JPH02217172A - 溶接部を有する鋼材 - Google Patents
溶接部を有する鋼材Info
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- JPH02217172A JPH02217172A JP3909789A JP3909789A JPH02217172A JP H02217172 A JPH02217172 A JP H02217172A JP 3909789 A JP3909789 A JP 3909789A JP 3909789 A JP3909789 A JP 3909789A JP H02217172 A JPH02217172 A JP H02217172A
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- welding
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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、鋼材の溶接方法に関し、詳細には、構造部材
として鋼材が使用される海洋構造物や船舶、特に氷海域
で稼働される海洋構造物や船舶の建造時の鋼材の溶接接
合の際、或いは稼働途中の鋼材部の溶接補修の際に適用
する鋼材の溶接方法に関する。
として鋼材が使用される海洋構造物や船舶、特に氷海域
で稼働される海洋構造物や船舶の建造時の鋼材の溶接接
合の際、或いは稼働途中の鋼材部の溶接補修の際に適用
する鋼材の溶接方法に関する。
（従来の技術）
海洋構造物や船舶は塗装されて稼働されるが、稼働中に
流木等の衝突により塗装が剥がれることがある。特に、
氷海域で稼働される海洋構造物や砕氷船等の船舶の場合
には、氷の衝突により塗装が剥がれ易い。
流木等の衝突により塗装が剥がれることがある。特に、
氷海域で稼働される海洋構造物や砕氷船等の船舶の場合
には、氷の衝突により塗装が剥がれ易い。
塗装が剥がれると、鋼材は海水に曝され、腐食が生じる
ようになる。特に、鋼材の溶接部の塗装が剥がれると、
溶接金属部（以降、Ｄｅｐｏ部という）あるいは溶接熱
影響部（以降、ＩＩＡＺ部という）で深く渦状の局部腐
食（以降、溝状腐食という）が生じ、該腐食による損傷
は深刻な問題となっており、その防止対策が要望されて
いる。
ようになる。特に、鋼材の溶接部の塗装が剥がれると、
溶接金属部（以降、Ｄｅｐｏ部という）あるいは溶接熱
影響部（以降、ＩＩＡＺ部という）で深く渦状の局部腐
食（以降、溝状腐食という）が生じ、該腐食による損傷
は深刻な問題となっており、その防止対策が要望されて
いる。
例えば、［鉄と鋼、 ３１２６６ （１９８６）Ｊには
、フェライト・パーライト鋼を低い溶接入熱量で溶接し
たものは、ｔＩＡＺ部で溝状腐食が生しる事が示されて
いる。
、フェライト・パーライト鋼を低い溶接入熱量で溶接し
たものは、ｔＩＡＺ部で溝状腐食が生しる事が示されて
いる。
かかる腐食の防止法に関し、ｒｓｃａｎｄｉｎａｖｉａ
ｍＪｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ、 ｖ
ｏｌ、７ （１９７Ｂ）＋ Ｐ、１１ Ｊには、フェラ
イト・パーライト組織を有する焼ならし型高張力鋼：Ｈ
Ｔ〜５０を溶接する場合、ＩＩＡＺ部腐食防止のため鋼
中Ｍｎ量を１．１χ未満にしておき、且つ溶接入熱量を
大きくしてＨＡＺ部が低温変態組織になるのを防止し、
Ｄｅｐｏ部での溝状腐食防止のため溶接材料にＣｕ−Ｎ
ｉ含有材を使用すればよいと記載されている（以降、か
かる方法を従来法Ａという）。
ｍＪｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ、 ｖ
ｏｌ、７ （１９７Ｂ）＋ Ｐ、１１ Ｊには、フェラ
イト・パーライト組織を有する焼ならし型高張力鋼：Ｈ
Ｔ〜５０を溶接する場合、ＩＩＡＺ部腐食防止のため鋼
中Ｍｎ量を１．１χ未満にしておき、且つ溶接入熱量を
大きくしてＨＡＺ部が低温変態組織になるのを防止し、
Ｄｅｐｏ部での溝状腐食防止のため溶接材料にＣｕ−Ｎ
ｉ含有材を使用すればよいと記載されている（以降、か
かる方法を従来法Ａという）。
又、特開昭６０−２２８６１８号公報には、焼入・焼戻
し処理された鋼材を溶接した後、溶接部の表層を局部焼
戻し処理する方法（以降、従来法Ｂという）が提案され
ている。
し処理された鋼材を溶接した後、溶接部の表層を局部焼
戻し処理する方法（以降、従来法Ｂという）が提案され
ている。
（発明が解決しようとする課題）
ところが、前記従来法Ａは、鋼中Ｍｎ量を１．１χ未満
にする必要があるので、鋼材強度の確保が困難になり、
又、溶接入熱量を大きくする必要があるので、通常の手
溶接を適用出来ないという事が問題となる。
にする必要があるので、鋼材強度の確保が困難になり、
又、溶接入熱量を大きくする必要があるので、通常の手
溶接を適用出来ないという事が問題となる。
前記従来法Ｂは、溶接前後とも熱処理を必要とするので
製造コストが高く、且つ工期が長くなる他、溶接後の局
部焼戻し処理が煩雑であるので作業性の低下を招き、且
つ焼戻しの確実性に欠けるという問題点がある。
製造コストが高く、且つ工期が長くなる他、溶接後の局
部焼戻し処理が煩雑であるので作業性の低下を招き、且
つ焼戻しの確実性に欠けるという問題点がある。
本発明はこの様な事情に着目してなされたものであって
、その目的は従来法人及び従来法Ｂがもつ以上のような
問題点を解消し、製造コスト・工期の増大および作業性
の低下を招く事なく、所要の高強度を確保でき、又、優
れた耐溝状腐食性を有する鋼材溶接部が得られ、更に手
溶接をも適用できる鋼材の溶接方法を提供しようとする
ものである。
、その目的は従来法人及び従来法Ｂがもつ以上のような
問題点を解消し、製造コスト・工期の増大および作業性
の低下を招く事なく、所要の高強度を確保でき、又、優
れた耐溝状腐食性を有する鋼材溶接部が得られ、更に手
溶接をも適用できる鋼材の溶接方法を提供しようとする
