JPH05186848A - 溶接熱影響部靭性の優れた大入熱溶接用鋼 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた大入熱溶接用鋼Info
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- JPH05186848A JPH05186848A JP316292A JP316292A JPH05186848A JP H05186848 A JPH05186848 A JP H05186848A JP 316292 A JP316292 A JP 316292A JP 316292 A JP316292 A JP 316292A JP H05186848 A JPH05186848 A JP H05186848A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、大入熱溶接時でもＨＡＺ靭性の低
下が小さい構造用鋼を高度な製造技術を必要とすること
なく大量に安定して提供するものである。 【構成】 Ｔｉ，Ｖ，Ｎを含有し、Ｎを０．００５〜
０．０２０％添加することにより、大入熱溶接を行なっ
ても靭性低下の少ない鋼板の製造が可能になる。これ
は、Ｔｉ−Ｎによる結晶粒細粒化に加えて溶接後の冷却
過程でＶＮからの粒内フェライトの生成により溶接熱影
響部のミクロ組織が細粒化され、靭性の向上が得られ
る。
下が小さい構造用鋼を高度な製造技術を必要とすること
なく大量に安定して提供するものである。 【構成】 Ｔｉ，Ｖ，Ｎを含有し、Ｎを０．００５〜
０．０２０％添加することにより、大入熱溶接を行なっ
ても靭性低下の少ない鋼板の製造が可能になる。これ
は、Ｔｉ−Ｎによる結晶粒細粒化に加えて溶接後の冷却
過程でＶＮからの粒内フェライトの生成により溶接熱影
響部のミクロ組織が細粒化され、靭性の向上が得られ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接熱影響部靭性の優れ
た構造用鋼に関するものである。
た構造用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】溶接時の入熱を増大させ効率的な溶接を
施すことは、構造物の建造コスト削減から大きなメリッ
トがある。しかしながら、溶接入熱の増大とともに、鋼
材の溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと略す）の靭性が低下
するために、従来、大入熱溶接時の靭性低下の小さい鋼
板に関する検討が行なわれてきた。
施すことは、構造物の建造コスト削減から大きなメリッ
トがある。しかしながら、溶接入熱の増大とともに、鋼
材の溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと略す）の靭性が低下
するために、従来、大入熱溶接時の靭性低下の小さい鋼
板に関する検討が行なわれてきた。
【０００３】例えば、特開昭５８−３１０６５号公報に
開示されているような造船用、海洋構造物用等に開発さ
れている大入熱用鋼では、ＴｉＮ等の窒化物により結晶
粒の粗大化を抑えることにより靭性の向上を図ってい
る。しかしながら、溶接金属〜ＨＡＺ境界ではＴｉＮが
溶解してしまうために、ＨＡＺの広い部分に渡って安定
して高い靭性を確保することは困難である。
開示されているような造船用、海洋構造物用等に開発さ
れている大入熱用鋼では、ＴｉＮ等の窒化物により結晶
粒の粗大化を抑えることにより靭性の向上を図ってい
る。しかしながら、溶接金属〜ＨＡＺ境界ではＴｉＮが
溶解してしまうために、ＨＡＺの広い部分に渡って安定
して高い靭性を確保することは困難である。
【０００４】そのために、近年、特開昭６２−１８４２
号公報に開示されているように、脱酸生成物＋ＴｉＮ＋
ＭｎＳの複合析出物を変態核として、溶接時の冷却過程
でのフェライトを生成させることで、フェライト粒の積
極的な細粒化を図る提案がある。また、特開昭５９−１
８５７６０号公報および特開昭６０−２４５７６８号公
報で、Ｔｉの酸化物、窒化物とＭｎＳの複合析出物を変
