JPS6379921A - 高張力鋼の多層盛溶接継手ｈａｚ部の優れた靭性を得る溶接方法 - Google Patents
高張力鋼の多層盛溶接継手ｈａｚ部の優れた靭性を得る溶接方法Info
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- JPS6379921A JPS6379921A JP22517286A JP22517286A JPS6379921A JP S6379921 A JPS6379921 A JP S6379921A JP 22517286 A JP22517286 A JP 22517286A JP 22517286 A JP22517286 A JP 22517286A JP S6379921 A JPS6379921 A JP S6379921A
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Landscapes
- Arc Welding In General (AREA)
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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）
本発明は高張力鋼の多層盛溶接継手ＨＡＺ部の優れた靭
性を得る溶接方法にかかわるものである。
性を得る溶接方法にかかわるものである。
（従来の技術）
近年、海底石油資源の開発が活発に進められ、その開発
海域も寒冷海域あるいは深海域へと発展しつつある。そ
れにつれて、設置される海洋構造物も大型化、多様化し
、また低温で使用されるようになってきている。従って
、従来は使用される高張力鋼は引っ張り強さで５０ｋｆ
／′−レベルでシャルピー試、腋の保証温度が一２０℃
程度であったものが、最近は引っ張り強さ８０聯／−レ
ベルの高張力鋼の使用の要求も出てきている。加えて、
保証温度も−４０〜−６０℃と厳格化する方向にある。
海域も寒冷海域あるいは深海域へと発展しつつある。そ
れにつれて、設置される海洋構造物も大型化、多様化し
、また低温で使用されるようになってきている。従って
、従来は使用される高張力鋼は引っ張り強さで５０ｋｆ
／′−レベルでシャルピー試、腋の保証温度が一２０℃
程度であったものが、最近は引っ張り強さ８０聯／−レ
ベルの高張力鋼の使用の要求も出てきている。加えて、
保証温度も−４０〜−６０℃と厳格化する方向にある。
一般的にこのような構造物の溶接施工は通常多層盛溶接
となるが、溶接熱影響部の靭性、いわゆるＨＡＺ靭性の
保証がほとんどの場合、最も困難となる。引っ張り強さ
５０〜６０ ｋｇ／’−クラスでは−４０〜−６０℃の
シャルピー特性の保証が可能となりつつあるが、それ以
上の高強度材ではこのような低温でＨＡ Ｚ靭性を確保
する方法が得られていないのが現状である。
となるが、溶接熱影響部の靭性、いわゆるＨＡＺ靭性の
保証がほとんどの場合、最も困難となる。引っ張り強さ
５０〜６０ ｋｇ／’−クラスでは−４０〜−６０℃の
シャルピー特性の保証が可能となりつつあるが、それ以
上の高強度材ではこのような低温でＨＡ Ｚ靭性を確保
する方法が得られていないのが現状である。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明は引っ張り強さが７０ｋｑ／’−に超えるような
高張力鋼でも−４０〜−６０℃以下で２鴫Ｖノツチシヤ
ルピー試験によるＨ Ａ Ｚ靭性を保証できる方法を提
供することを目的としている。
高張力鋼でも−４０〜−６０℃以下で２鴫Ｖノツチシヤ
ルピー試験によるＨ Ａ Ｚ靭性を保証できる方法を提
供することを目的としている。
（問題点全解決するための手段）
本発明の要旨とするところは、重量壬で、ＣＯ，０３〜
０．２０ ｑｂ％Ｓｔ Ｏ，０５〜０．５０４１Ｍｎ０
．５０〜３．０４、 Ｎｉ ０．５ ０〜１０．０
優、 Ｐ（１０１０壬以下、Ｓ Ｏ，０１０幅以下、Ａ
＃ ０．０１〜α１０係、ＮＯ，００６０係以下、Ｂ
０．０００３〜０．００３０４で、且つＣｕ ％Ｃｒ
％Ｍｏ ｋ Ｃｕ Ｏ，０１〜 Ｌ５０４、 Ｃｒ
０．０ １〜１．５ ０ ％、 Ｍｏ ０．０ １
〜１、５０４の範囲で１種又は２種以上含み、必要に
応じてこれにさらにＴｉ０．００５〜０．０２０壬、Ｎ
ｂ Ｏ，００５〜０．０３０ ％、ｖ Ｏ，ＯＯ５〜０
．２０係の１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不可
避不純物よりなる高張力鋼に対し７て溶接により加熱さ
れたＨＡＺ部の冷却過程において、８００℃から５００
’Ｃまでの冷却に要する時間τＣ５ｅｅ）が以下の式を
満足すること全特徴とする高張力鋼の多層盛溶接継手Ｈ
ＡＺ部の優れた靭性を得る溶接方法である。
