JPS6267151A - 小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼 - Google Patents
小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼Info
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- JPS6267151A JPS6267151A JP20537485A JP20537485A JPS6267151A JP S6267151 A JPS6267151 A JP S6267151A JP 20537485 A JP20537485 A JP 20537485A JP 20537485 A JP20537485 A JP 20537485A JP S6267151 A JPS6267151 A JP S6267151A
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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】
〔発明の技術分野〕
この発明は、小入熱およびショートビード溶接用高張力
鋼に関するものである。
鋼に関するものである。
鋼材を溶接した場合、その溶接熱影響部が硬化する程、
溶接熱影響部に割れが発生し易すいことから、溶接熱影
響部の硬さが、その指標として従来から用いられている
。一般に、溶接熱影響部の硬さは、ＪＩＳ Ｚ ３１０
１で規定された試験法によって、熱影響部最高硬さくＨ
ｖ、１．＆ｘ）として求めている。
溶接熱影響部に割れが発生し易すいことから、溶接熱影
響部の硬さが、その指標として従来から用いられている
。一般に、溶接熱影響部の硬さは、ＪＩＳ Ｚ ３１０
１で規定された試験法によって、熱影響部最高硬さくＨ
ｖ、１．＆ｘ）として求めている。
上記溶接熱影響部の硬さは、鋼の化学組成および溶接時
における冷却速度によって決定される。
における冷却速度によって決定される。
鋼の化学組成が、溶接熱影響部の硬化に及ぼす影響を定
量的に示す代表的なものとして、下記炭素当童弐がある
。
量的に示す代表的なものとして、下記炭素当童弐がある
。
上記炭素当量（ｃｅｑ）と上記熱影響部最高硬さくＨｖ
ｍａｘ）との関係を第１図に示す。
ｍａｘ）との関係を第１図に示す。
なお、上記ＪＩＳ Ｚ ３１０１の試験架１件は、板厚
２０闘以下、入熱１６．３ ＫＪ／ｃｒｎ、溶接ピード
長さ１２５Ｉ、８００℃から５００℃までの冷却時間６
秒である。
２０闘以下、入熱１６．３ ＫＪ／ｃｒｎ、溶接ピード
長さ１２５Ｉ、８００℃から５００℃までの冷却時間６
秒である。
また、溶接熱影響部の硬化性と溶接割れ感受性とは本来
具なるものであるという観点から、次の炭素当量式があ
る。
具なるものであるという観点から、次の炭素当量式があ
る。
＝３−
Ｍｎ Ｓｉ Ｎｉ Ｃｒ Ｍｏ
Ｖ ＣｕＰＣＭ： Ｃ＋ −＋ −＋ −＋−＋
−＋ −＋ −＋５Ｂ（％）
・・・ （２）この他、最近では、精度向上の観点か
ら新しい炭素当量式が提案されているが、溶接熱影響部
の硬度および割れ感受性に影響を及ぼす合金元素の関係
式は、上記（１）、（２）式に代表される。
Ｖ ＣｕＰＣＭ： Ｃ＋ −＋ −＋ −＋−＋
−＋ −＋ −＋５Ｂ（％）
・・・ （２）この他、最近では、精度向上の観点か
ら新しい炭素当量式が提案されているが、溶接熱影響部
の硬度および割れ感受性に影響を及ぼす合金元素の関係
式は、上記（１）、（２）式に代表される。
熱影響部最高硬さくＨｖｍａｘ）は、上述したように、
溶接熱サイクル中の冷却速度に依存するため、鋼材の初
期温度や入熱等の溶接条件の他、ビード長さや板厚等に
よっても変化する。即ち、ビード長さが短かくなるにつ
れて、溶接熱影響部の冷却速度は速くなる。この傾向は
