に影響はない
。
ここにＣＩ゛は０．５％を超えると溶接割れ感受性が高
くなり、またＮｉは高価な元素であるので１％を超える
のはこの種゛のｍ ＩＪで経済性の面から、何れも不利
であり、ざらに１ｙｌｏは０．５％を超えると母材や溶
接熱影響部のしｌυ性を害するし、またＣｕは０．５％
を超えると熱間加工性を害するとともに溶接割れ感受性
を高めるので、それぞれ上限を定める。
くなり、またＮｉは高価な元素であるので１％を超える
のはこの種゛のｍ ＩＪで経済性の面から、何れも不利
であり、ざらに１ｙｌｏは０．５％を超えると母材や溶
接熱影響部のしｌυ性を害するし、またＣｕは０．５％
を超えると熱間加工性を害するとともに溶接割れ感受性
を高めるので、それぞれ上限を定める。
このような化学成分は総合的にＣ当量を指標として０．
３８％以下と規定する。それというのはこの発明に従う
しん性改善の基本的機構を、とく【こ微細な針状フエラ
イ１−あるいは下部ペーナイ１への生成にめるためであ
り、Ｃ当量が０．３８％を超えると溶接熱影響部にラス
状マルデンリーイ１−父（よ島状マルテンサイトの生成
が容易になり、じん性を害Ｊる。なおＣ当量が低いため
目標とＪる強さが確保しえない場合は制御圧延あるいは
圧延後の加速冷却によって補足することがちちる／υ可
能でありこれらのプロセスはこの発明による特性改善に
何ら影響を与えない。
３８％以下と規定する。それというのはこの発明に従う
しん性改善の基本的機構を、とく【こ微細な針状フエラ
イ１−あるいは下部ペーナイ１への生成にめるためであ
り、Ｃ当量が０．３８％を超えると溶接熱影響部にラス
状マルデンリーイ１−父（よ島状マルテンサイトの生成
が容易になり、じん性を害Ｊる。なおＣ当量が低いため
目標とＪる強さが確保しえない場合は制御圧延あるいは
圧延後の加速冷却によって補足することがちちる／υ可
能でありこれらのプロセスはこの発明による特性改善に
何ら影響を与えない。
この発明の大入熱溶接用低温用高張力鋼はたとえば転炉
吹錬−Ｐ ）−１脱ガス処理一連続鋳造一制御圧延一（
制御冷却） のようにして製造することができる。
吹錬−Ｐ ）−１脱ガス処理一連続鋳造一制御圧延一（
制御冷却） のようにして製造することができる。
（実施例）
この発明に従って得られた鋼材をとくに １００ｋＪ／
ｃｍ以上の入熱で溶接したときに母材熱影響部Ｊ３よび
溶接金属部のしん性の改善効果について実施例をあげ次
に説明する。
ｃｍ以上の入熱で溶接したときに母材熱影響部Ｊ３よび
溶接金属部のしん性の改善効果について実施例をあげ次
に説明する。
第１表の１１（Ａ）〜鋼（Ｘ）は発明鋼であり、また鋼
（Ｙｌ）〜鋼（Ｙ７）は比較鋼である。
（Ｙｌ）〜鋼（Ｙ７）は比較鋼である。
本発明鋼（Ａ＞は低Ｎ−低３ｉ −高Ａｉ−ＲＥＭ−Ｔ
ｉ系であり、本発明鋼（Ｂ）はそれにＢを添加した成分
系である。
ｉ系であり、本発明鋼（Ｂ）はそれにＢを添加した成分
系である。
両者を比較するとＢ添加により大入熱溶接部のボンドし
ん性がより向上することがわかる。
ん性がより向上することがわかる。
発明鋼（Ａ）の溶接金属、溶接ボンド、熱影響部のしＩ
ｖ性はＲＥ Ｍ −Ｔ ｉの添加されていない低Ｎ−低
３ｉ −高Δρ系の比較鋼（Ｙｌ）やＲＥＶの添加され
ていない低Ｎ−低Ｓｉ −高Ａβ−Ｔｉ系の比較鋼（Ｙ
２）より優れている。
ｖ性はＲＥ Ｍ −Ｔ ｉの添加されていない低Ｎ−低
３ｉ −高Δρ系の比較鋼（Ｙｌ）やＲＥＶの添加され
ていない低Ｎ−低Ｓｉ −高Ａβ−Ｔｉ系の比較鋼（Ｙ
２）より優れている。
また、ＲＥＭ−ＴｉあるいはＴ１が添加され−Ｃいても
低３ｉ −高Ａ℃化されていない比較鋼（Ｙ３）、（Ｙ
４）、（Ｙ５）より優れている。
低３ｉ −高Ａ℃化されていない比較鋼（Ｙ３）、（Ｙ
４）、（Ｙ５）より優れている。
比較鋼（Ｙ６）は低Ｓｉ −高ＡＡ−ＲＥＭ−Ｔｉ系で
あるが低Ｎでないため溶接金属部やボンドのしん性が劣
化している。
あるが低Ｎでないため溶接金属部やボンドのしん性が劣
化している。
比較鋼（Ｙｌ）はＣ当量がノ々定をはずれているため、
とくに低温でのしん性が劣化する。
とくに低温でのしん性が劣化する。
発明１ （Ｃ） 〜（Ｍ）４．を低Ｎ−低３ｉ −高Ａ
１− ＲＥ Ｖ −１−ｉ系を基本成分系とし、また発
明鋼（Ｎ） 〜（Ｘ）は低Ｎ−低Ｓｔ −高ＡＡ−ＲＥ
Ｍ−Ｔｉ−Ｂ系を基本成分系として、それぞれＣｕ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｍｏを適量添加しているが強さが上昇して、
かつ溶接部のしん性も良好である。
１− ＲＥ Ｖ −１−ｉ系を基本成分系とし、また発
明鋼（Ｎ） 〜（Ｘ）は低Ｎ−低Ｓｔ −高ＡＡ−ＲＥ
Ｍ−Ｔｉ−Ｂ系を基本成分系として、それぞれＣｕ、Ｎ
ｉ、Ｃｒ、Ｍｏを適量添加しているが強さが上昇して、
かつ溶接部のしん性も良好である。
（発明の効果）
以上のように、低Ｎ−ＲＥＶ−Ｔｉ系および低Ｎ−ＲＥ
Ｍ−Ｔｉ−Ｂ系の鋼を、低Ｓｉ化と合わせて高へλ化す
ることにより大入熱溶接による溶接金属、ボンド、熱影
響部において高い切欠しん性を得ることができた。
Ｍ−Ｔｉ−Ｂ系の鋼を、低Ｓｉ化と合わせて高へλ化す
ることにより大入熱溶接による溶接金属、ボンド、熱影
響部において高い切欠しん性を得ることができた。
Claims (1)
- １．０：０．０３〜０．１０重量％ Ｓｉ ： ０．１ｍ石％以下、 Ｍｌｌ ： ０．４〜２．０重量％、 Δβ： ０．０４〜０．１０重量％、 ７ ｉ ： ０．００２〜０．０２重量％および希土類
元素： ０，００３〜０．０５重ｉ％を含み、０．００
５０重量％以下に低減したＮを含有し、Ｃ当量が０．３
８％以下であって、残部は実質的に鉄および不可避的不
