JPS6314843A - 入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼 - Google Patents
入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼Info
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- JPS6314843A JPS6314843A JP15780086A JP15780086A JPS6314843A JP S6314843 A JPS6314843 A JP S6314843A JP 15780086 A JP15780086 A JP 15780086A JP 15780086 A JP15780086 A JP 15780086A JP S6314843 A JPS6314843 A JP S6314843A
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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）
極地で使用される船舶類や海洋構造物などの構築に供さ
れる鋼材は、溶接工数を削減する為に、大入熱で溶接さ
れる。
れる鋼材は、溶接工数を削減する為に、大入熱で溶接さ
れる。
近年、北極海域での資源開発が活発になり、砕氷船や氷
海域石油掘削用リグなど、極地で使用される各種の構造
物が必要とされている。このような使途に供される鋼材
は、溶接部の特性評価法として従来のシャルピー衝撃試
験によるしん性評価にとってかわり、ぜい性破壊発生特
性を調べる目的で、いわゆるＣ０Ｄ（Ｃｒａｃｋ Ｏｐ
ｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験を課せら
れる場合が多くなった。
海域石油掘削用リグなど、極地で使用される各種の構造
物が必要とされている。このような使途に供される鋼材
は、溶接部の特性評価法として従来のシャルピー衝撃試
験によるしん性評価にとってかわり、ぜい性破壊発生特
性を調べる目的で、いわゆるＣ０Ｄ（Ｃｒａｃｋ Ｏｐ
ｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験を課せら
れる場合が多くなった。
ＣＯＯ試験結果は、シャルピー試験結果よりも常に悪い
値が与えられ、従ってよしんばシャルピー試験で、高い
しん性を呈する場合でも、ＣＯＤ試験では低い値しか得
られないことが多い。
値が与えられ、従ってよしんばシャルピー試験で、高い
しん性を呈する場合でも、ＣＯＤ試験では低い値しか得
られないことが多い。
このように溶接部のぜい性破壊発生特性としては一５０
℃の限界ＣＯＯ値で０．１５ｍｍ以上が必要とされると
ころ、かかる要請を十分に満足することができる大入熱
溶接用鋼を与えようとするものである。
℃の限界ＣＯＯ値で０．１５ｍｍ以上が必要とされると
ころ、かかる要請を十分に満足することができる大入熱
溶接用鋼を与えようとするものである。
（従来の技術）
大人熱溶接部のシャルピー特性を改善させる一般的な方
法としてしは、特公昭６０−４２６１号公報に開示され
ているように、添加Ｎ量を０．００３５％以下とし、Ｔ
ｉを０．００３％以上、０．４％以下添加して、鋼中固
溶Ｎを低減した例がある。しかし、ＣＯＤ特性は、この
ように低Ｎ化をはかりＴｉを添加しただけでは、十分な
限界ＣＯＯ値が得られない。
法としてしは、特公昭６０−４２６１号公報に開示され
ているように、添加Ｎ量を０．００３５％以下とし、Ｔ
ｉを０．００３％以上、０．４％以下添加して、鋼中固
溶Ｎを低減した例がある。しかし、ＣＯＤ特性は、この
ように低Ｎ化をはかりＴｉを添加しただけでは、十分な
限界ＣＯＯ値が得られない。
また、多層盛溶接された溶接熱影響部の限界ＣＯＯ値を
改善する方法として特公昭６０−９５８１号公報に開示
されているように、低Ｃ１低Ｓｉ、低Ｍｎ化を行って熱
影響部の硬度をさげ、Ａｆを用いてＮ。
改善する方法として特公昭６０−９５８１号公報に開示
されているように、低Ｃ１低Ｓｉ、低Ｍｎ化を行って熱