態核として利用する等、同様な技術思想に基づいた発明
もすでに開示されている。
号公報に開示されているように、脱酸生成物＋ＴｉＮ＋
ＭｎＳの複合析出物を変態核として、溶接時の冷却過程
でのフェライトを生成させることで、フェライト粒の積
極的な細粒化を図る提案がある。また、特開昭５９−１
８５７６０号公報および特開昭６０−２４５７６８号公
報で、Ｔｉの酸化物、窒化物とＭｎＳの複合析出物を変
態核として利用する等、同様な技術思想に基づいた発明
もすでに開示されている。
【０００５】しかしながら、これらの脱酸生成物あるい
は酸化物を利用した大入熱用鋼では、その製造に際し、
酸化物を鋼板内に均一に分散するのに高度な製造技術を
要し、大量の鋼板を安定して製造するのに困難が生じ
る。
は酸化物を利用した大入熱用鋼では、その製造に際し、
酸化物を鋼板内に均一に分散するのに高度な製造技術を
要し、大量の鋼板を安定して製造するのに困難が生じ
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、大入熱溶接
時でもＨＡＺ靭性の低下が著しく小さく、しかも高度な
製造技術を要することなく大量に安定供給可能な大入熱
溶接用綱を提供するものである。
時でもＨＡＺ靭性の低下が著しく小さく、しかも高度な
製造技術を要することなく大量に安定供給可能な大入熱
溶接用綱を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接時の
冷却過程で生成するフェライト変態を起こすために、種
々の変態核を検討した結果、ＶＮを多量に含有する鋼
から極めて細粒なフェライトが生成すること、その効
果は、ＴｉＮの生成によりさらに助長されること、さ
らに、冷却中にＶ炭化物の析出が生じるとＨＡＺが著し
く硬化し、靭性が低下するため、Ｃ量を低減する必要が
あることを明らかにした。
冷却過程で生成するフェライト変態を起こすために、種
々の変態核を検討した結果、ＶＮを多量に含有する鋼
から極めて細粒なフェライトが生成すること、その効
果は、ＴｉＮの生成によりさらに助長されること、さ
らに、冷却中にＶ炭化物の析出が生じるとＨＡＺが著し
く硬化し、靭性が低下するため、Ｃ量を低減する必要が
あることを明らかにした。
【０００８】以下、本発明を詳細に説明する。Ｖと同時
にＮを添加することで鋼の強度靭性を改善する技術が従
来から知られている。例えば、特公昭３９−２３６８号
公報には、「Ｖ少なくとも０．０２％、Ｎ０．０８％乃
至０．２４％、Ｃ０．１５％乃至０．５０％、Ｍｎ０．
４０％乃至２．００％を含み、キルド鋼を生じるには不
十分な量の脱酸剤で処理して作ったことを特徴とする高
力セミキルド鋼」、また、特公昭４８−１３８０３号公
報には、「Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．２０
〜０．４０％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｃｒ：０．０
５〜０．３５％、Ｍｏ：０．１０〜０．６０％、Ｖ：
０．００５〜０．１％、Ｎ２：０．００４〜０．０２％
を含有し、最終熱処理として８９０℃〜１０００℃の加
熱温度より１０００℃〜４５００℃／ｈの冷却速度で焼
ならしを行なうことを特徴とする高温用低合金鋼」、さ
らには、特開昭６１−１３０４２０号公報には、「Ｃ：
０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍ
ｎ：１．１０〜１．６％、Ｖ：０．０３〜０．２％、
Ｎ：０．００９〜０．０２％を含有した鋼をフランジ形
状に鍛造した後、焼入れし、焼戻すことを特徴とする強
靭性フランジ材の製造法」等が開示されている。
にＮを添加することで鋼の強度靭性を改善する技術が従
来から知られている。例えば、特公昭３９−２３６８号
公報には、「Ｖ少なくとも０．０２％、Ｎ０．０８％乃
至０．２４％、Ｃ０．１５％乃至０．５０％、Ｍｎ０．
４０％乃至２．００％を含み、キルド鋼を生じるには不
十分な量の脱酸剤で処理して作ったことを特徴とする高
力セミキルド鋼」、また、特公昭４８−１３８０３号公
報には、「Ｃ：０．０８〜０．２０％、Ｓｉ：０．２０
〜０．４０％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｃｒ：０．０
５〜０．３５％、Ｍｏ：０．１０〜０．６０％、Ｖ：
０．００５〜０．１％、Ｎ２：０．００４〜０．０２％
を含有し、最終熱処理として８９０℃〜１０００℃の加
熱温度より１０００℃〜４５００℃／ｈの冷却速度で焼
ならしを行なうことを特徴とする高温用低合金鋼」、さ
らには、特開昭６１−１３０４２０号公報には、「Ｃ：
０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．６％、Ｍ
ｎ：１．１０〜１．６％、Ｖ：０．０３〜０．２％、
Ｎ：０．００９〜０．０２％を含有した鋼をフランジ形
状に鍛造した後、焼入れし、焼戻すことを特徴とする強
靭性フランジ材の製造法」等が開示されている。
【０００９】このいずれの発明においても、その特徴
は、ＶおよびＮの添加であり、これによりＶＮを多量に
析出させ、結晶粒の細粒化と強化を図っている。ＶＮは
溶解温度が低いために、通常の焼準処理および焼入れ処
理による加熱時に溶解し、その後、空冷での冷却過程で
析出、あるいは焼入れ後の焼戻し過程で析出し、鋼の母
材を強靭化させる。
は、ＶおよびＮの添加であり、これによりＶＮを多量に
析出させ、結晶粒の細粒化と強化を図っている。ＶＮは
溶解温度が低いために、通常の焼準処理および焼入れ処
理による加熱時に溶解し、その後、空冷での冷却過程で
析出、あるいは焼入れ後の焼戻し過程で析出し、鋼の母
材を強靭化させる。
【００１０】しかしながら、上記した従来技術はＶＮの
有効利用の観点から、窒化物を形成してしまうＴｉ添加
をしないことが前提になっており、母材の機械的性質を
改善せしめるが、ＨＡＺ靭性に対しては結晶粒の粗大化
を招くために問題があった。例外として、特開昭５６−
１２７７５０号公報には、「Ｃ：０．１２〜０．２５
％、Ｍｎ：０．５〜２．９％、Ｖ：０．０５〜０．２０
％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｎ：０．０１〜０．０３％に、Ｃａ：０．
０００５〜０．００７０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．
００７０％の少なくとも１種または２種を含有し、歪み
時効脆化の少ない構造用高張力鋼」として、Ｖ添加と同
時にＴｉを添加する旨の記載がある。
有効利用の観点から、窒化物を形成してしまうＴｉ添加
をしないことが前提になっており、母材の機械的性質を
改善せしめるが、ＨＡＺ靭性に対しては結晶粒の粗大化
を招くために問題があった。例外として、特開昭５６−
１２７７５０号公報には、「Ｃ：０．１２〜０．２５
％、Ｍｎ：０．５〜２．９％、Ｖ：０．０５〜０．２０
％、Ｃｕ：０．０５〜０．４％、Ｎｉ：０．１〜０．５
％、Ｃｒ：０．０５〜０．４％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３％、Ｎ：０．０１〜０．０３％に、Ｃａ：０．
０００５〜０．００７０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．
００７０％の少なくとも１種または２種を含有し、歪み
時効脆化の少ない構造用高張力鋼」として、Ｖ添加と同
時にＴｉを添加する旨の記載がある。
【００１１】しかしながら、この場合のＴｉ添加は強度
の向上を目的として添加されるものであって、前提とし
てＣ０．１２〜０．２０％範囲での添加が必要である。
従って、当該発明中の目的でないＨＡＺ靭性の改善に対
しては際立った効果は期待できない。
の向上を目的として添加されるものであって、前提とし
てＣ０．１２〜０．２０％範囲での添加が必要である。
従って、当該発明中の目的でないＨＡＺ靭性の改善に対
しては際立った効果は期待できない。
【００１２】本発明は以上のＶＮを利用する従来技術の
問題点を検討し、ＨＡＺ靭性に対しＶＮの析出を有効に
利用するためには、Ｖ，Ｎの添加量の制限と同時に、Ｃ
添加量を抑制し、さらに、Ｔｉを添加することで、飛躍
的に靭性の向上が図れることを実験的に見いだした。
問題点を検討し、ＨＡＺ靭性に対しＶＮの析出を有効に
利用するためには、Ｖ，Ｎの添加量の制限と同時に、Ｃ
添加量を抑制し、さらに、Ｔｉを添加することで、飛躍
的に靭性の向上が図れることを実験的に見いだした。
【００１３】図１は０．０５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−
１．０％Ｍｎ−０．００２％Ｐ−０．００３％Ｓ−０．
０６８％Ｖをベースに、Ｎを変化させた時に最高加熱温
度１４００℃で１０００kJ／cm相当の大入熱溶接を模し
た熱サイクルを与えた時の靭性をシャルピー衝撃試験で
の遷移温度として評価したものである。図はＴｉを０．
０１０〜０．０１５wt％添加した場合と、無添加の場合
をそれぞれ示している。
１．０％Ｍｎ−０．００２％Ｐ−０．００３％Ｓ−０．
０６８％Ｖをベースに、Ｎを変化させた時に最高加熱温
度１４００℃で１０００kJ／cm相当の大入熱溶接を模し
た熱サイクルを与えた時の靭性をシャルピー衝撃試験で
の遷移温度として評価したものである。図はＴｉを０．
０１０〜０．０１５wt％添加した場合と、無添加の場合
をそれぞれ示している。
【００１４】図から明らかなように、Ｎ添加量が０．０
０５wt％以上になると、Ｔｉ添加、無添加にかかわらず
ＨＡＺ靭性の著しい向上がみられるが、Ｔｉを添加する
ことでさらに靭性は向上する。
０５wt％以上になると、Ｔｉ添加、無添加にかかわらず
ＨＡＺ靭性の著しい向上がみられるが、Ｔｉを添加する
ことでさらに靭性は向上する。
【００１５】ＶＮはフェライトとの格子整合性が良好で
あり、オーステナイト中で析出することで、オーステナ
イト粒内から微細なフェライトを多量に生成せしめる
が、その場合、靭性を向上せしめるためには、粒内に生
成するフェライトの微細分散を有効に実現することが重
要である。最近の研究では、ＶＮはＭｎＳを核として析
出することが知られている。
あり、オーステナイト中で析出することで、オーステナ
イト粒内から微細なフェライトを多量に生成せしめる
が、その場合、靭性を向上せしめるためには、粒内に生
成するフェライトの微細分散を有効に実現することが重
要である。最近の研究では、ＶＮはＭｎＳを核として析
出することが知られている。
【００１６】そこで、本発明者らは種々の実験から、Ｍ
ｎＳはさらに高温で生成するＴｉＮに優先的に析出する
ことを明らかにし、Ｔｉを添加することでＴｉＮを微細
分散させ、ＴｉＮ−ＭｎＳ−ＶＮの複合析出物を鋼中に
分散でき、ＨＡＺ靭性を著しく向上できることを見いだ
した。
ｎＳはさらに高温で生成するＴｉＮに優先的に析出する
ことを明らかにし、Ｔｉを添加することでＴｉＮを微細
分散させ、ＴｉＮ−ＭｎＳ−ＶＮの複合析出物を鋼中に
分散でき、ＨＡＺ靭性を著しく向上できることを見いだ
した。
【００１７】しかしながら、フェライトの微細化が達成
されてもＶＮより低温で析出するＶ炭化物が析出すると
靭性を著しく阻害する。従って、この炭化物の生成を抑
制するために、Ｃ添加量を抑制することも合わせて重要
であることも知見した。
されてもＶＮより低温で析出するＶ炭化物が析出すると
靭性を著しく阻害する。従って、この炭化物の生成を抑
制するために、Ｃ添加量を抑制することも合わせて重要
であることも知見した。
【００１８】本発明は上記の知見に基づき構成したもの
であって、その要旨は、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、
Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００
５〜０．０２％を含有し、さらにＣｕ：０．２〜１．５
％、Ｎｉ：０．２〜３．０％あるいはＣｒ：０．０５〜
１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％のそれぞれ１種ま
たは２種以上を添加した大入熱溶接用鋼である。
であって、その要旨は、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、
Ｖ：０．０３〜０．２０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００
５〜０．０２％を含有し、さらにＣｕ：０．２〜１．５
％、Ｎｉ：０．２〜３．０％あるいはＣｒ：０．０５〜
１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％のそれぞれ１種ま
たは２種以上を添加した大入熱溶接用鋼である。
【００１９】
【作用】以下、本発明の詳細をその作用とともに説明す
る。まず、本発明において鋼成分を上記のように限定し
た理由を述べる。
る。まず、本発明において鋼成分を上記のように限定し
た理由を述べる。
【００２０】Ｃ：Ｃは強度確保に必要な元素であり、
０．０３％の添加が必要であるが、０．１０％を超える
とＶ炭化物の析出を招きＨＡＺ靭性が低下するため、含
有量の範囲を０．０３〜０．１０％とする。
０．０３％の添加が必要であるが、０．１０％を超える
とＶ炭化物の析出を招きＨＡＺ靭性が低下するため、含
有量の範囲を０．０３〜０．１０％とする。
【００２１】Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な
元素であり、鋼中に０．０１％は含有されるが、０．５
％を超えると母材、ＨＡＺ靭性を低下させる。したがっ
て、その範囲を０．０１〜０．５％とする。
元素であり、鋼中に０．０１％は含有されるが、０．５
％を超えると母材、ＨＡＺ靭性を低下させる。したがっ
て、その範囲を０．０１〜０．５％とする。
【００２２】Ｍｎ：Ｍｎは強度、靭性の確保に必要な元
素である。しかしながら、２．０％を超えるとＨＡＺ靭
性が著しく低下し、逆に、０．４％未満では母材の強度
確保が困難になるためにその範囲を０．４〜２．０％に
制限する。
素である。しかしながら、２．０％を超えるとＨＡＺ靭
性が著しく低下し、逆に、０．４％未満では母材の強度
確保が困難になるためにその範囲を０．４〜２．０％に
制限する。
【００２３】Ｐ：Ｐは粒界脆化元素でありできるだけ低
減するのが望ましいが、０．０３wt％以下では脆化の程
度が小さいためその上限を０．０３wt％とする。
減するのが望ましいが、０．０３wt％以下では脆化の程
度が小さいためその上限を０．０３wt％とする。
【００２４】Ｓ：Ｓは本発明において、ＶＮの析出核と
して働くＭｎＳの生成に欠かせない元素であり、０．０
０１％以上の添加を必要とするが、多量な添加はＭｎＳ
の粗大化を招き靭性の低下を招くためその上限を０．０
１０％とする。
して働くＭｎＳの生成に欠かせない元素であり、０．０
０１％以上の添加を必要とするが、多量な添加はＭｎＳ
の粗大化を招き靭性の低下を招くためその上限を０．０
１０％とする。
【００２５】Ｖ：Ｖは本発明において中心的な役割を果
たす元素であり、前述したように、溶接後の冷却中にお
いてフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性の向上をもた
らす。従って、０．０３％以上の添加が必要であるが、
多量の添加では炭化物の析出を招くために０．２０％以
下に制限する。
たす元素であり、前述したように、溶接後の冷却中にお
いてフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性の向上をもた
らす。従って、０．０３％以上の添加が必要であるが、
多量の添加では炭化物の析出を招くために０．２０％以
下に制限する。
【００２６】Ｔｉ：ＴｉはＴｉＮによる結晶粒の細粒化
およびＶＮの析出核となるＭｎＳの微細分散を促進する
ために、必要不可欠な元素であり、０．００５％以上の
添加が必要であるが、過剰の添加は炭化物が生成し靭性
の低下を招く恐れがあるために、その上限を０．０２０
％に制限する。
およびＶＮの析出核となるＭｎＳの微細分散を促進する
ために、必要不可欠な元素であり、０．００５％以上の
添加が必要であるが、過剰の添加は炭化物が生成し靭性
の低下を招く恐れがあるために、その上限を０．０２０
％に制限する。
【００２７】Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として必要な元素であ
り、０．００５％以上の添加が必要であるが、過剰に添
加すると、ＡｌＮが過剰に生成し、ＶＮの生成に有効な
Ｎが低下する恐れがあるためにその上限を０．０６％と
する。
り、０．００５％以上の添加が必要であるが、過剰に添
加すると、ＡｌＮが過剰に生成し、ＶＮの生成に有効な
Ｎが低下する恐れがあるためにその上限を０．０６％と
する。
【００２８】Ｎ：ＮはＴｉＮおよびＶＮの生成に必要で
あり、図１に示したように、ＨＡＺ靭性の向上から０．
００５％以上の添加が必要であるが、過剰の添加は母
材、ＨＡＺ靭性の低下を招くために、その上限を０．０
２％とする。
あり、図１に示したように、ＨＡＺ靭性の向上から０．
００５％以上の添加が必要であるが、過剰の添加は母
材、ＨＡＺ靭性の低下を招くために、その上限を０．０
２％とする。
【００２９】本発明では、さらに強度靭性改善元素、あ
るいは強度改善元素として以下の元素を選択的に添加し
ても本発明の効果を何ら損なわない。まず、強度靭性の
改善元素として、下記の１種または２種を選択して添加
できる。
るいは強度改善元素として以下の元素を選択的に添加し
ても本発明の効果を何ら損なわない。まず、強度靭性の
改善元素として、下記の１種または２種を選択して添加
できる。
【００３０】Ｃｕ：Ｃｕは靭性および強度を改善する元
素として有効であり、その効果は０．２％以上の添加で
有効であるが、１．５％を超える過剰の添加ではかえっ
て靭性の低下をきたすためにその上限を１．５％とす
る。
素として有効であり、その効果は０．２％以上の添加で
有効であるが、１．５％を超える過剰の添加ではかえっ
て靭性の低下をきたすためにその上限を１．５％とす
る。
【００３１】Ｎｉ：Ｎｉは靭性の向上に有効な元素であ
り、０．２％以上の添加が必要であるが、３．０％を超
える添加ではその効果が飽和してしまうため３．０％を
上限とする。
り、０．２％以上の添加が必要であるが、３．０％を超
える添加ではその効果が飽和してしまうため３．０％を
上限とする。
【００３２】さらに、強度改善元素として、Ｃｒおよび
Ｍｏの１種または２種を添加できる。それぞれ、０．０
５％以上の添加が必要であるが、過剰な添加は靭性を阻
害するために、その範囲をいずれも１．０％までに限定
する。
Ｍｏの１種または２種を添加できる。それぞれ、０．０
５％以上の添加が必要であるが、過剰な添加は靭性を阻
害するために、その範囲をいずれも１．０％までに限定
する。
【００３３】鋼板の製造にあたっては、上記の成分系を
有する鋼を転炉、電気炉等で溶製し、連続鋳造あるいは
造塊分塊法により鋼片を鋳造する。その後、厚板加熱、
熱間圧延を施し所定の厚みの鋼板を製造する。
有する鋼を転炉、電気炉等で溶製し、連続鋳造あるいは
造塊分塊法により鋼片を鋳造する。その後、厚板加熱、
熱間圧延を施し所定の厚みの鋼板を製造する。
【００３４】厚板加熱以降の製造条件については、現在
公知になっている制御圧延、制御冷却等の種々の技術を
適用してもＨＡＺの性質にはなんら影響を及ぼさない。
また、母材の機械的性質を向上させるために、熱間圧延
後、適当な熱処理を施してもＨＡＺ靭性に関しては何ら
差し支えない。
公知になっている制御圧延、制御冷却等の種々の技術を
適用してもＨＡＺの性質にはなんら影響を及ぼさない。
また、母材の機械的性質を向上させるために、熱間圧延
後、適当な熱処理を施してもＨＡＺ靭性に関しては何ら
差し支えない。
【００３５】
【実施例】表１に示す組成を有する鋼を転炉で溶製し、
造塊分塊法あるいは連続鋳造法により得た鋼片を、それ
ぞれ１１５０〜１２５０℃に加熱し、その後熱間圧延お
よび表中に示す熱処理を実施し、板厚２５〜９０mmの鋼
板を製造した。
造塊分塊法あるいは連続鋳造法により得た鋼片を、それ
ぞれ１１５０〜１２５０℃に加熱し、その後熱間圧延お
よび表中に示す熱処理を実施し、板厚２５〜９０mmの鋼
板を製造した。
【００３６】その後、大入熱溶接部のＨＡＺ靭性を調べ
るために、溶接入熱１０００kJ／cmに相当する最高加熱
温度１４００℃、８００から５００℃の冷却時間が７５
０秒の熱サイクルを与えた後、シャルピー衝撃試験を行
なった。表２にその試験結果を示す。
るために、溶接入熱１０００kJ／cmに相当する最高加熱
温度１４００℃、８００から５００℃の冷却時間が７５
０秒の熱サイクルを与えた後、シャルピー衝撃試験を行
なった。表２にその試験結果を示す。
【００３７】
【表１】
【表２】
【００３８】本発明鋼（Ａ，Ｅ，Ｇ，Ｈ，Ｉ，Ｊ，Ｋ，
Ｌ）の熱サイクル後の衝撃値は、すべて良好な値を示し
ている。これに対し、鋼Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｆは本発明範囲を
逸脱しているものである。その中で、鋼ＢはＣ含有量が
本発明を逸脱しているもので、熱サイクル後の衝撃値が
著しく低下している。鋼ＣはＴｉ含有量が、また鋼Ｄは
Ｖが発明範囲を逸脱しているものである。この場合も熱
サイクル後の衝撃値の低下が認められる。さらに、鋼Ｆ
はＮが本発明範囲をより低い場合である。この場合もＶ
Ｎの生成が少なく、やはり、溶接熱影部の靭性が低下す
る。
Ｌ）の熱サイクル後の衝撃値は、すべて良好な値を示し
ている。これに対し、鋼Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｆは本発明範囲を
逸脱しているものである。その中で、鋼ＢはＣ含有量が
本発明を逸脱しているもので、熱サイクル後の衝撃値が
著しく低下している。鋼ＣはＴｉ含有量が、また鋼Ｄは
Ｖが発明範囲を逸脱しているものである。この場合も熱
サイクル後の衝撃値の低下が認められる。さらに、鋼Ｆ
はＮが本発明範囲をより低い場合である。この場合もＶ
Ｎの生成が少なく、やはり、溶接熱影部の靭性が低下す
る。
【００３９】
【発明の効果】本発明の組成範囲をもった鋼板は、大入
熱溶接を行なっても溶接熱影響部の靭性が極めて良好で
あり、その結果、溶接工数の大幅な削減から構造物建造
の大幅なコストダウンを実現できる。
熱溶接を行なっても溶接熱影響部の靭性が極めて良好で
あり、その結果、溶接工数の大幅な削減から構造物建造
の大幅なコストダウンを実現できる。
【図１】０．０５％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−１．０％Ｍｎ
−０．００２％Ｐ−０．００３％Ｓ−０．０６８％Ｖを
ベースに、Ｔｉ添加（０．０１０〜０．０１５％）およ
び無添加鋼において、Ｎを変化させた時に最高加熱温度
１４００℃で最高加熱温度１０００kJ／cm相当の大入熱
溶接を模した熱サイクルを与えた時の靭性をシャルピー
衝撃試験での遷移温度として評価した図表である。
−０．００２％Ｐ−０．００３％Ｓ−０．０６８％Ｖを
ベースに、Ｔｉ添加（０．０１０〜０．０１５％）およ
び無添加鋼において、Ｎを変化させた時に最高加熱温度
１４００℃で最高加熱温度１０００kJ／cm相当の大入熱
溶接を模した熱サイクルを与えた時の靭性をシャルピー
衝撃試験での遷移温度として評価した図表である。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ｐ ：０．０３０％以下 Ｓ ：０．００１〜０．０１％ Ｖ ：０．０３〜０．２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ａｌ：０．００５〜０．０６％ Ｎ ：０．００５〜０．０２％ 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる溶接熱影響部
靭性の優れた大入熱溶接用鋼。 - 【請求項２】 強度靭性改善元素群として、重量％で、 Ｃｕ：０．２〜１．５％ Ｎｉ：０．２〜３．０％ の１種または２種を含有する請求項１記載の溶接熱影響
部靭性の優れた大入熱溶接用鋼。 - 【請求項３】 強度改善元素群として、重量％で、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．０％ の１種または２種を含有する請求項１又は２記載の溶接
熱影響部靭性の優れた大入熱溶接用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP316292A JPH05186848A (ja) | 1992-01-10 | 1992-01-10 | 溶接熱影響部靭性の優れた大入熱溶接用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP316292A JPH05186848A (ja) | 1992-01-10 | 1992-01-10 | 溶接熱影響部靭性の優れた大入熱溶接用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05186848A true JPH05186848A (ja) | 1993-07-27 |
Family
ID=11549664
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP316292A Withdrawn JPH05186848A (ja) | 1992-01-10 | 1992-01-10 | 溶接熱影響部靭性の優れた大入熱溶接用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05186848A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996014443A1 (en) * | 1994-11-04 | 1996-05-17 | Nippon Steel Corporation | High-strength ferritic heat-resistant steel and process for producing the same |
| EP0940477A1 (en) * | 1998-03-05 | 1999-09-08 | Kawasaki Steel Corporation | Wide-flange beams made from a steel with high toughness and yield strength, and process for manufacturing these products |
| US6686061B2 (en) | 2000-11-17 | 2004-02-03 | Posco | Steel plate having TiN+CuS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom |
| US6946038B2 (en) | 2000-12-01 | 2005-09-20 | Posco | Steel plate having Tin+MnS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure |
| US6966955B2 (en) | 2000-12-14 | 2005-11-22 | Posco | Steel plate having TiN+ZrN precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom |
| US7105066B2 (en) | 2001-11-16 | 2006-09-12 | Posco | Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and welded structure made therefrom |
| KR20150057998A (ko) | 2013-11-19 | 2015-05-28 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강판 |
| CN105349888A (zh) * | 2015-11-30 | 2016-02-24 | 钢铁研究总院 | 一种可高热输入焊接钒氮钛高强度钢板及制备方法 |
| KR20210009934A (ko) | 2019-07-18 | 2021-01-27 | 주식회사 포스코 | 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 구조용강재 및 그 제조방법 |
-
1992
- 1992-01-10 JP JP316292A patent/JPH05186848A/ja not_active Withdrawn
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