純物の組成に成ることを特徴と４る、大入熱溶接用低湿
用高張力鋼。 ２、Ｃ： ０，０３〜０．１０重ｔｉ−１％、３ｉ ：
０．１重量％以下、 Ｍｌｌ ： ’０．４〜２．０重量％、Ａ（： ０．０
４〜０．１０重徂％、 Ｔｉ ： ０．００２〜０．０２重量％、希土類元素：
０．００３〜０．０５重量％および３ ： ０．００
０３〜０．００２０重量％を含み、０．００５０重量％
以下に低減したＮを含有し、Ｃ当量が０．３８％以下で
あって、残部は実質的に鉄および不可避的不純物の組成
に成ることを特徴とする、大入熱溶接用低温用高張力鋼
。 ３、Ｃ： ０．０３〜０．１０重囲％ ３ｉ ： ０．１重量％以下、 Ｍｎ ： ０．４〜２．０重Ｉｉ１％、Ａぶ： ０．０
４〜０．１０重口％、 Ｔｉ ： ０，００２〜０．０２重量％および希土類元
素： ０．００３〜０．０５重量％を含み、０．５重量
％以下のＣｒ、ｔ、０型組％以下のＮｉ ％ ｏ、５ｍ
ｆｆ１％以下のＭＯおよび０．５重量％以下のＣｕのう
ち少くとも一種を含み、０．００５００５％以下に低減
したＮを含有し、Ｃ当量が０．３８％以下であって、残
部は実質的に鉄および不可避的不純物の組成に成ること
を特徴とする、大入熱溶接用低温用、高張力鋼。 ４、 Ｃ： ０，０３ 〜０，１０ 重量％３ｉ ：
０，１重量％以下、 Ｍ＋＋ ： ０．４−２．０重ｆａ％、ＡＪＩ！：０．
０４ 〜０．１０ 重量％、７ ｉ ： ０．００２〜
０．０２ 重ｆｊ４％希土類元素： ０．００３〜０．
０５重量％および［３： ０．０００３〜０．００２０
重量％を含み、０．５ル聞％以下のＣｒ、１．０重量％
以下のＮ 、ｉ （１，５ｇＱ ｉｉｉ％以下のＭＯお
よび０．５重量％以下のＣｕのうち少くとも一種を含み
、０．００５００５０％以下に低減しｔｃ Ｎを含有し
、Ｃ当Ｖが０．３８％以下であって、残部は実質的に鉄
および不可避的不純物の組成に成ることを特徴とする、
大人熱溶接用。低温用高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3747484A JPS60184663A (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 大入熱溶接用低温用高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3747484A JPS60184663A (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 大入熱溶接用低温用高張力鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60184663A true JPS60184663A (ja) | 1985-09-20 |
Family
ID=12498515
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3747484A Pending JPS60184663A (ja) | 1984-02-29 | 1984-02-29 | 大入熱溶接用低温用高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60184663A (ja) |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63183152A (ja) * | 1987-01-26 | 1988-07-28 | Kawasaki Steel Corp | 溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 |
| WO2001066813A1 (en) * | 2000-03-03 | 2001-09-13 | Corus Uk Limited | Steel composition and microstructure |
| WO2002012581A1 (en) * | 2000-08-07 | 2002-02-14 | Exxonmobil Upstream Research Company | Weld metals with superior low temperature toughness for joining high strength, low alloy steels |
| KR100833048B1 (ko) | 2006-12-20 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부 |
| WO2009123292A1 (ja) | 2008-03-31 | 2009-10-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力鋼およびその製造方法 |
| WO2013051231A1 (ja) | 2011-10-03 | 2013-04-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2013118313A1 (ja) | 2011-02-15 | 2013-08-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2014038200A1 (ja) | 2012-09-06 | 2014-03-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| WO2014141632A1 (ja) | 2013-03-12 | 2014-09-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2015088040A1 (ja) | 2013-12-12 | 2015-06-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| WO2016035110A1 (ja) | 2014-09-05 | 2016-03-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| KR20160119243A (ko) | 2014-03-31 | 2016-10-12 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용접 조인트 |