０．２０ ｑｂ％Ｓｔ Ｏ，０５〜０．５０４１Ｍｎ０
．５０〜３．０４、 Ｎｉ ０．５ ０〜１０．０
優、 Ｐ（１０１０壬以下、Ｓ Ｏ，０１０幅以下、Ａ
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０．０００３〜０．００３０４で、且つＣｕ ％Ｃｒ
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０．０ １〜１．５ ０ ％、 Ｍｏ ０．０ １
〜１、５０４の範囲で１種又は２種以上含み、必要に
応じてこれにさらにＴｉ０．００５〜０．０２０壬、Ｎ
ｂ Ｏ，００５〜０．０３０ ％、ｖ Ｏ，ＯＯ５〜０
．２０係の１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不可
避不純物よりなる高張力鋼に対し７て溶接により加熱さ
れたＨＡＺ部の冷却過程において、８００℃から５００
’Ｃまでの冷却に要する時間τＣ５ｅｅ）が以下の式を
満足すること全特徴とする高張力鋼の多層盛溶接継手Ｈ
ＡＺ部の優れた靭性を得る溶接方法である。
τ≦ｌ０Ｘ（ｘ−８）
但し、Ｘは以下の式に示す化学成分により決定されるパ
ラメターである。
ラメターである。
ｘ ＝ ０．３２ＸｂＸ Ｊ Ｃ（４）ｘ（１＋０．６
４ＸＳｉ（４１）Ｘ Ｃ１＋４．］ Ｏｘ馬、（Ｌｉｂ
）） Ｘ （１＋ｏ、２７ＸＣｕ（４１）Ｘ （１＋０
．５２ ＸＮ１（％）） Ｘ Ｃｌ＋２．３３ ＸＣｒ
（％））ｘ［： １＋３．１４ＸＭｏ（％）］ 但し、ｂの値はＮ量が３０ ｐｐｍ未満の場合は１．３
とし、３０ ｐｐｍ以上の場合は１とする。
４ＸＳｉ（４１）Ｘ Ｃ１＋４．］ Ｏｘ馬、（Ｌｉｂ
）） Ｘ （１＋ｏ、２７ＸＣｕ（４１）Ｘ （１＋０
．５２ ＸＮ１（％）） Ｘ Ｃｌ＋２．３３ ＸＣｒ
（％））ｘ［： １＋３．１４ＸＭｏ（％）］ 但し、ｂの値はＮ量が３０ ｐｐｍ未満の場合は１．３
とし、３０ ｐｐｍ以上の場合は１とする。
多層盛り溶接継手の脆化域を溶接再現熱サイクル試験に
よって調査した結果、鋼種によりその脆ｆヒ域は違って
くることが明らかとなった。即ち、引っ張り強さが５０
〜６０局／−程闇の成分を含む鋼では、最も脆化するの
は高温に加熱され粗粒化した２７１部近傍の部分が次の
溶接熱に二つてＡｃ１変態点直上の８００℃付近の温度
に再加熱された部分（以降、粗粒＋Ａｃ１領域と略称）
であるが、さらに強度レベルが高くなって合金添加量が
増加してくると、上記の脆ｆヒ域に加えて２７１部近傍
がＡｅ５直上の９００〜１０００℃付近の温度に加熱さ
れた部分（以降、粗粒＋Ａｃ ５領域と略称）も脆化域
となる。特に引っ張り強さ７０吻／−を超えて大きくな
るにつれて後者の脆化が顕著になってぐる。両者とも再
加熱冷却時に生成した島状マルテンサイトが脆化の原因
である。これらの脆化部分は溶接条件によってはさらに
後続の溶接熱により焼もどされる可能性もあるが、しか
し先ずそのような脆化組ｍｔ−生じさせないことがＨＡ
Ｚ靭性を確保する上で必要である。
よって調査した結果、鋼種によりその脆ｆヒ域は違って
くることが明らかとなった。即ち、引っ張り強さが５０
〜６０局／−程闇の成分を含む鋼では、最も脆化するの
は高温に加熱され粗粒化した２７１部近傍の部分が次の
溶接熱に二つてＡｃ１変態点直上の８００℃付近の温度
に再加熱された部分（以降、粗粒＋Ａｃ１領域と略称）
であるが、さらに強度レベルが高くなって合金添加量が
増加してくると、上記の脆ｆヒ域に加えて２７１部近傍
がＡｅ５直上の９００〜１０００℃付近の温度に加熱さ
れた部分（以降、粗粒＋Ａｃ ５領域と略称）も脆化域
となる。特に引っ張り強さ７０吻／−を超えて大きくな
るにつれて後者の脆化が顕著になってぐる。両者とも再
加熱冷却時に生成した島状マルテンサイトが脆化の原因
である。これらの脆化部分は溶接条件によってはさらに
後続の溶接熱により焼もどされる可能性もあるが、しか
し先ずそのような脆化組ｍｔ−生じさせないことがＨＡ
Ｚ靭性を確保する上で必要である。
低強度鋼では粗粒＋Ａｃ１領域の島状マルテンサイトの
生成が問題となるが、この場合はもともと全体として焼
入性が低いので、合金設計でさらに焼入性を低下できれ
ば再加熱後の冷却過程で島状マルテンサイトにならずに
セメンタイトやノぐ一ライトになって靭性改善が可能で
ある。一方、引っ張り強さが７０ｋｆ／’ｍｋ超えるよ
うな鋼種では、まず粗粒＋Ａａ５領域の脆化全改善する
必要がある。
生成が問題となるが、この場合はもともと全体として焼
入性が低いので、合金設計でさらに焼入性を低下できれ
ば再加熱後の冷却過程で島状マルテンサイトにならずに
セメンタイトやノぐ一ライトになって靭性改善が可能で
ある。一方、引っ張り強さが７０ｋｆ／’ｍｋ超えるよ
うな鋼種では、まず粗粒＋Ａａ５領域の脆化全改善する
必要がある。