影響部の硬度をさげ、Ａｆを用いてＮ。
０のガス成分を低減する例がある。この方法は、小人熱
で多層盛溶接される場合には、有効であるが、大入熱溶
接される場合には、高い限界ＣＯＯ値を得るにはなお十
分な手段ではない。
で多層盛溶接される場合には、有効であるが、大入熱溶
接される場合には、高い限界ＣＯＯ値を得るにはなお十
分な手段ではない。
と言うのは、小人熱溶接された継手熱影響部の限界ＣＯ
Ｏ値を劣化させる原因は、熱歪脆化が主な原因であるの
に反し、大入熱溶接された継手熱影響部の限界ＣＯＯ値
を劣化させる原因は、組織が上部ベイナイトになり、こ
のベイナイトラス間に生成する島状マルテンサイトが主
たる原因であることが究明された。
Ｏ値を劣化させる原因は、熱歪脆化が主な原因であるの
に反し、大入熱溶接された継手熱影響部の限界ＣＯＯ値
を劣化させる原因は、組織が上部ベイナイトになり、こ
のベイナイトラス間に生成する島状マルテンサイトが主
たる原因であることが究明された。
（発明が解決しようとする問題点）
発明者らは、上記の解明に従って大入熱溶接された継手
熱影響部の組織を上部ベイナイトにしない方法を検討し
た。その結果に基き、入熱７０ ＫＪ／ｃｍ以上の大人
熱溶接による溶接熱影響部のぜい性破壊発生特性を著し
く改善した大入熱溶接用鋼を提案することがこの発明の
目的である。
熱影響部の組織を上部ベイナイトにしない方法を検討し
た。その結果に基き、入熱７０ ＫＪ／ｃｍ以上の大人
熱溶接による溶接熱影響部のぜい性破壊発生特性を著し
く改善した大入熱溶接用鋼を提案することがこの発明の
目的である。
（問題点を解決するための手段）
低Ｎ化、低Ｐ化した鋼に、微量のＢを適切に添加した鋼
においては、入熱７０ ＫＪ／ｃｍ以上の入熱で溶゛接
された継手熱影響部の組織が溶接ボンド近傍においても
、粒界フェライトの生成が少なく、下部ベイナイトが主
体の組織であることが新たに明らかとなった。ここにＣ
ＯＤ試験においても、微量のＢを添加していない鋼より
も、優れた限界ＣＯＯ値が得られた。
においては、入熱７０ ＫＪ／ｃｍ以上の入熱で溶゛接
された継手熱影響部の組織が溶接ボンド近傍においても
、粒界フェライトの生成が少なく、下部ベイナイトが主
体の組織であることが新たに明らかとなった。ここにＣ
ＯＤ試験においても、微量のＢを添加していない鋼より
も、優れた限界ＣＯＯ値が得られた。
すなわち、十分に低Ｎ化、低Ｐ化した鋼を用いて、とく
にＢをｉｔ添加することにより、大入熱溶接した継手熱
影響部の組織を下部ベイナイトと゛ した。このことに
よりＣＯＤ試験において、ノツチ位置をボンドとした一
５０°Ｃの限界ＣＯＯ値でＯ，１５ｍｍ以上を満足する
大人熱溶接用鋼の製造を可能にしたものである。 この
大入熱溶接用鋼は、Ｃ： ０．０３〜０．１０ ｗｔ％ Ｓ ｉ ： ０．０５〜０．３０ ｗｔ％Ｍ ｎ ：
０．５〜２．０ｗｔ％ Ｐ ： ０．００６何Ｌ％以下 ｓｏｌ、 Ａ ｌ ： ０．００５〜０．０５０ ｗｔ
％Ｂ ： ０．０００３〜０．００１０病ｔ％Ｔ ｉ
： ０．００１〜０．０１０ ｗｔ％及びＮ ： ０．
００３ ｗｔ％以下 を基本成分として含み、残部は実質的に鉄及び不可避不
純物よりなる組成（第１発明）、また上部の基本成分に
加えて、０．０３ ｗｔ％以下のＮｂ、０．１讐Ｌ％以
下のＶ、１．０ｗｔ％以下のＮｉ及び１．０ ｗｔ％以
下のＣｕのうちから選んだ１種又は２種以上を含有する
組成（第２発明）、同じ＜ ０．０２０ ｗｔ％以下の
ＲＥＭ 、０．０２ ｗｔ％以下のＣａのうちいずれか
１種を含有する組成（第３発明）並びに、０．０３ ｗ
ｔ％以下のＮｂ、０．１讐ｔ％以下のＶ、１．０ ｗｔ
％以下のＮｉ及び１．０ｗｔ％以下のＣｕのうちから選
んだ１種又は２種以上と、０．０２０ ｉｖｔ％以下の
ＲＥＭ 、０．０２ｉｖｔ％以下のＣａのうちの何れか
１種とを含有する組成（第４発明）に成り、極地で使用
される海洋構造物や船舶類などの使途に適合する。
にＢをｉｔ添加することにより、大入熱溶接した継手熱
影響部の組織を下部ベイナイトと゛ した。このことに
よりＣＯＤ試験において、ノツチ位置をボンドとした一
５０°Ｃの限界ＣＯＯ値でＯ，１５ｍｍ以上を満足する
大人熱溶接用鋼の製造を可能にしたものである。 この