ものである。
（課題を解決するための手段）
上記目的を達成するために、本発明に係る鋼材の溶接方
法は、次の様な構成としている。
法は、次の様な構成としている。
即ち、第１請求項に記載の方法は、下記０式で求められ
るＣ当量が０．３０＝０．３８ｗｔχに調整されている
鋼を加熱し、制御圧延し、加速冷却することにより、該
圧延鋼材の組織をヘーナイト相含有組織に調整しておき
、次いで該組織調整された鋼材を溶接する鋼材の溶接方
法であって、溶接部の溶接金属中Ｎｉ量が下記０式を満
足する値になるように前記溶接を行うことを特徴とする
鋼材の溶接方法である。
るＣ当量が０．３０＝０．３８ｗｔχに調整されている
鋼を加熱し、制御圧延し、加速冷却することにより、該
圧延鋼材の組織をヘーナイト相含有組織に調整しておき
、次いで該組織調整された鋼材を溶接する鋼材の溶接方
法であって、溶接部の溶接金属中Ｎｉ量が下記０式を満
足する値になるように前記溶接を行うことを特徴とする
鋼材の溶接方法である。
Ｃ当量＝Ｃｉ＋Ｓｉ量／２４＋Ｍｎ量／６＋Ｎｉ量／４
０十■量／１４−−−■ 但し、０式において、Ｃ量、 Ｓｉ量、 Ｍｎ１ｌ、
Ｎｉ量およびり量は、全てｗｔχでのイ直である。
０十■量／１４−−−■ 但し、０式において、Ｃ量、 Ｓｉ量、 Ｍｎ１ｌ、
Ｎｉ量およびり量は、全てｗｔχでのイ直である。
０．３≦Ｎｉ（Ｄ） −Ｎｉ（Ｍ） ≦０．８−−−■
但し、■式において、Ｎ１（Ｄ）は溶接金属中Ｎｉ量（
χＬ Ｎｉ（Ｍ）は母材の鋼材中のＮｉ量（′１）であ
る。
但し、■式において、Ｎ１（Ｄ）は溶接金属中Ｎｉ量（
χＬ Ｎｉ（Ｍ）は母材の鋼材中のＮｉ量（′１）であ
る。
第２請求項に記載の方法は、前記鋼がＣ：０．０２〜０
．１２ｗｔ％、 Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０ｗｔ％
、 Ｍｎ ： １．１０〜２、ＯＯｗｔＺ Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５ｈｔχ 、 Ｎｉ：
０．０１〜５．００ｗｔ％、 Ｎｂ ： ：０．００
５〜０．１００ｗｔ％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２
０ｗｔ％、 Ｎ ： ０．００２０〜０．００６０劃ｔ
χを含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成
を有する第１請求項に記載の鋼材の溶接方法である。
．１２ｗｔ％、 Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０ｗｔ％
、 Ｍｎ ： １．１０〜２、ＯＯｗｔＺ Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５ｈｔχ 、 Ｎｉ：
０．０１〜５．００ｗｔ％、 Ｎｂ ： ：０．００
５〜０．１００ｗｔ％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２
０ｗｔ％、 Ｎ ： ０．００２０〜０．００６０劃ｔ
χを含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成
を有する第１請求項に記載の鋼材の溶接方法である。
第３請求項に記載の方法は前記鋼が、Ｃ：０．０２〜０
．１２ｗｔ％ 、Ｓｉ：０．０５ 〜０．５０ｗｔχ
、Ｍｎ ： １．１０ 〜２、ＯＯｗｔＸ 、Ｓｏ
ｌ、Ａｌ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％ 、 Ｎ
ｉ：０．０１〜５．００ｗｔ％、 Ｎｔ＋： ：０．
００５〜Ｏ，ｌＯＯｗｔＸ 、Ｔｉ：０．００５〜０
．０２０ｉｙｔ％、 Ｎ ： ０．００２０〜０．００
６０讐ｔχを含有し、さらにＣｕ：０．０５〜１．００
ｗｔ％、 Ｖ：０．００５〜０．１００ ｗｔ”Ａ 、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｗｔχから選択され
る１種または２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的
不純物からなる組成を有する第１請求項に記載の鋼材の
溶接方法である。
．１２ｗｔ％ 、Ｓｉ：０．０５ 〜０．５０ｗｔχ
、Ｍｎ ： １．１０ 〜２、ＯＯｗｔＸ 、Ｓｏ
ｌ、Ａｌ：０．００５〜０．０５０ｗｔ％ 、 Ｎ
ｉ：０．０１〜５．００ｗｔ％、 Ｎｔ＋： ：０．
００５〜Ｏ，ｌＯＯｗｔＸ 、Ｔｉ：０．００５〜０
．０２０ｉｙｔ％、 Ｎ ： ０．００２０〜０．００
６０讐ｔχを含有し、さらにＣｕ：０．０５〜１．００
ｗｔ％、 Ｖ：０．００５〜０．１００ ｗｔ”Ａ 、
Ｂ：０．０００５〜０．００３０ｗｔχから選択され
る１種または２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的
不純物からなる組成を有する第１請求項に記載の鋼材の
溶接方法である。
第４請求項に記載の方法は、前記鋼がＣ：０．０２〜０
．１２ｗｔχ Ｓｉ：０．０５〜０．５０ｗｔ５Ｘ
Ｍｎ： １．１０〜２．００ｗｔ％、 Ｓｏｌ、Ａｌ
：０．００５〜０．０５０ｗｔ％ 、 Ｎｉ：０．０
１〜５．００ｗｔ％、 Ｎｂ ： ：０．００５〜０．
１００讐ｔχ Ｔｉ ：０．００５〜０．０２０碕ｔ％
、 Ｎ ： ０．００２０〜０．００６０ｉｖｔχを含
有し、さらにＣａ： ０．０００５〜０．００３０ｗｔ
％ 、希土類元素＝０．００５〜０．０３０讐ｔχから
選択される１種または２種を含有し、残部が鉄及び不可
避的不純物からなる組成を有する第１請求項に記載の鋼
材の溶接方法である。
．１２ｗｔχ Ｓｉ：０．０５〜０．５０ｗｔ５Ｘ
Ｍｎ： １．１０〜２．００ｗｔ％、 Ｓｏｌ、Ａｌ
：０．００５〜０．０５０ｗｔ％ 、 Ｎｉ：０．０
１〜５．００ｗｔ％、 Ｎｂ ： ：０．００５〜０．
１００讐ｔχ Ｔｉ ：０．００５〜０．０２０碕ｔ％
、 Ｎ ： ０．００２０〜０．００６０ｉｖｔχを含