| KR20160127808A (ko) | 2014-03-31 | 2016-11-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고장력 강판 및 그 제조 방법 |
| US10036079B2 (en) | 2013-03-12 | 2018-07-31 | Jfe Steel Corporation | Thick steel sheet having excellent CTOD properties in multilayer welded joints, and manufacturing method for thick steel sheet |
| WO2018216665A1 (ja) | 2017-05-22 | 2018-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
| KR20190022845A (ko) | 2016-08-09 | 2019-03-06 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 후강판 및 그의 제조 방법 |
-
1984
- 1984-02-29 JP JP3747484A patent/JPS60184663A/ja active Pending
Cited By (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS63183152A (ja) * | 1987-01-26 | 1988-07-28 | Kawasaki Steel Corp | 溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 |
| WO2001066813A1 (en) * | 2000-03-03 | 2001-09-13 | Corus Uk Limited | Steel composition and microstructure |
| WO2002012581A1 (en) * | 2000-08-07 | 2002-02-14 | Exxonmobil Upstream Research Company | Weld metals with superior low temperature toughness for joining high strength, low alloy steels |
| US6565678B2 (en) | 2000-08-07 | 2003-05-20 | Exxonmobil Upstream Research Company | Weld metals with superior low temperature toughness for joining high strength, low alloy steels |
| KR100833048B1 (ko) | 2006-12-20 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부 |
| WO2009123292A1 (ja) | 2008-03-31 | 2009-10-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高張力鋼およびその製造方法 |
| KR20160090399A (ko) | 2011-02-15 | 2016-07-29 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용접 열 영향부의 저온 인성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법 |
| WO2013118313A1 (ja) | 2011-02-15 | 2013-08-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| US9790579B2 (en) | 2011-02-15 | 2017-10-17 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength steel plate having excellent weld heat-affected zone low-temperature toughness and method for producing same |
| WO2013051231A1 (ja) | 2011-10-03 | 2013-04-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| US9945015B2 (en) | 2011-10-03 | 2018-04-17 | Jfe Steel Corporation | High-tensile steel plate giving welding heat-affected zone with excellent low-temperature toughness, and process for producing same |
| WO2014038200A1 (ja) | 2012-09-06 | 2014-03-13 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 |
| US10036079B2 (en) | 2013-03-12 | 2018-07-31 | Jfe Steel Corporation | Thick steel sheet having excellent CTOD properties in multilayer welded joints, and manufacturing method for thick steel sheet |
| KR20150119285A (ko) | 2013-03-12 | 2015-10-23 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 다층 용접 조인트 ctod 특성이 우수한 후강판 및 그 제조 방법 |
| US10023946B2 (en) | 2013-03-12 | 2018-07-17 | Jfe Steel Corporation | Thick steel sheet having excellent CTOD properties in multilayer welded joints, and manufacturing method for thick steel sheet |
| WO2014141632A1 (ja) | 2013-03-12 | 2014-09-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| WO2015088040A1 (ja) | 2013-12-12 | 2015-06-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| KR20160119243A (ko) | 2014-03-31 | 2016-10-12 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용접 조인트 |
| KR20160127808A (ko) | 2014-03-31 | 2016-11-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고장력 강판 및 그 제조 방법 |
| US10300564B2 (en) | 2014-03-31 | 2019-05-28 | Jfe Steel Corporation | Weld joint |
| US10316385B2 (en) | 2014-03-31 | 2019-06-11 | Jfe Steel Corporation | High-tensile-strength steel plate and process for producing same |
| KR20170038071A (ko) | 2014-09-05 | 2017-04-05 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 다층 용접 조인트 ctod 특성이 우수한 후강판 및 그의 제조 방법 |
| WO2016035110A1 (ja) | 2014-09-05 | 2016-03-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 多層溶接継手ｃｔｏｄ特性に優れた厚鋼板およびその製造方法 |
| US10450627B2 (en) | 2014-09-05 | 2019-10-22 | Jfe Steel Corporation | Thick steel plate having good multipass weld joint CTOD characteristics and method for manufacturing the same |
| KR20190022845A (ko) | 2016-08-09 | 2019-03-06 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 후강판 및 그의 제조 방법 |
| WO2018216665A1 (ja) | 2017-05-22 | 2018-11-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚鋼板およびその製造方法 |
| KR20190142358A (ko) | 2017-05-22 | 2019-12-26 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 후강판 및 그 제조 방법 |
| CN110651059A (zh) * | 2017-05-22 | 2020-01-03 | 杰富意钢铁株式会社 | 厚钢板及其制造方法 |
| US11299798B2 (en) | 2017-05-22 | 2022-04-12 | Jfe Steel Corporation | Steel plate and method of producing same |
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