この脆化の原因は再加熱時に上部ベイナイトが生成する
ことに起因して島状マルテンサイトが増加するためであ
るが、その改善のためにはむＬろ焼入性を上げて組織を
下部ベイナイトないしはマルテンサイトにして島状マル
テンサイトの消滅あるいは微細化を計る方が好ましいこ
とが判明した。
ことに起因して島状マルテンサイトが増加するためであ
るが、その改善のためにはむＬろ焼入性を上げて組織を
下部ベイナイトないしはマルテンサイトにして島状マル
テンサイトの消滅あるいは微細化を計る方が好ましいこ
とが判明した。
即ち、低強家鋼における合金成分を下げて島状マルテン
サイトの生成を抑制するという対策はこのクラスの鋼で
は母材の焼入性、強度を確保することが必要なのでほぼ
不可能である。また粗粒子Ａｃ１領域の脆化に対しても
最初に形成さね、る粗粒部の組織を下部ベイナイトにす
ることにより、再加熱後の島状マルテンサイトが微細に
なって靭性劣化を防ぐことができることが判明した。粗
粒部はオーステナイト粒度が粗いので粗粒＋ｋＣ５領域
よりも焼入性は実質的には高い、従って、粗粒子Ａ ａ
５領域の組織分下部ベイナイトになるように成分設計
すれば粗粒部に上部ベイナイトが生成することはないの
で、継手全体のＨＡＺ靭性確保のためには粗粒＋Ａｅ５
領域の組織中に極力上部ペイナイ）ｋ生成させないこと
が肝要であることが分かった。
サイトの生成を抑制するという対策はこのクラスの鋼で
は母材の焼入性、強度を確保することが必要なのでほぼ
不可能である。また粗粒子Ａｃ１領域の脆化に対しても
最初に形成さね、る粗粒部の組織を下部ベイナイトにす
ることにより、再加熱後の島状マルテンサイトが微細に
なって靭性劣化を防ぐことができることが判明した。粗
粒部はオーステナイト粒度が粗いので粗粒＋ｋＣ５領域
よりも焼入性は実質的には高い、従って、粗粒子Ａ ａ
５領域の組織分下部ベイナイトになるように成分設計
すれば粗粒部に上部ベイナイトが生成することはないの
で、継手全体のＨＡＺ靭性確保のためには粗粒＋Ａｅ５
領域の組織中に極力上部ペイナイ）ｋ生成させないこと
が肝要であることが分かった。
本発明は以上の如き知見に基づいてなされたものである
。
。
（作用）
先ず、本発明における成分限定の理由？述べる。
Ｃは、引っ張り強さが７ｏｋｓ＋／−に越える高強度鋼
では０．０３４未満では強度確保が困難である。
では０．０３４未満では強度確保が困難である。
また、Ｃが０２０係超では溶接部の硬さが高くなりすぎ
て靭性は劣化するようになり、加えて溶接割れの問題も
生じる。
て靭性は劣化するようになり、加えて溶接割れの問題も
生じる。
次にＳｌは島状マルテンサイｌ−’に作り易くする元素
で、０．５０４超では後述するノミラメターＸの値が所
定範囲全満足しても靭性確保が難しくなるので０．５０
％以下にする必要があり、特に０．３０係以下が望ま
しい。一方、０．０５壬未満では脱酸が不十分となり、
鋼材の内部欠陥を増加せしめるため、０．０５ ｑｂ以
上とした。
で、０．５０４超では後述するノミラメターＸの値が所
定範囲全満足しても靭性確保が難しくなるので０．５０
％以下にする必要があり、特に０．３０係以下が望ま
しい。一方、０．０５壬未満では脱酸が不十分となり、
鋼材の内部欠陥を増加せしめるため、０．０５ ｑｂ以
上とした。
凧は０．５０４未満では強度確保に問題があり、３、０
％超では急激に溶接部靭性全劣化させるためα５０〜
３．０係の範囲とした。
％超では急激に溶接部靭性全劣化させるためα５０〜
３．０係の範囲とした。
Ｎ１は靭性改善に有効な元素であり、特に引っ張り強さ
が７０聯／−を超える高張力鋼では良好な靭性を確保す
る上で０．５０４以上必要である。
が７０聯／−を超える高張力鋼では良好な靭性を確保す
る上で０．５０４以上必要である。
しかしＮｉは高価であるのと１０．０％超では逆に靭性
劣化する場合があるので、０．５０〜１０．０’１の範
囲とＬ７た、 Ｐは高強■材では溶接部粗粒域での粒界割れを生じやす
くするため、０．０１０４以下とした。
劣化する場合があるので、０．５０〜１０．０’１の範
囲とＬ７た、 Ｐは高強■材では溶接部粗粒域での粒界割れを生じやす
くするため、０．０１０４以下とした。
また、Ｓも硫化物系介在物を作り脆性破壊の起点となる
ため、低い方が良好で、０．０１０４以下とした。
ため、低い方が良好で、０．０１０４以下とした。
Ａｌは鋼材の内部欠陥を防止するための十分な脱酸を行
うためＯ，Ｏ］ Ｏ％以上の添加が必要であり、０．１
係を超えると靭性に有害になるので上限を０．１０係と
した。
うためＯ，Ｏ］ Ｏ％以上の添加が必要であり、０．１
係を超えると靭性に有害になるので上限を０．１０係と
した。
さらに％Ｎは島状マルテンサイトの生成を助長し、また
分解全阻害する元素であり、Ｎが０．００６０優超では
靭性を著［−く低下せ［−めるため、上限を０、 ＯＯ