有し、さらにＣａ： ０．０００５〜０．００３０ｗｔ
％ 、希土類元素＝０．００５〜０．０３０讐ｔχから
選択される１種または２種を含有し、残部が鉄及び不可
避的不純物からなる組成を有する第１請求項に記載の鋼
材の溶接方法である。
第５請求項に記載の方法は前記鋼が、Ｃ：０．０２〜Ｏ
，１２ｗｔχ 、Ｓｉ：０．０５ 〜０．５０ｗｔχ
Ｍｎ：１．１０ 〜２、ＯＯｗｔＸ 、Ｓｏｌ、＾ｌ
：ｏ、００５〜０．０５０ｗｔχ Ｎｉ：０．０１
〜５．ＯＯｗｔ％、 Ｎｂ ： ：０．００５〜０．
１００讐ｔχ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０ｗｔ
％、 Ｎ ： ０．００２０〜０．００６０讐ｔχを含
有し、さらにＣｕ：０．０５〜１．ＯＯｗｔ％、 Ｖ
：ｏ、ｏｏ５〜０．１００讐ｔ％、 Ｂ：０．０００５
〜０．００３０讐ｔχから選択される１種または２種以
上、 Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｗｔ％、希土
類元素： ０．００５〜０．０３０讐ｔχから選択され
る１種または２種を含存し、残部が鉄及び不可避的不純
物からなる組成を有する第１請求項に記載の鋼材の溶接
方法である。
，１２ｗｔχ 、Ｓｉ：０．０５ 〜０．５０ｗｔχ
Ｍｎ：１．１０ 〜２、ＯＯｗｔＸ 、Ｓｏｌ、＾ｌ
：ｏ、００５〜０．０５０ｗｔχ Ｎｉ：０．０１
〜５．ＯＯｗｔ％、 Ｎｂ ： ：０．００５〜０．
１００讐ｔχ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０ｗｔ
％、 Ｎ ： ０．００２０〜０．００６０讐ｔχを含
有し、さらにＣｕ：０．０５〜１．ＯＯｗｔ％、 Ｖ
：ｏ、ｏｏ５〜０．１００讐ｔ％、 Ｂ：０．０００５
〜０．００３０讐ｔχから選択される１種または２種以
上、 Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｗｔ％、希土
類元素： ０．００５〜０．０３０讐ｔχから選択され
る１種または２種を含存し、残部が鉄及び不可避的不純
物からなる組成を有する第１請求項に記載の鋼材の溶接
方法である。
（作 用）
本発明は、種々の条件で製造された熱延鋼材を母材とし
、該母材を種々の溶接材料を用いて溶接接合して溶接継
手を得、該継手について各種試験を行い、主に耐溝状腐
食性１強度に及ぼす成分組織の影響を克明に調査し、そ
の結果得られた知見に基づき完成されたものである。以
下、この知見に基づきながら作用を説明する。
、該母材を種々の溶接材料を用いて溶接接合して溶接継
手を得、該継手について各種試験を行い、主に耐溝状腐
食性１強度に及ぼす成分組織の影響を克明に調査し、そ
の結果得られた知見に基づき完成されたものである。以
下、この知見に基づきながら作用を説明する。
即ち、溶接継手の腐食に関し、母材鋼がフェライト・パ
ーライト組織の場合は１１＾Ｚ部で溝状腐食が生じる。
ーライト組織の場合は１１＾Ｚ部で溝状腐食が生じる。
これは、ＨＡＺ部は母材組織と大変異なる低温変態組織
（マルテンサイト又は／及びベーナイト組織）を有する
ので、母材−１１ＡＺ部間での電位差が大きくなって腐
食が促進されるからである。一方、母材鋼がベーナイト
相含有組織の場合は、母材、 ＨＡＺ部とも低温変態組
織となり、母材ＨＡＺ部間での電位差が比較的小さくな
るので、ＨＡＺ部だけが特に腐食されるのではなく、軽
度の全面腐食が生じるようになり、そのため腐食深さが
小さくなる。従って、母材組織を）ＩＡＺ部組織組織殆
ど同様の低温変態組織にすれば、ＨＡＺ部での溝状腐食
を防止し得るようになる。
（マルテンサイト又は／及びベーナイト組織）を有する
ので、母材−１１ＡＺ部間での電位差が大きくなって腐
食が促進されるからである。一方、母材鋼がベーナイト
相含有組織の場合は、母材、 ＨＡＺ部とも低温変態組
織となり、母材ＨＡＺ部間での電位差が比較的小さくな
るので、ＨＡＺ部だけが特に腐食されるのではなく、軽
度の全面腐食が生じるようになり、そのため腐食深さが
小さくなる。従って、母材組織を）ＩＡＺ部組織組織殆
ど同様の低温変態組織にすれば、ＨＡＺ部での溝状腐食
を防止し得るようになる。
そこで、本発明に係る鋼材の溶接方法は、鋼材の組織を
予めベーナイト相含有組織にしておき、溶接するように
しているのである。
予めベーナイト相含有組織にしておき、溶接するように
しているのである。
例えば、溶接継手を４ケ月間海水浸漬した場合、母材鋼
がフェライト・パーライト組織の場合は、第１図に示す
如＜ ＨＡＺ部（２）で溝状腐食（４）が生じる。これ
に対し、母材鋼がベーナイト相含有組織の場合は、第２
図に示す如＜ ＨＡＺ部（２）から母材部（１）にかけ
て−様に腐食され、その腐食（４）深さが小さい。尚、
両者とも溶接材料は同一であり、ＮｉＮが高い材料であ
るので、Ｄｅｐｏ部（３）では腐食が生じていない。第
２図で（５）は海水浸漬前の溶接継手表面位置を示すも
のである。
がフェライト・パーライト組織の場合は、第１図に示す
如＜ ＨＡＺ部（２）で溝状腐食（４）が生じる。これ
に対し、母材鋼がベーナイト相含有組織の場合は、第２
図に示す如＜ ＨＡＺ部（２）から母材部（１）にかけ
て−様に腐食され、その腐食（４）深さが小さい。尚、
両者とも溶接材料は同一であり、ＮｉＮが高い材料であ
るので、Ｄｅｐｏ部（３）では腐食が生じていない。第
２図で（５）は海水浸漬前の溶接継手表面位置を示すも
のである。
溶接継手の腐食は、前記の如き母材−ＨＡＺ部間での電
位差に起因する他、母材（ＩＩＡＺ部を含む）とＤｅｐ
ｏ部間での電位差に起因しても生じる。母材Ｄｅｐｏ部
間での電位差に起因する腐食は、組成の相違により生ず
る場合が多い。溶接材料は強度。
位差に起因する他、母材（ＩＩＡＺ部を含む）とＤｅｐ
ｏ部間での電位差に起因しても生じる。母材Ｄｅｐｏ部
間での電位差に起因する腐食は、組成の相違により生ず
る場合が多い。溶接材料は強度。
靭性等も考慮して使用されるので、その溶接材料の種類
によりＤｅｐｏ部の組成は変化する。
