JPS61270354A - 高靭性溶接用鋼 - Google Patents
高靭性溶接用鋼Info
- Publication number
- JPS61270354A JPS61270354A JP11204885A JP11204885A JPS61270354A JP S61270354 A JPS61270354 A JP S61270354A JP 11204885 A JP11204885 A JP 11204885A JP 11204885 A JP11204885 A JP 11204885A JP S61270354 A JPS61270354 A JP S61270354A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- toughness
- less
- rem
- welding
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
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】
（産業上の利用分野）
本発明は、造船、橋梁、圧力容器、建築などの分野に用
いられる構造用鋼であって、特に溶接熱影響部において
すぐれた靭性を有する高靭性溶接用鋼に関する。
いられる構造用鋼であって、特に溶接熱影響部において
すぐれた靭性を有する高靭性溶接用鋼に関する。
（従来の技術）
近年、溶接用鋼材の材質に対する要求はますます厳しく
なり、かつ溶接コスト削減のために大入熱溶接を適用す
る方法が広くおこなわれている。
なり、かつ溶接コスト削減のために大入熱溶接を適用す
る方法が広くおこなわれている。
このばあいとくに溶接ボンド部近傍の靭性が最も問題で
あシ、この部分の靭性を改善するだめの努力が払われて
きた。従来、この部分の靭性改善策としては、オーステ
ナイト粒の粗大化防止と島状マルテンサイトなどの脆化
組織を低減して、フェライト組織とする方法が検討され
、ＴｉＮ 、 ＢＮ 。
あシ、この部分の靭性を改善するだめの努力が払われて
きた。従来、この部分の靭性改善策としては、オーステ
ナイト粒の粗大化防止と島状マルテンサイトなどの脆化
組織を低減して、フェライト組織とする方法が検討され
、ＴｉＮ 、 ＢＮ 。
ＡＩＮなどの窒化物を有効利用する技術が提案されてき
た。しかし、これらの窒化物は１３５０℃以下に加熱さ
れる熱影響部（以下ＨＡＺと略称する）の靭性改善には
有効であるが、それ以上に加熱されるボンド近傍ではオ
ーステナイト中に完全固溶し、かつ冷却過程においても
完全くは再析出しないため、所期の効果が得られないと
いう問題が生じている。このため、Ｃａ 、 ＲＥＭな
どのような高温においても安定な酸化物または硫化物を
作る金属を添加し、この非金属介在物によって窒化物を
有効利用し、かつフェライト析出核作用を行わせる技術
（例えば溶接学会誌ｖｏｌ ５２ 、 Ｎａ２ 、 Ｐ
、 １２１ ）も提′案されているが、十分な量の微細
酸化物あるいは硫化物を存在させることが困難なため、
改善効果としては小さく、必ずしもボンド脆化の問題を
解決するにはいたっていない。
た。しかし、これらの窒化物は１３５０℃以下に加熱さ
れる熱影響部（以下ＨＡＺと略称する）の靭性改善には
有効であるが、それ以上に加熱されるボンド近傍ではオ
ーステナイト中に完全固溶し、かつ冷却過程においても
完全くは再析出しないため、所期の効果が得られないと
いう問題が生じている。このため、Ｃａ 、 ＲＥＭな
どのような高温においても安定な酸化物または硫化物を
作る金属を添加し、この非金属介在物によって窒化物を
有効利用し、かつフェライト析出核作用を行わせる技術
（例えば溶接学会誌ｖｏｌ ５２ 、 Ｎａ２ 、 Ｐ
、 １２１ ）も提′案されているが、十分な量の微細
酸化物あるいは硫化物を存在させることが困難なため、
改善効果としては小さく、必ずしもボンド脆化の問題を
解決するにはいたっていない。
また最近、特開昭５９−１８５７６０号によれば粒子径
が０．１〜０．３μのＴｉ酸化物を多量に含有させ、こ
の酸化物からのフェライト核生成作用によって溶接ＨＡ
Ｚの組織と靭性が改善されることが開示されている。
が０．１〜０．３μのＴｉ酸化物を多量に含有させ、こ
の酸化物からのフェライト核生成作用によって溶接ＨＡ
Ｚの組織と靭性が改善されることが開示されている。
（発明が解決しようとする問題点）
しかしながら、多数のＴｉ酸化物よシなる微細酸化物は
小型鋼塊では得られても、通常凝固速度の遅い大型鋼塊
では粗大化して微細なＴｉ酸化物の数が減少するために
、ＨＡＺの組織と靭性の改善効果は小さい。さらに、溶
接金属のごとく、凝固速度がはやく、微細なＴｉ酸化物
が得やすいものでも、酸素量が１５０ ｐｐｍよシ低く
なって、Ｔｉ酸化物が少なくなると、微細な針状フェラ
イトは得がたいことが知られている（溶接学会誌ｖｏｌ
５０ ｔ１４１、Ｐ、２４）。すなわち、アルミ脱
酸によって鋼中の酸素量が５０１）ｐｍ以下となった完
全キルド鋼ではとりわけ、Ｔｉ酸化物単独の効果で溶接
１（ＡＺの靭性を改善することは実用上からも困難であ
る。
小型鋼塊では得られても、通常凝固速度の遅い大型鋼塊
では粗大化して微細なＴｉ酸化物の数が減少するために
、ＨＡＺの組織と靭性の改善効果は小さい。さらに、溶
接金属のごとく、凝固速度がはやく、微細なＴｉ酸化物
が得やすいものでも、酸素量が１５０ ｐｐｍよシ低く
なって、Ｔｉ酸化物が少なくなると、微細な針状フェラ
イトは得がたいことが知られている（溶接学会誌ｖｏｌ
５０ ｔ１４１、Ｐ、２４）。すなわち、アルミ脱
酸によって鋼中の酸素量が５０１）ｐｍ以下となった完
全キルド鋼ではとりわけ、Ｔｉ酸化物単独の効果で溶接
１（ＡＺの靭性を改善することは実用上からも困難であ