６０ｑｂとした。
分解全阻害する元素であり、Ｎが０．００６０優超では
靭性を著［−く低下せ［−めるため、上限を０、 ＯＯ
６０ｑｂとした。
Ｂは有効に用いれば焼入性向上に非常に効果があるが、
０．０００３４未満では焼入性向上に効果がなく、また
添加量が多すぎると靭性を劣化せしめるので上限’ｋ
０．００３０４とした。
０．０００３４未満では焼入性向上に効果がなく、また
添加量が多すぎると靭性を劣化せしめるので上限’ｋ
０．００３０４とした。
Ｃｕ 、 Ｃｒ 、 Ｍｏはいずれも焼入性を上げてＨ
ＡＺ組織中の上部ベイナイトの生成抑制に有効で 、。
ＡＺ組織中の上部ベイナイトの生成抑制に有効で 、。
ラメターＸとての関係を満足する含有量の組み合わせで
１種又は２種以上含むことが必要である。
１種又は２種以上含むことが必要である。
ただし、いずれも０．０１４未満の含有量では組織ケ変
える上で有意差が認められないので、含有させる場合は
０．０１４以上必要である。、また、いずれも１５（ｌ
超では独自に靭性に悪影響を及ぼし始めるので、含有せ
しめる場合の範囲と１−では０．０１〜１．５０４と１
〜た。
える上で有意差が認められないので、含有させる場合は
０．０１４以上必要である。、また、いずれも１５（ｌ
超では独自に靭性に悪影響を及ぼし始めるので、含有せ
しめる場合の範囲と１−では０．０１〜１．５０４と１
〜た。
さらに本発明においてはこの他に強蓼し４ルによって、
また板厚の増大による強度低下を防止する等の目的に応
じてＴｉ Ｏ，ＯＯ５〜０．０２０係、Ｎｂ Ｏ，ＯＯ
５〜０．０３０係、ｖ ｏ、 ｏ ０５〜０．２０係の
１種又は２種以上を含有させることができる。
また板厚の増大による強度低下を防止する等の目的に応
じてＴｉ Ｏ，ＯＯ５〜０．０２０係、Ｎｂ Ｏ，ＯＯ
５〜０．０３０係、ｖ ｏ、 ｏ ０５〜０．２０係の
１種又は２種以上を含有させることができる。
先ず、ＴｔはＮｉＴｉＮとして固定することによりＢの
焼入性に対する有効性を高めることが可能であるが、０
．０ Ｏ５４未満ではその効果が小さく、０、０２ Ｑ
’１超では粗大ＴｉＮが生じたり、析出による脆ｆヒ
も生じるため靭性全劣化せしめる。
焼入性に対する有効性を高めることが可能であるが、０
．０ Ｏ５４未満ではその効果が小さく、０、０２ Ｑ
’１超では粗大ＴｉＮが生じたり、析出による脆ｆヒ
も生じるため靭性全劣化せしめる。
またＮｂは固溶状態では焼入性向上に有効であり、析出
強化による強度上昇効果を有するが、０、 ＯＯ５係未
満では効果が明瞭でなく、０．０３０壬超では靭性劣化
が顕著になる。
強化による強度上昇効果を有するが、０、 ＯＯ５係未
満では効果が明瞭でなく、０．０３０壬超では靭性劣化
が顕著になる。
■も析出強化により強度上昇に有効であるが、０．００
５４未満では効果がなく、０．２０壬を超えると急激に
靭性を劣化せしめるため添加する場合は範囲を０．００
５〜０，２０壬としだ。
５４未満では効果がなく、０．２０壬を超えると急激に
靭性を劣化せしめるため添加する場合は範囲を０．００
５〜０，２０壬としだ。
以上の成分範囲にすることが靭性確保のためには基本的
に必要であるが、それに加えて粗粒子Ａｃ５領域の組織
ヲ下部ベイナイトもし２〈はマルテンサイトとして脆化
を防止するための条件を明確にする必要がある。そこで
再現熱サイクル試験により粗粒＋Ａｅ５領域の組織を再
現させ、そのときの上部ベイナイトの出現条件と成分の
関係を検討した。
に必要であるが、それに加えて粗粒子Ａｃ５領域の組織
ヲ下部ベイナイトもし２〈はマルテンサイトとして脆化
を防止するための条件を明確にする必要がある。そこで
再現熱サイクル試験により粗粒＋Ａｅ５領域の組織を再
現させ、そのときの上部ベイナイトの出現条件と成分の
関係を検討した。
第１表に示す化学成分の鋼を３０ ｋｇ真空溶解炉で溶
製し、熱間圧延後、焼入れ、焼もどしを施（７た素材に
第２図のような再現熱ザイクルを加え、２ ｍｘｒＶノ
ツチシャルピー試験の５０係破面遷移温度により靭性を
評価し、そのときの組織と対応させて検討した。再現熱
サイクル試験の８００〜５００℃の冷却時間は３０＝４
０．６０ｓｅｃの３条件とし、１回目と２回目とで冷却
時間は一定とした。その結果、第１図に示すように各冷
却条件毎に以下の式で表される］ξラメターＸと上部ベ
イナイト量が非常に良い相関を示すことが分かり、また
第３図の上部ベイナイト量と靭性との関係から一４０℃
以下のシャルピー試験の吸収エネルギー１−余裕金持っ
て保証するためには破面遷移温度Ｔｈ−６０’Ｃ以下に
する必要があると考えると、上部ベイナ−（）の生成量
をはｌ’！ １０ ％以下にすることが必要条件となる
。第１図において上部ベイナイト量が１０幅となるとき
のノぞラメターＸと８００から５００℃までの冷却に要
する時間τ（ｓｅｅ）との関係は第４図に示すようにほ
