JPH08276286A - 溶接部継手靱性に優れた鋼板のレーザー溶接方法 - Google Patents
溶接部継手靱性に優れた鋼板のレーザー溶接方法Info
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- JPH08276286A JPH08276286A JP7101633A JP10163395A JPH08276286A JP H08276286 A JPH08276286 A JP H08276286A JP 7101633 A JP7101633 A JP 7101633A JP 10163395 A JP10163395 A JP 10163395A JP H08276286 A JPH08276286 A JP H08276286A
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- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K2103/00—Materials to be soldered, welded or cut
- B23K2103/02—Iron or ferrous alloys
- B23K2103/04—Steel or steel alloys
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 溶接後熱処理なしでレーザー溶接継手部靱性
がｖＥ０℃≧７０Ｊを満足するための４９０ＭＰａ以上
の高張力鋼板のレーザー溶接方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０２〜０．２０％，Ｓｉ：０．１〜
０．７％，Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、必要に応
じてさらに、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｂを含有し、焼入れ臨界直径Ｄｉが１２．７
〜３８１ｍｍの範囲を満たす鋼板を、溶接金属幅ＷとＤ
ｉ（ｃａｌ）との関係が一定の式を満足する条件で板厚
を貫通させながらレーザー溶接し、下部ベイナイト４０
〜１００％からなる溶接部の組織を得る。
がｖＥ０℃≧７０Ｊを満足するための４９０ＭＰａ以上
の高張力鋼板のレーザー溶接方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０．０２〜０．２０％，Ｓｉ：０．１〜
０．７％，Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、必要に応
じてさらに、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ｂを含有し、焼入れ臨界直径Ｄｉが１２．７
〜３８１ｍｍの範囲を満たす鋼板を、溶接金属幅ＷとＤ
ｉ（ｃａｌ）との関係が一定の式を満足する条件で板厚
を貫通させながらレーザー溶接し、下部ベイナイト４０
〜１００％からなる溶接部の組織を得る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は産業プラント、機械、船
舶、建築、鉄鋼構造物等に適用する溶接継手部靱性に優
れた４９０ＭＰａ以上の高張力鋼板のレーザー溶接方法
に関するものである。
舶、建築、鉄鋼構造物等に適用する溶接継手部靱性に優
れた４９０ＭＰａ以上の高張力鋼板のレーザー溶接方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】レーザー溶接は深溶け込みの高速溶接が
可能であり、また電子ビーム溶接のように真空を必要と
せず高能率溶接方法として脚光を浴びている。また大容
量のレーザー溶接機も製作され厚鋼板の溶接が可能とな
った。しかし、溶接金属幅が非常に狭いため冷却速度が
速く溶接金属部および熱影響部（以下溶接継手部）が硬
化して、溶接靱性が低下する場合がある。
可能であり、また電子ビーム溶接のように真空を必要と
せず高能率溶接方法として脚光を浴びている。また大容
量のレーザー溶接機も製作され厚鋼板の溶接が可能とな
った。しかし、溶接金属幅が非常に狭いため冷却速度が
速く溶接金属部および熱影響部（以下溶接継手部）が硬
化して、溶接靱性が低下する場合がある。
【０００３】レーザー溶接は、引張強度４９０ＭＰａ未
満の鋼材の場合、溶接金属幅が狭く冷却速度が速くても
継手部の硬さが比較的低く、また強度および靱性への要
求も低いことから継手部の材質的課題は小さい。一方、
引張強度４９０ＭＰａ以上になると焼入れ性元素の添加
量が多くなって継手部の硬さは高くなり、特に継手部の
靱性が問題となる場合がある。しかし、引張強度７８０
ＭＰａ以上でもビード幅が狭く継手部の硬さが高くても
継手部の靱性が良好である場合もあり、継手靱性に対す
る溶接金属幅と鋼材成分の影響は明確でない。
満の鋼材の場合、溶接金属幅が狭く冷却速度が速くても
継手部の硬さが比較的低く、また強度および靱性への要
求も低いことから継手部の材質的課題は小さい。一方、
引張強度４９０ＭＰａ以上になると焼入れ性元素の添加
量が多くなって継手部の硬さは高くなり、特に継手部の
靱性が問題となる場合がある。しかし、引張強度７８０
ＭＰａ以上でもビード幅が狭く継手部の硬さが高くても
継手部の靱性が良好である場合もあり、継手靱性に対す
る溶接金属幅と鋼材成分の影響は明確でない。
【０００４】鋼材における強度・靱性の確保は、鋼材成
分と熱処理とで達成できる。まず、鋼材成分において
は、Ｃ量が強度を確保する最も重要な元素であり、靱性
との兼ね合いでその量および他の合金成分の量が決定さ
れる。次に、熱処理においては、変態点以上に加熱後、
冷却速度の変化で所要の強度と靱性を達成することがで
きる。さらに、近年、圧延による加工と熱処理を合わせ
た加工熱処理の適用によって優れた母材靱性の確保が可
能となっている。しかしながら、レーザー溶接継手部に
おける強度および靱性の確保は、鋼材の成分と溶接時の
冷却速度によってのみ決定される。
分と熱処理とで達成できる。まず、鋼材成分において
は、Ｃ量が強度を確保する最も重要な元素であり、靱性
との兼ね合いでその量および他の合金成分の量が決定さ
れる。次に、熱処理においては、変態点以上に加熱後、
冷却速度の変化で所要の強度と靱性を達成することがで
きる。さらに、近年、圧延による加工と熱処理を合わせ
た加工熱処理の適用によって優れた母材靱性の確保が可
能となっている。しかしながら、レーザー溶接継手部に
おける強度および靱性の確保は、鋼材の成分と溶接時の
冷却速度によってのみ決定される。
【０００５】ところで、レーザー溶接で溶接金属幅を確
保する方法は種々検討されている。例えば溶接学会講演
会概要第４８集ｐ．１０４に示されているようにレーザ
ーのミラーを振動させて溶接金属幅を広くする方法やＷ
ｅｌｄｉｎｇ Ｊｏｕｒｎａｌ，Ｖｏｌ．７１，Ｎｏ．
６，ｐ．２０１Ｓに示されているように適切な溶接材料
を添加して溶接金属幅を広くする方法などがある。しか
しそれらは溶接金属幅を広くする方法であって継手部の
靱性を向上させるための方法としての記載はない。
保する方法は種々検討されている。例えば溶接学会講演
会概要第４８集ｐ．１０４に示されているようにレーザ
ーのミラーを振動させて溶接金属幅を広くする方法やＷ
ｅｌｄｉｎｇ Ｊｏｕｒｎａｌ，Ｖｏｌ．７１，Ｎｏ．
６，ｐ．２０１Ｓに示されているように適切な溶接材料
を添加して溶接金属幅を広くする方法などがある。しか
しそれらは溶接金属幅を広くする方法であって継手部の
靱性を向上させるための方法としての記載はない。
【０００６】また、特開平５−２０１２８３号公報には
ビード幅を広くするレーザー溶接法として、Ｉ形開先の
ルートギャップ中心線から０．２５〜１．２５ｍｍ離れ
た位置を中心として板厚貫通ビードで溶接したあと、２
分以内にルートギャップ中心線から逆方向に０．２５〜
１．２５ｍｍ離れた位置を中心に同溶接を実施するもの
である。その結果、継手靱性が向上する旨の記載はある
が、継手靱性に対する鋼材成分の記載がない。
ビード幅を広くするレーザー溶接法として、Ｉ形開先の
ルートギャップ中心線から０．２５〜１．２５ｍｍ離れ
た位置を中心として板厚貫通ビードで溶接したあと、２
分以内にルートギャップ中心線から逆方向に０．２５〜
１．２５ｍｍ離れた位置を中心に同溶接を実施するもの
である。その結果、継手靱性が向上する旨の記載はある
が、継手靱性に対する鋼材成分の記載がない。
【０００７】また特開昭６０−５４２８７号公報には、
電子ビーム溶接では既存の鋼に対して、溶接時の冷却速
度に対応した適正量のＮｉを添加することで良好な材質
を確保する方法が提案されている。しかし、この方法も
溶接金属部では良好な靱性が得られても、溶接熱影響部
ではその効果が小さく良好な靱性が得られない。
電子ビーム溶接では既存の鋼に対して、溶接時の冷却速
度に対応した適正量のＮｉを添加することで良好な材質
を確保する方法が提案されている。しかし、この方法も
溶接金属部では良好な靱性が得られても、溶接熱影響部
ではその効果が小さく良好な靱性が得られない。
【０００８】さらに、継手部靱性の向上には溶接後、変
態点以下の加熱による熱処理を行って、靱性が良好とな
る組織とする方法が考えられる。しかしながら現場施工
中にある大型構造物を熱処理することは作業が困難であ
る。なお、産業プラント、機械、船舶、建築、鉄鋼構造
物等で使用する場合、鋼板および溶接継手部に要求され
る靱性は、使用環境および設計によって異なるがｖＥ０
℃≧７０Ｊ（０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー試
験値）程度である。
態点以下の加熱による熱処理を行って、靱性が良好とな
る組織とする方法が考えられる。しかしながら現場施工
中にある大型構造物を熱処理することは作業が困難であ
る。なお、産業プラント、機械、船舶、建築、鉄鋼構造
物等で使用する場合、鋼板および溶接継手部に要求され
る靱性は、使用環境および設計によって異なるがｖＥ０
℃≧７０Ｊ（０℃における２ｍｍＶノッチシャルピー試
験値）程度である。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は以上の問題に
鑑み、溶接後熱処理なしでレーザー溶接継手部靱性がｖ
Ｅ０℃≧７０Ｊを満足するための４９０ＭＰａ以上の高
張力鋼板のレーザー溶接方法を提供するものである。
鑑み、溶接後熱処理なしでレーザー溶接継手部靱性がｖ
Ｅ０℃≧７０Ｊを満足するための４９０ＭＰａ以上の高
張力鋼板のレーザー溶接方法を提供するものである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明は前記課題を解決
するものであって、重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２
０％，Ｓｉ：０．１〜０．７％，Ｍｎ：０．５〜２．０
％，Ｐ：０．０５０％以下，Ｓ：０．０５０％以下，
Ｎ：０．０１００％以下で残部Ｆｅおよび不可避成分か
らなり、また第１式に示す焼入れ臨界直径Ｄｉが１２．
７〜３８１ｍｍの範囲を満たす鋼板を、溶接金属幅Ｗと
Ｄｉ（ｃａｌ）との関係が第２式〜第４式を満足する条
件で板厚を貫通させながらレーザー溶接し、下部ベイナ
イト４０〜１００％からなる溶接部の組織を得ることを
特徴とする溶接部継手靱性に優れた鋼板のレーザー溶接
方法である。
するものであって、重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２
０％，Ｓｉ：０．１〜０．７％，Ｍｎ：０．５〜２．０
％，Ｐ：０．０５０％以下，Ｓ：０．０５０％以下，
Ｎ：０．０１００％以下で残部Ｆｅおよび不可避成分か
らなり、また第１式に示す焼入れ臨界直径Ｄｉが１２．
７〜３８１ｍｍの範囲を満たす鋼板を、溶接金属幅Ｗと
Ｄｉ（ｃａｌ）との関係が第２式〜第４式を満足する条
件で板厚を貫通させながらレーザー溶接し、下部ベイナ
イト４０〜１００％からなる溶接部の組織を得ることを
特徴とする溶接部継手靱性に優れた鋼板のレーザー溶接
方法である。
【００１１】第１式 Ｄｉ（ｃａｌ）＝０．３６７Ｃ0.5 （１＋０．７Ｓｉ）（１＋３．３３Ｍｎ） ×（１＋０．３５Ｃｕ）（１＋０．３６Ｎｉ） ×（１＋２．１６Ｃｒ）（１＋３．０Ｍｏ） ×（１＋１．７５Ｖ）（１＋１．７７Ａｌ） ×ｆB ×２５．４［ｍｍ］ ただしｆB ＝１＋１．５（０．９−Ｃ） （Ｂ：０．０００３〜０．００３０％含有した場合） 第２式 Ｗ［ｍｍ］≧０．５Ｄｉ0.276 第３式 Ｗ［ｍｍ］≦２．０Ｄｉ0.176 第４式 Ｗ［ｍｍ］≦４
【００１２】またここにおいて前記鋼板はさらに、Ｃ
ｕ：０．１〜２．５％，Ｎｉ：０．１〜５．０％，Ｃ
ｒ：０．１〜１．０％，Ｍｏ：０．１〜１．５％，Ｖ：
０．００５〜０．０５％，Ａｌ：０．００５〜０．０８
０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０８０％，Ｎｂ：０．０
０５〜０．０５％，Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
の１種以上を含有することを特徴とする前記の溶接部継
手靱性に優れた鋼板のレーザー溶接方法である。
ｕ：０．１〜２．５％，Ｎｉ：０．１〜５．０％，Ｃ
ｒ：０．１〜１．０％，Ｍｏ：０．１〜１．５％，Ｖ：
０．００５〜０．０５％，Ａｌ：０．００５〜０．０８
０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０８０％，Ｎｂ：０．０
０５〜０．０５％，Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
の１種以上を含有することを特徴とする前記の溶接部継
手靱性に優れた鋼板のレーザー溶接方法である。
【００１３】
【作用】本発明者等はこの４９０ＭＰａ級高張力鋼板に
おいて、溶接後熱処理なしで継手部靱性に優れたレーザ
ー溶接方法とするために種々検討を重ねた結果、（１）
マルテンサイト組織主体となることを避けること、
（２）継手部が上部ベイナイト組織主体となる領域を極
力避け、下部ベイナイトを含んだ組織とすること、
（３）そのためにはビード幅とＤｉの関係をある特定範
囲とし、下部ベイナイト４０％以上からなる溶接部の組
織を得ることとすれば、良好な継手靱性の得られること
を確認した。
おいて、溶接後熱処理なしで継手部靱性に優れたレーザ
ー溶接方法とするために種々検討を重ねた結果、（１）
マルテンサイト組織主体となることを避けること、
（２）継手部が上部ベイナイト組織主体となる領域を極
力避け、下部ベイナイトを含んだ組織とすること、
（３）そのためにはビード幅とＤｉの関係をある特定範
囲とし、下部ベイナイト４０％以上からなる溶接部の組
織を得ることとすれば、良好な継手靱性の得られること
を確認した。
【００１４】まず本発明において上記のように化学成分
を限定したのは次の理由による。レーザー溶接は狭い溶
接金属幅が特徴であり、その断面組織は被溶接材側から
凝固が進行し、中央部で結晶が突き当ったものになる。
このため偏析度の高い成分、あるいは低融点物質を形成
する成分を多く含有すると、溶接金属中央部で凝固割れ
が発生する。このためＣは、０．２０％を超えると溶接
条件にもよるが凝固割れが発生しやすく、また後述する
が良好な継手部靱性を確保するためにも、０．２０％以
下に限定する。一方、０．０２％未満であると４９０Ｍ
Ｐａ継手部の強度を得ることが難しい。そこでその含有
量は０．０２〜０．２０％とする。
を限定したのは次の理由による。レーザー溶接は狭い溶
接金属幅が特徴であり、その断面組織は被溶接材側から
凝固が進行し、中央部で結晶が突き当ったものになる。
このため偏析度の高い成分、あるいは低融点物質を形成
する成分を多く含有すると、溶接金属中央部で凝固割れ
が発生する。このためＣは、０．２０％を超えると溶接
条件にもよるが凝固割れが発生しやすく、また後述する
が良好な継手部靱性を確保するためにも、０．２０％以
下に限定する。一方、０．０２％未満であると４９０Ｍ
Ｐａ継手部の強度を得ることが難しい。そこでその含有
量は０．０２〜０．２０％とする。
【００１５】Ｓｉは脱酸および強度確保を目的に０．１
％以上含まれるが、０．７％超の含有は結晶粒の粗大化
を起こして凝固割れが発生するため、その含有量を０．
１〜０．７％とする。
％以上含まれるが、０．７％超の含有は結晶粒の粗大化
を起こして凝固割れが発生するため、その含有量を０．
１〜０．７％とする。
【００１６】Ｍｎは０．５％未満であると脱酸あるいは
強度確保が困難であり、２．０％を超えると溶接時のＭ
ｎ蒸発が大きく、気孔あるいは溶接金属の垂れの原因と
なるので、その含有量を０．５〜２．０％とする。
強度確保が困難であり、２．０％を超えると溶接時のＭ
ｎ蒸発が大きく、気孔あるいは溶接金属の垂れの原因と
なるので、その含有量を０．５〜２．０％とする。
【００１７】Ｐは偏析率が高く、かつ低融点物質を形成
して凝固割れの原因となるため、極力少ない方がよく、
その量を０．０５％以下とする。ＳもＰと同様多いと凝
固割れを発生するため、その量を０．０５０％以下とす
る。さらにＮは多いと継手部靱性を低下させるので、そ
の量を０．０１００％以下とする。
して凝固割れの原因となるため、極力少ない方がよく、
その量を０．０５％以下とする。ＳもＰと同様多いと凝
固割れを発生するため、その量を０．０５０％以下とす
る。さらにＮは多いと継手部靱性を低下させるので、そ
の量を０．０１００％以下とする。
【００１８】さらに必要に応じてＣｕ：０．１〜２．５
％，Ｎｉ：０．１〜５．０％，Ｃｒ：０．１〜１．０
％，Ｍｏ：０．１〜１．５％，Ｖ：０．００５〜０．０
５％，Ａｌ：０．００５〜０．０８０％，Ｔｉ：０．０
０５〜０．０８０％，Ｎｂ：０．００５〜０．０５％，
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種以上を強度、
硬度、耐食性の調整等の目的で含有することができ、前
記した各成分以外は残部Ｆｅおよび不可避成分からな
る。以下にＣｕ〜Ｂの各元素の上下限とその限定理由を
述べる。
％，Ｎｉ：０．１〜５．０％，Ｃｒ：０．１〜１．０
％，Ｍｏ：０．１〜１．５％，Ｖ：０．００５〜０．０
５％，Ａｌ：０．００５〜０．０８０％，Ｔｉ：０．０
０５〜０．０８０％，Ｎｂ：０．００５〜０．０５％，
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種以上を強度、
硬度、耐食性の調整等の目的で含有することができ、前
記した各成分以外は残部Ｆｅおよび不可避成分からな
る。以下にＣｕ〜Ｂの各元素の上下限とその限定理由を
述べる。
【００１９】まずＣｕは強度を向上させる元素として有
効であるが、０．１％未満では強度の向上の効果は見ら
れず、一方、２．５％超では溶接時に熱間割れが生じや
すくなるため、その添加量を０．１〜２．５％とする。
効であるが、０．１％未満では強度の向上の効果は見ら
れず、一方、２．５％超では溶接時に熱間割れが生じや
すくなるため、その添加量を０．１〜２．５％とする。
【００２０】Ｎｉは焼入れ性を高めて強度を上昇させ
る。この効果を得るにはその添加量は０．１％以上必要
であるが、５．０％を超えると溶接継手部の組織はベイ
ナイトからマルテンサイト主体となって溶接継手部の靱
性を低下させる。そこでその添加量を０．１〜５．０％
とする。
る。この効果を得るにはその添加量は０．１％以上必要
であるが、５．０％を超えると溶接継手部の組織はベイ
ナイトからマルテンサイト主体となって溶接継手部の靱
性を低下させる。そこでその添加量を０．１〜５．０％
とする。
【００２１】Ｃｒは焼入れ性を高めて強度を確保する上
で０．１％以上必要である。一方、１．０％を超えると
Ｎｉと同様、溶接継手部の組織はベイナイトからマルテ
ンサイト主体となって溶接継手部の靱性を低下させる。
そこでその添加量を０．１〜１．０％とする。
で０．１％以上必要である。一方、１．０％を超えると
Ｎｉと同様、溶接継手部の組織はベイナイトからマルテ
ンサイト主体となって溶接継手部の靱性を低下させる。
そこでその添加量を０．１〜１．０％とする。
【００２２】Ｍｏは強度を高める他焼戻し脆性を防止す
る。また未再結晶温度域を拡大して低温圧延による細粒
化効果を助長する。これらの効果は０．１％未満では十
分に現れない。また、１．５％を超えると粗大な炭化物
を生成して靱性を低下させるほか溶接継手部を著しく硬
化させる。従って、その添加量を０．１〜１．５％とす
る。
る。また未再結晶温度域を拡大して低温圧延による細粒
化効果を助長する。これらの効果は０．１％未満では十
分に現れない。また、１．５％を超えると粗大な炭化物
を生成して靱性を低下させるほか溶接継手部を著しく硬
化させる。従って、その添加量を０．１〜１．５％とす
る。
【００２３】Ｖは焼戻し時に炭・窒化物を生成して析出
硬化により強度を上昇させる。そのため０．００５％以
上の添加が必要であるが、０．０５％を超えると溶接継
手部の靱性を低下させる。従って、その添加量を０．０
０５〜０．０５％とする。
硬化により強度を上昇させる。そのため０．００５％以
上の添加が必要であるが、０．０５％を超えると溶接継
手部の靱性を低下させる。従って、その添加量を０．０
０５〜０．０５％とする。
【００２４】Ａｌは脱酸元素として必要であり、また鋼
中の不純物として存在するＮを固定し、溶接継手部の靱
性を向上させる。この効果を得るにはｓｏｌＡｌとして
０．００５％以上必要であり、またその量が０．０８％
を超えると、鋼中にＡｌ2 Ｏ3 系のクラスターを多く生
じ、溶接時の割れの問題を生じるので、その範囲を０．
００５〜０．０８％とした。
中の不純物として存在するＮを固定し、溶接継手部の靱
性を向上させる。この効果を得るにはｓｏｌＡｌとして
０．００５％以上必要であり、またその量が０．０８％
を超えると、鋼中にＡｌ2 Ｏ3 系のクラスターを多く生
じ、溶接時の割れの問題を生じるので、その範囲を０．
００５〜０．０８％とした。
【００２５】Ｔｉは鋼中の不純物として存在するＮを固
定することによって、ＴｉＮを生成して溶接継手部のオ
ーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに固溶Ｎを低
下させ溶接継手部の靱性を向上させる。さらにＢがＢＮ
として析出することを抑える効果もある。その量は０．
００５％未満では効果が少なく、多いとＴｉＣを生成し
て母材靱性低下の原因になるので、０．００５〜０．０
８０％とした。
定することによって、ＴｉＮを生成して溶接継手部のオ
ーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに固溶Ｎを低
下させ溶接継手部の靱性を向上させる。さらにＢがＢＮ
として析出することを抑える効果もある。その量は０．
００５％未満では効果が少なく、多いとＴｉＣを生成し
て母材靱性低下の原因になるので、０．００５〜０．０
８０％とした。
【００２６】Ｎｂは０．００５％以上の添加でＭｏと同
じく未再結晶温度域を拡大して低温圧延による細粒化効
果を助長するほか、焼戻し時に炭・窒化物を生成して強
度を上昇させる。しかし、０．０５％を超えると溶接継
手部の靱性を低下させる。従って、その量を０．００５
〜０．０５％とする。
じく未再結晶温度域を拡大して低温圧延による細粒化効
果を助長するほか、焼戻し時に炭・窒化物を生成して強
度を上昇させる。しかし、０．０５％を超えると溶接継
手部の靱性を低下させる。従って、その量を０．００５
〜０．０５％とする。
【００２７】Ｂは０．０００３％以上あればオーステナ
イト粒界に偏析して溶接継手部の焼入性を上げるが、
０．００３０％超ではＢＮおよびＢ化合物を生成して溶
接継手部の靱性を低下させる。そこで、その量を０．０
００３〜０．００３％とした。
イト粒界に偏析して溶接継手部の焼入性を上げるが、
０．００３０％超ではＢＮおよびＢ化合物を生成して溶
接継手部の靱性を低下させる。そこで、その量を０．０
００３〜０．００３％とした。
【００２８】以上がレーザー溶接の継手部靱性を優れた
ものとするレーザー溶接方法の鋼の成分であるが、さら
に本発明においては第１式により計算した焼入れ臨界直
径ＤｉすなわちＤｉ（ｃａｌ）が１２．７〜３８１ｍｍ
の範囲で、また溶接金属の幅ＷとＤｉ（ｃａｌ）との関
係からなる第２式〜第４式に囲まれた領域にあることを
重要な要件としている。図１に本発明による溶接金属幅
ＷとＤｉ（ｃａｌ）との関係で、下部ベイナイト４０〜
１００％からなる溶接部の組織を得ることによってｖＥ
０℃≧７０Ｊの良好な靱性と４９０ＭＰａ以上の強度確
保が得られる範囲を示す。
ものとするレーザー溶接方法の鋼の成分であるが、さら
に本発明においては第１式により計算した焼入れ臨界直
径ＤｉすなわちＤｉ（ｃａｌ）が１２．７〜３８１ｍｍ
の範囲で、また溶接金属の幅ＷとＤｉ（ｃａｌ）との関
係からなる第２式〜第４式に囲まれた領域にあることを
重要な要件としている。図１に本発明による溶接金属幅
ＷとＤｉ（ｃａｌ）との関係で、下部ベイナイト４０〜
１００％からなる溶接部の組織を得ることによってｖＥ
０℃≧７０Ｊの良好な靱性と４９０ＭＰａ以上の強度確
保が得られる範囲を示す。
【００２９】次に成分による焼入れ臨界直径Ｄｉ（ｃａ
ｌ）が１２．７〜３８１ｍｍであることを限定した理由
を述べる。Ｄｉ（ｃａｌ）とは丸棒をできるだけ速く水
冷した時に、中心まで焼きの入る（中心部５０％マルテ
ンサイト）最大直径の成分回帰計算式を表すもので、そ
の値が大きいほど焼入れ性が高くなる。このＤｉは第１
式としてｍｍ単位で示される。この場合、 第１式 Ｄｉ（ｃａｌ）＝０．３６７Ｃ0.5 （１＋０．７Ｓｉ）（１＋３．３３Ｍｎ） ×（１＋０．３５Ｃｕ）（１＋０．３６Ｎｉ） ×（１＋２．１６Ｃｒ）（１＋３．０Ｍｏ） ×（１＋１．７５Ｖ）（１＋１．７７Ａｌ） ×ｆB ×２５．４［ｍｍ］ ただしｆB ＝１＋１．５（０．９−Ｃ） （Ｂ：０．０００３〜０．００３０％含有した場合） であって、この式はＧｒｏｓｓｍａｎ氏が１９７９年９
月２５日、日刊工業新聞社初版発行の「焼入性」の３４
頁５行で提案した式より導かれたものであり、Ｃ％と結
晶粒度（この場合Ｎγ＝８とした）から決まるＤｉ値
に、各種添加元素の影響力を各元素の係数をかけて求め
たものである。ここで、Ｄｉ（ｃａｌ）が１２．７ｍｍ
未満では焼入れ性が低く、継手部靱性は良好であるが、
強度が４９０ＭＰａを確保することが困難となる。ま
た、３８１ｍｍ超になるとマルテンサイト組織主体とな
って硬化し継手部靱性は劣化するため、その範囲を１
２．７〜３８１ｍｍとする。
ｌ）が１２．７〜３８１ｍｍであることを限定した理由
を述べる。Ｄｉ（ｃａｌ）とは丸棒をできるだけ速く水
冷した時に、中心まで焼きの入る（中心部５０％マルテ
ンサイト）最大直径の成分回帰計算式を表すもので、そ
の値が大きいほど焼入れ性が高くなる。このＤｉは第１
式としてｍｍ単位で示される。この場合、 第１式 Ｄｉ（ｃａｌ）＝０．３６７Ｃ0.5 （１＋０．７Ｓｉ）（１＋３．３３Ｍｎ） ×（１＋０．３５Ｃｕ）（１＋０．３６Ｎｉ） ×（１＋２．１６Ｃｒ）（１＋３．０Ｍｏ） ×（１＋１．７５Ｖ）（１＋１．７７Ａｌ） ×ｆB ×２５．４［ｍｍ］ ただしｆB ＝１＋１．５（０．９−Ｃ） （Ｂ：０．０００３〜０．００３０％含有した場合） であって、この式はＧｒｏｓｓｍａｎ氏が１９７９年９
月２５日、日刊工業新聞社初版発行の「焼入性」の３４
頁５行で提案した式より導かれたものであり、Ｃ％と結
晶粒度（この場合Ｎγ＝８とした）から決まるＤｉ値
に、各種添加元素の影響力を各元素の係数をかけて求め
たものである。ここで、Ｄｉ（ｃａｌ）が１２．７ｍｍ
未満では焼入れ性が低く、継手部靱性は良好であるが、
強度が４９０ＭＰａを確保することが困難となる。ま
た、３８１ｍｍ超になるとマルテンサイト組織主体とな
って硬化し継手部靱性は劣化するため、その範囲を１
２．７〜３８１ｍｍとする。
【００３０】さらに溶接金属幅ＷとＤｉ（ｃａｌ）との
関係であるが、これを適正なものとする必要がある。そ
こで、種々の成分系の鋼材についてレーザー溶接を実施
し、溶接継手部靱性がｖＥ０℃≧７０Ｊを満足する溶接
金属幅ＷとＤｉ（ｃａｌ）との関係の回帰式を求めた。
その結果、溶接金属幅Ｗが０．５Ｄｉ0.276 より小さい
と継手部はマルテンサイト主体となり、下部ベイナイト
４０％以上からなる溶接部の組織を得られず継手靱性は
劣化する。また溶接金属幅Ｗが２．０Ｄｉ0.176 より大
きいと継手部はフェライトおよび上部ベイナイト組織主
体となり、下部ベイナイト４０〜１００％からなる溶接
部の組織が得られず継手靱性は劣化する。また本溶接で
検討した２０ｋＷレーザー溶接機では、欠陥なしに溶接
できる溶接金属幅Ｗの限界は４ｍｍ以下である。従って
溶接金属幅ＷとＤｉ（ｃａｌ）との関係を第２式の溶接
金属幅Ｗ［ｍｍ］≧０．５Ｄｉ0.276 、第３式の溶接金
属幅Ｗ［ｍｍ］≦２．０Ｄｉ0.176 、第４式の溶接金属
幅Ｗ［ｍｍ］≦４とする。
関係であるが、これを適正なものとする必要がある。そ
こで、種々の成分系の鋼材についてレーザー溶接を実施
し、溶接継手部靱性がｖＥ０℃≧７０Ｊを満足する溶接
金属幅ＷとＤｉ（ｃａｌ）との関係の回帰式を求めた。
その結果、溶接金属幅Ｗが０．５Ｄｉ0.276 より小さい
と継手部はマルテンサイト主体となり、下部ベイナイト
４０％以上からなる溶接部の組織を得られず継手靱性は
劣化する。また溶接金属幅Ｗが２．０Ｄｉ0.176 より大
きいと継手部はフェライトおよび上部ベイナイト組織主
体となり、下部ベイナイト４０〜１００％からなる溶接
部の組織が得られず継手靱性は劣化する。また本溶接で
検討した２０ｋＷレーザー溶接機では、欠陥なしに溶接
できる溶接金属幅Ｗの限界は４ｍｍ以下である。従って
溶接金属幅ＷとＤｉ（ｃａｌ）との関係を第２式の溶接
金属幅Ｗ［ｍｍ］≧０．５Ｄｉ0.276 、第３式の溶接金
属幅Ｗ［ｍｍ］≦２．０Ｄｉ0.176 、第４式の溶接金属
幅Ｗ［ｍｍ］≦４とする。
【００３１】次に溶接部組織において下部ベイナイトの
面積率を４０〜１００％と限定したのは、４０％未満で
は溶接後熱処理なしでレーザー溶接継手部靱性がｖＥ０
℃≧７０Ｊを達成できないためである。以上の結果、溶
接金属幅ＷとＤｉの関係は図１に示す斜線の領域とな
り、溶接欠陥なしに良好な継手靱性を得ることができ
る。なお、レーザー溶接継手部の靱性が良好で溶接欠陥
のない適切な条件範囲としては、溶接金属幅Ｗで２〜
３．５ｍｍが好ましい。
面積率を４０〜１００％と限定したのは、４０％未満で
は溶接後熱処理なしでレーザー溶接継手部靱性がｖＥ０
℃≧７０Ｊを達成できないためである。以上の結果、溶
接金属幅ＷとＤｉの関係は図１に示す斜線の領域とな
り、溶接欠陥なしに良好な継手靱性を得ることができ
る。なお、レーザー溶接継手部の靱性が良好で溶接欠陥
のない適切な条件範囲としては、溶接金属幅Ｗで２〜
３．５ｍｍが好ましい。
【００３２】
【実施例】以下、本発明の効果を実施例によりさらに具
体的に示す。供試鋼は表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｐを
溶製し、連続鋳造にて厚さ２５０ｍｍ×幅１８００ｍｍ
×長さ６０００ｍｍのスラブを作り、さらに加熱・圧延
によって１２ｍｍとしたものを用いた。レーザー溶接は
レーザー切断した端面同士を突き合わせ、２０ｋＷのＣ
Ｏ2 レーザー溶接機を用い溶接条件を変化させて溶接金
属幅を変化させた。
体的に示す。供試鋼は表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｐを
溶製し、連続鋳造にて厚さ２５０ｍｍ×幅１８００ｍｍ
×長さ６０００ｍｍのスラブを作り、さらに加熱・圧延
によって１２ｍｍとしたものを用いた。レーザー溶接は
レーザー切断した端面同士を突き合わせ、２０ｋＷのＣ
Ｏ2 レーザー溶接機を用い溶接条件を変化させて溶接金
属幅を変化させた。
【００３３】
【表１】
【００３４】溶接後は、溶接金属部の割れおよび気孔の
調査、溶接継手部の引張強度および靱性の試験を実施し
た。溶接継手部の強度試験は、継手部が試験片の中央に
一致する全厚引張試験片によって行った。溶接継手部の
靱性試験は、図２に示すように溶接金属部１の中央部Ａ
および溶接ボンド部Ｂ（溶接熱影響部の粗粒部）に２ｍ
ｍのＶノッチを入れたシャルピー試験によって行った。
図において２は被溶接材、３は試験片である。
調査、溶接継手部の引張強度および靱性の試験を実施し
た。溶接継手部の強度試験は、継手部が試験片の中央に
一致する全厚引張試験片によって行った。溶接継手部の
靱性試験は、図２に示すように溶接金属部１の中央部Ａ
および溶接ボンド部Ｂ（溶接熱影響部の粗粒部）に２ｍ
ｍのＶノッチを入れたシャルピー試験によって行った。
図において２は被溶接材、３は試験片である。
【００３５】表２および表３は試験結果で、１〜５は本
発明例で、６〜２２は比較例を示した。これより、下部
ベイナイト４０％以上からなる溶接部の組織が得られた
本発明方法は、溶接金属部において溶接割れおよび気孔
の発生がなく、また溶接継手部の強度は４９０ＭＰａ以
上で、さらに溶接金属部および溶接ボンド部の靱性は０
℃で７０Ｊ以上と高く、すべて良好であった。
発明例で、６〜２２は比較例を示した。これより、下部
ベイナイト４０％以上からなる溶接部の組織が得られた
本発明方法は、溶接金属部において溶接割れおよび気孔
の発生がなく、また溶接継手部の強度は４９０ＭＰａ以
上で、さらに溶接金属部および溶接ボンド部の靱性は０
℃で７０Ｊ以上と高く、すべて良好であった。
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【発明の効果】レーザー溶接は深溶け込みの高速溶接が
可能であり、また電子ビーム溶接のように真空を必要と
せず高能率溶接方法として脚光を浴びている。しかし現
在まで４９０ＭＰａ超の高張力鋼厚板の溶接継手部靱性
に優れたレーザー溶接方法の指針が得られていない。し
かし上記の実施例からも明かなごとく本発明に従い、鋼
材の成分範囲を制限すると共に、さらに溶接金属幅とＤ
ｉ（ｃａｌ）との関係を一定の領域にし、下部ベイナイ
ト４０〜１００％からなる溶接継手部の組織を得ること
によってそれを可能とした。従って、産業プラント、機
械、船舶、建築、鉄鋼構造物等のレーザー溶接において
継手部靱性に優れた溶接後熱処理なしの４９０ＭＰａ以
上の高張力鋼板の溶接方法として、産業上極めて有用で
ある。
可能であり、また電子ビーム溶接のように真空を必要と
せず高能率溶接方法として脚光を浴びている。しかし現
在まで４９０ＭＰａ超の高張力鋼厚板の溶接継手部靱性
に優れたレーザー溶接方法の指針が得られていない。し
かし上記の実施例からも明かなごとく本発明に従い、鋼
材の成分範囲を制限すると共に、さらに溶接金属幅とＤ
ｉ（ｃａｌ）との関係を一定の領域にし、下部ベイナイ
ト４０〜１００％からなる溶接継手部の組織を得ること
によってそれを可能とした。従って、産業プラント、機
械、船舶、建築、鉄鋼構造物等のレーザー溶接において
継手部靱性に優れた溶接後熱処理なしの４９０ＭＰａ以
上の高張力鋼板の溶接方法として、産業上極めて有用で
ある。
【図１】溶接金属幅ＷとＤｉ（ｃａｌ）との関係におい
て良好な溶接部靱性を示す範囲を示すグラフ
て良好な溶接部靱性を示す範囲を示すグラフ
【図２】シャルピー試験片採取位置を示す図
Claims (2)
- 【請求項１】 重量比にて、Ｃ：０．０２〜０．２０
％，Ｓｉ：０．１〜０．７％，Ｍｎ：０．５〜２．０
％，Ｐ：０．０５０％以下，Ｓ：０．０５０％以下，
Ｎ：０．０１００％以下で残部Ｆｅおよび不可避成分か
らなり、また下記の第１式に示す焼入れ臨界直径Ｄｉが
１２．７〜３８１ｍｍの範囲を満たす鋼板を、溶接金属
幅ＷとＤｉ（ｃａｌ）との関係が第２式〜第４式を満足
する条件で板厚を貫通させながらレーザー溶接し、下部
ベイナイト４０〜１００％からなる溶接部の組織を得る
ことを特徴とする溶接部継手靱性に優れた鋼板のレーザ
ー溶接方法。 第１式 Ｄｉ（ｃａｌ）＝０．３６７Ｃ0.5 （１＋０．７Ｓｉ）（１＋３．３３Ｍｎ） ×（１＋０．３５Ｃｕ）（１＋０．３６Ｎｉ） ×（１＋２．１６Ｃｒ）（１＋３．０Ｍｏ） ×（１＋１．７５Ｖ）（１＋１．７７Ａｌ） ×ｆB ×２５．４［ｍｍ］ ただしｆB ＝１＋１．５（０．９−Ｃ） （Ｂ：０．０００３〜０．００３０％含有した場合） 第２式 Ｗ［ｍｍ］≧０．５Ｄｉ0.276 第３式 Ｗ［ｍｍ］≦２．０Ｄｉ0.176 第４式 Ｗ［ｍｍ］≦４ - 【請求項２】 前記鋼板はさらに、Ｃｕ：０．１〜２．
５％，Ｎｉ：０．１〜５．０％，Ｃｒ：０．１〜１．０
％，Ｍｏ：０．１〜１．５％，Ｖ：０．００５〜０．０
５％，Ａｌ：０．００５〜０．０８０％，Ｔｉ：０．０
０５〜０．０８０％，Ｎｂ：０．００５〜０．０５％，
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％の１種以上を含有す
ることを特徴とする請求項１記載の溶接部継手靱性に優
れた鋼板のレーザー溶接方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7101633A JPH08276286A (ja) | 1995-04-04 | 1995-04-04 | 溶接部継手靱性に優れた鋼板のレーザー溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7101633A JPH08276286A (ja) | 1995-04-04 | 1995-04-04 | 溶接部継手靱性に優れた鋼板のレーザー溶接方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08276286A true JPH08276286A (ja) | 1996-10-22 |
Family
ID=14305812
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7101633A Withdrawn JPH08276286A (ja) | 1995-04-04 | 1995-04-04 | 溶接部継手靱性に優れた鋼板のレーザー溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08276286A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017141470A1 (ja) * | 2016-02-16 | 2017-08-24 | 日新製鋼株式会社 | レーザ溶接形鋼およびその製造方法 |
| CN111432975A (zh) * | 2017-11-24 | 2020-07-17 | 安赛乐米塔尔公司 | 通过提供具有限定的碳含量的填充焊丝生产焊接钢坯件的方法、相关的焊接坯件、通过经热压成型和冷却的钢部件生产焊接部件的方法以及相关的部件 |
| CN116200683A (zh) * | 2022-12-20 | 2023-06-02 | 钢铁研究总院有限公司 | 一种785MPa级超低碳贝氏体钢及其制备方法 |
-
1995
- 1995-04-04 JP JP7101633A patent/JPH08276286A/ja not_active Withdrawn
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2017141470A1 (ja) * | 2016-02-16 | 2017-08-24 | 日新製鋼株式会社 | レーザ溶接形鋼およびその製造方法 |
| JP6197126B1 (ja) * | 2016-02-16 | 2017-09-13 | 日新製鋼株式会社 | レーザ溶接形鋼およびその製造方法 |
| CN108698168A (zh) * | 2016-02-16 | 2018-10-23 | 日新制钢株式会社 | 激光焊接型钢以及其制造方法 |
| US10603746B2 (en) | 2016-02-16 | 2020-03-31 | Nippon Steel Nisshin Co., Ltd. | Laser-welded shaped steel and method for producing same |
| CN111432975A (zh) * | 2017-11-24 | 2020-07-17 | 安赛乐米塔尔公司 | 通过提供具有限定的碳含量的填充焊丝生产焊接钢坯件的方法、相关的焊接坯件、通过经热压成型和冷却的钢部件生产焊接部件的方法以及相关的部件 |
| CN111432975B (zh) * | 2017-11-24 | 2022-06-24 | 安赛乐米塔尔公司 | 生产焊接钢坯件的方法、相关的焊接坯件、焊接部件和其用途 |
| US11945503B2 (en) | 2017-11-24 | 2024-04-02 | Arcelormittal | Method for producing a welded steel blank and associated welded blank |
| US12269533B2 (en) | 2017-11-24 | 2025-04-08 | Arcelormittal | Method for producing a welded steel blank and associated welded blank |
| CN116200683A (zh) * | 2022-12-20 | 2023-06-02 | 钢铁研究总院有限公司 | 一种785MPa级超低碳贝氏体钢及其制备方法 |
| CN116200683B (zh) * | 2022-12-20 | 2025-09-02 | 钢铁研究总院有限公司 | 一种785MPa级超低碳贝氏体钢及其制备方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020604 |