、ビード長さが約５０闘以下の場合、特に顕著に現われ
、熱影響部最高硬さくＨｖｍａｘ）も急激に上昇するこ
とがわかっている。（第２図参胛） このために日本鋼船工作法精度標準（ＪＳＱＳ）では、
ビード長さの許容値を５０Ｋｆｆ／−級高張力鋼の場合
、５０．以上に制限している。
溶接熱サイクル中の冷却速度に依存するため、鋼材の初
期温度や入熱等の溶接条件の他、ビード長さや板厚等に
よっても変化する。即ち、ビード長さが短かくなるにつ
れて、溶接熱影響部の冷却速度は速くなる。この傾向は
、ビード長さが約５０闘以下の場合、特に顕著に現われ
、熱影響部最高硬さくＨｖｍａｘ）も急激に上昇するこ
とがわかっている。（第２図参胛） このために日本鋼船工作法精度標準（ＪＳＱＳ）では、
ビード長さの許容値を５０Ｋｆｆ／−級高張力鋼の場合
、５０．以上に制限している。
一力、最近、造船業界の一部では、例えば、船体外板に
補強材を仮付は溶接する場合、仮付は溶接のビード長さ
を１０１１３から５０Ｍと短かくして、即ち、ショート
ビードにして、仮付は溶接時間の短縮化を図り、且つ、
入熱もできるだけ少なくできる（例えば、ビード長さ１
０１１では入熱１４ＫＪ／ｃｍ、ビード長さ２０ｇから
３０Ｕｌでは入熱７ＫＪ／ｃｍ）鋼の開発が望まれてい
る。
補強材を仮付は溶接する場合、仮付は溶接のビード長さ
を１０１１３から５０Ｍと短かくして、即ち、ショート
ビードにして、仮付は溶接時間の短縮化を図り、且つ、
入熱もできるだけ少なくできる（例えば、ビード長さ１
０１１では入熱１４ＫＪ／ｃｍ、ビード長さ２０ｇから
３０Ｕｌでは入熱７ＫＪ／ｃｍ）鋼の開発が望まれてい
る。
しかし、例えば、第２図に示すように、通常圧延によっ
て得られる５０ＫＰｆ／−級の従来鋼では、ビード長さ
を１ＯＩＩＪから５０鰭とした場合の熱影響部最高硬さ
くＨｖｍａ工）を割れ発生の虞れがない３５０以下にす
ることはできない。
て得られる５０ＫＰｆ／−級の従来鋼では、ビード長さ
を１ＯＩＩＪから５０鰭とした場合の熱影響部最高硬さ
くＨｖｍａ工）を割れ発生の虞れがない３５０以下にす
ることはできない。
また、近年、加工熱処理（ＴＭＣＰ ）技術によシ、炭
素当量（ｃｅｑ）を小さくした鋼が開発されているが、
第２図に示すように、全ての鋼がＨｖＩＩｌａ工≦３５
０を満足することはできない。
素当量（ｃｅｑ）を小さくした鋼が開発されているが、
第２図に示すように、全ての鋼がＨｖＩＩｌａ工≦３５
０を満足することはできない。
［発明の目的〕
従って、この発明の目的は、ショートビード溶接を行な
っても溶接熱影響部の硬化、即ち、溶接硬化を抑制でき
、且つ、小入熱で溶接を行なうことができる、小入熱お
よびショートビード溶接用高張力鋼を提供することにあ
る。
っても溶接熱影響部の硬化、即ち、溶接硬化を抑制でき
、且つ、小入熱で溶接を行なうことができる、小入熱お
よびショートビード溶接用高張力鋼を提供することにあ
る。
この発明は、ｃ：ｏ、ｏ５〜０．１マ％、 Ｓｉ ：
０．０２〜０．６０％、 Ｍｎ ： ０．３０〜２．０
０％、 Ｔｉ ：０．００３〜０．０２０ ％、 Ｂ
： ０．０００５％以下、 Ｎ ： ０．００１０〜０
．０１５０ ％ 、 Ｔｉ／Ｎ ：１．５〜３．０．残
部鉄および不可避不純物からなる基本成分組成に、さら
に、Ａｇ：０．１０％以下、Ｎｂ ： ０．００５〜０
．０８チ。
０．０２〜０．６０％、 Ｍｎ ： ０．３０〜２．０
０％、 Ｔｉ ：０．００３〜０．０２０ ％、 Ｂ
： ０．０００５％以下、 Ｎ ： ０．００１０〜０
．０１５０ ％ 、 Ｔｉ／Ｎ ：１．５〜３．０．残
部鉄および不可避不純物からなる基本成分組成に、さら
に、Ａｇ：０．１０％以下、Ｎｂ ： ０．００５〜０
．０８チ。
Ｖ ： ０．０１０〜０．１０％、Ｎｉ：２．０％以下
、Ｃｕ：０．５％以下（以上、重量％）のうち少なくと
も１種を含有し、快素当量（Ｃｅｑ）が０．２８−０．