ぼ直線関係となり、上部ベイナイトの生成量を１０％以
下に抑制して靭性を確保するためには鋼の合金添加量か
ら決まる／ぞラメターＩと溶接により加熱されたＨＡＺ
部の冷却過程において８００℃から５００℃１での冷却
に要する時間τ（ｓｅｅ ）との間でτ≦１０Ｘ（ｘ−
８）の関係を満足する必要がある。但１〜、Ｘは以下に
示すようにＣ、Ｓｔ 、 Ｍｎ 、 Ｃｕ 、 Ｎｉ
、 Ｃｒ 。
製し、熱間圧延後、焼入れ、焼もどしを施（７た素材に
第２図のような再現熱ザイクルを加え、２ ｍｘｒＶノ
ツチシャルピー試験の５０係破面遷移温度により靭性を
評価し、そのときの組織と対応させて検討した。再現熱
サイクル試験の８００〜５００℃の冷却時間は３０＝４
０．６０ｓｅｃの３条件とし、１回目と２回目とで冷却
時間は一定とした。その結果、第１図に示すように各冷
却条件毎に以下の式で表される］ξラメターＸと上部ベ
イナイト量が非常に良い相関を示すことが分かり、また
第３図の上部ベイナイト量と靭性との関係から一４０℃
以下のシャルピー試験の吸収エネルギー１−余裕金持っ
て保証するためには破面遷移温度Ｔｈ−６０’Ｃ以下に
する必要があると考えると、上部ベイナ−（）の生成量
をはｌ’！ １０ ％以下にすることが必要条件となる
。第１図において上部ベイナイト量が１０幅となるとき
のノぞラメターＸと８００から５００℃までの冷却に要
する時間τ（ｓｅｅ）との関係は第４図に示すようにほ
ぼ直線関係となり、上部ベイナイトの生成量を１０％以
下に抑制して靭性を確保するためには鋼の合金添加量か
ら決まる／ぞラメターＩと溶接により加熱されたＨＡＺ
部の冷却過程において８００℃から５００℃１での冷却
に要する時間τ（ｓｅｅ ）との間でτ≦１０Ｘ（ｘ−
８）の関係を満足する必要がある。但１〜、Ｘは以下に
示すようにＣ、Ｓｔ 、 Ｍｎ 、 Ｃｕ 、 Ｎｉ
、 Ｃｒ 。
Ｍｏ 、 Ｎ 添加量から求められるパラメターである
。
。
ｘ ＝ ０．３２ ｘｂ ｘ Ｆｘ Ｃ１＋０．６４ｘ
ｓｔ（制ｘ（１＋４．１０ＸＭｎ（４）） Ｘ （１＋
０．２７ＸＣｕ（１）） Ｘ（１＋０．５２ＸＮｉＳ）
ＩＸＣ１＋２．３３ＸＣｒ％））Ｘ（１＋ ３．１４
ＸＭｏ（＠ ） 但し、ｂの値はＮ量が３０ ｐｐｍ未満の場合１．３と
し、３０ ｐｐｍ Ｉ、Ｑ上の場合は１・とする。
ｓｔ（制ｘ（１＋４．１０ＸＭｎ（４）） Ｘ （１＋
０．２７ＸＣｕ（１）） Ｘ（１＋０．５２ＸＮｉＳ）
ＩＸＣ１＋２．３３ＸＣｒ％））Ｘ（１＋ ３．１４
ＸＭｏ（＠ ） 但し、ｂの値はＮ量が３０ ｐｐｍ未満の場合１．３と
し、３０ ｐｐｍ Ｉ、Ｑ上の場合は１・とする。
式中％ｂの値’ｒＮ量により変えるのは、Ｂの焼入性に
対する効果がその存在状態により大幅に変わり、それが
Ｎ量に影響されるためである。即ち、Ｂ添加量が３ ｐ
ｐｍ未満では全量固溶しても焼入性を高めて組織を変え
る効果はないが、３ ｐｉｐｍ以上の添加量でもＮ量が
３０ ｐｐｍ以上では粗粒＋Ａｃ５領域に相当する熱サ
イクルを受けてＢがＮと結びついてＢＮとなってしまい
、やはり組織を変える効果がなくなる。このような条件
のときはノＱラメターＸに対する寄与がないのでｂ＝１
となる。−方、Ｂ添加量が３ｐｐｍ以上で、且つＮ量が
３０ｐｐｍ未満の場合は焼入性を上げて組織を変える効
果を持つ。そＬ〜でその寄与率はｂの値と［７て１１．
３と見積もれる。
対する効果がその存在状態により大幅に変わり、それが
Ｎ量に影響されるためである。即ち、Ｂ添加量が３ ｐ
ｐｍ未満では全量固溶しても焼入性を高めて組織を変え
る効果はないが、３ ｐｉｐｍ以上の添加量でもＮ量が
３０ ｐｐｍ以上では粗粒＋Ａｃ５領域に相当する熱サ
イクルを受けてＢがＮと結びついてＢＮとなってしまい
、やはり組織を変える効果がなくなる。このような条件
のときはノＱラメターＸに対する寄与がないのでｂ＝１
となる。−方、Ｂ添加量が３ｐｐｍ以上で、且つＮ量が
３０ｐｐｍ未満の場合は焼入性を上げて組織を変える効
果を持つ。そＬ〜でその寄与率はｂの値と［７て１１．
３と見積もれる。
溶接によりＨＡＺ部が受ける熱履歴の内、特に８００℃
から５００ ′Ｃ’！’での冷却時間τで溶接方法を限
定したのは、この温度範囲内で変態の大部分が生じるた
め、またこの領域の条件を規定すれば他の温度領域もそ
れに対応するためτを決めれは靭性を直接支配する変態
組織をほぼ一義的に決定し得ることによる。即ち、ＨＡ
Ｚ部が受ける熱履歴は溶接方法、溶接入熱、板厚、予熱
温度等により様々に変化しうるので、具体的な溶接条件
を限定するよりも直接組織を支配する冷却時間を限定す
る方がより本質的である。熱履歴は具体的な溶接条件が
決まれば実測あるいは計算により求めることが可能であ
るから、逆に靭性確保に必要なτが分かればそれを達成
するために必要な溶接条件を選択することは容易である
。
から５００ ′Ｃ’！’での冷却時間τで溶接方法を限
