JPS62158853A - 複層盛溶接継手用鋼材 - Google Patents
複層盛溶接継手用鋼材Info
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- JPS62158853A JPS62158853A JP29928585A JP29928585A JPS62158853A JP S62158853 A JPS62158853 A JP S62158853A JP 29928585 A JP29928585 A JP 29928585A JP 29928585 A JP29928585 A JP 29928585A JP S62158853 A JPS62158853 A JP S62158853A
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- Japan
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- embrittlement
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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】
（産業上の利用分野）
本発明は複数盛（多層盛）溶接継手用鋼材に関するもの
である。
である。
（従来の技術）
近年、エネルギー資源の枯渇に伴ない、深堀地域は、厳
寒、極低温の北海、或は北極海域等の自然環境の厳しい
場所で使用される様になり、鋼構造物の安全性確保の点
から、極低温環境で脆性破壊の発生のおそれがある溶接
部に高い靭性を付与することは極めて重要な課題となシ
つつある。この際、鋼構造物の溶接部の脆性破壊の防止
の点から、従来の溶接部のシャルピー衝撃値の保証に加
え、最近ではＢ５５７６２に定められているクラックチ
ッグオーグニンダディスプレースメン） （Ｃｒａｃｋ
Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｌｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ
）試験により得られる限界開口変位量（ＣＴＯＤ値）保
証の要求に戯うる鋼材の供給が望まれるところである。
寒、極低温の北海、或は北極海域等の自然環境の厳しい
場所で使用される様になり、鋼構造物の安全性確保の点
から、極低温環境で脆性破壊の発生のおそれがある溶接
部に高い靭性を付与することは極めて重要な課題となシ
つつある。この際、鋼構造物の溶接部の脆性破壊の防止
の点から、従来の溶接部のシャルピー衝撃値の保証に加
え、最近ではＢ５５７６２に定められているクラックチ
ッグオーグニンダディスプレースメン） （Ｃｒａｃｋ
Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｌｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ
）試験により得られる限界開口変位量（ＣＴＯＤ値）保
証の要求に戯うる鋼材の供給が望まれるところである。
上記の継手高靭性鋼の要求に対して、従来例えば■％開
昭５３−３２８１５号公報に示されている様に５０ ｋ
Ｊｈｎ以上の大入熱溶接した熱影響部の組織が島状マル
テンサイトの靭性に対する悪影響を低減せしめた上部ベ
イナイト組織であることを特徴とする含Ｎｂ大人熱溶接
用鋼がある。また■特開昭５１−７９６２４号公報に示
されている様に、入熱５ｏｏｏｏジユ一ル／ｃｆＲ以上
の単層溶接ボンド部の熱履歴に相当する熱サイクルを受
けた時、オーステナイト結晶粒の大きさが２７０μ以下
となることを特徴とする大入熱溶接用低温用鋼がある。
昭５３−３２８１５号公報に示されている様に５０ ｋ
Ｊｈｎ以上の大入熱溶接した熱影響部の組織が島状マル
テンサイトの靭性に対する悪影響を低減せしめた上部ベ
イナイト組織であることを特徴とする含Ｎｂ大人熱溶接
用鋼がある。また■特開昭５１−７９６２４号公報に示
されている様に、入熱５ｏｏｏｏジユ一ル／ｃｆＲ以上
の単層溶接ボンド部の熱履歴に相当する熱サイクルを受
けた時、オーステナイト結晶粒の大きさが２７０μ以下
となることを特徴とする大入熱溶接用低温用鋼がある。