によりＤｅｐｏ部の組成は変化する。
ところで、本発明の鋼材の溶接方法に係る鋼材の組成は
、詳細は後述するが主に強度確保の観点から設定されて
おり、その組成は前記の通りである。かかる鋼材の成分
の中、Ｎｉが最も前記腐食に影響し、母材−Ｄｅｐｏ部
間でのＮｉ量の差が大きい程、母材−Ｄｅｐｏ部間での
電位差に起因する溝状腐食が生じ易くなる。尚、溝状腐
食はＮｉ量の低い側で■ 生じる。
、詳細は後述するが主に強度確保の観点から設定されて
おり、その組成は前記の通りである。かかる鋼材の成分
の中、Ｎｉが最も前記腐食に影響し、母材−Ｄｅｐｏ部
間でのＮｉ量の差が大きい程、母材−Ｄｅｐｏ部間での
電位差に起因する溝状腐食が生じ易くなる。尚、溝状腐
食はＮｉ量の低い側で■ 生じる。
上記Ｎｉ量の差に基づく溝状腐食は、Ｎｉ量差を小さく
すると、溝状腐食が生じ難くなる。ここで、母材鋼中の
Ｎｉ量（χ）：Ｎｉ（Ｍ）と、Ｄｅｐｏ部のＮｉ量（χ
）＝Ｎｉ（Ｄ） との差、即ち、Ｎｉ（Ｄ）−Ｎｉ（Ｍ
）を−０，３〜０．８にすると、溝状腐食が生しなくし
得るようになる。
すると、溝状腐食が生じ難くなる。ここで、母材鋼中の
Ｎｉ量（χ）：Ｎｉ（Ｍ）と、Ｄｅｐｏ部のＮｉ量（χ
）＝Ｎｉ（Ｄ） との差、即ち、Ｎｉ（Ｄ）−Ｎｉ（Ｍ
）を−０，３〜０．８にすると、溝状腐食が生しなくし
得るようになる。
そこで、本発明に係る鋼材の溶接方法は、溶接金属中Ｎ
ｉ量（即ち、Ｎｉ（Ｍ） ）が、−０，３≦Ｎｉ（Ｄ）
Ｎｉ（Ｍ）≦０．８を満足する値になるようにして溶接
を行うようにしているのである。かかるＮｉ量の調整は
、母材鋼中Ｎｉ量に基づき溶接材料を選定することによ
り可能である。
ｉ量（即ち、Ｎｉ（Ｍ） ）が、−０，３≦Ｎｉ（Ｄ）
Ｎｉ（Ｍ）≦０．８を満足する値になるようにして溶接
を行うようにしているのである。かかるＮｉ量の調整は
、母材鋼中Ｎｉ量に基づき溶接材料を選定することによ
り可能である。
例えば、上記Ｎｉ量差が種々異なる溶接継手を４ケ月間
海水浸漬した場合、第３図に示す如く、Ｎｉ（［１）≦
Ｎｉ（Ｍ）のときＤｅｐｏ部のみが腐食し、Ｎｉ （Ｍ
）Ｎｉ（Ｄ）が大きくなると溝状腐食となる。Ｎ１（Ｄ
）≧Ｎｉ（Ｍ）のときＨＡＺ部のみが腐食し、Ｎ１（Ｄ
） −Ｎｉ（Ｍ）が大きくなると溝状腐食となる。尚、
第３図において、・は母材鋼がベーナイト相含有組織の
場合の結果、○は母材鋼がフェライト・パーライト組織
の場合の結果を示すものである。
海水浸漬した場合、第３図に示す如く、Ｎｉ（［１）≦
Ｎｉ（Ｍ）のときＤｅｐｏ部のみが腐食し、Ｎｉ （Ｍ
）Ｎｉ（Ｄ）が大きくなると溝状腐食となる。Ｎ１（Ｄ
）≧Ｎｉ（Ｍ）のときＨＡＺ部のみが腐食し、Ｎ１（Ｄ
） −Ｎｉ（Ｍ）が大きくなると溝状腐食となる。尚、
第３図において、・は母材鋼がベーナイト相含有組織の
場合の結果、○は母材鋼がフェライト・パーライト組織
の場合の結果を示すものである。
又、第３図から判るように、ＩＩＡＺ部での溝状腐食を
実質上防止するには、母材鋼がベーナイト相含有組織の
場合はＮｉ（Ｄ）−Ｎｉ（Ｍ）≦０．８にすればよいが
、フェライト・パーライト組織の場合は、Ｎ１（Ｄ）
Ｎｉ（Ｍ）≦０．２にする必要がある。故に、前者の
場合はＮ１（Ｄ） Ｎｉ（Ｍ）の範囲が広いのでよい
が、後者の場合はＮｉ（Ｄ）−Ｎｉ（Ｍ）の範囲が狭い
ので溶接施工が極めて難しくなるという問題点が残る。
実質上防止するには、母材鋼がベーナイト相含有組織の
場合はＮｉ（Ｄ）−Ｎｉ（Ｍ）≦０．８にすればよいが
、フェライト・パーライト組織の場合は、Ｎ１（Ｄ）
Ｎｉ（Ｍ）≦０．２にする必要がある。故に、前者の
場合はＮ１（Ｄ） Ｎｉ（Ｍ）の範囲が広いのでよい
が、後者の場合はＮｉ（Ｄ）−Ｎｉ（Ｍ）の範囲が狭い
ので溶接施工が極めて難しくなるという問題点が残る。
上記の如く実際の溶接施工性を考慮すると、母材鋼をベ
ーナイト相含有組織にする必要がある。
ーナイト相含有組織にする必要がある。
ここにも、鋼材組織を予めベーナイト相含有組織にして
おく理由があるのである。即ち、溝状腐食防止のために
は、溶接前に鋼材をベーナイト相含有組織にしておく事
と、溶接後に−０，３≦Ｎｉ（Ｄ）Ｎｉ（Ｍ）≦０．８
にする事とが必要であり、これら両者の効果により実用
的な溝状腐食防止方法となるものである。
おく理由があるのである。即ち、溝状腐食防止のために
は、溶接前に鋼材をベーナイト相含有組織にしておく事
と、溶接後に−０，３≦Ｎｉ（Ｄ）Ｎｉ（Ｍ）≦０．８
にする事とが必要であり、これら両者の効果により実用
的な溝状腐食防止方法となるものである。
かかるベーナイト相含有組織を有する鋼材にするため、
本発明では鋼材としてＣ当量（＝ＣｉＪ＋Ｓｌ量／２４
＋Ｍｎ量／６ ＋Ｎｉ’Ｉｔ／４０＋Ｖ量／１４）を０
．３０〜０．３８ｗ１χに調整した鋼を用い、又、該鋼
材を制御圧延し、加速冷却するようにしているのである
。ここで、制御圧延・加速冷却とは、通常の熱延の場合
に比較し、圧延仕上温度を低くして熱延し、該熱延後の
冷却は急冷して行い、ヘーナイト変態を生じさせ易くす
るものである。
本発明では鋼材としてＣ当量（＝ＣｉＪ＋Ｓｌ量／２４
＋Ｍｎ量／６ ＋Ｎｉ’Ｉｔ／４０＋Ｖ量／１４）を０
．３０〜０．３８ｗ１χに調整した鋼を用い、又、該鋼
材を制御圧延し、加速冷却するようにしているのである
。ここで、制御圧延・加速冷却とは、通常の熱延の場合
に比較し、圧延仕上温度を低くして熱延し、該熱延後の
冷却は急冷して行い、ヘーナイト変態を生じさせ易くす
るものである。
Ｃ当量の上下限値の設定理由を以下述べる。Ｃ当量が０
．３０ｗｔχ未満では、鋼材組織がフェライト・パーラ
イト組織となり、ヘーナイト変態が生じ難く、充分な強
度が得られず、０．３８ｗｔχ超では拘束の大きい場合
や予熱をしないとき、溶接割れが発生し易くなり、又、
手溶接等の低入熱溶接を適用した際、ＩＩＡＺ部がマル
テンサイト組織となり、母材組織と異なり、溝状腐食が
生じるようになるからである。
．３０ｗｔχ未満では、鋼材組織がフェライト・パーラ
イト組織となり、ヘーナイト変態が生じ難く、充分な強
度が得られず、０．３８ｗｔχ超では拘束の大きい場合