定したのは、この温度範囲内で変態の大部分が生じるた
め、またこの領域の条件を規定すれば他の温度領域もそ
れに対応するためτを決めれは靭性を直接支配する変態
組織をほぼ一義的に決定し得ることによる。即ち、ＨＡ
Ｚ部が受ける熱履歴は溶接方法、溶接入熱、板厚、予熱
温度等により様々に変化しうるので、具体的な溶接条件
を限定するよりも直接組織を支配する冷却時間を限定す
る方がより本質的である。熱履歴は具体的な溶接条件が
決まれば実測あるいは計算により求めることが可能であ
るから、逆に靭性確保に必要なτが分かればそれを達成
するために必要な溶接条件を選択することは容易である
。
以下、実施例により本発明の効果全具体的に示す。
〔実施例）
第２表に本発明法と比較法における実際の溶接継手Ｉ（
ＡＺ部の一８０℃における２ｓｍＶノツチシャルピー試
醸の吸収エネルギー値ケ示す。溶接条件は第３表に示す
通りで、入熱量は３ｋＪ／ｍと４、５ ｋＪ ７１ｍの
２通りで、伝熱計算によればこのときのτの値はそれぞ
れ約２５ ｓｅｃと約３５ ｓｅｃと推定される。いず
れも第５図に示す開先で溶接継手を作成した。試験片の
採取位置も同図に示したが、板厚の１／４の所から採取
し、ボッＰ部にノツチを入れて試験を行った。いずれの
鋼種も３木ずつ試験を行った。
ＡＺ部の一８０℃における２ｓｍＶノツチシャルピー試
醸の吸収エネルギー値ケ示す。溶接条件は第３表に示す
通りで、入熱量は３ｋＪ／ｍと４、５ ｋＪ ７１ｍの
２通りで、伝熱計算によればこのときのτの値はそれぞ
れ約２５ ｓｅｃと約３５ ｓｅｃと推定される。いず
れも第５図に示す開先で溶接継手を作成した。試験片の
採取位置も同図に示したが、板厚の１／４の所から採取
し、ボッＰ部にノツチを入れて試験を行った。いずれの
鋼種も３木ずつ試験を行った。
第２表のＡ１−Ａ１７は本発明方法によるＨＡＺ靭件の
結果で、いずれも非常に高いシャルピーの吸収エネルギ
ーを示し、本発明に従って各成分を限定すると同時に成
分、溶接条件によりτ≦１０Ｘ（Ｘ−８）の関係を満足
させることにより実際に溶接継手ＨＡＺ部において優れ
た靭性が得られることが確認できた。これに対して比較
例の４１８〜屋２２はτ≦１０ Ｘ （Ｘ−８”）の関
係を満足しないため吸収エネルギーが低く、特に最低値
が非常に劣化する。また、比較例のＡ２３〜Ａ２５はτ
とＸの関係は満足しているが、各成分の限定要件を一部
満足していないためにやけゆ靭性は本発明法に比べて劣
っている。
結果で、いずれも非常に高いシャルピーの吸収エネルギ
ーを示し、本発明に従って各成分を限定すると同時に成
分、溶接条件によりτ≦１０Ｘ（Ｘ−８）の関係を満足
させることにより実際に溶接継手ＨＡＺ部において優れ
た靭性が得られることが確認できた。これに対して比較
例の４１８〜屋２２はτ≦１０ Ｘ （Ｘ−８”）の関
係を満足しないため吸収エネルギーが低く、特に最低値
が非常に劣化する。また、比較例のＡ２３〜Ａ２５はτ
とＸの関係は満足しているが、各成分の限定要件を一部
満足していないためにやけゆ靭性は本発明法に比べて劣
っている。
第３表
（発明の効果）
以上の実施例からも明らかなように、本発明法によれば
高張力鋼の多層盛溶接継手ＨＡＺ部の優れた靭性ケ得る
ことが可能であり、産業上の効果は極めて顕著である。
高張力鋼の多層盛溶接継手ＨＡＺ部の優れた靭性ケ得る
ことが可能であり、産業上の効果は極めて顕著である。
第１図はパラメターＸと再現熱サイクル試験材の組織中
の上部ベイナイトの割合の関係を示す図、第２図は再現
熱サイクル試験の熱履歴を示す図で、１回目最高加熱源
［Ｆｉ１４００℃、２回目最高加熱源ｆは１０００℃、
１回目、２回目とも昇温時間Ｆｉ１５秒、８００℃→５
００℃の冷却時間は３０秒であり、第３図は再現熱サイ
クル試験による組織中の上部ベイナイトの割合とシャル
ピー試験の５０係破面遷移温度の関係を示す図、第４図
は８００から５００’Ｃまでの冷却時間τと上部ベイナ
イト量が１０％となるときの）ξラメターＸの関係を示
す図、第５図は実施例に用いられた溶接継手開先の寸法
形状を示す図であり、２点鎖線は２ ｍＶノツチシャル
ピー試験片採取要領を示す。 第１図 へ〇ラヌターん ７ｉ３図 ０ ２０ １Ｊ−０６０８０１００岨織中のよルべ
゛イナイトのを１合（”／、）χ−ＵＣ−ムｔω（λ９
÷標Ｏ１億母１ψωセムλＮ鋸Ｊ自発手続補正書 昭和６１年１０月２８日 １、事件の表示 特願昭６１−２２５１７２号 ２、発明の名称 高張力鋼の多層盛溶接継手ＨＡＺ 部の優れた靭性を得る溶接方法 ３、補正をする者 事件との関係 出 願 人 住 所 東京都千代田区大手町２丁目６番３号名
称 （６６５）新日本製鐵株式会社４、代理人 居 所 東京都中央区日本橋兜町１２番１号６、
補正の対象 明細書（発明の詳細な説明、図面の簡単