また■特開昭５２−１１１８１６号公報に示されている
様に低Ｃ（低ＰＣＭ ）で溶接性に優れたニオブ官有調
質製高張力鋼がある。
様に低Ｃ（低ＰＣＭ ）で溶接性に優れたニオブ官有調
質製高張力鋼がある。
（発明が解決しようとする問題点〕
従来技術は、前項■、■、■に共通している多層溶接時
に特有な脆化、即ち先行ビードで生成するポンド部粗粒
組織が次層ビードでＡｃ１からＡｃ３間の温度に再熱さ
れる場合に生ずる脆化を防止するには不充分な成分設計
であるという問題点を有している。本発明は上記問題点
を屏決し、継手として２・臂ス以上の複層溶接を施した
とき、そのプント部（溶接熱影響部）に発生する脆化を
防止しうる鋼材を提供するものである。
に特有な脆化、即ち先行ビードで生成するポンド部粗粒
組織が次層ビードでＡｃ１からＡｃ３間の温度に再熱さ
れる場合に生ずる脆化を防止するには不充分な成分設計
であるという問題点を有している。本発明は上記問題点
を屏決し、継手として２・臂ス以上の複層溶接を施した
とき、そのプント部（溶接熱影響部）に発生する脆化を
防止しうる鋼材を提供するものである。
（問題点を解決するための手段）
上記した問題点は、下記のとおりの要旨の本発明によっ
て解決される。
て解決される。
（１）重量％でＣ：０．０２〜０．０７％、Ｓｔ：０．
０５〜０．２５ Ｔｏ 、 Ｍｎ ： １．１〜１．８
％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０
．０１０％、Ｎ：０．００２５チ未満で、Ｃ，Ｓｔ及び
Ｍｎ量を０．６４ ＜ （Ｃ＋ Ｓ ｉ ＋ １／Ｍｎ
）く１．２３となる様含有し、残部Ｆｅおよび不純物
からなる２パス以上の複鳥盛溶請手用鋼材。
０５〜０．２５ Ｔｏ 、 Ｍｎ ： １．１〜１．８
％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０
．０１０％、Ｎ：０．００２５チ未満で、Ｃ，Ｓｔ及び
Ｍｎ量を０．６４ ＜ （Ｃ＋ Ｓ ｉ ＋ １／Ｍｎ
）く１．２３となる様含有し、残部Ｆｅおよび不純物
からなる２パス以上の複鳥盛溶請手用鋼材。
（２）重量％でＣ：０．０２〜０．０７％、 Ｓｉ ：
０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ ： １．１〜１．８
’１６．Ａｌ ： ０．０１〜０、１％、 Ｔｉ ：
０．００５〜０．０１０％、Ｎ：０゜００２５俤禾４
４で、Ｃ，Ｓｉ、及びＭＪＩｍｔｋｏ、６４≦（Ｃ＋Ｓ
ｉ ＋ １／Ｍｎ ）≦１．２３となる様含有し、さ
らにＶ ： ０．０１〜０．０５％ 、 Ｎｂ ： ０
．００５〜０．０３０％ 、 Ｃｕ ： ０．５％以下
。
０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ ： １．１〜１．８
’１６．Ａｌ ： ０．０１〜０、１％、 Ｔｉ ：
０．００５〜０．０１０％、Ｎ：０゜００２５俤禾４
４で、Ｃ，Ｓｉ、及びＭＪＩｍｔｋｏ、６４≦（Ｃ＋Ｓ
ｉ ＋ １／Ｍｎ ）≦１．２３となる様含有し、さ
らにＶ ： ０．０１〜０．０５％ 、 Ｎｂ ： ０
．００５〜０．０３０％ 、 Ｃｕ ： ０．５％以下
。
Ｎｉ：ｉ、ｏ＊以下、Ｃｒ：０．５％以下、 Ｍｏ ：
０．５ ％以下の１種または２種以上を含有し、残部
Ｆｅおよび不純物からなる２ノ９ス以上の複層盛溶接継
手用鋼材。
０．５ ％以下の１種または２種以上を含有し、残部
Ｆｅおよび不純物からなる２ノ９ス以上の複層盛溶接継
手用鋼材。
（３）重量％でＣ：０．０２へ０．０７％、 ｓｔ ：
０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ ： １．１〜１．８
％ 、 Ａｌ： ０．０１〜０．１％’、 Ｔｉ ：
０．００５〜０．０１０チ 、 Ｎ ： ０．００２
５チ未満でＣ、Ｓｉ 、およびＭｎ量を０．６４＜（Ｃ
＋ Ｓ ｉ ＋ １／Ｍｎ ）≦１，２３となる様含有
し、さらにＢ：０．０００５〜０．００１５％ 、Ｃａ
： ０．００２０−０．００４５％、Ｚｒ：０．００
５〜０．０１５％、 Ｈｆ ： ０．００５〜０．０２
０５ 。
０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ ： １．１〜１．８