や予熱をしないとき、溶接割れが発生し易くなり、又、
手溶接等の低入熱溶接を適用した際、ＩＩＡＺ部がマル
テンサイト組織となり、母材組織と異なり、溝状腐食が
生じるようになるからである。
上記圧延仕上温度は７００〜８５０°Ｃにするのが好ま
しい。８５０°Ｃ超では靭性が劣下し、７００’Ｃ未満
ではヘーナイト変態が生じ難くなるからである。
しい。８５０°Ｃ超では靭性が劣下し、７００’Ｃ未満
ではヘーナイト変態が生じ難くなるからである。
又、熱延後の冷却速度は２〜２０°Ｃ／ｍｉｎにするの
が好ましい。２°Ｃ／ｍｉｎ未満ではヘーナイト変態が
生じ難くなり、２０°Ｃ／ｍｉｎ超ではマルテンサイト
変態が生じて鋼材の延靭性の低下や、鋼材の変形が生じ
易くなるからである。
が好ましい。２°Ｃ／ｍｉｎ未満ではヘーナイト変態が
生じ難くなり、２０°Ｃ／ｍｉｎ超ではマルテンサイト
変態が生じて鋼材の延靭性の低下や、鋼材の変形が生じ
易くなるからである。
前記鋼の組成に関し、Ｃ：０．０２〜Ｏ，１２ｗｔ％、
Ｓｉ：０．０５−０．５０ｗｔ％ 、 Ｍｎ：１．１
０〜２．００ｗｔ％、 Ｓｏｌ、Ａｌ：０．００５〜０
．０５０ｗｔ％ 、 Ｎｉ：０．０１〜５．ＯＯｗｔ
Ｘ 、 Ｎｂ：０．００５〜０．１００ｗｔ％、 Ｔｉ
：０．００５〜０．０２０ｗｔ％、Ｎ：０．００２０〜
０．００６ｈｔχを含有し、残部が鉄及び不可避的不純
物からなるものにするのが望ましい。確実に鋼材をベー
ナイト相含有組織にし得、高強度高靭性にでき、溶接性
良好にし得るようになるからである。この場合の上下限
値の設定理由を以下に述べる。
Ｓｉ：０．０５−０．５０ｗｔ％ 、 Ｍｎ：１．１
０〜２．００ｗｔ％、 Ｓｏｌ、Ａｌ：０．００５〜０
．０５０ｗｔ％ 、 Ｎｉ：０．０１〜５．ＯＯｗｔ
Ｘ 、 Ｎｂ：０．００５〜０．１００ｗｔ％、 Ｔｉ
：０．００５〜０．０２０ｗｔ％、Ｎ：０．００２０〜
０．００６ｈｔχを含有し、残部が鉄及び不可避的不純
物からなるものにするのが望ましい。確実に鋼材をベー
ナイト相含有組織にし得、高強度高靭性にでき、溶接性
良好にし得るようになるからである。この場合の上下限
値の設定理由を以下に述べる。
Ｃは強度向上に有効であるが、０．０２ｗｔχ未満では
充分な強度が得られず、０．１２ｗｔχ超では溶接性お
よびＩＩＡＺ部靭性が低下するからである。
充分な強度が得られず、０．１２ｗｔχ超では溶接性お
よびＩＩＡＺ部靭性が低下するからである。
Ｓｉは脱酸および強度向上に有効であるが、０．０５ｗ
ｔχ未満では充分な脱酸効果が得られず、０．５０ｗｔ
χ超では溶接性が低下するからである。
ｔχ未満では充分な脱酸効果が得られず、０．５０ｗｔ
χ超では溶接性が低下するからである。
Ｍｎは強度向上に有効であるが、充分な強度確保のため
には１．１０ｗｔ％以上必要であり、２．０ｈｔχ超で
は溶接性が低下するからである。
には１．１０ｗｔ％以上必要であり、２．０ｈｔχ超で
は溶接性が低下するからである。
ＡＩは脱酸のために最低０．００５ｗｔ″Ａとする必要
があり、０．０５０ｗｔχ超ではＨＡＺ部靭性が低下す
るからである。
があり、０．０５０ｗｔχ超ではＨＡＺ部靭性が低下す
るからである。
Ｎｉは強度および低温靭性向上に有効であるが、０．０
１ｗｔχ未満では効果がなく 、５．００ｗｔχ超では
高価なＮｉ添加量に対する強度の比（即ち、経済的効果
指標）が悪くなるからである。
１ｗｔχ未満では効果がなく 、５．００ｗｔχ超では
高価なＮｉ添加量に対する強度の比（即ち、経済的効果
指標）が悪くなるからである。
Ｎｂは組織微細化による靭性向上、固溶Ｎｂの焼入性増
大作用とＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出とによる強度向上、及び
、ベーナイト相含有組織の導入に有効であるが、０．０
０５ｗｔχ未満では効果が小さく、０．１００ｗｔχ超
ではＨＡＺ部靭性が低下するからである。
大作用とＮｂ（Ｃ，Ｎ）の析出とによる強度向上、及び
、ベーナイト相含有組織の導入に有効であるが、０．０
０５ｗｔχ未満では効果が小さく、０．１００ｗｔχ超
ではＨＡＺ部靭性が低下するからである。
Ｔｉは、ＴｉＮとして微細析出してオーステナイト粒粗
大化を防止するので、鋼材の靭性向上に有効であり、又
、溶接後冷却時にＴｉＮがＨＡＺ部のフェロ ライト変態核となるので、ＩＩＡＺ部の靭性向上に有効
であり、更に、マルテンサイト変態を抑制するので、手
溶接等の低入熱溶接を適用した場合でも１１ＡＺ部をベ
ーナイト相含有組織にし得るという効果があるが、０．
００５ｗｔχ未満ではこれらの効果が小さく、０．０２
０ｗｔχ超では硬いＴｉＮの析出量が多くなり過ぎ、鋼
材の延靭性が低下するからである。
大化を防止するので、鋼材の靭性向上に有効であり、又
、溶接後冷却時にＴｉＮがＨＡＺ部のフェロ ライト変態核となるので、ＩＩＡＺ部の靭性向上に有効
であり、更に、マルテンサイト変態を抑制するので、手
溶接等の低入熱溶接を適用した場合でも１１ＡＺ部をベ
ーナイト相含有組織にし得るという効果があるが、０．
００５ｗｔχ未満ではこれらの効果が小さく、０．０２
０ｗｔχ超では硬いＴｉＮの析出量が多くなり過ぎ、鋼
材の延靭性が低下するからである。
ＮはＴｉと結合し上記ＴｉＮを形成させるために必要で
あるが、０．００２０ｗｔχ未満では上記の如き効果が
得られず、０．００６０ｗｔχ超ではＴｉＮ量が多くな
り過ぎ、鋼材の延靭性が低下するからである。
あるが、０．００２０ｗｔχ未満では上記の如き効果が
得られず、０．００６０ｗｔχ超ではＴｉＮ量が多くな
り過ぎ、鋼材の延靭性が低下するからである。
更に高強度、高延靭性を要する場合は以上の元素に加え
てＣｕ、 Ｖ、 Ｂ、 Ｃａ＋希土類元素（以降、Ｒ
Ｅ）Ｉという）から選択される１種または２種以上を０
．０００５〜１．００ｗｔχ含有させるとよい。尚、こ
のときＣｕは０．０５〜１．０（ｈｔ％、■は０．００
５〜０．１００ｗｔχＢは０．０００５〜０．００３０
ｗｔ％、 Ｃａは０．０００５〜０．００３０呵χ Ｒ
ＥＦＩは０．００５〜０．０３０ｗｔχの範囲にするの
が好ましい。１種または２種以上を含有させる場合の上
下限値の設定理由を以下に述べる。
てＣｕ、 Ｖ、 Ｂ、 Ｃａ＋希土類元素（以降、Ｒ
Ｅ）Ｉという）から選択される１種または２種以上を０
．０００５〜１．００ｗｔχ含有させるとよい。尚、こ
のときＣｕは０．０５〜１．０（ｈｔ％、■は０．００
５〜０．１００ｗｔχＢは０．０００５〜０．００３０
ｗｔ％、 Ｃａは０．０００５〜０．００３０呵χ Ｒ
ＥＦＩは０．００５〜０．０３０ｗｔχの範囲にするの
が好ましい。１種または２種以上を含有させる場合の上
下限値の設定理由を以下に述べる。
ＣｕはＩＩＡＺ部靭性を低下させずに強度を向上させる
という効果を有するが、０．０５ｗｔχ未満ではその効
果が得られず、１．００ｗｔχ超では溶接性が劣下する
からである。
という効果を有するが、０．０５ｗｔχ未満ではその効
果が得られず、１．００ｗｔχ超では溶接性が劣下する
からである。
■は強度向上に有効であるが、０．００５１１ｔχ未満
ではその効果が得られず、０．１００ｗｔχ超では溶接
性が劣下するからである。
ではその効果が得られず、０．１００ｗｔχ超では溶接
性が劣下するからである。
Ｃａ及びＲＥＭは介在物のＭｎＳの形態を制御する作用
を有し、延靭性や耐割れ性向上に有効であるが、Ｃａ：
Ｏ，０００５ｗｔχ未満、ＲＥＭ：０．００５ｗｔχ未
満ではその効果が得られず、Ｃａ：０．００３０ｗｔχ
超、ＲＥＭ：０．０３０ｗｔχ超では介在物が増％、却
って延靭性や耐割れ性が低下するようになるからである
。
を有し、延靭性や耐割れ性向上に有効であるが、Ｃａ：
Ｏ，０００５ｗｔχ未満、ＲＥＭ：０．００５ｗｔχ未
満ではその効果が得られず、Ｃａ：０．００３０ｗｔχ
超、ＲＥＭ：０．０３０ｗｔχ超では介在物が増％、却
って延靭性や耐割れ性が低下するようになるからである
。
本発明の方法は、製造工程的には制御圧延、加速冷却し
た鋼材を溶接する方法であるので、従来法Ｂの如く工程
が増えるものではなく、圧延ラインで実施できる。故に
、製造コスト・工期の増大および作業性の低下を招くも
のではない。
た鋼材を溶接する方法であるので、従来法Ｂの如く工程
が増えるものではなく、圧延ラインで実施できる。故に
、製造コスト・工期の増大および作業性の低下を招くも
のではない。
（実施例）
組成が種々異なる鋼を１１５０°Ｃに加熱した後、制御
７ 御圧延し、加速冷却し、ベーナイト相含有組織を有する
板厚：３０ｍｍの圧延鋼材を得た。ここで、制御圧延の
圧延率は８７％、圧延仕上温度は７５０°Ｃ１又、熱延
後冷却速度は１０°Ｃ／ｍｉｎにした。
７ 御圧延し、加速冷却し、ベーナイト相含有組織を有する
板厚：３０ｍｍの圧延鋼材を得た。ここで、制御圧延の
圧延率は８７％、圧延仕上温度は７５０°Ｃ１又、熱延
後冷却速度は１０°Ｃ／ｍｉｎにした。
又、比較のため、上記加速冷却に代えて空冷にて自然冷
却したものも実施した。更に、上記制御圧延・加速冷却
に代えて通常法により圧延・空冷したものも実施した。
却したものも実施した。更に、上記制御圧延・加速冷却
に代えて通常法により圧延・空冷したものも実施した。
上記圧延鋼材を種々の溶接材料を用いて溶接して溶接継
手を得た。ここで、溶接は手溶接法あるいはＳＩＶ （
サブマージアーク自動溶接法）により行い、溶接入熱量
を種々変化させた。又、Ｄｅｐｏ部Ｎｉ量を種々変えて
母材−０ｅｐｏ部間でのＮｉ量の差を種・−変化させた
。尚、溶接継手を得る前に、斜めＹ形溶接割れ試験を行
い、割れ防止のための予熱温度を求めた。
手を得た。ここで、溶接は手溶接法あるいはＳＩＶ （
サブマージアーク自動溶接法）により行い、溶接入熱量
を種々変化させた。又、Ｄｅｐｏ部Ｎｉ量を種々変えて
母材−０ｅｐｏ部間でのＮｉ量の差を種・−変化させた
。尚、溶接継手を得る前に、斜めＹ形溶接割れ試験を行
い、割れ防止のための予熱温度を求めた。
上記溶接継手について、Ｎｉ量差の確認、引張り試験、
■ノツチ衝撃試験、組織観察、及び、４ケ月間海水浸漬
による耐食性試験を行った。
■ノツチ衝撃試験、組織観察、及び、４ケ月間海水浸漬
による耐食性試験を行った。
第１〜３表に鋼組成、Ｃ当量および圧延・冷却法を示す
。第４表に母材の強度（０，２″ｙ、耐力、引張強さ）
および衝撃破面遷移温度、溶接割れ防止予熱温度、及び
、ＨＡＺ部の衝撃値を示す。第５表に溶接材料および溶
接法の種類、溶接入熱量、並びに、Ｄｅｐｏ部Ｎｉ量、
Ｎｉ量差、及び、耐食性を示す。
。第４表に母材の強度（０，２″ｙ、耐力、引張強さ）
および衝撃破面遷移温度、溶接割れ防止予熱温度、及び
、ＨＡＺ部の衝撃値を示す。第５表に溶接材料および溶
接法の種類、溶接入熱量、並びに、Ｄｅｐｏ部Ｎｉ量、
Ｎｉ量差、及び、耐食性を示す。
尚、耐食性はＤｅｐｏ部板厚からＨＡＺ部板厚を差引い
た値で表示した。
た値で表示した。
これらの表から判るように、実験Ｎｏ、２．３及び１０
に係る溶接継手は、母材鋼の特性は良好である。しかし
、Ｄｅｐｏ部Ｎｉ量が過多であるため、耐食性試験後に
おけるＤｅｐｏ部板厚からＨＡＺ部板厚を差引いた値が
大きく、ＨＡＺ部が深く腐食されている。
に係る溶接継手は、母材鋼の特性は良好である。しかし
、Ｄｅｐｏ部Ｎｉ量が過多であるため、耐食性試験後に
おけるＤｅｐｏ部板厚からＨＡＺ部板厚を差引いた値が
大きく、ＨＡＺ部が深く腐食されている。
これはＨＡＺ部で溝状腐食が生じている事を示している
。
。
実験Ｎｏ、１５及び１７に係る溶接継手は、逆にＤｅｐ
。
。
部Ｎｉ量が過少であるため、Ｄｅｐｏ部が深く腐食され
ており、これはＤｅｐｏ部で溝状腐食が生じている事を
示している。
ており、これはＤｅｐｏ部で溝状腐食が生じている事を
示している。
実験Ｎｏ、７．８＋ １２及び１３に係る溶接継手は、
制御圧延後空冷、或いは通常圧延・空冷により得られた
圧延鋼材を用いた場合であり、いづれの場合も加速冷却
されていないので、鋼材組織がベーナイト相含有組織に
ならず、フェライト・パーライト組織になり、そのため
鋼材強度が低く、又１１ＡＺ部が深く腐食されている。
制御圧延後空冷、或いは通常圧延・空冷により得られた
圧延鋼材を用いた場合であり、いづれの場合も加速冷却
されていないので、鋼材組織がベーナイト相含有組織に
ならず、フェライト・パーライト組織になり、そのため
鋼材強度が低く、又１１ＡＺ部が深く腐食されている。
このようにＨＡＺ部で溝状腐食が生じたのは、上記鋼材
組織がフェライト・パーライト組織であるためであるが
、Ｄｅｐｏ部Ｎｉ量が過多であり、ＨＡＺ部ＮｉＮ土量
差が大きい事がかかる溝状腐食の成長を加速させている
。
組織がフェライト・パーライト組織であるためであるが
、Ｄｅｐｏ部Ｎｉ量が過多であり、ＨＡＺ部ＮｉＮ土量
差が大きい事がかかる溝状腐食の成長を加速させている
。
実験Ｎｏ、１８に係る溶接継手は、鋼組成が本発明に係
る組成と異なり、特にＣが多い。従って、割れ防止のた
めの予熱温度が高くて溶接性が悪く、又、ＩＩＡＺ部靭
性が劣っている。更に、圧延・圧延後冷却を通常圧延・
空冷により行っているので、鋼材組織がベーナイト相含
有組織にならず、フェライト・パーライト組織になり、
そのため鋼材強度が低く、又１１ＡＺ部が深く腐食され
ている。
る組成と異なり、特にＣが多い。従って、割れ防止のた
めの予熱温度が高くて溶接性が悪く、又、ＩＩＡＺ部靭
性が劣っている。更に、圧延・圧延後冷却を通常圧延・
空冷により行っているので、鋼材組織がベーナイト相含
有組織にならず、フェライト・パーライト組織になり、
そのため鋼材強度が低く、又１１ＡＺ部が深く腐食され
ている。
これらに対し、実験Ｎｏ、１．４．５．６．９．１１．
１４及び１６に係る溶接継手は、母材鋼の特性、溶接性
およびＨＡＺ部靭性が良好である。又、鋼材組織が第１
表 （以下、余白） 第 表 （以下、余白） 第 表 （以下、余白） 第 表 （以下、余白） 第 表 （以下、余白） ヘーナイト相含有組織であり、且つＤｅｐｏ部Ｎｉ量と
Ｈ舵部Ｎｉ量との差が小さく、そのため耐食性試験後に
おけるＤｅｐｏ部板厚とＨＡＺ部板厚との差が小さい。
１４及び１６に係る溶接継手は、母材鋼の特性、溶接性
およびＨＡＺ部靭性が良好である。又、鋼材組織が第１
表 （以下、余白） 第 表 （以下、余白） 第 表 （以下、余白） 第 表 （以下、余白） 第 表 （以下、余白） ヘーナイト相含有組織であり、且つＤｅｐｏ部Ｎｉ量と
Ｈ舵部Ｎｉ量との差が小さく、そのため耐食性試験後に
おけるＤｅｐｏ部板厚とＨＡＺ部板厚との差が小さい。
これはＩＩＡＺ部、Ｄｅｐｏ部とも溝状腐食が生してい
ない事を示している。
ない事を示している。
（発明の効果）
本発明に係る鋼材の溶接方法によれば、製造コスト・工
期の増大および作業性の低下を招くことなく、鋼材の所
要高強度を確保でき、且つ鋼材溶接部の耐溝状腐食性を
優れたものにし得る。更には、手溶接法の如き溶接人熱
量の低い溶接方法を適用した場合でも、かかる効果を得
ることができる。従って、経済性および作業性を低下さ
せることなく、長寿命で安全性が優れた海洋構造物や船
舶などの溶接鋼構造物が得られるようになる。
期の増大および作業性の低下を招くことなく、鋼材の所
要高強度を確保でき、且つ鋼材溶接部の耐溝状腐食性を
優れたものにし得る。更には、手溶接法の如き溶接人熱
量の低い溶接方法を適用した場合でも、かかる効果を得
ることができる。従って、経済性および作業性を低下さ
せることなく、長寿命で安全性が優れた海洋構造物や船
舶などの溶接鋼構造物が得られるようになる。
第１図は、母材鋼組織がフェライト・パーライト組織で
ある場合の溶接継手を４ケ月間海水浸漬した後の溝状腐
食状況を示す溶接継手断面図、第２図は、母材鋼組織か
ヘーナイト相含有組織である場合の溶接継手を４ケ月間
海水浸漬した後の溝状腐食状況を示す図、第３図は、溶
接継手のＮｉ量差（： Ｄｅｐｏ部Ｎｉ量からＩＩＡＺ
部Ｎｉｉを差引いた値）と、溶接継手の４ケ月間海水浸
漬後の腐食の程度（： Ｄｅｐｏ部板厚からＩＩＡＺ部
板厚を差引いた値）との関係を示す図である。尚、第３
図において、・は母材鋼組織かヘーナイト相含有組織で
ある場合の結果、○は母材鋼組織がフェライト・パーラ
イト組織である場合の結果を示すものである。
ある場合の溶接継手を４ケ月間海水浸漬した後の溝状腐
食状況を示す溶接継手断面図、第２図は、母材鋼組織か
ヘーナイト相含有組織である場合の溶接継手を４ケ月間
海水浸漬した後の溝状腐食状況を示す図、第３図は、溶
接継手のＮｉ量差（： Ｄｅｐｏ部Ｎｉ量からＩＩＡＺ
部Ｎｉｉを差引いた値）と、溶接継手の４ケ月間海水浸
漬後の腐食の程度（： Ｄｅｐｏ部板厚からＩＩＡＺ部
板厚を差引いた値）との関係を示す図である。尚、第３
図において、・は母材鋼組織かヘーナイト相含有組織で
ある場合の結果、○は母材鋼組織がフェライト・パーラ
イト組織である場合の結果を示すものである。
Claims (5)
- （１）下記［１］式で求められるＣ当量が０．３０〜０
．３８％に調整されている鋼を加熱し、制御圧延し、加
速冷却することにより、該圧延鋼材の組織をベーナイト
相含有組織に調整しておき、次いで該組織調整された鋼
材を溶接する鋼材の溶接方法であって、溶接部の溶接金
属中Ｎｉ量が下記［２］式を満足する値になるように前
記溶接を行うことを特徴とする鋼材の溶接方法。 Ｃ当量＝Ｃ量＋Ｓｉ量／２４＋Ｍｎ量／６＋Ｎｉ量／４
０＋Ｖ量／１４・・・［１］ 但し、［１］式において、Ｃ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量、Ｎｉ
量およびり量は、全てｗｔ％での値である。 −０．３≦Ｎｉ（Ｄ）−Ｎｉ（Ｍ）≦０．８・・・［２
］但し、［２］式において、Ｎｉ（Ｄ）は溶接金属中Ｎ
ｉ量（％）、Ｎｉ（Ｍ）は母材の鋼材中のＮｉ量（％）
である。 - （２）前記鋼が、Ｃ：０．０２〜０．１２ｗｔ％、Ｓｉ
：０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：１．１０〜２．０
０ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０ｗｔ
％、Ｎｉ：０．０１〜５．００ｗｔ％、Ｎｂ：：０．０
０５〜０．１００ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
０ｗｔ％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ％を含
有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成を有す
る第１請求項に記載の鋼材の溶接方法。 - （３）前記鋼が、Ｃ：０．０２〜０．１２ｗｔ％、Ｓｉ
：０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：１．１０〜２．０
０ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０ｗｔ
％、Ｎｉ：０．０１〜５．００ｗｔ％、Ｎｂ：：０．０
０５〜０．１００ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
０ｗｔ％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ％を含
有し、さらにＣｕ：０．０５〜１．００ｗｔ％、Ｖ：０
．００５〜０．１００ｗｔ％、Ｂ：０．０００５〜０．
００３０ｗｔ％から選択される１種または２種以上を含
有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組成を有す
る第１請求項に記載の鋼材の溶接方法。 - （４）前記鋼が、Ｃ：０．０２〜０．１２ｗｔ％、Ｓｉ
：０．０５〜０．５０ｗｔ％ 、Ｍｎ：１．１０〜２．
００ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０ｗ
ｔ％、Ｎｉ：０．０１〜５．００ｗｔ％、Ｎｂ：０．０
０５〜０．１００ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
０ｗｔ％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ％を含
有し、さらにＣａ：０．０００５〜０．００３０ｗｔ％
、希土類元素：０．００５〜０．０３０ｗｔ％から選択
される１種または２種を含有し、残部が鉄及び不可避的
不純物からなる組成を有する第１請求項に記載の鋼材の
溶接方法。 - （５）前記鋼が、Ｃ：０．０２〜０．１２ｗｔ％、Ｓｉ
：０．０５〜０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：１．１０〜２．０
０ｗｔ％、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０５０ｗｔ
％、Ｎｉ：０．０１〜５．００ｗｔ％、Ｎｂ：０．００
５〜０．１００ｗｔ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０
ｗｔ％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０ｗｔ％を含有
し、さらにＣｕ：０．０５〜１．００ｗｔ％、Ｖ：０．
００５〜０．１００ｗｔ％、Ｂ：０．０００５〜０．０
０３０ｗｔ％から選択される１種または２種以上、Ｃａ
：０．０００５〜０．００３０ｗｔ％、希土類元素：０
．００５〜０．０３０ｗｔ％から選択される１種または
２種を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる組
成を有する第１請求項に記載の鋼材の溶接方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3909789A JP2587487B2 (ja) | 1989-02-17 | 1989-02-17 | 溶接部を有する鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3909789A JP2587487B2 (ja) | 1989-02-17 | 1989-02-17 | 溶接部を有する鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02217172A true JPH02217172A (ja) | 1990-08-29 |
| JP2587487B2 JP2587487B2 (ja) | 1997-03-05 |
Family
ID=12543576
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3909789A Expired - Fee Related JP2587487B2 (ja) | 1989-02-17 | 1989-02-17 | 溶接部を有する鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2587487B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000096187A (ja) * | 1998-09-22 | 2000-04-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度溶接鋼管 |
-
1989
- 1989-02-17 JP JP3909789A patent/JP2587487B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000096187A (ja) * | 1998-09-22 | 2000-04-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度溶接鋼管 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2587487B2 (ja) | 1997-03-05 |
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