４０％、溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）が０．２４％以
下を満足する、入熱４〜２０ＫＪ／ｃｍおよびビード長
さ１０〜５０．の溶接条件下で、熱影響部最高硬さくＨ
ｖｍａｘ）を３５０以下にすることに特徴を有するもの
である。
、Ｃｕ：０．５％以下（以上、重量％）のうち少なくと
も１種を含有し、快素当量（Ｃｅｑ）が０．２８−０．
４０％、溶接割れ感受性組成（ＰＣＭ）が０．２４％以
下を満足する、入熱４〜２０ＫＪ／ｃｍおよびビード長
さ１０〜５０．の溶接条件下で、熱影響部最高硬さくＨ
ｖｍａｘ）を３５０以下にすることに特徴を有するもの
である。
次に、この発明において、成分組成を上述した６一
範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：
Ｃは、鋼の強度を向上させる作用を有し且つ安価な元素
であるが、０．０５％未満では所望の強度゛が得られず
、−力、０．１７％を越えると溶接硬化が著しくなる。
であるが、０．０５％未満では所望の強度゛が得られず
、−力、０．１７％を越えると溶接硬化が著しくなる。
従って、０．０５〜０．１７％の範囲に限定した。
Ｓｌ ：
Ｓｉは、溶鋼の脱酸および強度付与効果を有するが、ｏ
、ｏ２％未満では、その効果が十分に現われない。一方
、０．６０％を越えると、鋼の清浄性が劣化し且つ溶接
性や靭性が低下する。従って、０．０２〜０．６０％の
範囲に限定した。
、ｏ２％未満では、その効果が十分に現われない。一方
、０．６０％を越えると、鋼の清浄性が劣化し且つ溶接
性や靭性が低下する。従って、０．０２〜０．６０％の
範囲に限定した。
Ｍｎ ：
Ｍｎは、鋼の強度および延性を向上させる作用を有し、
且つＣにつづいて安価な元素であるが、０．３０％未満
では、その効果が十分に現われない。
且つＣにつづいて安価な元素であるが、０．３０％未満
では、その効果が十分に現われない。
−力、２．００％を越えると、溶接硬化が著しくなる。
従って、０．３０〜２．００％の範囲に限定した。
Ｔ１ ；
ち、溶接熱影響部において、ＴｉＮのピンニング効果に
よるγ粒粗大化を阻止して溶接硬化を抑制する作用を有
する。ＴｉＮにおけるＴｉ／Ｎは、３．４３であるが、
実際に最も加熱粒が細粒になるＴｉ／Ｎは、１．５〜３
．０である。従って、この発明においては、Ｔｉ／Ｎを
１．５〜３．０の範囲に限定した。Ｔ１含有量が０．０
０３％未満であると、上述した溶接硬化の抑制効果が十
分に現われず、−力、０．０２０％を越えると、通常方
法では微細なＴｉＮが得られず、やはり溶接硬化を十分
に抑制することが困難である。従って、この発明におい
ては、Ｔ１の含有割合を０．００３〜０．０２０％の範
囲に限定した。
よるγ粒粗大化を阻止して溶接硬化を抑制する作用を有
する。ＴｉＮにおけるＴｉ／Ｎは、３．４３であるが、
実際に最も加熱粒が細粒になるＴｉ／Ｎは、１．５〜３
．０である。従って、この発明においては、Ｔｉ／Ｎを
１．５〜３．０の範囲に限定した。Ｔ１含有量が０．０
０３％未満であると、上述した溶接硬化の抑制効果が十
分に現われず、−力、０．０２０％を越えると、通常方
法では微細なＴｉＮが得られず、やはり溶接硬化を十分
に抑制することが困難である。従って、この発明におい
ては、Ｔ１の含有割合を０．００３〜０．０２０％の範
囲に限定した。
Ｂ ：
Ｂは、鋼の強度低下を補なう作用を有するが、ＢＮとな
るためのＮは、ＴｉＮで固定されている。
るためのＮは、ＴｉＮで固定されている。
このために過剰に４Ｂを含有させると、固溶Ｂが溶接硬
化を助長する。従って、この発明においては、Ｂ含有量
をＯ’、 ＯＯＯ５％以下とした。
化を助長する。従って、この発明においては、Ｂ含有量
をＯ’、 ＯＯＯ５％以下とした。
Ｎ ：
Ｎは、ＴｉＮを有効利用するために不可欠な元素であり
、Ｔ１／Ｎを１．５〜３．０の範囲にするためには、０
．００１０〜０．０１５０％の範囲にすべきである。
、Ｔ１／Ｎを１．５〜３．０の範囲にするためには、０
．００１０〜０．０１５０％の範囲にすべきである。
次に、上述した成分組成に、さらに選択的に含有させる
成分組成の限定理由について説明する。
成分組成の限定理由について説明する。
Ａｌ：
Ａｎは、溶鋼の脱酸作用および結晶粒の微細化作用を有
するが、Ｏ，１０％を越えてもその効果の向上は望めな
い。従って、０．１０％以下に限定した。
するが、Ｏ，１０％を越えてもその効果の向上は望めな
い。従って、０．１０％以下に限定した。
Ｎｂ ：
Ｎｂｉ、鋼の強度および靭性向上に役立つが、０．００
５％未満では、その効果が十分に現われない。−力、０
．０８％を越えても上述した効果の向上は望めない。従
って、０．００５〜０．０８％の範囲に限定した。
５％未満では、その効果が十分に現われない。−力、０
．０８％を越えても上述した効果の向上は望めない。従
って、０．００５〜０．０８％の範囲に限定した。
■ ：
■は、鋼の強度向上効果を有するが、０．０１０チ未満
では、その効果が十分に現われない。一方、０．１０％
を越えても、上述した効果の向上は望めない。従って、
０．０１０〜０．１０％の範囲に限定した。
では、その効果が十分に現われない。一方、０．１０％
を越えても、上述した効果の向上は望めない。従って、
０．０１０〜０．１０％の範囲に限定した。
Ｎ１ ：
Ｎ１は、鋼の強度および靭性を向上させる作用を有する
が、高価な元素であり、経済性の観点から２．０％以下
に限定した。
が、高価な元素であり、経済性の観点から２．０％以下
に限定した。
Ｃｕ ：
Ｃｕは、鋼の強度を向上させる作用を有するが、０．５
チを越えると、溶接割れ感受性が高まる。従って、０．
５チ以下に限定した。
チを越えると、溶接割れ感受性が高まる。従って、０．
５チ以下に限定した。
次に、この発明において、炭素当量（Ｃｅｑ）を０．２
８〜０．４０％の範囲に限定し、且つ、溶接割れ感受性
組成（ＰＣＭ）を０．２４％以下に限定したのは、本発
明鋼は、５０Ｋｐｆ／−級の高張力鋼を対象としている
ため、母材および溶接継手部の強度確保と溶接熱影響部
の硬化性を確保するためである。即ち、炭素当量（ｃｅ
ｑ）が０．２８％未満であると、母材の強度が低下し且
つ溶接熱影響部の軟化が大きく現われ、一方、０．４０
％を越えると溶装熱影響部が硬化しすぎて割れが発生し
易くなるからである。また、溶接割れ感受性組成（ＰＣ
Ｍ）が０．２４チを越えると、化学成分組成が本発明範
囲内であっても、溶接熱影響部の硬化性が増して、耐溶
接割れ性および溶接延性が著しく劣化するからである。
８〜０．４０％の範囲に限定し、且つ、溶接割れ感受性
組成（ＰＣＭ）を０．２４％以下に限定したのは、本発
明鋼は、５０Ｋｐｆ／−級の高張力鋼を対象としている
ため、母材および溶接継手部の強度確保と溶接熱影響部
の硬化性を確保するためである。即ち、炭素当量（ｃｅ
ｑ）が０．２８％未満であると、母材の強度が低下し且
つ溶接熱影響部の軟化が大きく現われ、一方、０．４０
％を越えると溶装熱影響部が硬化しすぎて割れが発生し
易くなるからである。また、溶接割れ感受性組成（ＰＣ
Ｍ）が０．２４チを越えると、化学成分組成が本発明範
囲内であっても、溶接熱影響部の硬化性が増して、耐溶
接割れ性および溶接延性が著しく劣化するからである。
次に、この発明の実施例について説明する。
第１表に示す成分組成を有する鋼材をビードオンプレー
ト溶接に供した。このときの条件は、板厚１８〜４８ｍ
１１．入熱４〜２０ ＫＪ／ｃｍ、ビード長さ１０〜１
２５．であった。このようにして溶接した後の鋼材の溶
接熱影響部における熱影響部最高硬さくＨｖｍａｘ）の
結果を、引張り試験結果と合わせて第２表に示す。
ト溶接に供した。このときの条件は、板厚１８〜４８ｍ
１１．入熱４〜２０ ＫＪ／ｃｍ、ビード長さ１０〜１
２５．であった。このようにして溶接した後の鋼材の溶
接熱影響部における熱影響部最高硬さくＨｖｍａｘ）の
結果を、引張り試験結果と合わせて第２表に示す。
なお、第１表中（Ｃｅｑ） 、 （ＰＣＭ）は、前述
した（１）。
した（１）。
（２）式の通りである。
第２表から明らかなように、本発明鋼１〜５は、比較鋼
６〜１０に比べて、熱影響部最高硬さくＨｖｍａ工）が
４０〜８０程度低減しており、何れの鋼”！Ｉｓ ＨＶ
ｍａｘ≦３５０を満足していることがわかる。
６〜１０に比べて、熱影響部最高硬さくＨｖｍａ工）が
４０〜８０程度低減しており、何れの鋼”！Ｉｓ ＨＶ
ｍａｘ≦３５０を満足していることがわかる。
次に、本発明鋼（１）の溶接熱影響部の顕微鏡写真を写
真（１）に、そして、比較鋼（６）の溶接熱影響部の顕
微鏡写真を写真（２）に示す。これらの写真から明らか
なように、本発明鋼（１）の金属組織は、ＴｉＮのピン
ニング効果によってγ粒の成長が阻止される結果、比較
鋼（６）の金属組織に比べて微細化されていることがわ
かる。
真（１）に、そして、比較鋼（６）の溶接熱影響部の顕
微鏡写真を写真（２）に示す。これらの写真から明らか
なように、本発明鋼（１）の金属組織は、ＴｉＮのピン
ニング効果によってγ粒の成長が阻止される結果、比較
鋼（６）の金属組織に比べて微細化されていることがわ
かる。
以上説明したように、この発明によれば、ショートビー
ド、小入熱の溶接条件下で、溶接熱影響部の硬化を抑制
することができるといったきわめて有用な効果がもたら
される。
ド、小入熱の溶接条件下で、溶接熱影響部の硬化を抑制
することができるといったきわめて有用な効果がもたら
される。
第１図は、熱影響部最高硬さくＨｖｍａｘ）と（Ｃｅｑ
）との関係を示すグラフ、第２図は、熱影響部最高写真
１ （ｒＪ：、本発明鋼（１）の金属組織の顕微鏡写真
、写真２は、比較鋼（６）の金属組織の顕微鏡写真であ
る。
）との関係を示すグラフ、第２図は、熱影響部最高写真
１ （ｒＪ：、本発明鋼（１）の金属組織の顕微鏡写真
、写真２は、比較鋼（６）の金属組織の顕微鏡写真であ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．０５〜０．１７％、 Ｓｉ：０．０２〜０．６０％、 Ｍｎ：０．３０〜２．００％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、 Ｂ：０．０００５％以下、 Ｎ：０．００１０〜０．０１５０％、 Ｔｉ／Ｎ：１．５〜３．０ 残部鉄および不可避不純物 からなる基本成分組成に、さらに、 Ａｌ：０．１０％以下、 Ｎｂ：０．００５〜０．０８％、 Ｖ：０．０１０〜０．１０％、 Ｎｉ：２．０％以下、 Ｃｕ：０．５％以下（以上、重量％） のうち少なくとも１種を含有し、炭素当量（Ｃｅｑ）が
０．２８〜０．４０％、溶接割れ感受性組成（Ｐ＿Ｃ＿
Ｍ）が０．２４％以下を満足する、入熱４〜２０ＫＪ／
ｃｍおよびビード長さ１０〜５０ｍｍの溶接条件下で、
熱影響部最高硬さ（Ｈ＿Ｖ＿ｍ＿ａ＿ｘ）を３５０以下
にすることができる、小入熱およびショートビード溶接
用高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20537485A JPS6267151A (ja) | 1985-09-19 | 1985-09-19 | 小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20537485A JPS6267151A (ja) | 1985-09-19 | 1985-09-19 | 小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6267151A true JPS6267151A (ja) | 1987-03-26 |
| JPH0555584B2 JPH0555584B2 (ja) | 1993-08-17 |
Family
ID=16505776
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20537485A Granted JPS6267151A (ja) | 1985-09-19 | 1985-09-19 | 小入熱およびシヨ−トビ−ド溶接用高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6267151A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002224834A (ja) * | 2001-01-29 | 2002-08-13 | Kawasaki Steel Corp | 疲労特性に優れるすみ肉溶接継手およびガスシールドアークすみ肉溶接方法 |
| JP2018059190A (ja) * | 2016-09-30 | 2018-04-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 鉄鋼部品およびその製造方法ならびに鉄鋼部品用の鋼板 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5179624A (ja) * | 1974-12-31 | 1976-07-12 | Nippon Steel Corp | |
| JPS59200724A (ja) * | 1983-04-27 | 1984-11-14 | Nippon Steel Corp | 溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法 |
| JPS60169516A (ja) * | 1983-10-07 | 1985-09-03 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法 |
-
1985
- 1985-09-19 JP JP20537485A patent/JPS6267151A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5179624A (ja) * | 1974-12-31 | 1976-07-12 | Nippon Steel Corp | |
| JPS59200724A (ja) * | 1983-04-27 | 1984-11-14 | Nippon Steel Corp | 溶接部の靭性がすぐれた低温用鋼の製造法 |
| JPS60169516A (ja) * | 1983-10-07 | 1985-09-03 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性のすぐれた低温用鋼の製造法 |
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| JP2018059190A (ja) * | 2016-09-30 | 2018-04-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 鉄鋼部品およびその製造方法ならびに鉄鋼部品用の鋼板 |
| CN109790592A (zh) * | 2016-09-30 | 2019-05-21 | 株式会社神户制钢所 | 钢铁零件及其制造方法和钢铁零件用的钢板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0555584B2 (ja) | 1993-08-17 |
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