な説明） ７、補正の内容 別紙の通り 補正の内容 １、明細書第１０頁第１行の「越える」を「超える」と
補正する。 明細書第１３頁第２０行の１再現熱サイクル試萩の」を
「該図の再現熱サイクル試験の１回目の最高加熱温度は
１４００℃、２回目の最高加熱温度は１０００°Ｃ，１
回目、２回目とも昇温時間は１５秒、」と補正する。 ３、明細書第１９頁第１表中鋼種ＭのＭｏ量Ｊ＜１，１
３Ｊを ｒｌ、１３Ｊ と補正する。 ４、明細書第２２頁第１０〜１３行の「１回目最高加熱
温度は・・・３０秒であり、」を削除する。
の上部ベイナイトの割合の関係を示す図、第２図は再現
熱サイクル試験の熱履歴を示す図で、１回目最高加熱源
［Ｆｉ１４００℃、２回目最高加熱源ｆは１０００℃、
１回目、２回目とも昇温時間Ｆｉ１５秒、８００℃→５
００℃の冷却時間は３０秒であり、第３図は再現熱サイ
クル試験による組織中の上部ベイナイトの割合とシャル
ピー試験の５０係破面遷移温度の関係を示す図、第４図
は８００から５００’Ｃまでの冷却時間τと上部ベイナ
イト量が１０％となるときの）ξラメターＸの関係を示
す図、第５図は実施例に用いられた溶接継手開先の寸法
形状を示す図であり、２点鎖線は２ ｍＶノツチシャル
ピー試験片採取要領を示す。 第１図 へ〇ラヌターん ７ｉ３図 ０ ２０ １Ｊ−０６０８０１００岨織中のよルべ
゛イナイトのを１合（”／、）χ−ＵＣ−ムｔω（λ９
÷標Ｏ１億母１ψωセムλＮ鋸Ｊ自発手続補正書 昭和６１年１０月２８日 １、事件の表示 特願昭６１−２２５１７２号 ２、発明の名称 高張力鋼の多層盛溶接継手ＨＡＺ 部の優れた靭性を得る溶接方法 ３、補正をする者 事件との関係 出 願 人 住 所 東京都千代田区大手町２丁目６番３号名
称 （６６５）新日本製鐵株式会社４、代理人 居 所 東京都中央区日本橋兜町１２番１号６、
補正の対象 明細書（発明の詳細な説明、図面の簡単
な説明） ７、補正の内容 別紙の通り 補正の内容 １、明細書第１０頁第１行の「越える」を「超える」と
補正する。 明細書第１３頁第２０行の１再現熱サイクル試萩の」を
「該図の再現熱サイクル試験の１回目の最高加熱温度は
１４００℃、２回目の最高加熱温度は１０００°Ｃ，１
回目、２回目とも昇温時間は１５秒、」と補正する。 ３、明細書第１９頁第１表中鋼種ＭのＭｏ量Ｊ＜１，１
３Ｊを ｒｌ、１３Ｊ と補正する。 ４、明細書第２２頁第１０〜１３行の「１回目最高加熱
温度は・・・３０秒であり、」を削除する。
Claims (2)
- （１）重量％で、 Ｃ ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ０．５０〜３．０％、 Ｎｉ０．５０〜１０．０％、 Ｐ ０．０１０％以下、 Ｓ ０．０１０％以下、 Ａｌ０．０１〜０．１０％、 Ｎ ０．００６０％以下、 Ｂ ０．０００３〜０．００３０％ で、且つＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏを Ｃｕ０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ０．０１〜１．５０％、 Ｍｏ０．０１〜１．５０％ の範囲で１種又は２種以上含み、残部鉄及び不可避不純
物よりなる高張力鋼に対して溶接により加熱されたＨＡ
Ｚ部の冷却過程において、８００℃から５００℃までの
冷却に要する時間τ（ｓｅｃ）が以下の式を満足するこ
とを特徴とする高張力鋼の多層盛溶接継手ＨＡＺ部の優
れた靭性を得る溶接方法。 τ≦１０×（ｘ−８） 但し、ｘは以下の式に示す化学成分により決定されるパ
ラメーターである。 ｘ＝０．３２×ｂ×√Ｃ（％）×〔１＋０．６４×Ｓｉ
（％）〕×〔１＋４．１０×Ｍｎ（％）〕×〔１＋０．
２７×Ｃｕ（％）〕×〔１＋０．５２×Ｎｉ（％）〕×
〔１＋２．３３×Ｃｒ（％）〕×〔１＋３．１４×Ｍｏ
（％）〕 但し、ｂの値はＮ量が３０ｐｐｍ未満の場合は１．３と
し、３０ｐｐｍ以上の場合は１とする。 - （２）重量％で、 Ｃ ０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ０．５０〜３．０％、 Ｎｉ０．５０〜１０．０％、 Ｐ ０．０１０％以下、 Ｓ ０．０１０％以下、 Ａｌ０．０１〜０．１０％、 Ｎ ０．００６０％以下、 Ｂ ０．０００３〜０．００３０％ で、且つＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏを Ｃｕ０．０１〜１．５０％、 Ｃｒ０．０１〜１．５０％、 Ｍｏ０．０１〜１．５０％ の範囲で１種又は２種以上含み、これにさらにＴｉ０．
００５〜０．０２０％、 Ｎｂ０．００５〜０．０３０％、 Ｖ ０．００５〜０．２０％ の１種又は２種以上を含有し、残部鉄及び不可避不純物
よりなる高張力鋼に対して溶接により加熱されたＨＡＺ
