JPS58110658A - 溶接部靭性のすぐれた構造用鋼 - Google Patents
溶接部靭性のすぐれた構造用鋼Info
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- JPS58110658A JPS58110658A JP20917781A JP20917781A JPS58110658A JP S58110658 A JPS58110658 A JP S58110658A JP 20917781 A JP20917781 A JP 20917781A JP 20917781 A JP20917781 A JP 20917781A JP S58110658 A JPS58110658 A JP S58110658A
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- Japan
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- toughness
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- structural steel
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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】
本発明は、大入熱溶接においても溶接熱影響部の靭性を
向上する溶接部靭性のすぐれた構造用鋼に関するもので
ある。
向上する溶接部靭性のすぐれた構造用鋼に関するもので
ある。
溶接はＬＰＧタンク、タンカー、車輛、橋梁等金属構造
物のあらゆる分野で使用されている。一方、材料は溶接
技術の進歩に平行して溶接性を考慮した新しい高張力鋼
が次々と開発されている。
物のあらゆる分野で使用されている。一方、材料は溶接
技術の進歩に平行して溶接性を考慮した新しい高張力鋼
が次々と開発されている。
鋼の溶接性として重要な性質は母材の切欠靭性である。
溶接構造用鋼の溶接部とその溶接熱影響部は、溶接時の
高温度の熱影響を受けて、結晶粒が粗大化し、靭性を著
しく低下する問題があった。
高温度の熱影響を受けて、結晶粒が粗大化し、靭性を著
しく低下する問題があった。
その原因は、高温度の溶接熱サイクルから冷却される途
中の上部ベイナイト域で島状マルテンサイトが生成され
るためであり、一般に鋼中窒素の低減化あるいは結晶粒
の細粒化を計って遷移温度を低温化する技術で解消され
ている。しかしながらこれらの技術には、製鋼技術上の
問題およびボンド部近傍での粗粒化の問題があり、本発
明者らはさらに検討を重ねた結果鋼中に含有または添加
されるＳ、Ｎ、Ｂ（二Ｔｉの含有量を一定範囲に規制す
ることによって溶接部の靭性を大巾に向上することを知
見した。
中の上部ベイナイト域で島状マルテンサイトが生成され
るためであり、一般に鋼中窒素の低減化あるいは結晶粒
の細粒化を計って遷移温度を低温化する技術で解消され
ている。しかしながらこれらの技術には、製鋼技術上の
問題およびボンド部近傍での粗粒化の問題があり、本発
明者らはさらに検討を重ねた結果鋼中に含有または添加
されるＳ、Ｎ、Ｂ（二Ｔｉの含有量を一定範囲に規制す
ることによって溶接部の靭性を大巾に向上することを知
見した。
本発明はこの知見に基いて構成したもので、その要旨は
Ｃ：０．０２〜０．１６％、Ｓｉ：０．７チ以下、Ｍｎ
： ０．５〜１．６チ、Ｐ ： ０．０１５％以下、
Ｓ ： ０．０００５〜０．００３チ、 ｔａ ： ０
．００７〜０．１チ。
Ｃ：０．０２〜０．１６％、Ｓｉ：０．７チ以下、Ｍｎ
： ０．５〜１．６チ、Ｐ ： ０．０１５％以下、
Ｓ ： ０．０００５〜０．００３チ、 ｔａ ： ０
．００７〜０．１チ。
Ｂ ： ０．０００５〜０．００２ ％ 、 Ｎ ：
４０ ｐｐｍ以下、必要によってはＴｉ 、 Ｚｒ 、
Ｔａの１種または２種以上でそれぞれを０．００３〜
０．０２％を含有して、Ｃｅｑが０．４０−以下で残部
が鉄および不可避的不純物の成分組成からなり２．、か
つ溶接ボンド部の熱履歴に相当する最高温度１４００ｔ
Ｚ’の熱サイクルを受けたときのオーステナイト結晶粒
の大きさが３００μ以上となる溶接部靭性のすぐれた溶
接構造用鋼である。
４０ ｐｐｍ以下、必要によってはＴｉ 、 Ｚｒ 、
Ｔａの１種または２種以上でそれぞれを０．００３〜
０．０２％を含有して、Ｃｅｑが０．４０−以下で残部
が鉄および不可避的不純物の成分組成からなり２．、か
つ溶接ボンド部の熱履歴に相当する最高温度１４００ｔ
Ｚ’の熱サイクルを受けたときのオーステナイト結晶粒
の大きさが３００μ以上となる溶接部靭性のすぐれた溶
接構造用鋼である。
以下本発明について詳細に説明する。
必要な強度が得られず、また０、１６％を超える過剰な
含有量では溶接部ζ二島状マルテンサイトを析出して鋼
の靭性を著しく劣化させる。Ｓｉは溶鋼の脱酸元素とし
て有効であるが、本発明のような圧延鋼においては溶接
部靭性成分として０．７−以下に規制する必要がある。
含有量では溶接部ζ二島状マルテンサイトを析出して鋼
の靭性を著しく劣化させる。Ｓｉは溶鋼の脱酸元素とし
て有効であるが、本発明のような圧延鋼においては溶接
部靭性成分として０．７−以下に規制する必要がある。
Ｍｎは鋼の強度を向上する成分として０．５％以上を添
加する必要があるが、過剰な含有量では溶接部の靭性を
阻害する。
加する必要があるが、過剰な含有量では溶接部の靭性を
阻害する。
したがってＭｎは強度と靭性を考慮して０．５〜１．６
チに規制した。Ｐは島状マルテンサイトの析出を促し、
溶接部の靭性を劣化せしめる有害な成分として０．０１
５％以下に規制した。Ｂは溶接部の靭性を向上せしめる
有効な成分である。その理由は次に説明するように３つ
の要因が挙げられる。
チに規制した。Ｐは島状マルテンサイトの析出を促し、
溶接部の靭性を劣化せしめる有害な成分として０．０１
５％以下に規制した。Ｂは溶接部の靭性を向上せしめる
有効な成分である。その理由は次に説明するように３つ
の要因が挙げられる。
■ Ｂの化合物は高温度の溶接熱を受けて鋼中に溶解す
るが、冷却中に析出してセメンタイトの核となって残留
オーステナイトよシのパーライト変態を促進し、島状マ
ルテンサイトの析出を阻止する。それによって靭性を向
上する。第２図に示す写真はＢを添加した場合（イ）と
、添加しない場合（ロ）の組織を比較して示す。すなわ
ちＢを添加した鋼の溶接部はフェライトパーライト組織
またＢを添加しない溶接部はフェライト島状マルテンサ
イトを呈する。この組織の差が溶接部の靭性に影響する
ものと考えられる。
るが、冷却中に析出してセメンタイトの核となって残留
オーステナイトよシのパーライト変態を促進し、島状マ
ルテンサイトの析出を阻止する。それによって靭性を向
上する。第２図に示す写真はＢを添加した場合（イ）と
、添加しない場合（ロ）の組織を比較して示す。すなわ
ちＢを添加した鋼の溶接部はフェライトパーライト組織
またＢを添加しない溶接部はフェライト島状マルテンサ
イトを呈する。この組織の差が溶接部の靭性に影響する
ものと考えられる。
■ Ｂの一部がフリーポロン（Ｆｒｅｅ Ｂ ） と
なって粒界に偏析し、粒界フェライトの生成温度を下げ
て、粒内変態を促進し、破壊の有効破面単位を短縮させ
、靭性を改善する。第３図の写真は、Ｂが粒内変態を促
進していることを明白に示すものである。
なって粒界に偏析し、粒界フェライトの生成温度を下げ
て、粒内変態を促進し、破壊の有効破面単位を短縮させ
、靭性を改善する。第３図の写真は、Ｂが粒内変態を促
進していることを明白に示すものである。
■ Ｂは、溶接後の冷却中にＢＮ化して鋼中のフリー窒
素（Ｆｒｅｅ Ｎ ）を低減し、フリー窒素の存在（二
より低下する靭性を防止する。
素（Ｆｒｅｅ Ｎ ）を低減し、フリー窒素の存在（二
より低下する靭性を防止する。
上記のようなりの作用効果を得るためＣ二は、鋼中にＢ
が０．０００５％以上を含有されているのが必要である
。また過剰の含有はＢの析出物を多（して靭性を劣化さ
せる。したがって本発明はＢの作用効果と鋼の靭性を考
慮して０．０００５〜０．００２％に規制した。ＭはＳ
ｉ同様の作用効果から０．１％以下に規制した。ＳはＢ
の有効作用をもたらすために一定の範囲に含有する必要
がある。鋼中のＳはＭｎＳで存在し、溶接熱サイクルを
受けてその一部を溶解するが冷却中に微細なＭｎＳとな
って析出し、その周シにＢＮを固定する作用を呈して第
１図で示すように溶接部の靭性を向上する。Ｓのその効
果は多過ぎると溶接熱で溶解しにくく、また少なすぎる
と発揮されない。したがってＳは０．０００５〜０．０
０２％に含有させ、しかもＭｎＳを出来るだけ微細分散
させることが好ましい。Ｎは低い含有量はど靭性が向上
する。その理由に次のような要因が考えられる。
が０．０００５％以上を含有されているのが必要である
。また過剰の含有はＢの析出物を多（して靭性を劣化さ
せる。したがって本発明はＢの作用効果と鋼の靭性を考
慮して０．０００５〜０．００２％に規制した。ＭはＳ
ｉ同様の作用効果から０．１％以下に規制した。ＳはＢ
の有効作用をもたらすために一定の範囲に含有する必要
がある。鋼中のＳはＭｎＳで存在し、溶接熱サイクルを
受けてその一部を溶解するが冷却中に微細なＭｎＳとな
って析出し、その周シにＢＮを固定する作用を呈して第
１図で示すように溶接部の靭性を向上する。Ｓのその効
果は多過ぎると溶接熱で溶解しにくく、また少なすぎる
と発揮されない。したがってＳは０．０００５〜０．０
０２％に含有させ、しかもＭｎＳを出来るだけ微細分散
させることが好ましい。Ｎは低い含有量はど靭性が向上
する。その理由に次のような要因が考えられる。
■ Ｎを低下させることによって、溶接冷却時に転位密
度が低下して強度を低下させ、靭性を向上する。これは
フェライト地そのものの靭性を−嘴せる。
度が低下して強度を低下させ、靭性を向上する。これは
フェライト地そのものの靭性を−嘴せる。
■ Ｎはオーステナイト安定化元素である。したがって
フェライトが変態した残シのオーステナイトの焼入性を
増して島状マルテンサイトを殖やす。つまり低Ｎ化によ
って島状マルテンサイトを減少せしめることによって靭
性の向上を計る。
フェライトが変態した残シのオーステナイトの焼入性を
増して島状マルテンサイトを殖やす。つまり低Ｎ化によ
って島状マルテンサイトを減少せしめることによって靭
性の向上を計る。
このような作用から本発明において鋼に含まれるＮ ４
０ ｐｐｍ以下に規制した。次に、Ｔｉ、 Ｚｒ＋ Ｔ
ａの１種または２種以上を選択して添加する。従来から
溶接部の靭性を改善するためにＴｉ、 Ｚｒ、 Ｔａが
これらの窒化物によるオーステナイト粒の微細化、フェ
ライトの核サイトとして用いられており、そのために多
量の添加が必要であった。ところが本発明者らは詳細に
検討した結果、ボンド部の融点近傍まで加熱された部分
は、これらの窒化物と云えども溶融して細粒化に効かな
いばかりかむしろこれらの炭化物による析出効果によっ
て劣化することが判った。したがって微量添加すること
が必要であり、それによってボンド部で一部が再析出し
て粒内変態の核サイトとなり、また熱影響部の細粒化に
役立つ必要な添加量としてそれぞれの成分を０．００３
〜０．０２チに規制した。さらに上記のような成分と組
成で構成される鋼のＣｅｑを０．４０チ以下とした。Ｃ
ｅｑは次なる式で算出される値で０．４０％を超えると
溶接割れ感受性を強め靭性を著しく劣化せしめる。
０ ｐｐｍ以下に規制した。次に、Ｔｉ、 Ｚｒ＋ Ｔ
ａの１種または２種以上を選択して添加する。従来から
溶接部の靭性を改善するためにＴｉ、 Ｚｒ、 Ｔａが
これらの窒化物によるオーステナイト粒の微細化、フェ
ライトの核サイトとして用いられており、そのために多
量の添加が必要であった。ところが本発明者らは詳細に
検討した結果、ボンド部の融点近傍まで加熱された部分
は、これらの窒化物と云えども溶融して細粒化に効かな
いばかりかむしろこれらの炭化物による析出効果によっ
て劣化することが判った。したがって微量添加すること
が必要であり、それによってボンド部で一部が再析出し
て粒内変態の核サイトとなり、また熱影響部の細粒化に
役立つ必要な添加量としてそれぞれの成分を０．００３
〜０．０２チに規制した。さらに上記のような成分と組
成で構成される鋼のＣｅｑを０．４０チ以下とした。Ｃ
ｅｑは次なる式で算出される値で０．４０％を超えると
溶接割れ感受性を強め靭性を著しく劣化せしめる。
オーステナイト粒については従来から細粒の方がよいと
されていたが、本発明のようにＢを有効に利用するため
には必ずしも細粒がよいとは云えない。靭性に最つとも
相関するものはフェライト粒であり、オーステナイトが
細いこととフェライトが細いこト鉦必ずしも相対応する
ものではなし・特に本発明のように粒内変態を利用して
フェライトの細粒化を計る場合は、オーステナイト粒が
細か過ぎると、板状フェライトがオーステナイト粒を横
断して粒１内に多量の板状フェライトを析出させ得なく
なる。またＢの初析フェライト抑制効果も消滅される。
されていたが、本発明のようにＢを有効に利用するため
には必ずしも細粒がよいとは云えない。靭性に最つとも
相関するものはフェライト粒であり、オーステナイトが
細いこととフェライトが細いこト鉦必ずしも相対応する
ものではなし・特に本発明のように粒内変態を利用して
フェライトの細粒化を計る場合は、オーステナイト粒が
細か過ぎると、板状フェライトがオーステナイト粒を横
断して粒１内に多量の板状フェライトを析出させ得なく
なる。またＢの初析フェライト抑制効果も消滅される。
したがって本発明において溶接溶着金属に接するボンド
部の熱履歴に相当する最高温度１４００Ｃの熱サイクル
を受けたときのオーステナイト粒は本発明者らの実験か
ら３００μ以上を必要とすることが判った。
部の熱履歴に相当する最高温度１４００Ｃの熱サイクル
を受けたときのオーステナイト粒は本発明者らの実験か
ら３００μ以上を必要とすることが判った。
上記のような本発明の鋼は、転炉、電気炉等の溶解炉で
溶製された溶鋼を、連続鋳造法あるいは造塊・分塊法を
経て鋼片にした後、熱間圧延さらに必要によっては調質
処理その他任意の熱処理工程を経て製品に供される。さ
らにまた本発明の鋼の強度と靭性を改善するために要求
される性質に応じてＣｒ ＊ Ｍｏ ＋ Ｎｉ ＋ Ｃ
ｕをそれぞれ０．０５〜１．０％、Ｖ、Ｎｂは０．０１
〜０．０５ ％、 ＣａおよびＲＥＭは５〜２００ ｐ
ｐｍ添加してもその効果は消失しない。
溶製された溶鋼を、連続鋳造法あるいは造塊・分塊法を
経て鋼片にした後、熱間圧延さらに必要によっては調質
処理その他任意の熱処理工程を経て製品に供される。さ
らにまた本発明の鋼の強度と靭性を改善するために要求
される性質に応じてＣｒ ＊ Ｍｏ ＋ Ｎｉ ＋ Ｃ
ｕをそれぞれ０．０５〜１．０％、Ｖ、Ｎｂは０．０１
〜０．０５ ％、 ＣａおよびＲＥＭは５〜２００ ｐ
ｐｍ添加してもその効果は消失しない。
次に本発明の実施例について説明する。
第１表に本発明鋼と比較鋼の化学成分を、第２表Ｃま第
１表に示す６鋼の試験結果である。本発明鋼は溶接後に
おいても比較鋼よシすぐれた靭性を示す。
１表に示す６鋼の試験結果である。本発明鋼は溶接後に
おいても比較鋼よシすぐれた靭性を示す。
第１図は溶接再現熱サイクルにおける鋼中に含まれるＳ
含有量の作用効果を示す。第２図はＢを添加した場合（
イ）と添加しない場合（ロ）の組織写真、第３図はＢを
添加した時のＢの粒内変態組織を示す。 代理人 弁理士 矢 葺 知 之 （ほか１名） 第２図
含有量の作用効果を示す。第２図はＢを添加した場合（
イ）と添加しない場合（ロ）の組織写真、第３図はＢを
添加した時のＢの粒内変態組織を示す。 代理人 弁理士 矢 葺 知 之 （ほか１名） 第２図
Claims (2)
- （１） Ｃ： ０．０２〜０．１６％、 Ｓｔ、：
０．７％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ ： ０．
０１５％以下、Ｓ：Ｏ，０Ｏ０５〜０．００３チ、ＡＭ
：０．００７〜０．１チ、Ｂ：０．０００５〜０．００
２％、Ｎ：４０ｐｐｍ以下を含有してＣｅｑ：０．４（
ｌ以下で残部が鉄および不可避的不純物の成分組成から
なシ、かつ溶接ボンド部の熱履歴に相当する最高温度１
４００１Ｚ’の熱サイクルを受けたときのオーステナイ
ト結晶粒の大きさが３００μ以上となることを特徴とす
る溶接部靭性のすぐれた構造用鋼。 - （２） Ｃ： ０．０２〜０．１６％、Ｓｉ：０．７
％以下、Ｍｎ：０．５〜１．６％、Ｐ ： ０．０１５
チ以下、Ｓ：０．０００５〜０．００３慢、Ａｌ：０．
００７〜０．１％、Ｂ：Ｏ，０Ｏ０５〜０．００２％、
Ｎ ： ４０ ｐｐｍ以下でＴｉ：０．００３〜０．
０２％、 Ｚｒ ： ０．００３〜０．０２％、 Ｔａ
：０．００３〜０゜０２チの１種または２種以上を含有
してＣｅｑ ： ０．４０％以下で残部が鉄および不可
避的不純物の成分組成からなり、かつ溶接ポンド部の熱
履歴に相当する最高温度１４００ｔ：’の熱サイクルを
受けたときのオーステナイト結晶粒の大きさが３００μ
以上となることを特徴とする溶接部靭性のすぐれた構造
用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20917781A JPS58110658A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 溶接部靭性のすぐれた構造用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20917781A JPS58110658A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 溶接部靭性のすぐれた構造用鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58110658A true JPS58110658A (ja) | 1983-07-01 |
Family
ID=16568603
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20917781A Pending JPS58110658A (ja) | 1981-12-25 | 1981-12-25 | 溶接部靭性のすぐれた構造用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58110658A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60204863A (ja) * | 1984-03-28 | 1985-10-16 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接構造用鋼 |
| JPS61270354A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性溶接用鋼 |
| JPH03219046A (ja) * | 1989-10-18 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板及びその製造方法 |
-
1981
- 1981-12-25 JP JP20917781A patent/JPS58110658A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60204863A (ja) * | 1984-03-28 | 1985-10-16 | Kobe Steel Ltd | 大入熱溶接構造用鋼 |
| JPS61270354A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性溶接用鋼 |
| JPH03219046A (ja) * | 1989-10-18 | 1991-09-26 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接継手靭性の優れた非調質鋼板及びその製造方法 |
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