大入熱溶接用鋼は、Ｃ： ０．０３〜０．１０ ｗｔ％ Ｓ ｉ ： ０．０５〜０．３０ ｗｔ％Ｍ ｎ ：
０．５〜２．０ｗｔ％ Ｐ ： ０．００６何Ｌ％以下 ｓｏｌ、 Ａ ｌ ： ０．００５〜０．０５０ ｗｔ
％Ｂ ： ０．０００３〜０．００１０病ｔ％Ｔ ｉ
： ０．００１〜０．０１０ ｗｔ％及びＮ ： ０．
００３ ｗｔ％以下 を基本成分として含み、残部は実質的に鉄及び不可避不
純物よりなる組成（第１発明）、また上部の基本成分に
加えて、０．０３ ｗｔ％以下のＮｂ、０．１讐Ｌ％以
下のＶ、１．０ｗｔ％以下のＮｉ及び１．０ ｗｔ％以
下のＣｕのうちから選んだ１種又は２種以上を含有する
組成（第２発明）、同じ＜ ０．０２０ ｗｔ％以下の
ＲＥＭ 、０．０２ ｗｔ％以下のＣａのうちいずれか
１種を含有する組成（第３発明）並びに、０．０３ ｗ
ｔ％以下のＮｂ、０．１讐ｔ％以下のＶ、１．０ ｗｔ
％以下のＮｉ及び１．０ｗｔ％以下のＣｕのうちから選
んだ１種又は２種以上と、０．０２０ ｉｖｔ％以下の
ＲＥＭ 、０．０２ｉｖｔ％以下のＣａのうちの何れか
１種とを含有する組成（第４発明）に成り、極地で使用
される海洋構造物や船舶類などの使途に適合する。
第１図には、成分量を重量％で単に％で表示することと
して０．０６χＣ−０，１０χ５ｔ−１，３５χＭｎ−
０．００５χＰ−００．０２５χＡ １−０．００５χ
Ｔｉ−０，０１０χＲＥＭ−０，００２χＮに固定し、
Ｂを０．００２％まで変化させた種々の量で含有する、
板厚２５ｍｍ鋼板を、入熱が１４０ ＫＪ／ｃｍの片面
一層サブマージアーク溶接した継手のボンド（溶接金属
と）ＩＡＺＯ比が１＝１となる位置）の−５０℃でのＣ
ＯＤ試験結果を示す９図よりＢを０．０００３％以上添
加すると限界ＣＯＯ値は向上するが、しかし、ｏ、ｏｏ
ｉｏ％を超すＢを添加した鋼板においてボンドの限界Ｃ
ＯＯ値は、却って急激に劣化する。これは、Ｂ無添加の
場合、組織がオーステナイト粒界に析出した初析フェラ
イトと、上部ベイナイト及び下部ベイナイトの混合組織
となっているのに対し、０．０００３％以上のＢを添加
するとオーステナイト粒界に析出する初析フェライトが
なくなくり、下部ベイナイト主体の組織となり、このよ
うな下部ベイナイト主体の組織の時、最もＣＯＤ特性が
良くなる。
して０．０６χＣ−０，１０χ５ｔ−１，３５χＭｎ−
０．００５χＰ−００．０２５χＡ １−０．００５χ
Ｔｉ−０，０１０χＲＥＭ−０，００２χＮに固定し、
Ｂを０．００２％まで変化させた種々の量で含有する、
板厚２５ｍｍ鋼板を、入熱が１４０ ＫＪ／ｃｍの片面
一層サブマージアーク溶接した継手のボンド（溶接金属
と）ＩＡＺＯ比が１＝１となる位置）の−５０℃でのＣ
ＯＤ試験結果を示す９図よりＢを０．０００３％以上添
加すると限界ＣＯＯ値は向上するが、しかし、ｏ、ｏｏ
ｉｏ％を超すＢを添加した鋼板においてボンドの限界Ｃ
ＯＯ値は、却って急激に劣化する。これは、Ｂ無添加の
場合、組織がオーステナイト粒界に析出した初析フェラ
イトと、上部ベイナイト及び下部ベイナイトの混合組織
となっているのに対し、０．０００３％以上のＢを添加
するとオーステナイト粒界に析出する初析フェライトが
なくなくり、下部ベイナイト主体の組織となり、このよ
うな下部ベイナイト主体の組織の時、最もＣＯＤ特性が
良くなる。
なお、０．００１０％を超すＢを添加した鋼の組織は、
Ｂ無添加鋼と同様に初析の粒界フェライトが存在し、上
部ベイナイトが混在した組織となり、また上部ベイナイ
トラス間に島状のマルテンサイトが存在していた。
Ｂ無添加鋼と同様に初析の粒界フェライトが存在し、上
部ベイナイトが混在した組織となり、また上部ベイナイ
トラス間に島状のマルテンサイトが存在していた。
この島状マルテンサイトは、ぜい性破壊の発生特性を著
しく劣下させる。このことから添加Ｂｉｌには、適正値
があることがわかる。
しく劣下させる。このことから添加Ｂｉｌには、適正値
があることがわかる。
以上に示すように、低Ｎ、低Ｐ化した鋼に微量のＢを添
加した場合、組織は下部ベイナイトとなって限界ＣＯＯ
値は向上する。
加した場合、組織は下部ベイナイトとなって限界ＣＯＯ
値は向上する。
（作 用）
まず、Ｃ含有量は低い程ＣＯＯ特性は良好であるが、０
．１０％まで含有してもＣＯＤ特性の劣化の度合いはそ
れ程大きくならないので上限を０．１０％とした。下限
は、構造用鋼として必要な強度を得るため０．０３％以
上を必要とする。
．１０％まで含有してもＣＯＤ特性の劣化の度合いはそ
れ程大きくならないので上限を０．１０％とした。下限
は、構造用鋼として必要な強度を得るため０．０３％以
上を必要とする。
Ｓｌは、製鋼の都合上０．０５％以上必要であり、一方
Ｓｉを増加すると強度は上昇するが、０．３０％を超す
量のＳｔ添加は熱影響部の硬度を過度に上昇させ、ＣＯ
Ｏ値の劣化を来すので上限を０．３０％とした。
Ｓｉを増加すると強度は上昇するが、０．３０％を超す
量のＳｔ添加は熱影響部の硬度を過度に上昇させ、ＣＯ
Ｏ値の劣化を来すので上限を０．３０％とした。
Ｍｎは、母材に延性と強度を与えるために０．５％以上
の添加含有を必要とする反面、２．０９’６を超える添
加は溶接熱影響部の硬度を著しく上昇させＣＯＤ特性を
劣化させるので上限を２．０％とした。
の添加含有を必要とする反面、２．０９’６を超える添
加は溶接熱影響部の硬度を著しく上昇させＣＯＤ特性を
劣化させるので上限を２．０％とした。
Ｐは、母材じん性はもちろん、とくに溶接熱影響部のＣ
ＯＤ特性向上のために低減する必要がある。
ＯＤ特性向上のために低減する必要がある。
溶接熱影響部においてＰは、Ｂとともにオーステナイト
粒界に偏析する。この発明は、とくにオーステナイト粒
界にＢを偏析させて粒界フエライトの析出を抑えること
を解決策の要点とするところ、Ｐのオーステナイト粒界
への偏析は、必要なりのオーステナイト粒界への偏析を
抑えて初析フヱライトを析出させ、そのためにＣＯＤ特
性を劣化させるので、Ｐの低減がとくに必要である。第
２図にて、０．０６χＣ−０，１０χ５ｉ−１，３５χ
−ｎ−０，０２５ＸＡ １−０．００５χＴｉ−０，０
１０χＲＥＭ−０，０００４χＢ−０，００２χＮに固
定し、Ｐを０．０００２〜０．０１８％まで変化させた
種々の量で含有する板厚２５ｎ＋ｍ鋼板を、入熱が１４
０ ＫＪ／ｃｍの片面一層サブマージアーク溶接した継
手ボンドの一５０℃でのＣＯＤ試験結果を示すように、
０．００６％を超すＰを含有した場合に限界ＣＯＯ値は
、０．００６％以下のＰを含有する鋼にくらべて大幅に
劣化する。従ってＰの含有量の上限を０．００６％に規
定した。
粒界に偏析する。この発明は、とくにオーステナイト粒
界にＢを偏析させて粒界フエライトの析出を抑えること
を解決策の要点とするところ、Ｐのオーステナイト粒界
への偏析は、必要なりのオーステナイト粒界への偏析を
抑えて初析フヱライトを析出させ、そのためにＣＯＤ特
性を劣化させるので、Ｐの低減がとくに必要である。第
２図にて、０．０６χＣ−０，１０χ５ｉ−１，３５χ
−ｎ−０，０２５ＸＡ １−０．００５χＴｉ−０，０
１０χＲＥＭ−０，０００４χＢ−０，００２χＮに固
定し、Ｐを０．０００２〜０．０１８％まで変化させた
種々の量で含有する板厚２５ｎ＋ｍ鋼板を、入熱が１４
０ ＫＪ／ｃｍの片面一層サブマージアーク溶接した継
手ボンドの一５０℃でのＣＯＤ試験結果を示すように、
０．００６％を超すＰを含有した場合に限界ＣＯＯ値は
、０．００６％以下のＰを含有する鋼にくらべて大幅に
劣化する。従ってＰの含有量の上限を０．００６％に規
定した。
ｓｏｌ、Ａβは、鋼の脱酸上、最低０．００５％の添加
含有が必要であり、一方、５ｏｌＡβが０．０５０％を
超すと溶接熱影響部のしん性のみならず溶接金属のしん
性を劣化させるので５ｏｌＡ ｌｔは、０．００５〜０
．０５０％の範囲とした。
含有が必要であり、一方、５ｏｌＡβが０．０５０％を
超すと溶接熱影響部のしん性のみならず溶接金属のしん
性を劣化させるので５ｏｌＡ ｌｔは、０．００５〜０
．０５０％の範囲とした。
Ｂは、大入熱溶接部のＣＯＤ特性を向上させるのに不可
欠な元素である。すでに第１図について述べたように、
ＣＯＤ特性を向上させるには、０．０００３％以上の添
加が必要な一方、０．００１０％を超すＢ添加は、ＣＯ
Ｄ特性を劣化させる。そこでＢは、０．０００３〜０．
００１０％の範囲とした。
欠な元素である。すでに第１図について述べたように、
ＣＯＤ特性を向上させるには、０．０００３％以上の添
加が必要な一方、０．００１０％を超すＢ添加は、ＣＯ
Ｄ特性を劣化させる。そこでＢは、０．０００３〜０．
００１０％の範囲とした。
Ｔｉは、ＴｉＮとして鋼中に存在し、溶接熱影響部のオ
ーステナイト粒成長を抑制するがここに０．００１％未
満のＴｉでは効果が無く、一方０．０１０％を超す過量
Ｔｉの含有は、融点付近まで急熱されるボンドにてＴｉ
Ｎの分解による固溶Ｔｉを生成し易くこの場合溶接熱影
響部の硬度を上昇させてＣＯＤ特性を劣化さす。そのた
めにＴｉは、０．００１〜０．０１０％とした。
ーステナイト粒成長を抑制するがここに０．００１％未
満のＴｉでは効果が無く、一方０．０１０％を超す過量
Ｔｉの含有は、融点付近まで急熱されるボンドにてＴｉ
Ｎの分解による固溶Ｔｉを生成し易くこの場合溶接熱影
響部の硬度を上昇させてＣＯＤ特性を劣化さす。そのた
めにＴｉは、０．００１〜０．０１０％とした。
Ｎは、大人熱溶接熱影響部のＣＯＤ特性に大きな影響を
及ぼす。０．００３％を超すＮを含有する鋼を、大入熱
溶接した場合、熱影響部の組織に島状のマルテンサイト
が生じやす（なり、その結果ｃｏＤ特性が劣化する。そ
こでＮＯ，００３％以下とする。さらに、上記基本成分
のほかに、抗張力化、肉厚化ないしは高じん性化を達成
するために、Ｎｂ、Ｖ。
及ぼす。０．００３％を超すＮを含有する鋼を、大入熱
溶接した場合、熱影響部の組織に島状のマルテンサイト
が生じやす（なり、その結果ｃｏＤ特性が劣化する。そ
こでＮＯ，００３％以下とする。さらに、上記基本成分
のほかに、抗張力化、肉厚化ないしは高じん性化を達成
するために、Ｎｂ、Ｖ。
Ｎｉ、Ｃｕのうちから選んだ１種又は２種以上、あるい
はＲＥＭとＣａのうち何れか１種を添加含有させる。
はＲＥＭとＣａのうち何れか１種を添加含有させる。
Ｎｂは、母材の強度とじん性及び溶接継手強度確保のた
めに添加するが、０．０３％を超えて添加すると溶接熱
影響部のしん性を却って劣化させるので上限を０．０３
％とする。
めに添加するが、０．０３％を超えて添加すると溶接熱
影響部のしん性を却って劣化させるので上限を０．０３
％とする。
■も、強度とじん性向上のために添加するが、０．１％
を超えて添加するとやはり溶接熱影響部のしん性を不所
望に劣化させるので０．１％を上限とする。
を超えて添加するとやはり溶接熱影響部のしん性を不所
望に劣化させるので０．１％を上限とする。
Ｎｉは、溶接熱影響部の硬化性及びじん性に悪い影響を
与えることなく鋼材の強度とじん性を向上させるので添
加するが、高価であるので上限を１．０％とした。
与えることなく鋼材の強度とじん性を向上させるので添
加するが、高価であるので上限を１．０％とした。
（、ｕは、Ｎｉと同様の効果があるだけでなく、耐食性
も向上させるが、１．０％を超えて添加すると熱間ぜい
性を生じやすくするので上限を１．０％とした。
も向上させるが、１．０％を超えて添加すると熱間ぜい
性を生じやすくするので上限を１．０％とした。
ＲＥＰＩは、鋼中ではＲＥＭ （０，Ｓ）となる。こ
の硫、酸化物は溶接部のボンドにおいても安定であり、
ＴｉＮが溶接熱で溶解した後のオーステナイト粒成長を
抑制し、じん性を改善する。その為に添加するが、０．
０２０％を超えるＲＥＭは、綱の清浄度を低下させて調
板のじん性を劣化させる。このため、Ｉ？ＥＭを０．０
２０％以下とする。
の硫、酸化物は溶接部のボンドにおいても安定であり、
ＴｉＮが溶接熱で溶解した後のオーステナイト粒成長を
抑制し、じん性を改善する。その為に添加するが、０．
０２０％を超えるＲＥＭは、綱の清浄度を低下させて調
板のじん性を劣化させる。このため、Ｉ？ＥＭを０．０
２０％以下とする。
Ｃａは、ＲＥＭと同様な効果がある。０．０２０％を超
えるＣａは、鋼の清浄度を低下させて鋼板のしん性を劣
化させる。このため、Ｃａを０．０２０％以下とする。
えるＣａは、鋼の清浄度を低下させて鋼板のしん性を劣
化させる。このため、Ｃａを０．０２０％以下とする。
（実施例）
この発明の効果をさらに明らかにするために実施例によ
り説明を進める。表１に、母材強度及び溶接部継手のボ
ンド（溶接金属と溶接熱影響部が１＝１になる位置）の
ＣＯＤ特性を調べた鋼材成分を示す。
り説明を進める。表１に、母材強度及び溶接部継手のボ
ンド（溶接金属と溶接熱影響部が１＝１になる位置）の
ＣＯＤ特性を調べた鋼材成分を示す。
これらは何れも実験室規模で溶解し製造した鋼塊であり
、これを１０５０℃に加熱し７４０℃に至る間に７７％
までの圧延にて、板厚２５１の鋼板とし、直ちに１２℃
／Ｓで４５０℃まで加速冷却した。
、これを１０５０℃に加熱し７４０℃に至る間に７７％
までの圧延にて、板厚２５１の鋼板とし、直ちに１２℃
／Ｓで４５０℃まで加速冷却した。
これらの鋼板のし方向から引張試験片を採取しまた、溶
接継手は、第３図に示すよ°うに開先に加工した試供鋼
を表２に示す溶接条件にて入熱１４０ＫＪ／ｃｍの片面
一層サブマージアーク溶接でもって形成した。
接継手は、第３図に示すよ°うに開先に加工した試供鋼
を表２に示す溶接条件にて入熱１４０ＫＪ／ｃｍの片面
一層サブマージアーク溶接でもって形成した。
表２溶接条件
この溶接継手より２５ｍｍ Ｘ ５０ｍｍ断面で切出し
、ノツチ位置をポンドとしたＣＯＤ試験片を採取した。
、ノツチ位置をポンドとしたＣＯＤ試験片を採取した。
このノツチは第４図に示すように断面ノツチとした。
なおこの試験片の寸法、疲労ノツチ導入の方法及び試験
方法は、ＢＳ ５７６２ ： １９７９に従うもので
ある。
方法は、ＢＳ ５７６２ ： １９７９に従うもので
ある。
鋼板り方向の強度と、溶接継手のボンドにノツチを入れ
たＣＯＤ試験の一５０°Ｃでの結果を表３に示す。
たＣＯＤ試験の一５０°Ｃでの結果を表３に示す。
なお、調香２と５は、第１発明であり、−５０℃の限界
ＣＯＯ値は、最低でも０．５４ｍｍと優れている。
ＣＯＯ値は、最低でも０．５４ｍｍと優れている。
これに対して調香１は、Ｐが高くＢが添加されていない
従来鋼であって調香２及び５とくらべて、限界ＣＯＯ値
は大幅に劣っている。
従来鋼であって調香２及び５とくらべて、限界ＣＯＯ値
は大幅に劣っている。
調香３はＮ、そして調香４はＰ、さらに調香６はＢにつ
きそれぞれこの発明の限定範囲外にあり、その故に限界
ＣＯＯ値で、調香２及び５にくらべ大幅に劣っている。
きそれぞれこの発明の限定範囲外にあり、その故に限界
ＣＯＯ値で、調香２及び５にくらべ大幅に劣っている。
調香７，２２、さらに８〜１１．１６〜２１は、ＲＥＭ
又はＣａの添加、そしてＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂ及び■のうち
１種又は２種以上のを添加また調香１２〜１５゜２３〜
２６はＲＥＭとＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂ及び■のうち少くとも
１種とを添加したものであって、どの場合も、ＣＯＤ特
性に優れ、また強度もＣｕ、Ｎ ｉ、Ｎｂ。
又はＣａの添加、そしてＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂ及び■のうち
１種又は２種以上のを添加また調香１２〜１５゜２３〜
２６はＲＥＭとＣｕ、Ｎｉ、Ｎｂ及び■のうち少くとも
１種とを添加したものであって、どの場合も、ＣＯＤ特
性に優れ、また強度もＣｕ、Ｎ ｉ、Ｎｂ。
■を添加したことによって改善され、Ｃａ、ＲＥＭを添
加したものでは限界ＣＯＯ値のばらつきが少なくなった
。
加したものでは限界ＣＯＯ値のばらつきが少なくなった
。
（発明の効果）
この発明により、極地で使用する船舶類や海洋構造物の
製作に、大入熱溶接を用いることができ、その大幅なコ
ストダウンが、はかれる。
製作に、大入熱溶接を用いることができ、その大幅なコ
ストダウンが、はかれる。
【図面の簡単な説明】
第１図は、溶接継手ボンドの限界ＣＯＯ値に及ぼすＢの
効果を示したグラフ、 第２図は、ポンドの限界ＣＯＯ値に及ぼすＰの影響を示
したグラフ、 第３図は開先形状を示す断面図、 第４図はＣＯＤ試験片の形状を示した外観図である。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 第２図 ノッ手イ狂ＩＪ〆ンド。
効果を示したグラフ、 第２図は、ポンドの限界ＣＯＯ値に及ぼすＰの影響を示
したグラフ、 第３図は開先形状を示す断面図、 第４図はＣＯＤ試験片の形状を示した外観図である。 特許出願人 川崎製鉄株式会社 第１図 第２図 ノッ手イ狂ＩＪ〆ンド。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０３〜０．１０ｗｔ％ Ｓｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％ Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％ Ｐ：０．００６ｗｔ％以下 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％Ｂ：０．
０００３〜０．００１０ｗｔ％ Ｔｉ：０．００１〜０．０１０ｗｔ％及び Ｎ：０．００３ｗｔ％以下 を含み、残部は実質的に鉄及び不可避不純物よりなるこ
とを特徴とする入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用
鋼。 ２、Ｃ：０．０３〜０．１０ｗｔ％ Ｓｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％ Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％ Ｐ：０．００６ｗｔ％以下 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％Ｂ：０．
０００３〜０．００１０ｗｔ％ Ｔｉ：０．００１〜０．０１０ｗｔ％及び Ｎ：０．００３ｗｔ％以下 を含み、かつ ０．０３ｗｔ％以下のＮｂ、０．１ｗｔ％以下のＶ、１
．０ｗｔ％以下のＮｉ及び１．０ｗｔ％以下のＣｕのう
ちから選んだ１種又は２種以上 を含有し、残部は実質的に鉄及び不可避不純物よりなる
ことを特徴とする、入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶
接用鋼。 ３、Ｃ：０．０３〜０．１０ｗｔ％ Ｓｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％ Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％ Ｐ：０．００６ｗｔ％以下 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％Ｂ：０．
０００３〜０．００１０ｗｔ％ Ｔｉ：０．００１〜０．０１０ｗｔ％及び Ｎ：０．００３ｗｔ％以下 を含み、かつ ０．０２０ｗｔ％以下のＲＥＭ、０．０２ｗｔ％以下の
Ｃａのうちのいずれか１種 を含有し、残部は実質的に鉄及び不可避不純物よりなる
ことを特徴とする、入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶
接用鋼。 ４、Ｃ：０．０３〜０．１０ｗｔ％ Ｓｉ：０．０５〜０．３０ｗｔ％ Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％ Ｐ：０．００６ｗｔ％以下 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％Ｂ：０．
０００３〜０．００１０ｗｔ％ Ｔｉ：０．００１〜０．０１０ｗｔ％及び Ｎ：０．００３ｗｔ％以下 を含み、かつ ０．０３ｗｔ％以下のＮｂ、０．１ｗｔ％以下のＶ、１
．０ｗｔ％以下のＮｉ及び１．０ｗｔ％以下のＣｕのう
ちから選んだ１種又は２種以上と、 ０．０２０ｗｔ％以下のＲＥＭ、０．０２ｗｔ％以下の
Ｃａのうちのいずれか１種と鉄及び不可避不純物よりな
ることを特徴とする、入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱
溶接用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15780086A JPS6314843A (ja) | 1986-07-07 | 1986-07-07 | 入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15780086A JPS6314843A (ja) | 1986-07-07 | 1986-07-07 | 入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6314843A true JPS6314843A (ja) | 1988-01-22 |
Family
ID=15657561
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15780086A Pending JPS6314843A (ja) | 1986-07-07 | 1986-07-07 | 入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6314843A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02282446A (ja) * | 1989-04-21 | 1990-11-20 | Nippon Steel Corp | 電子ビーム溶接性の優れた降伏強度６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級以上の高靭性高張力鋼 |
| FR2728591A1 (fr) * | 1994-12-27 | 1996-06-28 | Lorraine Laminage | Acier a soudabilite amelioree |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5381421A (en) * | 1976-12-28 | 1978-07-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Steel for high current mig welding |
| JPS58199813A (ja) * | 1982-05-17 | 1983-11-21 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐ｈｉｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 |
| 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 |
| 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 |
-
1986
- 1986-07-07 JP JP15780086A patent/JPS6314843A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5381421A (en) * | 1976-12-28 | 1978-07-18 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Steel for high current mig welding |
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| 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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Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02282446A (ja) * | 1989-04-21 | 1990-11-20 | Nippon Steel Corp | 電子ビーム溶接性の優れた降伏強度６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級以上の高靭性高張力鋼 |
| FR2728591A1 (fr) * | 1994-12-27 | 1996-06-28 | Lorraine Laminage | Acier a soudabilite amelioree |
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