部の冷却過程において、８００℃から５００℃までの冷
却に要する時間τ（ｓｅｃ）が以下の式を満足すること
を特徴とする高張力鋼の多層盛溶接継手ＨＡＺ部の優れ
た靭性を得る溶接方法。 τ≦１０×（ｘ−８） 但し、ｘは以下の式に示す化学成分により決定されるパ
ラメーターである。 ｘ＝０．３２×ｂ×√Ｃ（％）×〔１＋０．６４×Ｓｉ
（％）〕×〔１＋４．１０×Ｍｎ（％）〕×〔１＋０．
２７×Ｃｕ（％）〕×〔１＋０．５２×Ｎｉ（％）〕×
〔１＋２．３３×Ｃｒ（％）〕×〔１＋３．１４×Ｍｏ
（％）〕 但し、ｂの値はＮ量が３０ｐｐｍ未満の場合は１．３と
し、３０ｐｐｍ以上の場合は１とする。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61225172A JPH0632864B2 (ja) | 1986-09-24 | 1986-09-24 | 高張力鋼の多層盛溶接継手ｈａｚ部の優れた靭性を得る溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61225172A JPH0632864B2 (ja) | 1986-09-24 | 1986-09-24 | 高張力鋼の多層盛溶接継手ｈａｚ部の優れた靭性を得る溶接方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6379921A true JPS6379921A (ja) | 1988-04-09 |
| JPH0632864B2 JPH0632864B2 (ja) | 1994-05-02 |
Family
ID=16825075
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61225172A Expired - Lifetime JPH0632864B2 (ja) | 1986-09-24 | 1986-09-24 | 高張力鋼の多層盛溶接継手ｈａｚ部の優れた靭性を得る溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0632864B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02163342A (ja) * | 1988-12-16 | 1990-06-22 | Nippon Steel Corp | 大人熱溶接用高張力鋼 |
| WO2014201877A1 (zh) | 2013-06-19 | 2014-12-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗锌致裂纹钢板及其制造方法 |
| WO2015156179A1 (ja) * | 2014-04-08 | 2015-10-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板 |
-
1986
- 1986-09-24 JP JP61225172A patent/JPH0632864B2/ja not_active Expired - Lifetime
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| PROCEEDINGS OF THE FIRST OMAE SPECIALTY SYMPOSIUM ON OFFSHORE AND ARCTIC FRONTIERS=1986 * |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH02163342A (ja) * | 1988-12-16 | 1990-06-22 | Nippon Steel Corp | 大人熱溶接用高張力鋼 |
| WO2014201877A1 (zh) | 2013-06-19 | 2014-12-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗锌致裂纹钢板及其制造方法 |
| WO2015156179A1 (ja) * | 2014-04-08 | 2015-10-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板 |
| JP2015199983A (ja) * | 2014-04-08 | 2015-11-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温でのｈａｚ靱性に優れた厚鋼板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0632864B2 (ja) | 1994-05-02 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |