JPH076034B2 - 溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 - Google Patents
溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼Info
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- JPH076034B2 JPH076034B2 JP62014287A JP1428787A JPH076034B2 JP H076034 B2 JPH076034 B2 JP H076034B2 JP 62014287 A JP62014287 A JP 62014287A JP 1428787 A JP1428787 A JP 1428787A JP H076034 B2 JPH076034 B2 JP H076034B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、石油生産用ジャケット型プラットホーム等の
構造材に関するものであり、溶接部の脆性破壊発生特性
に優れ、石油生産用ジャケット型プラットホームのノー
ド部に適した厚肉の鋼材に関するものである。
構造材に関するものであり、溶接部の脆性破壊発生特性
に優れ、石油生産用ジャケット型プラットホームのノー
ド部に適した厚肉の鋼材に関するものである。
（従来の技術） 近年、石油生産用ジャケット型プラットホームの建設が
行われているが、石油生産用ジャケット型プラットホー
ムの海中にあるジャケットは波浪や潮流の影響を受け
る。特に、鋼管が交差する格点部は応力集中も高く、溶
接で接合されているので、特に厳しい脆性破壊発生特性
が要求される。
行われているが、石油生産用ジャケット型プラットホー
ムの海中にあるジャケットは波浪や潮流の影響を受け
る。特に、鋼管が交差する格点部は応力集中も高く、溶
接で接合されているので、特に厳しい脆性破壊発生特性
が要求される。
上述した用途に使用される板厚が50〜200mmの極厚鋼材
をＫ型開先に加工して、多層溶接で接合したストレート
ボンド部に疲労ノッチを導入し、−10℃の温度でCOD試
験を行うと、板厚が厚いことと、多層溶接により生じる
島状マルテンサイト等の低温変態生成物のためにCOD特
性が劣化する。
をＫ型開先に加工して、多層溶接で接合したストレート
ボンド部に疲労ノッチを導入し、−10℃の温度でCOD試
験を行うと、板厚が厚いことと、多層溶接により生じる
島状マルテンサイト等の低温変態生成物のためにCOD特
性が劣化する。
（発明が解決しようとする問題点） 鋼管用極厚鋼板の接合には、通常の入熱量が5kJ/mm以下
でサブマージアーク溶接又はシールドメタルアーク溶接
が用いられ、板厚が厚いことから多層溶接となる。多層
溶接を行った場合、溶接熱により生成した粗大粒が次パ
スによりAr3点とAc1点の２相域に加熱された領域（ICCG
HAZと称す）が、COD特性が最も悪いことは知られてい
る。これは、母材がAr3とAl1の２相域に加熱された際、
旧オーステナイト粒界に島状マルテンサイトが生成する
ためであり、この島状マルテンサイトは脆性破壊発生特
性を悪化させる。島状マルテンサイトは、350℃以上の
温度で長時間加熱することにより、フェライトと炭化物
に分解する。しかし、通常の溶接の場合には、350℃以
上に加熱されている時間が短いために島状マルテンサイ
トは分解せず、COD特性が改善されない。
でサブマージアーク溶接又はシールドメタルアーク溶接
が用いられ、板厚が厚いことから多層溶接となる。多層
溶接を行った場合、溶接熱により生成した粗大粒が次パ
スによりAr3点とAc1点の２相域に加熱された領域（ICCG
HAZと称す）が、COD特性が最も悪いことは知られてい
る。これは、母材がAr3とAl1の２相域に加熱された際、
旧オーステナイト粒界に島状マルテンサイトが生成する
ためであり、この島状マルテンサイトは脆性破壊発生特
性を悪化させる。島状マルテンサイトは、350℃以上の
温度で長時間加熱することにより、フェライトと炭化物
に分解する。しかし、通常の溶接の場合には、350℃以
上に加熱されている時間が短いために島状マルテンサイ
トは分解せず、COD特性が改善されない。
本発明者等は、幅0.5mmのＸ線マイクロアナライザー（E
PMA）で鋼板のＰ濃度の最大値を測定し、COD試験による
溶接部の脆性破壊発生特性との関連について調査した。
この結果、鋼板のＰ濃度の最大値を0.25mm2（0.5mm×0.
5mm）当り0.08％以下にすることにより、島状マルテン
サイトの生成が抑えられ、仮に生成しても溶接部全ての
島状マルテンサイトが溶接時の熱により、フェライトと
炭化物となりCOD特性が改善されることが判った。
PMA）で鋼板のＰ濃度の最大値を測定し、COD試験による
溶接部の脆性破壊発生特性との関連について調査した。
この結果、鋼板のＰ濃度の最大値を0.25mm2（0.5mm×0.
5mm）当り0.08％以下にすることにより、島状マルテン
サイトの生成が抑えられ、仮に生成しても溶接部全ての
島状マルテンサイトが溶接時の熱により、フェライトと
炭化物となりCOD特性が改善されることが判った。
（問題点を解決するための手段） 本発明は、 C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 を含み、残部は不可避的不純物を除き実質的にFeから成
る鋼で、且つ0.5mm×0.5mmの面積当りのＰ濃度の板厚方
向の最大値が0.08％以下であることを特徴とする溶接部
の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼、 C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 に加えて、0.03重量％以下のNb、0.1重量％以下のＶ、
1.0重量％以下のNi、1.0重量％以下のCuのうち一種又は
二種以上を含み、残部は不可避的不純物を除き実質的に
Feから成る鋼で、且つ0.5mm×0.5mmの面積当りのＰ濃度
の板厚方向の最大値が0.08％以下であることを特徴とす
る溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼、 C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 に加えて、0.01重量％以下のTi、0.02重量％以下の希土
類金属のうち一種又は二種以上を含有し、残部は不可避
的不純物を除き実質的にFeから成る鋼で、且つ0.5mm×
0.5mmの面積当りのＰ濃度の板厚方向の最大値が0.08％
以下であることを特徴とする溶接部の脆性破壊発生特性
の優れた高強度鋼、 更に、 C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 に加えて、0.03重量％以下のNb、0.1重量％以下のＶ、
1.0重量％以下のNi、1.0重量％以下のCuのうち一種又は
二種以上を含有し、更に加えて0.01重量％以下のTi、0.
02重量％以下の希土類金属のうち一種又は二種以上を含
有し、残部は不可避的不純物を除き実質的にFeから成る
鋼で、且つ0.5mm×0.5mmの面積当りのＰ濃度の板厚方向
の最大値が0.08％以下であることを特徴とする溶接部の
脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼、とすることで前述
した問題点を解決した。
る鋼で、且つ0.5mm×0.5mmの面積当りのＰ濃度の板厚方
向の最大値が0.08％以下であることを特徴とする溶接部
の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼、 C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 に加えて、0.03重量％以下のNb、0.1重量％以下のＶ、
1.0重量％以下のNi、1.0重量％以下のCuのうち一種又は
二種以上を含み、残部は不可避的不純物を除き実質的に
Feから成る鋼で、且つ0.5mm×0.5mmの面積当りのＰ濃度
の板厚方向の最大値が0.08％以下であることを特徴とす
る溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼、 C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 に加えて、0.01重量％以下のTi、0.02重量％以下の希土
類金属のうち一種又は二種以上を含有し、残部は不可避
的不純物を除き実質的にFeから成る鋼で、且つ0.5mm×
0.5mmの面積当りのＰ濃度の板厚方向の最大値が0.08％
以下であることを特徴とする溶接部の脆性破壊発生特性
の優れた高強度鋼、 更に、 C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 に加えて、0.03重量％以下のNb、0.1重量％以下のＶ、
1.0重量％以下のNi、1.0重量％以下のCuのうち一種又は
二種以上を含有し、更に加えて0.01重量％以下のTi、0.
02重量％以下の希土類金属のうち一種又は二種以上を含
有し、残部は不可避的不純物を除き実質的にFeから成る
鋼で、且つ0.5mm×0.5mmの面積当りのＰ濃度の板厚方向
の最大値が0.08％以下であることを特徴とする溶接部の
脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼、とすることで前述
した問題点を解決した。
（作 用） C:C含有量は、石油生産用ジャケット型プラットホーム
等の構造用鋼として必要な強度を得るためには0.03重量
％以上添加する必要がある。一方、溶接硬化性及び溶接
割れ感受性を考慮して、その上限を0.15重量％以下とす
る。
等の構造用鋼として必要な強度を得るためには0.03重量
％以上添加する必要がある。一方、溶接硬化性及び溶接
割れ感受性を考慮して、その上限を0.15重量％以下とす
る。
Si:Siは、脱酸の都合上0.05重量％以上必要である。Si
の添加量を増加させれば強度は上昇するが、0.50重量％
を超えると、母材の靱性を劣化させるために上限を0.50
重量％以下とする。
の添加量を増加させれば強度は上昇するが、0.50重量％
を超えると、母材の靱性を劣化させるために上限を0.50
重量％以下とする。
Mn:Mnは、母材に延性と強度を与えるために、0.5重量％
以上添加する必要がある。しかし、その添加量が2.0重
量％を超えると、溶接硬化性を著しく上昇させるので、
その上限を2.0重量％とする。
以上添加する必要がある。しかし、その添加量が2.0重
量％を超えると、溶接硬化性を著しく上昇させるので、
その上限を2.0重量％とする。
Al:Alは、鋼の脱酸のために0.005重量％以上必要である
が、その添加量が0.050重量％を超えると溶接部の靱性
が著しく劣化するので、上限を0.050重量％とする。
が、その添加量が0.050重量％を超えると溶接部の靱性
が著しく劣化するので、上限を0.050重量％とする。
P:Pは、結晶粒界に偏析して粒界破壊の原因となると共
に靭性を大幅に劣化させる。また、ICCGHAZ部の島状マ
ルテンサイト量を増加させ、脆性破壊発生特性を大幅に
劣化させるので、Ｐの含有量の上限は0.010重量％とす
る。
に靭性を大幅に劣化させる。また、ICCGHAZ部の島状マ
ルテンサイト量を増加させ、脆性破壊発生特性を大幅に
劣化させるので、Ｐの含有量の上限は0.010重量％とす
る。
Nb:Nbは、熱間圧延において、未再結晶領域を拡大して
オーステナイト中に変態後のフェライト粒を小さくして
靱性を向上させるばかりでなく、熱間圧延後の加速冷却
において最終組織のベイナイト、マルテンサイト等の低
温変態生成物の量を増加でき強度を大幅に上昇させるこ
とができる。しかし、0.03重量％を超えて添加すると、
割れ性を劣化させると共に溶接部の応力除去焼鈍後の靱
性を劣化させるので、Nbの添加量の上限を0.03重量％と
する。
オーステナイト中に変態後のフェライト粒を小さくして
靱性を向上させるばかりでなく、熱間圧延後の加速冷却
において最終組織のベイナイト、マルテンサイト等の低
温変態生成物の量を増加でき強度を大幅に上昇させるこ
とができる。しかし、0.03重量％を超えて添加すると、
割れ性を劣化させると共に溶接部の応力除去焼鈍後の靱
性を劣化させるので、Nbの添加量の上限を0.03重量％と
する。
V:Vは、Nbと同様に強度と靱性を向上させるために添加
するが、0.1重量％を超えると溶接部の応力除去焼鈍後
の靱性を劣化させるので、その上限は1.0重量％とす
る。
するが、0.1重量％を超えると溶接部の応力除去焼鈍後
の靱性を劣化させるので、その上限は1.0重量％とす
る。
Ni:Niは、溶接熱影響部の硬化性及び靱性に悪い影響を
与えることなく鋼の強度と靱性を向上させることができ
るために添加するが、コスト面よりその上限を1.0重量
％とする。
与えることなく鋼の強度と靱性を向上させることができ
るために添加するが、コスト面よりその上限を1.0重量
％とする。
Cu:Cuは、Niと同じ作用効果を奏する他の耐食性を向上
させるが、1.0重量％を超えて添加すると熱間脆性が生
じ易くなるので、その上限を1.0重量％とする。
させるが、1.0重量％を超えて添加すると熱間脆性が生
じ易くなるので、その上限を1.0重量％とする。
Ti:Tiは、鋼中にTiNとして存在して、溶接熱影響部のオ
ーステナイト粒の成長を抑制する。しかし、その添加量
が0.01重量％を超えると、次パスにより融点付近まで急
熱されるボンド部でTiNが分解して固溶Tiとなった場
合、溶接熱影響部の硬度が上昇しCOD値が劣下する。こ
のため、Tiの添加量の上限は0.01重量％以下とする。
ーステナイト粒の成長を抑制する。しかし、その添加量
が0.01重量％を超えると、次パスにより融点付近まで急
熱されるボンド部でTiNが分解して固溶Tiとなった場
合、溶接熱影響部の硬度が上昇しCOD値が劣下する。こ
のため、Tiの添加量の上限は0.01重量％以下とする。
希土類金属（REM）:REMは、鋼中でREM（O,S）として存
在し、このREMの硫化物、酸化物は溶接部のボンド部に
於いても安定しており、TiNと同様にオーステナイト粒
の成長を抑制して、靱性を向上させる。しかし、0.02重
量％を超えて添加すると、鋼の清浄度が低下し、鋼の靱
性が劣下するので、上限を0.02重量％とする。
在し、このREMの硫化物、酸化物は溶接部のボンド部に
於いても安定しており、TiNと同様にオーステナイト粒
の成長を抑制して、靱性を向上させる。しかし、0.02重
量％を超えて添加すると、鋼の清浄度が低下し、鋼の靱
性が劣下するので、上限を0.02重量％とする。
次にＰ濃度の最大値を限定した理由について述べる。
厚肉鋼板の多層溶接部の靱性はICCGHAZの靱性で決ま
り、通常の厚肉鋼板の場合にはICCGHAZで生成した島状
マルテンサイトが分解しない領域が生じるために溶接部
全体の靱性が優れない。その理由としては、局所的にＰ
濃度が高い領域がICCGHAZ部と重なった場合には、島状
マルテンサイトの量および径が大きくなり、また島状マ
ルテンサイトが溶接時の熱により分解しにくくなったた
めである。
り、通常の厚肉鋼板の場合にはICCGHAZで生成した島状
マルテンサイトが分解しない領域が生じるために溶接部
全体の靱性が優れない。その理由としては、局所的にＰ
濃度が高い領域がICCGHAZ部と重なった場合には、島状
マルテンサイトの量および径が大きくなり、また島状マ
ルテンサイトが溶接時の熱により分解しにくくなったた
めである。
本発明者等はC:0.07重量％、Si:0.13重量％、Mn:1.5重
量％、P:0.002〜0.005重量％、S:0.003重量％、Al:0.02
5重量％、Ti:0.005重量％、N:0.0025重量％の組成成分
で、厚み50mmの供試鋼を第１図に示すようにＫ型開先に
して、第１表に示す溶接条件で多層溶接した。この溶接
継手より、ノッチをボンドに入れたCOD試験片を採取
し、−10℃にて試験を行った。試験後のCOD試験片を第
２図に示すように切断し、斜線をほどこした面につい
て、以下の方法によりＰの分析を行った。これらの供試
鋼の板厚方向に、且つ鋼板全体の全板厚にわたり、Ｘ線
マイクロアナライザーで幅0.5mm、長さ0.5mm、即ち面積
0.25mm2についてＰ濃度を測定した。各供試鋼について
測定したＰ濃度の最大値と、溶接部のノッチがボンドに
入った−10℃におけるCOD値との関係を第３図に示す
が、Ｐ濃度の最大値が0.08％を超えるとCOD値は大幅に
劣化することが同図より判る。このことにより、本発明
では、面積が0.25mm2当りのＰ濃度の最大値を0.08％と
した。なおＰの分析を行った面は、COD試験を行ったボ
ンドから10mmだけ離れているが、この程度の距離であれ
ば、偏析の程度に差が無いことは、判っている。
量％、P:0.002〜0.005重量％、S:0.003重量％、Al:0.02
5重量％、Ti:0.005重量％、N:0.0025重量％の組成成分
で、厚み50mmの供試鋼を第１図に示すようにＫ型開先に
して、第１表に示す溶接条件で多層溶接した。この溶接
継手より、ノッチをボンドに入れたCOD試験片を採取
し、−10℃にて試験を行った。試験後のCOD試験片を第
２図に示すように切断し、斜線をほどこした面につい
て、以下の方法によりＰの分析を行った。これらの供試
鋼の板厚方向に、且つ鋼板全体の全板厚にわたり、Ｘ線
マイクロアナライザーで幅0.5mm、長さ0.5mm、即ち面積
0.25mm2についてＰ濃度を測定した。各供試鋼について
測定したＰ濃度の最大値と、溶接部のノッチがボンドに
入った−10℃におけるCOD値との関係を第３図に示す
が、Ｐ濃度の最大値が0.08％を超えるとCOD値は大幅に
劣化することが同図より判る。このことにより、本発明
では、面積が0.25mm2当りのＰ濃度の最大値を0.08％と
した。なおＰの分析を行った面は、COD試験を行ったボ
ンドから10mmだけ離れているが、この程度の距離であれ
ば、偏析の程度に差が無いことは、判っている。
本発明の高強度鋼は、通常の製鋼工程を経て、造塊−分
塊又は連続鋳造によりスラブとし、以下の工程を経て板
厚となる。
塊又は連続鋳造によりスラブとし、以下の工程を経て板
厚となる。
これらのスラブは1250℃以上に加熱した後、1000℃以上
の温度で、、１パス当り10％以上の圧下を施し全体で20
％以上の圧延を施した後、1000℃以上に保持しつつ再度
1250℃以上の温度に10時間以上保持後、空冷して圧延用
素材にする。次いで、この圧延用素材を900℃以上の温
度に加熱し、熱間圧延を施して鋼板とする。
の温度で、、１パス当り10％以上の圧下を施し全体で20
％以上の圧延を施した後、1000℃以上に保持しつつ再度
1250℃以上の温度に10時間以上保持後、空冷して圧延用
素材にする。次いで、この圧延用素材を900℃以上の温
度に加熱し、熱間圧延を施して鋼板とする。
（実施例） 第２表に鋼の組成成分と母材の強度ならびに靱性、Ｐ濃
度の最大値、及び溶接継手のボンドにノッチを入れてCO
Dを調べた結果を示す。
度の最大値、及び溶接継手のボンドにノッチを入れてCO
Dを調べた結果を示す。
鋼番号1,2,4,5,8〜11及び17〜20は連続鋳造によりスラ
ブとした。このうち、鋼番号1,2は連続鋳造したスラブ
を圧延用素材とし、鋼番号３は分塊圧延を施しスラブと
し圧延用素材とした。
ブとした。このうち、鋼番号1,2は連続鋳造したスラブ
を圧延用素材とし、鋼番号３は分塊圧延を施しスラブと
し圧延用素材とした。
鋼番号4,5,8〜11及び17〜20のスラブは1250℃以上の温
度に加熱後、1000℃以上の温度で１パス当り11％の圧下
率で圧延を施し全体で21％の圧延を施し、1000℃以上の
温度に保持した状態で、再度1280℃〜1320℃の温度に加
熱し、この温度で10〜20時間保持し、空冷して圧延用素
材とした。
度に加熱後、1000℃以上の温度で１パス当り11％の圧下
率で圧延を施し全体で21％の圧延を施し、1000℃以上の
温度に保持した状態で、再度1280℃〜1320℃の温度に加
熱し、この温度で10〜20時間保持し、空冷して圧延用素
材とした。
また、鋼番号6,7及び12〜16は分塊圧延によりスラブと
した後、1280〜1320℃の温度に加熱し、1000℃以上べ１
パス当り11％の圧下率で圧延を施し全体で21％の圧延を
施した後、1000℃以上の温度に保持した状態で再度1280
〜1320℃の温度に加熱し、この温度範囲に10〜20時間保
持し、空冷し圧延用素材とした。
した後、1280〜1320℃の温度に加熱し、1000℃以上べ１
パス当り11％の圧下率で圧延を施し全体で21％の圧延を
施した後、1000℃以上の温度に保持した状態で再度1280
〜1320℃の温度に加熱し、この温度範囲に10〜20時間保
持し、空冷し圧延用素材とした。
これらの圧延用素材を960〜1050℃の温度に加熱し、740
℃までに熱間圧延を終了し板厚50mmの鋼板とした後、鋼
番１〜17と20は直ちに５℃／秒の冷却速度で480℃まで
加速冷却した；鋼板18,19は５℃／秒の冷却速度で室温
まで加速冷却し、次いで600℃で１時間の熱処理を行っ
た。
℃までに熱間圧延を終了し板厚50mmの鋼板とした後、鋼
番１〜17と20は直ちに５℃／秒の冷却速度で480℃まで
加速冷却した；鋼板18,19は５℃／秒の冷却速度で室温
まで加速冷却し、次いで600℃で１時間の熱処理を行っ
た。
これらの鋼板を第１図に示す開先に加工後、第１表に示
す溶接条件でサブマージアーク溶接した。これらの溶接
継手より、断面が50mm×100mmで、疲労ノッチ位置を第
４図の位置にするCOD試験片を採取した。疲ノッチの導
入及び試験方法はBS5762:1979によった。また、前記各
鋼板のＬ方向から引張試験片を採取し、Ｃ方向からＶノ
ッチシャルピー試験片を各々採取した。
す溶接条件でサブマージアーク溶接した。これらの溶接
継手より、断面が50mm×100mmで、疲労ノッチ位置を第
４図の位置にするCOD試験片を採取した。疲ノッチの導
入及び試験方法はBS5762:1979によった。また、前記各
鋼板のＬ方向から引張試験片を採取し、Ｃ方向からＶノ
ッチシャルピー試験片を各々採取した。
第２表に、鋼板の強度、靱性及び溶接部の溶融線の−10
℃、−30℃のCOD特性を示す。なお、COD試験は１つの試
験温度につき各３本づつ行った。
℃、−30℃のCOD特性を示す。なお、COD試験は１つの試
験温度につき各３本づつ行った。
鋼番号１〜３はＰ含有量が本発明の範囲を超えているも
の、或いはＰ含有量が本発明の範囲にあってもＰ濃度の
最大値が高いものであり、いずれも溶接部の溶融線のCO
D特性が劣っていた。
の、或いはＰ含有量が本発明の範囲にあってもＰ濃度の
最大値が高いものであり、いずれも溶接部の溶融線のCO
D特性が劣っていた。
また、鋼番号４はＰ含有量も低く、Ｐ濃度の最大値も0.
058％と低いために、優れたCOD特性を示した。更に、鋼
番号５はNbを、鋼番号６はCu,Ni,Nbを、鋼番号７はCu,N
i,Vを、鋼番号８はNiを、鋼番号９はTiを、鋼番号10はT
i,REMを、鋼番号11はNb,Tiを、鋼番号12はCu,Ni,Tiを、
鋼番号13はCu,Ni,Tiを、鋼番号14はCu,Ni,V,Tiを、鋼番
号15はCu,Ni,Nb,Ti,REMを、鋼番号16はCu,Ni,Nb,V,Ti,R
EMを、鋼番号17はCuを、鋼番号18はCu,Niを、鋼番号19
はCu,Ni,Nb,Ti,REMを、鋼番号20はＶを本発明で規定す
る範囲内で添加したものである。鋼番号５〜20は、どの
鋼板についてもCOD特性が優れている。また、Cu,Ni,Nb,
Vを添加することにより強度が向上した。
058％と低いために、優れたCOD特性を示した。更に、鋼
番号５はNbを、鋼番号６はCu,Ni,Nbを、鋼番号７はCu,N
i,Vを、鋼番号８はNiを、鋼番号９はTiを、鋼番号10はT
i,REMを、鋼番号11はNb,Tiを、鋼番号12はCu,Ni,Tiを、
鋼番号13はCu,Ni,Tiを、鋼番号14はCu,Ni,V,Tiを、鋼番
号15はCu,Ni,Nb,Ti,REMを、鋼番号16はCu,Ni,Nb,V,Ti,R
EMを、鋼番号17はCuを、鋼番号18はCu,Niを、鋼番号19
はCu,Ni,Nb,Ti,REMを、鋼番号20はＶを本発明で規定す
る範囲内で添加したものである。鋼番号５〜20は、どの
鋼板についてもCOD特性が優れている。また、Cu,Ni,Nb,
Vを添加することにより強度が向上した。
（発明の効果） 以上説明したように本発明鋼は、溶接部のCOD特性が優
れ、溶接部の脆性破壊発生特性が優れた高強度鋼であ
る。
れ、溶接部の脆性破壊発生特性が優れた高強度鋼であ
る。
第１図は、Ｋ型の開先形状を示す図であり、 第２図は、マクロEPMAによりＰを分析した面を示す図で
あり、 第３図は、0.07％Ｃ−0.31％Si−1.5％Mn−0.002〜0.00
8％Ｐ−0.003％Ｓ−0.025％Al−0.005％Ti−0.0025％Ｎ
鋼のＰ濃度の最大値とCOD値との関係を示す図であり、 第４図は、COD試験片のノッチ位置を示す図である。
あり、 第３図は、0.07％Ｃ−0.31％Si−1.5％Mn−0.002〜0.00
8％Ｐ−0.003％Ｓ−0.025％Al−0.005％Ti−0.0025％Ｎ
鋼のＰ濃度の最大値とCOD値との関係を示す図であり、 第４図は、COD試験片のノッチ位置を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 を含み、残部は不可避的不純物を除き実質的にFeから成
る鋼で、且つ0.5mm×0.5mmの面積当りのＰ濃度の板厚方
向の最大値が0.08％以下であることを特徴とする溶接部
の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼。 - 【請求項２】C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 に加えて、0.03重量％以下のNb、0.1重量％以下のＶ、
1.0重量％以下のNi、1.0重量％以下のCuのうち一種又は
二種以上を含み、残部は不可避的不純物を除き実質的に
Feから成る鋼で、且つ0.5mm×0.5mmの面積当りのＰ濃度
の板厚方向の最大値が0.08％以下であることを特徴とす
る溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼。 - 【請求項３】C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 に加えて、0.01重量％以下のTi、0.02重量％以下の希土
類金属のうち一種又は二種以上を含有し、残部は不可避
的不純物を除き実質的にFeから成る鋼で、且つ0.5mm×
0.5mmの面積当りの板厚方向のＰ濃度の最大値が0.08％
以下であることを特徴とする溶接部の脆性破壊発生特性
の優れた高強度鋼。 - 【請求項４】C:0.03〜0.15重量％、 Si:0.05〜0.50重量％、 Mn:0.5〜2.0重量％、 Al:0.005〜0.05重量％、 P:0.010重量％以下、 に加えて、0.03重量％以下のNb、0.1重量％以下のＶ、
1.0重量％以下のNi、1.0重量％以下のCuのうち一種又は
二種以上を含有し、更に加えて0.01重量％以下のTi、0.
02重量％以下の希土類金属のうち一種又は二種以上を含
有し、残部は不可避的不純物を除き実質的にFeから成る
鋼で、且つ0.5mm×0.5mmの面積当りのＰ濃度の板厚方向
の最大値が0.08％以下であることを特徴とする溶接部の
脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62014287A JPH076034B2 (ja) | 1987-01-26 | 1987-01-26 | 溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62014287A JPH076034B2 (ja) | 1987-01-26 | 1987-01-26 | 溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63183152A JPS63183152A (ja) | 1988-07-28 |
| JPH076034B2 true JPH076034B2 (ja) | 1995-01-25 |
Family
ID=11856881
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62014287A Expired - Fee Related JPH076034B2 (ja) | 1987-01-26 | 1987-01-26 | 溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH076034B2 (ja) |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57143470A (en) * | 1981-03-02 | 1982-09-04 | Nippon Steel Corp | High tensile steel with high cod value |
| JPS60184663A (ja) * | 1984-02-29 | 1985-09-20 | Kawasaki Steel Corp | 大入熱溶接用低温用高張力鋼 |
-
1987
- 1987-01-26 JP JP62014287A patent/JPH076034B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63183152A (ja) | 1988-07-28 |
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