％ 、 Ａｌ： ０．０１〜０．１％’、 Ｔｉ ：
０．００５〜０．０１０チ 、 Ｎ ： ０．００２
５チ未満でＣ、Ｓｉ 、およびＭｎ量を０．６４＜（Ｃ
＋ Ｓ ｉ ＋ １／Ｍｎ ）≦１，２３となる様含有
し、さらにＢ：０．０００５〜０．００１５％ 、Ｃａ
： ０．００２０−０．００４５％、Ｚｒ：０．００
５〜０．０１５％、 Ｈｆ ： ０．００５〜０．０２
０５ 。
Ｙ ： ０．００５〜０．０２０５ 、Ｃａ ： ０．
００５〜０．０２０５。
００５〜０．０２０５。
Ｌａ ： ０．００５〜０．０２０５の１種または２種
以上を含有し、残部Ｆ６および不純物からなる２パス以
上の複層盛溶接継手用鋼材。
以上を含有し、残部Ｆ６および不純物からなる２パス以
上の複層盛溶接継手用鋼材。
（４） 重量％でＣ：０．０２〜０．０７％、 Ｓｉ
： ０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ ： １．１〜１
．８％、 Ａｌ ： ０．０１〜０、１％、 Ｔｉ ：
０８００５〜０．０１０％、 Ｎ ： ０．００２５
−未満で、Ｃ，Ｓｉ、およびＭｎ量を０，６４≦（Ｃ＋
Ｓｉ＋し扁）＜１．２３となる様含有し、さらにＶ：０
．０１〜０．０５ ％ 、 Ｎｂ ： ｏ、ｏｏｓ〜ｏ
、ｏａ ｏｓ 、 Ｃｕ： ０．５％以下、Ｎｉ：１０
％以下、Ｃｒ：０．５％以下、 Ｍｅ ：０．５％以下
、Ｂ：０．０００５〜０．００１５ｑｂ、Ｃａ：０．０
０２０〜０．００４５％、 Ｚｒ ： ０．００５〜０
．Ｏ１５％、Ｈｆ：０．００５〜０．０２０５、 Ｙ
：０．００５〜０．０２０５。
： ０．０５〜０．２５％、 Ｍｎ ： １．１〜１
．８％、 Ａｌ ： ０．０１〜０、１％、 Ｔｉ ：
０８００５〜０．０１０％、 Ｎ ： ０．００２５
−未満で、Ｃ，Ｓｉ、およびＭｎ量を０，６４≦（Ｃ＋
Ｓｉ＋し扁）＜１．２３となる様含有し、さらにＶ：０
．０１〜０．０５ ％ 、 Ｎｂ ： ｏ、ｏｏｓ〜ｏ
、ｏａ ｏｓ 、 Ｃｕ： ０．５％以下、Ｎｉ：１０
％以下、Ｃｒ：０．５％以下、 Ｍｅ ：０．５％以下
、Ｂ：０．０００５〜０．００１５ｑｂ、Ｃａ：０．０
０２０〜０．００４５％、 Ｚｒ ： ０．００５〜０
．Ｏ１５％、Ｈｆ：０．００５〜０．０２０５、 Ｙ
：０．００５〜０．０２０５。
Ｃｅ：０．００５′〜０．０２０％、Ｌａ：０．００５
〜０．０２０チの１種または２ａ［以上を含有し、残部
Ｆｅおよび不純物からなる２／４′ス以上の複層盛溶接
継手用鋼材。
〜０．０２０チの１種または２ａ［以上を含有し、残部
Ｆｅおよび不純物からなる２／４′ス以上の複層盛溶接
継手用鋼材。
以下１本発明について詳細に説明する。
本発明者等は多層溶接時の特有な脆化、即ち先行ビード
で生成する継手ボンド部組粒組織が次層ビードでＡｃ１
からＡｌ１間の温度に再熱される場合に生ずる脆化を防
止する成分を溶接再現熱サイグル試験によシ検討した。
で生成する継手ボンド部組粒組織が次層ビードでＡｃ１
からＡｌ１間の温度に再熱される場合に生ずる脆化を防
止する成分を溶接再現熱サイグル試験によシ検討した。
即ち多層溶接部の脆化組織は鋼材に溶接再現熱サイクル
を２回実施することによシ得られる。即ち溶接金属と母
材の溶接熱影響部の境界の粗粒組織は最高加熱温度を１
４００℃と高めた１回目の溶接再現熱サイクルで得られ
、引き続く次層ビードの再熱によシ生ずる脆化組織は、
２回目の再加熱温度をＡｃ１からＡｃ３間の温度とする
ことで得られる。
を２回実施することによシ得られる。即ち溶接金属と母
材の溶接熱影響部の境界の粗粒組織は最高加熱温度を１
４００℃と高めた１回目の溶接再現熱サイクルで得られ
、引き続く次層ビードの再熱によシ生ずる脆化組織は、
２回目の再加熱温度をＡｃ１からＡｃ３間の温度とする
ことで得られる。
上記の実験手法により得られた知見を以下に示す。
第１図は１．５ Ｓ Ｍｎ系に於けるＣの影響を示す。
１４００℃熱サイクル後２回目の熱サイクルの再加熱温
度を７５０．８００．８５０℃の３水準に変化させ念と
ころ、８００℃でＣが０．０９％以上存在すると著るし
く脆化が生ずるものの、０．０５ＳＣでは脆化は全、く
生じない。
度を７５０．８００．８５０℃の３水準に変化させ念と
ころ、８００℃でＣが０．０９％以上存在すると著るし
く脆化が生ずるものの、０．０５ＳＣでは脆化は全、く
生じない。
第２図は０．０５ ％ Ｃ−１，５チ凪系に於けるＳｉ
の影響を示す。同様に２回目の再７１０熱温反が８００
℃で８１が０．４チ以上存在すると脆化が生ずるものの
、０．２ ％ ８１では脆化は殆ど生じない。
の影響を示す。同様に２回目の再７１０熱温反が８００
℃で８１が０．４チ以上存在すると脆化が生ずるものの
、０．２ ％ ８１では脆化は殆ど生じない。
第３図はｏ、ｏｓｓｃ系におけるＭｎの影響を示す。
２回熱サイクルの８００℃脆化はＭｎ ｉｋ １．５
Ｔｏ迄高めると殆ど生じない結果を示した。
Ｔｏ迄高めると殆ど生じない結果を示した。
第４図は上記結果から２回熱サイクル時の脆化の殆ど生
じない０．０７ ％ Ｃ−０，２＊ Ｓｉ −１，４Ｊ
Ｍｎ系に於けるＡｌ量の影響を示す。Ｕのｏ、ｏ７＊へ
の増量は２回熱サイクル時の脆化防止に効果を有するこ
とが明らかである。
じない０．０７ ％ Ｃ−０，２＊ Ｓｉ −１，４Ｊ
Ｍｎ系に於けるＡｌ量の影響を示す。Ｕのｏ、ｏ７＊へ
の増量は２回熱サイクル時の脆化防止に効果を有するこ
とが明らかである。
第５図は同様に０．０７ＳＣ−０，２％Ｓｉ−５１−１
４Ｓ系におけるＮの影響を示す。２回熱サイクル時の脆
化はＮ量の低減によシ軽減される。
４Ｓ系におけるＮの影響を示す。２回熱サイクル時の脆
化はＮ量の低減によシ軽減される。
第６図は同様に０．０７ＳＣ−０，２Ｔｏ Ｓｔ −１
，４１Ｍｎ系におけるＴｉ 、 Ｎの影響を示す。２回
熱サイクル時の脆化は低Ｎ、微量Ｔ１添訓系の方が少な
い。
，４１Ｍｎ系におけるＴｉ 、 Ｎの影響を示す。２回
熱サイクル時の脆化は低Ｎ、微量Ｔ１添訓系の方が少な
い。
以上の溶接再現熱サイクルによる成分検討から、本発明
者らは多層溶接時に特有な脆化はＣ、Ｓｉ 、Ｎを低減
させ、Ｍｎ 、 Ａｌを一定址以上添刀口し、ＴｉはＮ
と当量程度添加することによ）防止出来ることを見い出
した。ここで多層溶接時に粗粒組織がＡｃ１からＡｃ５
間の温度で再加熱される場合に生ずる脆化に対する成分
の効果は以下の冶金現象で説明される。即ちＣ，Ｓｉの
低減は上記脆化部のミクロ組織を改善し、靭性に有害な
島状マルテンサイトの生成を防止し、一方Ｍｎの添加は
脆化部のミクロ組織を微細化させることが確認されてい
る。またＮの低減及びＴｉの添加は、靭性に有害なフＩ
Ｊ −Ｎを少なくしまた溶接熱影響部の組織を微細化す
る効果を有する。
者らは多層溶接時に特有な脆化はＣ、Ｓｉ 、Ｎを低減
させ、Ｍｎ 、 Ａｌを一定址以上添刀口し、ＴｉはＮ
と当量程度添加することによ）防止出来ることを見い出
した。ここで多層溶接時に粗粒組織がＡｃ１からＡｃ５
間の温度で再加熱される場合に生ずる脆化に対する成分
の効果は以下の冶金現象で説明される。即ちＣ，Ｓｉの
低減は上記脆化部のミクロ組織を改善し、靭性に有害な
島状マルテンサイトの生成を防止し、一方Ｍｎの添加は
脆化部のミクロ組織を微細化させることが確認されてい
る。またＮの低減及びＴｉの添加は、靭性に有害なフＩ
Ｊ −Ｎを少なくしまた溶接熱影響部の組織を微細化す
る効果を有する。
本発明の手段、即ち構成要件の各限定は上記の各作用に
基づいて定めた。
基づいて定めた。
Ｃは低い程多層溶接時の脆化防止に有効であるが、鋼板
の強度を得るために必須な量として下限値を０．０３１
ＩＣ規制し、又０．０７チを超えると多層溶接時の脆化
を生ずるので上限値を０．０７％に規制した。
の強度を得るために必須な量として下限値を０．０３１
ＩＣ規制し、又０．０７チを超えると多層溶接時の脆化
を生ずるので上限値を０．０７％に規制した。
Ｓｉは脱酸作用及び固溶体強化作用を有するが、０．２
５％を超えた添加は多層溶接時の脆化が生じるので、添
加量は０．０５１以上０．２５％以下に限定し念。
５％を超えた添加は多層溶接時の脆化が生じるので、添
加量は０．０５１以上０．２５％以下に限定し念。
Ｍｎは母材及び多層溶接部の靭性を改善するが・過剰な
添加は溶接性を損なうので添加量を１．１チ以上１．８
チ以下に限定した。
添加は溶接性を損なうので添加量を１．１チ以上１．８
チ以下に限定した。
本発明に於ては上記Ｃ，８１，Ｍｎの組み合わせは０．
６４≦（Ｃ＋ Ｓ ｉ ＋１／Ｍｎ ）≦１．２３ の
範囲とすることが必須でおる。即ち上記各元素の継手靭
性に及ぼす単独の作用を組み合わせた場合の２・母ス以
上の複層溶接継手プント部の低温靭性を得るための条件
である。
６４≦（Ｃ＋ Ｓ ｉ ＋１／Ｍｎ ）≦１．２３ の
範囲とすることが必須でおる。即ち上記各元素の継手靭
性に及ぼす単独の作用を組み合わせた場合の２・母ス以
上の複層溶接継手プント部の低温靭性を得るための条件
である。
Ｔｉは継手？ンド部の細粒化に有効な働きを有するが過
剰な添加は靭性を損なうので０，００５％以上０．０１
０チ以下に限定した。
剰な添加は靭性を損なうので０，００５％以上０．０１
０チ以下に限定した。
Ａｌは脱酸及び多１溶接部の靭性を改善するので、その
ために必要な量として０．０１％以上０．１チ以下に限
定した。
ために必要な量として０．０１％以上０．１チ以下に限
定した。
ＮはＴＩとの化合物を析出させ継手がンド部の細粒化に
有効な働きを有するが、過剰な添加は靭性に有害なフリ
ーＮとなるので０．００２５％未満に限定した。
有効な働きを有するが、過剰な添加は靭性に有害なフリ
ーＮとなるので０．００２５％未満に限定した。
本発明は上記の諸元の数値制限に加え、さらにＶ ：
０．０１〜０．０５％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．
０３０％。
０．０１〜０．０５％、 Ｎｂ ： ０．００５〜０．
０３０％。
Ｃｕ ： ０．５ ％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ
：０．５％以下、 Ｍｏ ： ０．５％以下の１種また
は２穐以上の餓加によ）母材の高強度化、もしくは厚手
化を図る場合にも２パス以上の複層盛溶接継手用鋼材の
製造を可能とするものである。
：０．５％以下、 Ｍｏ ： ０．５％以下の１種また
は２穐以上の餓加によ）母材の高強度化、もしくは厚手
化を図る場合にも２パス以上の複層盛溶接継手用鋼材の
製造を可能とするものである。
さらに本発明に於ては他の鋼材特性との関連で、Ｂ ：
０．００５〜０．００１５ ’１６ 、 Ｃａ ：０
．００２０〜０．００４５’ｌｌｒ 、 Ｚｒ ： ０
．００５〜０．０１５％、 Ｉ■ｆ ： ０．００５
〜０．０２０５、 Ｙ ： ０．００５〜０．０２０Ｔ
ｏ 、 Ｃｅ ：０．００５〜０．０２０５、Ｌａ ：
０．００５〜０．０２０５の１種または２種以上の添
加によっても２パス以上の複膚盛溶接継手用鋼材の提供
を可能とするものである。
０．００５〜０．００１５ ’１６ 、 Ｃａ ：０
．００２０〜０．００４５’ｌｌｒ 、 Ｚｒ ： ０
．００５〜０．０１５％、 Ｉ■ｆ ： ０．００５
〜０．０２０５、 Ｙ ： ０．００５〜０．０２０Ｔ
ｏ 、 Ｃｅ ：０．００５〜０．０２０５、Ｌａ ：
０．００５〜０．０２０５の１種または２種以上の添
加によっても２パス以上の複膚盛溶接継手用鋼材の提供
を可能とするものである。
尚、本発明において、０．００４％〜０．０２％の範囲
のＰ及びＳは上記２−４′ス以上の複層盛溶接継手がン
Ｐ部の靭性には影響が認められなかった。
のＰ及びＳは上記２−４′ス以上の複層盛溶接継手がン
Ｐ部の靭性には影響が認められなかった。
又、複数盛溶接継手がンド部は、複数回の熱履歴をうけ
、該継手用鋼材が圧延工程で形成した組織は維持され難
いので、本発明の鋼材を製造するための熱間圧延条件に
つめて限定はなく、既存の各種の熱間圧延方法の何れを
用いてもよい。
、該継手用鋼材が圧延工程で形成した組織は維持され難
いので、本発明の鋼材を製造するための熱間圧延条件に
つめて限定はなく、既存の各種の熱間圧延方法の何れを
用いてもよい。
（実施例）
本発明の実施例を以下に比較例とともに説明する。表１
は板厚５０■の鋼板の化学成分と、入熱量１７ ｋＪ／
ｃｒｓ及び７０ ｋＪ／ａｍの両面多層盛ＳＡＷ溶接継
手の垂直側プント部に切欠を入れた場合のシャルピー値
は一６０℃にて３本試験したものの最小値を、ＣＴＯＤ
値＃−ｔ−１０℃にて５本試験したものの最小値を示す
。
は板厚５０■の鋼板の化学成分と、入熱量１７ ｋＪ／
ｃｒｓ及び７０ ｋＪ／ａｍの両面多層盛ＳＡＷ溶接継
手の垂直側プント部に切欠を入れた場合のシャルピー値
は一６０℃にて３本試験したものの最小値を、ＣＴＯＤ
値＃−ｔ−１０℃にて５本試験したものの最小値を示す
。
表１中、鋼２，３，４，５．６はいずれも第１項発明の
条件を満たす鋼であり、入熱量が１７ｋＪ／ｃｍ、及び
７０ ｋＪ／ｍいずれの両面多層盛ＳＡＷ溶接継手のプ
ント部において、ｖＥ−６０℃のシャルピー吸収エネル
ギー、δｃ−１０℃ のＣＴＯＤ値共に高い値を示し、
優れた靭性を有していることが認められる。これば対し
表１中鋼１はＣ及びＣ＋Ｓ＋＋−！−の値が夫々ｎ Ｏ，０１８，０，６２と、鋼７はＣの値が０．０９３と
いずれも第１発明の条件を満足しない鋼であり、入熱量
を２水準とした継手の靭性も鋼１ではｖＥ−６０℃が、
鋼７ではｖＥ−６０℃、δｃ−１０℃の値が本発明鋼よ
シ劣りている。
条件を満たす鋼であり、入熱量が１７ｋＪ／ｃｍ、及び
７０ ｋＪ／ｍいずれの両面多層盛ＳＡＷ溶接継手のプ
ント部において、ｖＥ−６０℃のシャルピー吸収エネル
ギー、δｃ−１０℃ のＣＴＯＤ値共に高い値を示し、
優れた靭性を有していることが認められる。これば対し
表１中鋼１はＣ及びＣ＋Ｓ＋＋−！−の値が夫々ｎ Ｏ，０１８，０，６２と、鋼７はＣの値が０．０９３と
いずれも第１発明の条件を満足しない鋼であり、入熱量
を２水準とした継手の靭性も鋼１ではｖＥ−６０℃が、
鋼７ではｖＥ−６０℃、δｃ−１０℃の値が本発明鋼よ
シ劣りている。
表１中、鋼８ばＳｉが０．３４％と高い比較鋼で第１発
明の条件を満念す鋼３よりもｖＥ−６０℃、δｃ−１０
℃双方の値が著るしく劣化している。
明の条件を満念す鋼３よりもｖＥ−６０℃、δｃ−１０
℃双方の値が著るしく劣化している。
表１中、鋼９はＭｎがｏ、９２％と低く、鋼１０は１．
９５チと高い比較鋼で、同様に銅５、鋼４の本発明鋼に
比較し、ｖＥ−６０℃、δｃ−１０℃共に劣化している
。
９５チと高い比較鋼で、同様に銅５、鋼４の本発明鋼に
比較し、ｖＥ−６０℃、δｃ−１０℃共に劣化している
。
また表１中鋼１１はＡｌを０．０７％と高めた本発明鋼
であり、同じく本発明鋼である鋼６に比較してもさらに
優れた靭性を示している。
であり、同じく本発明鋼である鋼６に比較してもさらに
優れた靭性を示している。
表１中鋼１２はＴ１が０．００２％と低く、鋼１３はＴ
１が０．０１４チと高い比較鋼で同様に本発明鋼６に比
較して靭性が劣化している。
１が０．０１４チと高い比較鋼で同様に本発明鋼６に比
較して靭性が劣化している。
表１中鋼１４．１５はＮが夫々０．００３９チ。
０．００４５チと高い比較鋼であシ本発明銅である鋼３
．５と比較して同様に靭性が低下している。
．５と比較して同様に靭性が低下している。
さらに表１中ｉ１６はＢを０．００１２％、銅１７はＣ
＆を０．００３５％、銅１８はＺｒを０．０１０％。
＆を０．００３５％、銅１８はＺｒを０．０１０％。
鋼１９はＣｅ及びＬａを０．０１０％、鋼２０はＹを０
．０１０％含む第３項発明の条件を満たす鋼であシ、い
ずれの鋼も入熱量１７ ｋＪ／ｃｍ及び７ Ｑ ｋＪ／
ｃｍの両面多層盛ＳＡＷ溶接継手のがンド部において、
ｖＥ−６０℃、δｃ−１０℃共に高い値を有し、潰れた
靭性が得られることかわかる。
．０１０％含む第３項発明の条件を満たす鋼であシ、い
ずれの鋼も入熱量１７ ｋＪ／ｃｍ及び７ Ｑ ｋＪ／
ｃｍの両面多層盛ＳＡＷ溶接継手のがンド部において、
ｖＥ−６０℃、δｃ−１０℃共に高い値を有し、潰れた
靭性が得られることかわかる。
ま次表１中１．鋼２１はＶを０．０４％、鋼２２゜２３
はＮｂを夫々０．００７％、０．０２１％、鋼２４はＣ
ｕを０．３２％、鋼２５はＮｉを０．２５％、鋼２６は
Ｎｉを０．７２％、鋼２７はＣｒを０．３５％、鋼２８
はＣｒを０．３２１Ｖを０．０３８％、鋼２９はＣｕ
ｔ−０，２５％、Ｎｉを０．３０％、鋼３０はＣｕｔ′
０．２５ｔｓ、Ｎｉを０．３０％、Ｎｂを０．０１２チ
含む第２項発明の条件を満たす鋼であ）、いずれの鋼も
同様に極めて優れた靭性を有している。
はＮｂを夫々０．００７％、０．０２１％、鋼２４はＣ
ｕを０．３２％、鋼２５はＮｉを０．２５％、鋼２６は
Ｎｉを０．７２％、鋼２７はＣｒを０．３５％、鋼２８
はＣｒを０．３２１Ｖを０．０３８％、鋼２９はＣｕ
ｔ−０，２５％、Ｎｉを０．３０％、鋼３０はＣｕｔ′
０．２５ｔｓ、Ｎｉを０．３０％、Ｎｂを０．０１２チ
含む第２項発明の条件を満たす鋼であ）、いずれの鋼も
同様に極めて優れた靭性を有している。
表１中、鋼３１は鋼２７ＫＢをさらＫＯ，００１％。
鋼３２は鋼２８にＣ＆をｏ、ｏｏａｓｓ、鋼３３は鋼２
９にＣａ 、 Ｌｍを夫々０．００５１鋼３４は鋼３０
にＺｒを０．００９チ添加した第４項発明の条件を満た
す鋼であル、いずれの鋼も優れた靭性を有している。
９にＣａ 、 Ｌｍを夫々０．００５１鋼３４は鋼３０
にＺｒを０．００９チ添加した第４項発明の条件を満た
す鋼であル、いずれの鋼も優れた靭性を有している。
（発明の効果）
以上、本発明によれば２−４′ス以上の複層溶接で不可
避的く形成される継手ゲンド部の粗粒組織のＡｃ１から
Ａｃ３間に再熱される領域の脆化を防止することが出来
、厳寒、極低温域に構築される鋼構造物においてその溶
接部の脆性破壊の発生を防止することが可能となシ、安
全性の大幅な改善が図られることとなる。従ってエネル
ギー資源の開発を格段に促進することが可能となシ、工
業上、産業上にもたらす効果は大きい。
避的く形成される継手ゲンド部の粗粒組織のＡｃ１から
Ａｃ３間に再熱される領域の脆化を防止することが出来
、厳寒、極低温域に構築される鋼構造物においてその溶
接部の脆性破壊の発生を防止することが可能となシ、安
全性の大幅な改善が図られることとなる。従ってエネル
ギー資源の開発を格段に促進することが可能となシ、工
業上、産業上にもたらす効果は大きい。
第１図は２パス以上の複層盛溶接部の脆化を検討するた
め溶接再現熱サイクルを１回及び２回と変化させた場合
のシャルピー試験の破面遷移温度（ｖＴｒｉ ）に及ぼ
すＣの影響を示す図、第２図は同様にｖＴｒｓに及ぼす
Ｓｉの影響を示す図、第３図は同様にｖＴｒｓに及はす
Ｍｎの影響を示す図、第４図は同様にｖＴｒｍに及ぼす
Ｕの影響を示す図、第５図は同様にｖＴｒ＋ｓに及ぼす
Ｔｉ、Ｎの影響を示す図、第６図は同様にｖＴｒｓＫ及
ぼすＮの影魯を示す図である。 第１図 第２図 （ブイクルン にサイクル） 第３図 第４図 第５図 第６図
め溶接再現熱サイクルを１回及び２回と変化させた場合
のシャルピー試験の破面遷移温度（ｖＴｒｉ ）に及ぼ
すＣの影響を示す図、第２図は同様にｖＴｒｓに及ぼす
Ｓｉの影響を示す図、第３図は同様にｖＴｒｓに及はす
Ｍｎの影響を示す図、第４図は同様にｖＴｒｍに及ぼす
Ｕの影響を示す図、第５図は同様にｖＴｒ＋ｓに及ぼす
Ｔｉ、Ｎの影響を示す図、第６図は同様にｖＴｒｓＫ及
ぼすＮの影魯を示す図である。 第１図 第２図 （ブイクルン にサイクル） 第３図 第４図 第５図 第６図
Claims (4)
- （１）重量％でＣ：０．０２〜０．０７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．１〜１．８％、Ａｌ：０
．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１０％、
Ｎ：０．００２５％未満で、Ｃ、Ｓｉ及びＭｎ量を０．
６４≦（Ｃ＋Ｓｉ＋１／Ｍｎ）≦１．２３となる様含有
し、残部Ｆｅおよび不純物からなる２パス以上の複層盛
溶接継手用鋼材。 - （２）重量％でＣ：０．０２〜０．０７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．１〜１．８％、Ａｌ：０
．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１０％、
Ｎ：０．００２５％未満で、Ｃ、Ｓｉ、及びＭｎ量を０
．６４≦（Ｃ＋Ｓｉ＋１／Ｍｎ）≦１．２３となる様含
有し、さらにＶ：０．０１〜０．０５％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０３０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．
０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下の
１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不純物か
らなる２パス以上の複層盛溶接継手用鋼材。 - （３）重量％でＣ：０．０２〜０．０７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．１〜１．８％、Ａｌ：０
．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１０％、
Ｎ：０．００２５％未満でＣ、Ｓｉ、およびＭｎ量を０
．６４≦（Ｃ＋Ｓｉ＋１／Ｍｎ）≦１．２３となる様含
有し、さらにＢ：０．０００５〜０．００１５％、Ｃａ
：０．００２０〜０．００４５％、Ｚｒ：０．００５〜
０．０１５％、Ｈｆ：０．００５〜０．０２０％、Ｙ：
０．００５〜０．０２０％、Ｃｅ：０．００５〜０．０
２０％、Ｌａ：０．００５〜０．０２０％の１種または
２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる２パ
ス以上の複層盛溶接継手用鋼材。 - （４）重量％でＣ：０．０２〜０．０７％、Ｓｉ：０．
０５〜０．２５％、Ｍｎ：１．１〜１．８％、Ａｌ：０
．０１〜０、１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１０％、
Ｎ：０．００２５％未満で、Ｃ、ＳｉおよびＭｎ量を０
．６４≦（Ｃ＋Ｓｉ＋１／Ｍｎ）≦１．２３となる様含
有し、さらにＶ：０．０１〜０．０５％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．０３０％、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎ量：１．
０％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、
Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、Ｃａ：０．００２
０〜０．００４５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０１５％
、Ｈｆ：０．００５〜０．０２０％、Ｙ：０．００５〜
０．０２０％、Ｃｅ：０．００５〜０．０２０５、Ｌａ
：０．００５〜０．０２０％の１種または２種以上を含
有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる２パス以上の複層
盛溶接継手用鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29928585A JPS62158853A (ja) | 1985-12-28 | 1985-12-28 | 複層盛溶接継手用鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29928585A JPS62158853A (ja) | 1985-12-28 | 1985-12-28 | 複層盛溶接継手用鋼材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62158853A true JPS62158853A (ja) | 1987-07-14 |
Family
ID=17870555
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29928585A Pending JPS62158853A (ja) | 1985-12-28 | 1985-12-28 | 複層盛溶接継手用鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62158853A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011106014A (ja) * | 2009-11-20 | 2011-06-02 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性が優れた鋼及びその製造法 |
-
1985
- 1985-12-28 JP JP29928585A patent/JPS62158853A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011106014A (ja) * | 2009-11-20 | 2011-06-02 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性が優れた鋼及びその製造法 |
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