る。
（問題点を解決するための手段）
本発明は、従来の欠点ならびに問題点を除去、改善する
ことのできる高靭性溶接用鋼を提供することを目的とす
るものであシ、特許請求の範囲記載の高靭性溶接用鋼を
提供することによって前記目的を達成することができる
。すなわちこの発明は重量％でＣ： ０．０３〜０．２
０％、Ｓｉ ： ０．０１〜０．５０％、Ｍｎ ： ０
．３０〜２．０％、Ｐ ： ０．０２％以下、Ｓ ：
０．０１５％以下、 Ｂ ： ０．０００３〜０．０
０３０％、Ｎ： ｏ、ｏｏｓｏ％以下を基本的成分とし
、さらに０．０３％以下のＴｉ ＋ ＲＥＭ 、 Ｃａ
の１種または２種以上を合計で０．００３〜０．０３％
含有し、かつ全Ａｊを０．００３％以下とすることを特
徴とする高靭性溶接用鋼および重量％でＣ： ０．０３
〜０．２０％、Ｓｉ ： ｏ、ｏｔ〜０．５０％、 Ｍ
ｎ ： ０．３０〜２．０％、 Ｐ ： ０．０２％
以下、Ｓ ： ０．０１５％以下、Ｂ ： ０．０００
３〜０．００３０％、Ｎ： ｏ、ｏｏｓｏ％以下を基本
的成分とし、さらに０．０３％以下のＴｉ 、 ＲＥＭ
、 Ｏａの１種または２種以上を合計で０．００３〜
０．０３％含有し、かつ全Ａｌを０．００３％以下とし
、さらにまたＮｉ ： ５％以下、Ｃｕ ： １．０％
以下、Ｏｒ ： １．０％以下、Ｍｏ ： １．０％以
下、Ｎｂ： ０．１０％以下、 Ｖ ： ０．１０％以
下の１種まタハ２種以上を含有することを特徴とする高
靭性溶接用鋼に関する。
ことのできる高靭性溶接用鋼を提供することを目的とす
るものであシ、特許請求の範囲記載の高靭性溶接用鋼を
提供することによって前記目的を達成することができる
。すなわちこの発明は重量％でＣ： ０．０３〜０．２
０％、Ｓｉ ： ０．０１〜０．５０％、Ｍｎ ： ０
．３０〜２．０％、Ｐ ： ０．０２％以下、Ｓ ：
０．０１５％以下、 Ｂ ： ０．０００３〜０．０
０３０％、Ｎ： ｏ、ｏｏｓｏ％以下を基本的成分とし
、さらに０．０３％以下のＴｉ ＋ ＲＥＭ 、 Ｃａ
の１種または２種以上を合計で０．００３〜０．０３％
含有し、かつ全Ａｊを０．００３％以下とすることを特
徴とする高靭性溶接用鋼および重量％でＣ： ０．０３
〜０．２０％、Ｓｉ ： ｏ、ｏｔ〜０．５０％、 Ｍ
ｎ ： ０．３０〜２．０％、 Ｐ ： ０．０２％
以下、Ｓ ： ０．０１５％以下、Ｂ ： ０．０００
３〜０．００３０％、Ｎ： ｏ、ｏｏｓｏ％以下を基本
的成分とし、さらに０．０３％以下のＴｉ 、 ＲＥＭ
、 Ｏａの１種または２種以上を合計で０．００３〜
０．０３％含有し、かつ全Ａｌを０．００３％以下とし
、さらにまたＮｉ ： ５％以下、Ｃｕ ： １．０％
以下、Ｏｒ ： １．０％以下、Ｍｏ ： １．０％以
下、Ｎｂ： ０．１０％以下、 Ｖ ： ０．１０％以
下の１種まタハ２種以上を含有することを特徴とする高
靭性溶接用鋼に関する。
次に本発明の詳細な説明する。
先ず本発明の基本となる技術思想について説明する。
鉄と鋼ｖｏ１．６３ 、 ｒ’ｈ ２ 、 Ｐ、 ３１
２によｐＲｌ−Ｂを添加した大入熱溶接用鋼の溶接ＨＡ
Ｚでは、高温においても安定で微細なＲＥＭ−オキシサ
ルファイド（０，３〜１．０μ）の周囲にＢＮが析出し
て粒内フェライトの析出核となること、および微細なＲ
ＥＭ介在物が多いほど組織の改善効果が大きいことが明
らかにされている。このＢＭの析出核となる介在物は上
記のＲＥＭ−オキシサルファイドだけでなく微細なＩｎ
Ｓなどもその作用を有している。
２によｐＲｌ−Ｂを添加した大入熱溶接用鋼の溶接ＨＡ
Ｚでは、高温においても安定で微細なＲＥＭ−オキシサ
ルファイド（０，３〜１．０μ）の周囲にＢＮが析出し
て粒内フェライトの析出核となること、および微細なＲ
ＥＭ介在物が多いほど組織の改善効果が大きいことが明
らかにされている。このＢＭの析出核となる介在物は上
記のＲＥＭ−オキシサルファイドだけでなく微細なＩｎ
Ｓなどもその作用を有している。
そこで、ＢＮが最も析出しやすい核サイトとなる非金属
介在物をみつけるために、５ ’ｒＯＮ溶解炉でＡｌ。
介在物をみつけるために、５ ’ｒＯＮ溶解炉でＡｌ。
Ｔｉ ｌ Ｚｒ ９ Ｓｉ 、 Ｍｎ 、 Ｃａ ｌ
ＲＥＭなどの酸化物および硫化物を生成しやすい元素を
種々組合せて添加実験を行ったところ、次の（１） 、
（２） 、 （３１Ｋ述べる点が判明した。
ＲＥＭなどの酸化物および硫化物を生成しやすい元素を
種々組合せて添加実験を行ったところ、次の（１） 、
（２） 、 （３１Ｋ述べる点が判明した。
（１） Ｓｉ ｌ Ｍｎ 、 ＺｒおよびＡ！単独あ
るイハコレらの複合添加だけでは、ＢＮの析出核となる
非金属介在物は生成されないこと、 （２） Ｔｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｃａを単独あるいは
これらの複合添加の場合ＫＢＮの析出核と左る酸化物あ
るいは酸・硫化物が生成されること、 （３）シかしＴｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｃａの一１種また
は２ｍ以上と同時に過剰のＡｌが添加されている場合は
、これらの非金属介在物のｌ析出能が低下するとと。
るイハコレらの複合添加だけでは、ＢＮの析出核となる
非金属介在物は生成されないこと、 （２） Ｔｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｃａを単独あるいは
これらの複合添加の場合ＫＢＮの析出核と左る酸化物あ
るいは酸・硫化物が生成されること、 （３）シかしＴｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｃａの一１種また
は２ｍ以上と同時に過剰のＡｌが添加されている場合は
、これらの非金属介在物のｌ析出能が低下するとと。
さらに詳細に上記（３）項のｈｔ添加量とＢＮ析出能に
ついて実験したところ、Ａｌ無添加の場合とＡｌが０．
００３％を超えて鋼材中に含有される場合とでは顕著に
ＢＮ析出能が異なることが明らかとなった。つまり、溶
接構造用鋼としてはアルミキルドするのが一般的でその
非金属介在物は１２０５とＭｎＳが主体であるが、Ｔｉ
、 ＲＥＭ 、 Ｏａの１種または２ｆｉ［以上のも
ので脱酸し、これらの酸化物、硫化物あるいは酸・硫化
物を作り、１２０ｓおよびＭｎＳを排除すると、前記の
Ｔｉ −、ＲＥＭ −＋ Ｃａ−化合物からＢＮが顕著
に析出することがはじめて明らかとなった。
ついて実験したところ、Ａｌ無添加の場合とＡｌが０．
００３％を超えて鋼材中に含有される場合とでは顕著に
ＢＮ析出能が異なることが明らかとなった。つまり、溶
接構造用鋼としてはアルミキルドするのが一般的でその
非金属介在物は１２０５とＭｎＳが主体であるが、Ｔｉ
、 ＲＥＭ 、 Ｏａの１種または２ｆｉ［以上のも
ので脱酸し、これらの酸化物、硫化物あるいは酸・硫化
物を作り、１２０ｓおよびＭｎＳを排除すると、前記の
Ｔｉ −、ＲＥＭ −＋ Ｃａ−化合物からＢＮが顕著
に析出することがはじめて明らかとなった。
なお、Ｔｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｇａの酸化物、硫化物あ
るいは酸硫化物のみがＢＮの析出能力を持っている理由
については未だ明らかでないが、これらの非金属介在物
が微細であること、およびマトリックスとこれら非金属
介在物との整合性がよいことなどの結晶学的な特性が関
与しているものと考えられる０ 本発明の高靭性溶接用鋼においては、全Ａｔが０．００
３％を超えると鋼材中の酸化物はＡｌ２０５主となシ、
かつ硫化物も圧延鋼板では伸長したＭｎＳとなシ、溶接
ＨＡＺの靭性改善に効果がないため全７Ｌｌを０．００
３％以下にすることが重要である。
るいは酸硫化物のみがＢＮの析出能力を持っている理由
については未だ明らかでないが、これらの非金属介在物
が微細であること、およびマトリックスとこれら非金属
介在物との整合性がよいことなどの結晶学的な特性が関
与しているものと考えられる０ 本発明の高靭性溶接用鋼においては、全Ａｔが０．００
３％を超えると鋼材中の酸化物はＡｌ２０５主となシ、
かつ硫化物も圧延鋼板では伸長したＭｎＳとなシ、溶接
ＨＡＺの靭性改善に効果がないため全７Ｌｌを０．００
３％以下にすることが重要である。
脱酸剤としてＡｌに代えて０ 、 Ｓｉ 、 Ｉｎ 、
Ｔｉ 。
Ｔｉ 。
Ｏａ 、 ＲＥＭの１種または２種以上を使用する。
Ｓｉについては鋼材自身の特性から、０．０１％未満で
は脱酸不足で高酸素になるため低靭性となり、逆に０．
８０％を超えると固溶Ｓｉによる脆化が生ずるので、Ｓ
ｉは０．０１〜０．８０％の範囲にする必要がある。
は脱酸不足で高酸素になるため低靭性となり、逆に０．
８０％を超えると固溶Ｓｉによる脆化が生ずるので、Ｓ
ｉは０．０１〜０．８０％の範囲にする必要がある。
Ｋｎについても同様に０．３０％未満では鋼材の強度不
足と、大入熱溶接による軟化が生じ、逆に２、０％を超
えると鋼材とともに［ＡＺの靭性な劣化させるので、Ｉ
ｎは０．３０〜２．０％の範囲にする必要がある。
足と、大入熱溶接による軟化が生じ、逆に２、０％を超
えると鋼材とともに［ＡＺの靭性な劣化させるので、Ｉ
ｎは０．３０〜２．０％の範囲にする必要がある。
Ｔｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｃ！ａは本発明鋼におけるＢＮ
析出核となる非金属介在物の生成と溶鋼の脱酸のために
必須の元素である。これらの元素の合計が０．００３％
未満では鋼の脱酸不足とＢＮ析出核となる酸化物および
硫化物量が少な（ ＨＡＺ靭性の改善効果がない。こ−
で、 Ｔｉ ｒ ＲＥＭ 、 Ｏａは単独でも、あるい
は併用してもＢＮ析出核となる微細な酸化物および酸・
硫化物を作るが、この場合Ｔｉの添加量はＴｉ醗・硫化
物として鋼材の０．００３〜０．００５％と鋼中のＮ量
の３倍とを加えた量が望ましく、Ｃａ。
析出核となる非金属介在物の生成と溶鋼の脱酸のために
必須の元素である。これらの元素の合計が０．００３％
未満では鋼の脱酸不足とＢＮ析出核となる酸化物および
硫化物量が少な（ ＨＡＺ靭性の改善効果がない。こ−
で、 Ｔｉ ｒ ＲＥＭ 、 Ｏａは単独でも、あるい
は併用してもＢＮ析出核となる微細な酸化物および酸・
硫化物を作るが、この場合Ｔｉの添加量はＴｉ醗・硫化
物として鋼材の０．００３〜０．００５％と鋼中のＮ量
の３倍とを加えた量が望ましく、Ｃａ。
ＲＥＭは硫化物の形状調整だけでなく、強力な脱酸剤で
あり、Ｔｉと併用して用いると鋼中の非金属介在物を微
細にしてＨＡＺ靭性の改善に効果がある。
あり、Ｔｉと併用して用いると鋼中の非金属介在物を微
細にしてＨＡＺ靭性の改善に効果がある。
しかし各々０．０３％を超えて添加すると連鋳製造時に
ノズルづまシなどの製造上の問題が生じ０．０４％を超
えると、鋼の清浄度を害するだけでカく非金属介在物が
クラスター状に凝集してＨＡＺ靭性の改善効果が低下す
るので、Ｔｉ 、 ＲＩＣＭ 、 Ｇａの１種または２
８１以上の合計で０．００３〜０．０３％の範囲にする
必要がある。
ノズルづまシなどの製造上の問題が生じ０．０４％を超
えると、鋼の清浄度を害するだけでカく非金属介在物が
クラスター状に凝集してＨＡＺ靭性の改善効果が低下す
るので、Ｔｉ 、 ＲＩＣＭ 、 Ｇａの１種または２
８１以上の合計で０．００３〜０．０３％の範囲にする
必要がある。
Ｂは大入熱溶接ＨＡＺの組織と靭性改善のために必須の
元素である。０．０００３％以下ではＢＮの生成量が少
なく，微細なＴｉ 、 ＲＲ：Ｍ 、 Ｃａの単味また
は複合の酸化物・硫化物・酸硫化物だけではＨＡＺにお
いてフェライト生成核としての作用が非常に小さい。Ｂ
の添加によって溶接冷却過程で前記非金属介在物の部分
でＢＮが析出すると鋼の靭性に有害な固溶Ｎを低減する
効果を有しており、大入熱溶接）（ＡＺの靭性改善に大
きく寄与する。しかし０．００３％を超えると、大入熱
溶接）ＩＡＺの粗粒部粒界に粗大なボロンカーバイドを
生成して逆にｌ１ｉＡＺを脆化させる。また小人熱溶接
時のＨＡＺ硬化を考慮すると、Ｂけ０．０００３〜０．
００３％の範囲、最も好ましくは０．０００４〜ｏ、ｏ
ｏｉｏ％の範囲にする必要がある。
元素である。０．０００３％以下ではＢＮの生成量が少
なく，微細なＴｉ 、 ＲＲ：Ｍ 、 Ｃａの単味また
は複合の酸化物・硫化物・酸硫化物だけではＨＡＺにお
いてフェライト生成核としての作用が非常に小さい。Ｂ
の添加によって溶接冷却過程で前記非金属介在物の部分
でＢＮが析出すると鋼の靭性に有害な固溶Ｎを低減する
効果を有しており、大入熱溶接）（ＡＺの靭性改善に大
きく寄与する。しかし０．００３％を超えると、大入熱
溶接）ＩＡＺの粗粒部粒界に粗大なボロンカーバイドを
生成して逆にｌ１ｉＡＺを脆化させる。また小人熱溶接
時のＨＡＺ硬化を考慮すると、Ｂけ０．０００３〜０．
００３％の範囲、最も好ましくは０．０００４〜ｏ、ｏ
ｏｉｏ％の範囲にする必要がある。
なお本発明において
ｃＶｉ低いほど溶接性は良いが、鋼板強度の確保と大入
熱溶接ＨＡＺの軟化防止のため０００３％以上なければ
ならず、０．２０％を超えると本発明の目的とする大入
熱溶接時のボンド靭性が著しく劣化するためＣは０．０
３〜０．２０％の範囲にする必要がある。
熱溶接ＨＡＺの軟化防止のため０００３％以上なければ
ならず、０．２０％を超えると本発明の目的とする大入
熱溶接時のボンド靭性が著しく劣化するためＣは０．０
３〜０．２０％の範囲にする必要がある。
Ｐについては、母材およびＨＡＺ靭性の上から低い方が
好筐しく、上限を０．０２０％とする必要がある。
好筐しく、上限を０．０２０％とする必要がある。
Ｓについては、母材の異方性を考えると低いほどよく、
かつＴｌ ｒ ＲＥＭ ＊ Ｏａと結合した硫化物はＢ
Ｎ析出核として有効であるが、０．０１５％を超えると
、これが凝集して粗大化するため、上限を０．０１５％
とした。
かつＴｌ ｒ ＲＥＭ ＊ Ｏａと結合した硫化物はＢ
Ｎ析出核として有効であるが、０．０１５％を超えると
、これが凝集して粗大化するため、上限を０．０１５％
とした。
Ｈについては、溶接ボンド部の靭性を確保する上から低
い方が望ましく、ｏ、ｏｏｓ％を超えると固溶Ｎの増加
と島状マルテンサイトの生成を促進してＨＡＺ脆化が著
しくなるので、Ｎをｏ、ｏｏｓ％以下とした。
い方が望ましく、ｏ、ｏｏｓ％を超えると固溶Ｎの増加
と島状マルテンサイトの生成を促進してＨＡＺ脆化が著
しくなるので、Ｎをｏ、ｏｏｓ％以下とした。
前述の成分組成が本発明の基本であるが、さらに母材の
組織を改善し、強度と靭性を与える目的で、Ｎｉ 、
Ｏｒ 、 Ｍｏ 、 Ｏｕ ＋ Ｎｂ、 Ｖの１種また
は２種以上を添加することができる。
組織を改善し、強度と靭性を与える目的で、Ｎｉ 、
Ｏｒ 、 Ｍｏ 、 Ｏｕ ＋ Ｎｂ、 Ｖの１種また
は２種以上を添加することができる。
Ｎｉは母材およびＨＡＺの靭性を高める有効な添加元素
であるが、高価であシ、５％を超えると焼入れ性を高め
てＨＡＺ組織をベイナイト化するため上限を５％とした
。
であるが、高価であシ、５％を超えると焼入れ性を高め
てＨＡＺ組織をベイナイト化するため上限を５％とした
。
Ｏｒ 、 Ｍｏ 、 Ｃｕも焼入性を増加する元素であ
り、母材の強度を高めるの（（有効であるが、１％を超
えるとＨＡＺの硬化をまねくため上限をそれぞれ１％と
した。
り、母材の強度を高めるの（（有効であるが、１％を超
えるとＨＡＺの硬化をまねくため上限をそれぞれ１％と
した。
Ｎｂ 、 Ｖは炭・窒化物を形成して母材組織を細粒化
し、強度と靭性な高める元素であるが、 ｏ、ｉ。
し、強度と靭性な高める元素であるが、 ｏ、ｉ。
％を超すと多層溶接時のＨＡＺの靭性劣化およびＳＥ？
。
。
脆化をひきおこすために上限をそれぞれ０．１０％とし
た。
た。
なお、製鋼法は造塊、連鋳およびベルトキャスター法の
いずれによっても、前記の効果は変らないが、凝固速度
の速いものほどＨＡＺ靭件の改善効果が大きい。′また
鋼材の製造は通常の厚板圧延法および鍛造法などであれ
ばよく、ＴｉＮ利用鋼におけるような微細析出処理は必
ずしも必要としない。
いずれによっても、前記の効果は変らないが、凝固速度
の速いものほどＨＡＺ靭件の改善効果が大きい。′また
鋼材の製造は通常の厚板圧延法および鍛造法などであれ
ばよく、ＴｉＮ利用鋼におけるような微細析出処理は必
ずしも必要としない。
また、圧延のま＼でも熱処理を施したものでも本発明の
効果は変らず広い応用範囲がある。
効果は変らず広い応用範囲がある。
次に本発明を実施例によつＣさらに具体的に説明する。
実施例Ｊ。
第１表は本発明の基本成分組成を有する試作鋼と比較鋼
の化学成分表であって、いずれも連鋳法でスラブを製造
したあと、厚板圧延により厚さ３２關とし、さら江、７
５０ ℃から１０ ℃／ Ｓｅｅで加速冷却法により製
造した強度５０キロ級鋼である。
の化学成分表であって、いずれも連鋳法でスラブを製造
したあと、厚板圧延により厚さ３２關とし、さら江、７
５０ ℃から１０ ℃／ Ｓｅｅで加速冷却法により製
造した強度５０キロ級鋼である。
こ−でＡ〜工は本発明例、Ｊ−Ｍは比較例である。
いずれの試作鋼ともＸ開先による両面一層サブマージド
、アーク、ウェルディング（以下ＳＡＷと呼称）（先行
極：１１００ＡＸ３５Ｖ、後行極９００Ａ×４５ｖ、溶
接速度４３ ｃｒｎ／ ｍｉｎ 、入熱量１１０ＫＪ／
ｃｍ ）を行い、第１図に示すごとく、鋼材１を溶接
して溶接金属２を形成し、その継手より溶接ボンド３
Ｋ切欠き４をつけた２ｆｉＶノツチ シャルピー試験８
５を採取して一６０℃にて試験を行った。
、アーク、ウェルディング（以下ＳＡＷと呼称）（先行
極：１１００ＡＸ３５Ｖ、後行極９００Ａ×４５ｖ、溶
接速度４３ ｃｒｎ／ ｍｉｎ 、入熱量１１０ＫＪ／
ｃｍ ）を行い、第１図に示すごとく、鋼材１を溶接
して溶接金属２を形成し、その継手より溶接ボンド３
Ｋ切欠き４をつけた２ｆｉＶノツチ シャルピー試験８
５を採取して一６０℃にて試験を行った。
第２表には鋼材特性、ボンド部の靭性および溶接熱サイ
クル再現ＬＩＡＺ試片（ＴＰ＝ １４００℃、 ｓｏ。
クル再現ＬＩＡＺ試片（ＴＰ＝ １４００℃、 ｓｏ。
℃〜５００℃、冷却時間１．００ ｓｅｃ ）における
ＮＢ分析値を示した。同表から、本発明鋼は母材特性と
しては従来講相当であるが、大入熱溶接時の靭性にすぐ
れ比較鋼との相違が明らかである。すなわち、本発明鋼
では、ボンド相当の温度に加熱されても一度溶解したＢ
がＴｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｃａ系の微細な酸化物、硫化
物あるいは酸・硫化物のまわυにＢＮとして再析出し、
このＢＮよりフェライトが核生成して組織改善すること
、および固溶ＮをＢＮとして固定して低減することによ
りボンド部の靭性が改善されている。鋼Ａ、Ｆ、Ｈ，Ｊ
、に、ＬではＴｊ−単味の介在物が、鋼Ｂ、Ｇ、Ｉでは
ＴｉとＲＥＭの複合介在物が、鋼ＣではＴｊ−とＯａの
複合介在物がＢＨの析出サイトとして有効に働いている
。
ＮＢ分析値を示した。同表から、本発明鋼は母材特性と
しては従来講相当であるが、大入熱溶接時の靭性にすぐ
れ比較鋼との相違が明らかである。すなわち、本発明鋼
では、ボンド相当の温度に加熱されても一度溶解したＢ
がＴｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｃａ系の微細な酸化物、硫化
物あるいは酸・硫化物のまわυにＢＮとして再析出し、
このＢＮよりフェライトが核生成して組織改善すること
、および固溶ＮをＢＮとして固定して低減することによ
りボンド部の靭性が改善されている。鋼Ａ、Ｆ、Ｈ，Ｊ
、に、ＬではＴｊ−単味の介在物が、鋼Ｂ、Ｇ、Ｉでは
ＴｉとＲＥＭの複合介在物が、鋼ＣではＴｊ−とＯａの
複合介在物がＢＨの析出サイトとして有効に働いている
。
この本発明鋼ではＡｌ２Ｏ，介在物はほとんど認められ
ず、酸化物はＴｉ −ｏｘｊ、ｄｅが主であることが特
長である。ツまり、Ａ／２０ｇが主でこれとＴｉ −ｏ
ｘｉｄｅとが共存する場合には微細介在物の部分へのＢ
Ｎへの析出がほとんど認められなかった。一方、比較＃
Ｉ！Ｍ、Ｎ、ＰではＴｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｃａの１種
または２種以上を添加しているが同時にＡｌも添加して
、鋼材での全Ａｌが０．００３％を超えているために、
ＢＮの析出量も少く、粒内フェライトが生成されにくく
、結果として溶接ボンド部の靭性が低くなっている。ま
た比較例ＯではＲＥＭ ＊ Ｃａ ＋ Ｔｌの全添加量
が０．０７％と高いために、鋼の清浄度が悪く、クラス
ター状になった巨大な介在物欠陥が生じて、溶接構造用
鋼としてはラメラテアが生じやすいために問題がある。
ず、酸化物はＴｉ −ｏｘｊ、ｄｅが主であることが特
長である。ツまり、Ａ／２０ｇが主でこれとＴｉ −ｏ
ｘｉｄｅとが共存する場合には微細介在物の部分へのＢ
Ｎへの析出がほとんど認められなかった。一方、比較＃
Ｉ！Ｍ、Ｎ、ＰではＴｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｃａの１種
または２種以上を添加しているが同時にＡｌも添加して
、鋼材での全Ａｌが０．００３％を超えているために、
ＢＮの析出量も少く、粒内フェライトが生成されにくく
、結果として溶接ボンド部の靭性が低くなっている。ま
た比較例ＯではＲＥＭ ＊ Ｃａ ＋ Ｔｌの全添加量
が０．０７％と高いために、鋼の清浄度が悪く、クラス
ター状になった巨大な介在物欠陥が生じて、溶接構造用
鋼としてはラメラテアが生じやすいために問題がある。
実施例２゜
第３表は本発明の基本組成に更にＮｉ＋ Ｏｒ等を加え
た試作鋼と比較鋼の化学成分表であって、いずれも造塊
法で製造した板厚３２闘の鋼板である。
た試作鋼と比較鋼の化学成分表であって、いずれも造塊
法で製造した板厚３２闘の鋼板である。
第４表に示すごとく、ｆＩＩｉｌ、２は降伏点４２キロ
級ｆｌＡＫなるようＫ ｍＩｍ冷却法で作し、鋼３〜６
および１１〜１３は強度が６０〜１００キロ級になるよ
う焼入れ焼もどし処理し、また鋼７〜１０および１４は
含Ｎｉ鋼で焼ならし処理したものである。
級ｆｌＡＫなるようＫ ｍＩｍ冷却法で作し、鋼３〜６
および１１〜１３は強度が６０〜１００キロ級になるよ
う焼入れ焼もどし処理し、また鋼７〜１０および１４は
含Ｎｉ鋼で焼ならし処理したものである。
＠１ 、２は実施例１と同じく入熱Ｊｉ １１０ ＫＪ
／ｃｍの両側一層溶接を行い、＠３．４．１１は円筒型
貯蔵タンクの立向溶接を想定して、第２図のごとく入熱
量９５ ＫＪ／備の片側一層エレクトロガス（ＥＧ ）
溶接を行い、また９５〜１０および１２〜１４は第３図
に示すごとくこれらの鋼としては比較的入熱の高い６０
ＫＪ／ｃｖＲのＬ型ＳＡＷ溶接を行い、そのボンドの
靭性を２ｔｌｌＶノツチシヤルピー試験によって測定し
た。
／ｃｍの両側一層溶接を行い、＠３．４．１１は円筒型
貯蔵タンクの立向溶接を想定して、第２図のごとく入熱
量９５ ＫＪ／備の片側一層エレクトロガス（ＥＧ ）
溶接を行い、また９５〜１０および１２〜１４は第３図
に示すごとくこれらの鋼としては比較的入熱の高い６０
ＫＪ／ｃｖＲのＬ型ＳＡＷ溶接を行い、そのボンドの
靭性を２ｔｌｌＶノツチシヤルピー試験によって測定し
た。
第４表に母材特性と共にポンド靭性およびそれぞれの溶
接に相当した最高加熱温度１４００℃の熱サイクル再現
試験片におけるＢＮ分析値も示した。
接に相当した最高加熱温度１４００℃の熱サイクル再現
試験片におけるＢＮ分析値も示した。
本発明鋼１〜１０は調料の引張り強さおよび熱処理にか
かわらず、比較＠１１〜１４よシ高いボンド靭性を有す
ることが明らかである。本発明鋼のボンド相当部では溶
接冷却過程で、ＥＮがＢとして０．０００４％以上形成
し、組織および靭性が改善されているが、比較鋼ではＢ
Ｎ生成量がＢとして０．０００２％以下であシ、Ｂが有
効に働いていないばかりか、むしろＢによる焼入れ性を
高めて脆化させていることがうかがえる。
かわらず、比較＠１１〜１４よシ高いボンド靭性を有す
ることが明らかである。本発明鋼のボンド相当部では溶
接冷却過程で、ＥＮがＢとして０．０００４％以上形成
し、組織および靭性が改善されているが、比較鋼ではＢ
Ｎ生成量がＢとして０．０００２％以下であシ、Ｂが有
効に働いていないばかりか、むしろＢによる焼入れ性を
高めて脆化させていることがうかがえる。
（発明の効果）
以上説明した通り、本発明においては鋼中の全Ａｌを排
除し、Ｔｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｏａ化合物を添加すると
とＫよってＢＮを析出させ、溶接ボンド部近傍の靭性に
優れた高靭性溶接用鋼とし、更ＫＮｉ。
除し、Ｔｉ 、 ＲＥＭ 、 Ｏａ化合物を添加すると
とＫよってＢＮを析出させ、溶接ボンド部近傍の靭性に
優れた高靭性溶接用鋼とし、更ＫＮｉ。
Ｏｒ 、 Ｍｏ等を含む母材においても同様な処理によ
って強度と靭性が増加できることが明らかとなった。
って強度と靭性が増加できることが明らかとなった。
これらの結果は溶接用鋼材の品質向上に寄与し。
その効果は極めて大である。
第１図、第２図、第３図はシャルピー試験片の採取位置
および継手形状をそれぞれしめず断面説明図である。 １・・・被溶接鋼材、２・・・溶接金属、３・・・溶接
ボンド部、４・・・シャルピー試験切欠位置、５・・・
シャルピー試験片。
および継手形状をそれぞれしめず断面説明図である。 １・・・被溶接鋼材、２・・・溶接金属、３・・・溶接
ボンド部、４・・・シャルピー試験切欠位置、５・・・
シャルピー試験片。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％でＣ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．３０〜２．０％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０１５％以下 Ｂ：０．０００３〜０．００３０％ Ｎ：０．００８０％以下を基本的成 分とし、さらに０．０３％以下のＴｉ、ＲＥＭ、Ｃａの
１種または２種以上を合計で、０．００３〜０．０３％
含有し、かつ全Ａｌを０．００３％以下とすることを特
徴とする高靭性溶接用鋼。 ２、重量％でＣ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．３０〜２．０％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０１５％以下 Ｂ：０．０００３〜０．００３０％ Ｎ：０．００８０％以下を基本的成分 とし、さらに０．０３％以下のＴｉ、ＲＥＭ、Ｃａの１
種または２種以上を合計で、０．００３〜０．０３％含
有し、かつ全Ａｌを０．００３％以下とし、さらにまた Ｎｉ：５％以下 Ｃｕ：１．０％以下 Ｃｒ：１．０％以下 Ｍｏ：１．０％以下 Ｎｂ：０．１０％以下 Ｖ：０．１０％以下の１種または ２種以上を含有することを特徴とする高靭性溶接用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11204885A JPS61270354A (ja) | 1985-05-27 | 1985-05-27 | 高靭性溶接用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11204885A JPS61270354A (ja) | 1985-05-27 | 1985-05-27 | 高靭性溶接用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61270354A true JPS61270354A (ja) | 1986-11-29 |
| JPH0454734B2 JPH0454734B2 (ja) | 1992-09-01 |
Family
ID=14576714
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11204885A Granted JPS61270354A (ja) | 1985-05-27 | 1985-05-27 | 高靭性溶接用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61270354A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105252168A (zh) * | 2014-07-16 | 2016-01-20 | 徐工集团工程机械股份有限公司 | 一种功能型Fe基堆焊粉末 |
| JP2020204073A (ja) * | 2019-06-17 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 大入熱溶接用高強度鋼板 |
Citations (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52104412A (en) * | 1976-03-01 | 1977-09-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Temper type high tensile steel superior in weldability |
| JPS5547366A (en) * | 1978-09-30 | 1980-04-03 | Nippon Steel Corp | Steel for weld construction having high fracture toughness weld zone |
| JPS56102551A (en) * | 1980-01-22 | 1981-08-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel for low temperature use with superior toughness in weld heat-affected zone |
| JPS581059A (ja) * | 1981-06-25 | 1983-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材 |
| JPS58110658A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性のすぐれた構造用鋼 |
| JPS5935619A (ja) * | 1982-08-18 | 1984-02-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部靭性のすぐれた高張力鋼材の製造方法 |
| JPS59185760A (ja) * | 1983-04-07 | 1984-10-22 | Nippon Steel Corp | 溶接用高靭性鋼 |
| JPS59190313A (ja) * | 1983-04-09 | 1984-10-29 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた鋼材の製造法 |
| JPS59211555A (ja) * | 1983-05-16 | 1984-11-30 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高靭性圧力容器用鋼 |
| JPS6017056A (ja) * | 1983-07-06 | 1985-01-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 |
| JPS60245768A (ja) * | 1984-05-22 | 1985-12-05 | Nippon Steel Corp | 溶接用高靭性鋼 |
| JPS61117213A (ja) * | 1984-11-10 | 1986-06-04 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 |
| JPS61194113A (ja) * | 1985-02-21 | 1986-08-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造法 |
-
1985
- 1985-05-27 JP JP11204885A patent/JPS61270354A/ja active Granted
Patent Citations (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52104412A (en) * | 1976-03-01 | 1977-09-01 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Temper type high tensile steel superior in weldability |
| JPS5547366A (en) * | 1978-09-30 | 1980-04-03 | Nippon Steel Corp | Steel for weld construction having high fracture toughness weld zone |
| JPS56102551A (en) * | 1980-01-22 | 1981-08-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Steel for low temperature use with superior toughness in weld heat-affected zone |
| JPS581059A (ja) * | 1981-06-25 | 1983-01-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 圧力容器用高強度高靭性圧延鋼材 |
| JPS58110658A (ja) * | 1981-12-25 | 1983-07-01 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性のすぐれた構造用鋼 |
| JPS5935619A (ja) * | 1982-08-18 | 1984-02-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部靭性のすぐれた高張力鋼材の製造方法 |
| JPS59185760A (ja) * | 1983-04-07 | 1984-10-22 | Nippon Steel Corp | 溶接用高靭性鋼 |
| JPS59190313A (ja) * | 1983-04-09 | 1984-10-29 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた鋼材の製造法 |
| JPS59211555A (ja) * | 1983-05-16 | 1984-11-30 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高靭性圧力容器用鋼 |
| JPS6017056A (ja) * | 1983-07-06 | 1985-01-28 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ鋼 |
| JPS60245768A (ja) * | 1984-05-22 | 1985-12-05 | Nippon Steel Corp | 溶接用高靭性鋼 |
| JPS61117213A (ja) * | 1984-11-10 | 1986-06-04 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 |
| JPS61194113A (ja) * | 1985-02-21 | 1986-08-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105252168A (zh) * | 2014-07-16 | 2016-01-20 | 徐工集团工程机械股份有限公司 | 一种功能型Fe基堆焊粉末 |
| CN105252168B (zh) * | 2014-07-16 | 2018-05-01 | 徐工集团工程机械股份有限公司 | 一种功能型Fe基堆焊粉末 |
| JP2020204073A (ja) * | 2019-06-17 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 大入熱溶接用高強度鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0454734B2 (ja) | 1992-09-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101846759B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
| TWI478785B (zh) | High heat input welding steel | |
| JP5076658B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| KR20090070147A (ko) | 저온 ｃｔｏｄ특성이 우수한 플럭스 코어드 아크용접금속부 | |
| KR100622888B1 (ko) | 대입열용접용 강재 및 그 제조방법 | |
| JPS601929B2 (ja) | 強靭鋼の製造法 | |
| JPH09157787A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 | |
| JPH03202422A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力厚鋼板の製造法 | |
| JPH02220735A (ja) | チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法 | |
| JPH0577740B2 (ja) | ||
| JP3733898B2 (ja) | 大入熱溶接部靱性に優れた厚肉高張力鋼材の製造方法 | |
| JPS626730B2 (ja) | ||
| JPH05171341A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP2005213534A (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP3323414B2 (ja) | 大入熱溶接の熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JPH0527703B2 (ja) | ||
| JP3879607B2 (ja) | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼 | |
| JPH03162522A (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法 | |
| JP2009242852A (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JPS61238940A (ja) | 溶接部靭性の優れた低温強靭鋼 | |
| JP3464567B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 | |
| JPS61270354A (ja) | 高靭性溶接用鋼 | |
| JP2002371338A (ja) | レーザー溶接部の靭性に優れた鋼 | |
| JP5145616B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた低温用溶接構造用高張力鋼 | |
| JP3882701B2 (ja) | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |