JPS60154886A - １８％Νｉマルエ−ジング鋼の溶接方法 - Google Patents
１８％Νｉマルエ−ジング鋼の溶接方法Info
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- JPS60154886A JPS60154886A JP1033184A JP1033184A JPS60154886A JP S60154886 A JPS60154886 A JP S60154886A JP 1033184 A JP1033184 A JP 1033184A JP 1033184 A JP1033184 A JP 1033184A JP S60154886 A JPS60154886 A JP S60154886A
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- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
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- B23K15/00—Electron-beam welding or cutting
- B23K15/0046—Welding
- B23K15/0093—Welding characterised by the properties of the materials to be welded
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- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
- Welding Or Cutting Using Electron Beams (AREA)
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】
本発明は超高強カマルエージノグ鋼の溶接に関するもの
で、ざらにＡ７シ＜は、高い１＊ ｒ効−キシを？＋）
るための１８％Ｎｉマルエージング鋼の電ｆヒーム溶接
法またはＴＩＧ溶接法に関するものである。
で、ざらにＡ７シ＜は、高い１＊ ｒ効−キシを？＋）
るための１８％Ｎｉマルエージング鋼の電ｆヒーム溶接
法またはＴＩＧ溶接法に関するものである。
１８％Ｎｉマルエージング鋼は通畠屯１・１几にてＣ＋
０．０３％以下、 Ｓｉ：０．１０％以ト、 Ｍ ｎ ： Ｏ，ｌ Ｏ％以ト、 Ｐ：０．０１０％以ト、 Ｓ：Ｏ，ＯＩＯ％以下。
０．０３％以下、 Ｓｉ：０．１０％以ト、 Ｍ ｎ ： Ｏ，ｌ Ｏ％以ト、 Ｐ：０．０１０％以ト、 Ｓ：Ｏ，ＯＩＯ％以下。
Ｎｉ：１７．Ｏ〜１９．０％、
Ｃｏ ： ７，０〜１５．０％。
Ｍｏ：３．Ｏ〜６．５％、
Ｔｉ：０．２〜１．５％。
Ａ文＝０．３％以下
を含み、さらに必要にＩｇして、Ｂ、Ｃａまたはｚｒ’
：４−を含有する析出強化鋼である。この鋼は比較的簡
単な熱処理により、高い強度と良好な靭性を（Ｊｌせ有
するため、［−１１体燃栢ロケントモーターケース、深
１１Ｑ沿水艇、ウラン遠心分＃機回転胴１６１なとに用
いられている。
：４−を含有する析出強化鋼である。この鋼は比較的簡
単な熱処理により、高い強度と良好な靭性を（Ｊｌせ有
するため、［−１１体燃栢ロケントモーターケース、深
１１Ｑ沿水艇、ウラン遠心分＃機回転胴１６１なとに用
いられている。
これらの〕ｌ＋途においては、強度／密度比か爪要な′
Ｉ！Ｘ、素となるため、高強度化の要求か’Ａ： （、
これに応えるｔこめ当初開発された １８％Ｎｉ−８〜９％Ｃｏ−３〜５％Ｍ。
Ｉ！Ｘ、素となるため、高強度化の要求か’Ａ： （、
これに応えるｔこめ当初開発された １８％Ｎｉ−８〜９％Ｃｏ−３〜５％Ｍ。
−〇４〜０．５％Ｔ’ ｉ
から成る引張強さ１８０〜２１０ｋｇｆ／ｍｒｎ’級鋼
に加えて、さめに高強度のマルエージング鋼か開発され
ている。すなわち、 １８％Ｎ ＋ −１２，５％Ｃｏ−３％ＭＯ＝１．２％
Ｔｉ鋼や、 １８％Ｎｉ−１５〜２０％Ｃｏ−５〜６５％ＭＯ−１％
Ｔ ｉ −０，０５〜０．３％Ａ文（粘開閉５８−２５
４５７） イ・がそれで、それぞれ、２４５ｋｇｆ／ｍｍ’および
２７Ｃ１ｋｇｆ／ｍｍ′の弓１弓ＩＱ １ｊｊｌｊさを
イ〕する。
に加えて、さめに高強度のマルエージング鋼か開発され
ている。すなわち、 １８％Ｎ ＋ −１２，５％Ｃｏ−３％ＭＯ＝１．２％
Ｔｉ鋼や、 １８％Ｎｉ−１５〜２０％Ｃｏ−５〜６５％ＭＯ−１％
Ｔ ｉ −０，０５〜０．３％Ａ文（粘開閉５８−２５
４５７） イ・がそれで、それぞれ、２４５ｋｇｆ／ｍｍ’および
２７Ｃ１ｋｇｆ／ｍｍ′の弓１弓ＩＱ １ｊｊｌｊさを
イ〕する。
これらのＩｔｆｌｉＪ＋強度マルエージング鋼開発の考
え力は以下の通りである。
え力は以下の通りである。
マルエージング鋼の時効処理後の強度にはＭ ｏ 、
ＣｏおよびＴｉか１日として富すし、これらの元素含イ
ｉ 、ｌｉｊ、か増加するほと強度が増加する。
ＣｏおよびＴｉか１日として富すし、これらの元素含イ
ｉ 、ｌｉｊ、か増加するほと強度が増加する。
・方、これらの元素のうちＭＯおよυＴｉは溶体化処理
後の冷却時のオーステナイト相からマルテンサイト相・
＼の変態を開始する温度（以下この１ｉｒａ ＩＱＬを
Ｍｓ点という）を大きく低ドさせるノし、（・ミであり
、これらの元素含イ１散か多くなるとＭｓ点か゛高温近
傍まで低ドするため、１１！ｊ効処理による硬化を？１
）るために心霊なマルテンサイト相中に多ｊ１ｔのオー
ステナイト相か残留しく以下これを残留オーステナイＩ
・相という）十分な硬化が得られなくなる。またＭＯは
、これを多酸に含イｊさせると、製造時にさらされる高
温において粗大な金属間化合物を形成し、靭性を害する
。
後の冷却時のオーステナイト相からマルテンサイト相・
＼の変態を開始する温度（以下この１ｉｒａ ＩＱＬを
Ｍｓ点という）を大きく低ドさせるノし、（・ミであり
、これらの元素含イ１散か多くなるとＭｓ点か゛高温近
傍まで低ドするため、１１！ｊ効処理による硬化を？１
）るために心霊なマルテンサイト相中に多ｊ１ｔのオー
ステナイト相か残留しく以下これを残留オーステナイＩ
・相という）十分な硬化が得られなくなる。またＭＯは
、これを多酸に含イｊさせると、製造時にさらされる高
温において粗大な金属間化合物を形成し、靭性を害する
。
以１−の観点から、Ｍｓ点を低下させるで１〜川の小さ
いＣＯ含イ１ｊ−を多くし、Ｍｏ含有部を低１１に抑え
ることにより、強度の」−ｙｌを確保するとともに靭に
１の低ドを抑えている。
いＣＯ含イ１ｊ−を多くし、Ｍｏ含有部を低１１に抑え
ることにより、強度の」−ｙｌを確保するとともに靭に
１の低ドを抑えている。
さて、１．記用途の多くにおいて、上場で製造された鋼
板を、必要な形状に加重後溶接した後、溶体化処理を施
し１次いで時効処理するか、あるいは溶接後直接時効処
理を施して、使用する。この場合通常、ＴＩＧ溶接法が
採用されるが、溶接部には溶接金属の凝固時に生ずる濃
化偏析に起因する強度低下が生ずる。すなわち、溶接金
属の凝固相はス（本市には通路の鋼塊の凝固相と同様、
樹枝状に発達するが、樹枝状晶間の最終凝固相にはＮｉ
、Ｍｏ、Ｔｉか濃化するため、その部分のＭｓ点が低ド
し、冷却後残留オーステナイト相となる。このオーステ
ナイト相は安定で、溶接後の８００°Ｃ〜９００°Ｃで
の溶体化処理によっては消滅しないため、溶接部ｔａの
強度は鋼板強度より低くなる。
板を、必要な形状に加重後溶接した後、溶体化処理を施
し１次いで時効処理するか、あるいは溶接後直接時効処
理を施して、使用する。この場合通常、ＴＩＧ溶接法が
採用されるが、溶接部には溶接金属の凝固時に生ずる濃
化偏析に起因する強度低下が生ずる。すなわち、溶接金
属の凝固相はス（本市には通路の鋼塊の凝固相と同様、
樹枝状に発達するが、樹枝状晶間の最終凝固相にはＮｉ
、Ｍｏ、Ｔｉか濃化するため、その部分のＭｓ点が低ド
し、冷却後残留オーステナイト相となる。このオーステ
ナイト相は安定で、溶接後の８００°Ｃ〜９００°Ｃで
の溶体化処理によっては消滅しないため、溶接部ｔａの
強度は鋼板強度より低くなる。
ところが、ｍ根の強度を増加させるためには前述のこと
く、Ｃｏ 、 Ｍ ｏ 、 Ｔ ｉの含イ〕（１１を増
加することが心霊であり、Ｍ ｏ 、 Ｔ ｉの添加を
抑えてＭｓ点の低ドを抑えてはいるものの、鋼板の強度
が増加するほと、溶接金属中の残留オーステナイト相が
増え、強度の低ドが著しくなる。構造物の設計は、強度
の最も低い部分の強度を）１（準にしてなされるため、
溶接継手の強度が低い場合には鋼板自体の強度が増加し
てもこれが設泪に反映されないことになる。
く、Ｃｏ 、 Ｍ ｏ 、 Ｔ ｉの含イ〕（１１を増
加することが心霊であり、Ｍ ｏ 、 Ｔ ｉの添加を
抑えてＭｓ点の低ドを抑えてはいるものの、鋼板の強度
が増加するほと、溶接金属中の残留オーステナイト相が
増え、強度の低ドが著しくなる。構造物の設計は、強度
の最も低い部分の強度を）１（準にしてなされるため、
溶接継手の強度が低い場合には鋼板自体の強度が増加し
てもこれが設泪に反映されないことになる。
１；記問題点を解決する方策として、溶接後、溶接部を
含めて冷間油上を加えるという技術か特開＋１？＋ ５
１−１２２６１６に開示されている。これは、溶接後盾
体化処理して、その後６０〜８５％の冷間力１１にを加
えた時効処理を施すことにより、溶接継手の強度および
靭性をＩｆｆ材のそれと回等にしイ１）るというもので
ある。しかし、溶接された構造物を冷間加ｌ−するのは
、非常に特殊な構造物に限られ、全ての溶接構造物に適
用することはできない。
含めて冷間油上を加えるという技術か特開＋１？＋ ５
１−１２２６１６に開示されている。これは、溶接後盾
体化処理して、その後６０〜８５％の冷間力１１にを加
えた時効処理を施すことにより、溶接継手の強度および
靭性をＩｆｆ材のそれと回等にしイ１）るというもので
ある。しかし、溶接された構造物を冷間加ｌ−するのは
、非常に特殊な構造物に限られ、全ての溶接構造物に適
用することはできない。
一方、溶接後溶接金属のみあるいは構造物全体を、溶接
金属中の濃化偏析部が１・公私１１シ、均一化する温度
にまで加熱する方法も考えられるが、そのためには１０
００℃以］−に加熱することか８問であり、この場合高
温加熱によるｆｊｉ材特性の劣化か避けられない。
金属中の濃化偏析部が１・公私１１シ、均一化する温度
にまで加熱する方法も考えられるが、そのためには１０
００℃以］−に加熱することか８問であり、この場合高
温加熱によるｆｊｉ材特性の劣化か避けられない。
未発明治らは、このような難点を克服すべく、強度およ
びＭｓ点に及ぼすこれらの元素の影響、凝固時の偏析度
なとを詳細に検３・１シた結果、電子ビーム溶接におけ
るインサートメタルまたはＴＩＧ溶接における溶加棒の
成分を適ジノに定めることによって、溶接金属の組成を
ある範囲内に調整することにより優れた継手効率を得る
本発明を成しとげるに１）った。
びＭｓ点に及ぼすこれらの元素の影響、凝固時の偏析度
なとを詳細に検３・１シた結果、電子ビーム溶接におけ
るインサートメタルまたはＴＩＧ溶接における溶加棒の
成分を適ジノに定めることによって、溶接金属の組成を
ある範囲内に調整することにより優れた継手効率を得る
本発明を成しとげるに１）った。
以下、未発明治らか行った試験について詳細に説明する
。
。
１７−１９％Ｎ＋−７−１５％Ｃｏ−４−６，５％Ｍ
ｏ−０，３〜１．５％Ｔｉの組成を有するマルエージン
グ鋼を実験炉で溶製し、１・分に均熱した後ＪｒｊＩさ
１５ｍｍの鋼板に圧延した。これらの鋼板について、８
５０°Ｃ〜９００°Ｃでの溶体化処理後Ｍｓ点をＡ１１
ｉ ｅｉｌするとともに、４８０°Ｃ９５時間の時効処
理後引張試験を行った。
ｏ−０，３〜１．５％Ｔｉの組成を有するマルエージン
グ鋼を実験炉で溶製し、１・分に均熱した後ＪｒｊＩさ
１５ｍｍの鋼板に圧延した。これらの鋼板について、８
５０°Ｃ〜９００°Ｃでの溶体化処理後Ｍｓ点をＡ１１
ｉ ｅｉｌするとともに、４８０°Ｃ９５時間の時効処
理後引張試験を行った。
また、一部については、入熱６０００〜８０００ Ｊ
／ ｃ ｍの条ヂＩで７１１ ｒ−ビート溶接、または
バ金溶接林で２００００Ｊ／ｃｍ、１５パスの条件でＴ
ＩＧ溶接を行い、鋼４１文と同様の溶体死処Ｊ！ｌ！１
時効処理の後、溶接金属の残留オーステナイト；（４を
Ａ川：ｉテするとともにＥＰＭＡ（エレクトロンプロー
ベマイクロアナライザ）により濃化偏析Ｉ１１を測定し
た。
／ ｃ ｍの条ヂＩで７１１ ｒ−ビート溶接、または
バ金溶接林で２００００Ｊ／ｃｍ、１５パスの条件でＴ
ＩＧ溶接を行い、鋼４１文と同様の溶体死処Ｊ！ｌ！１
時効処理の後、溶接金属の残留オーステナイト；（４を
Ａ川：ｉテするとともにＥＰＭＡ（エレクトロンプロー
ベマイクロアナライザ）により濃化偏析Ｉ１１を測定し
た。
：５１図は、鋼板の強度とＭｏ、ＣｏおよびＴｉ含イ、
、１１１との関係を示すもので、ＭＯ当ｆｉｉ：＝
（％Ｍｏ）子局×（％Ｃｏ）＋３×（％Ｔｉ）・・・・
・・・・（１）と定義すると、 引張強さ＝９．７Ｘ（Ｍｏ当甲）＋１１７・・・・・・
・・・（２） の関係かあることが分る。
、１１１との関係を示すもので、ＭＯ当ｆｉｉ：＝
（％Ｍｏ）子局×（％Ｃｏ）＋３×（％Ｔｉ）・・・・
・・・・（１）と定義すると、 引張強さ＝９．７Ｘ（Ｍｏ当甲）＋１１７・・・・・・
・・・（２） の関係かあることが分る。
第２図は鋼板のＭｓ点と合金元素含有率との関係を示す
もので、鋼板のＭｓ点の８１算値を、Ｍｓ＝９４１−２
６Ｘ（％Ｎ１）−１，７× （％Ｃｏ）−５１Ｘ （５
Ｍ ｏ ）−１８Ｘ（％Ｔｉ） ・・・・・・・・・
（３）で表わし、Ｍｓ点の実測値と対比したもので、極
めて良ＤＩ’な・致が見られる。
もので、鋼板のＭｓ点の８１算値を、Ｍｓ＝９４１−２
６Ｘ（％Ｎ１）−１，７× （％Ｃｏ）−５１Ｘ （５
Ｍ ｏ ）−１８Ｘ（％Ｔｉ） ・・・・・・・・・
（３）で表わし、Ｍｓ点の実測値と対比したもので、極
めて良ＤＩ’な・致が見られる。
力Ｅ ＰＭＡによる溶接金属の偏析度、すなわち、偏析
部含イＴ率／１！Ｉ均含有率は以下のように測）ｊ！さ
れた。
部含イＴ率／１！Ｉ均含有率は以下のように測）ｊ！さ
れた。
Ｎｉ：１．ｌ、 Ｃｏ：１．Ｏｌ
Ｍｏ ： １．５ 、 Ｔｉ ： ２．０、この偏析度
は、゛電子ビーム溶接およびＴＩＧ溶接に限って見れば
、入熱ｊｉＩに関係なくほぼ・ル゛であった。
は、゛電子ビーム溶接およびＴＩＧ溶接に限って見れば
、入熱ｊｉＩに関係なくほぼ・ル゛であった。
この偏析ＩＮを１．記（３）式の各々の元素の係数に４
Ｎけることにより、溶接金属の濃化偏析部のＭｓ点を次
の（４）式のように推定することができる。
Ｎけることにより、溶接金属の濃化偏析部のＭｓ点を次
の（４）式のように推定することができる。
Ｍｓ＝９４１−２８Ｘ（％Ｎ１）
＝１．７Ｘ（％Ｃｏ）
”７１Ｘ（５Ｍ ｏ ）
一３７Ｘ （％Ｔｉ）
・・・・・・・・・ （４）
ただし、（％Ｎｉ）、（％ＣＯ） 、（５Ｍ ｏ ）
。
。
および（％Ｔ ｉ ）は溶接金属中のそれぞれの元素の
１１均含イＪ率である。
１１均含イＪ率である。
第３図は、電ｒ−ビーム溶接金属組織中の残留オーステ
ナイト相の割合と溶接金属濃化偏析部の４１１定Ｍｓ点
との関係を示したもので、４１１定Ｍｓ点が約１１０℃
以下になるとオーステナイＩ・が残留し始め、拍定Ｍｓ
点が低ドするにつれて残留オーステナイト相の−＞１１
合が増えることかわかる。
ナイト相の割合と溶接金属濃化偏析部の４１１定Ｍｓ点
との関係を示したもので、４１１定Ｍｓ点が約１１０℃
以下になるとオーステナイＩ・が残留し始め、拍定Ｍｓ
点が低ドするにつれて残留オーステナイト相の−＞１１
合が増えることかわかる。
本発明は以１．に示したように、溶接金属において。
（ｉ ） 最大濃化偏析部ｃ７）Ｍｓ点カ１１０ ’Ｃ
以−１１ニなるように組成を限定することにより１強度
低トの原因となる残留オーステナイ；・を実質的に０に
すること （１１）それに加えて、Ｍｏ当ｊドを１４７材のＭｏ出
品以−１−に限定することにより、実質的にマルテンサ
イト？１１相での時効によりＩＴＪ材以」−の強度を保
障すること の２条件を確保することによって高い溶接継手動−（Ｘ
をＮるものであり、上述のようにその効果はあきらかで
ある。
以−１１ニなるように組成を限定することにより１強度
低トの原因となる残留オーステナイ；・を実質的に０に
すること （１１）それに加えて、Ｍｏ当ｊドを１４７材のＭｏ出
品以−１−に限定することにより、実質的にマルテンサ
イト？１１相での時効によりＩＴＪ材以」−の強度を保
障すること の２条件を確保することによって高い溶接継手動−（Ｘ
をＮるものであり、上述のようにその効果はあきらかで
ある。
なお、最大濃化偏析部のＭｓ点が２００をこえると１−
記（１）、（２）および（４）式の関係より、Ｍ Ｑ
ｌ’、￥ｌ 埴が小さくなりマルエージング鋼として１
”分な強度かｔＶＦられないため、Ｍｓ点のに限を２０
０以下に限定する。また、溶接部のＭＯ当１１が（１；
Ｊ材のＭｏ当ｉｉ＋ｌ ）を越えると溶接金属の強度が
必安以１．にヒリすきて脆化するので好ましくない。
記（１）、（２）および（４）式の関係より、Ｍ Ｑ
ｌ’、￥ｌ 埴が小さくなりマルエージング鋼として１
”分な強度かｔＶＦられないため、Ｍｓ点のに限を２０
０以下に限定する。また、溶接部のＭＯ当１１が（１；
Ｊ材のＭｏ当ｉｉ＋ｌ ）を越えると溶接金属の強度が
必安以１．にヒリすきて脆化するので好ましくない。
１、記知見はインサートメタルあるいは溶加棒を使用し
ない、いわゆるヒートオンプレー１・の継手についてイ
１ｔられたものであるが、インサートメタルあるいは溶
加棒を使用する電子ビーム溶接あるいはＴＩＧ溶接にお
いては、母材の溶込みｉｉｌ′を考慮したうえ、溶接金
属組成か−に記（１）および（１１）で限定する組成に
なるようにインサートメタルあるいは溶加棒の組成を設
計する必要がある。母材の溶込み星″は、溶接方法、溶
接条件によって異なるが、インサートメタルを使用した
゛瓜ｒ−ビーム溶接の場合は４０〜６０％、溶加棒を使
用したＴＩＧ溶接の場合は２０〜４０％が止んである。
ない、いわゆるヒートオンプレー１・の継手についてイ
１ｔられたものであるが、インサートメタルあるいは溶
加棒を使用する電子ビーム溶接あるいはＴＩＧ溶接にお
いては、母材の溶込みｉｉｌ′を考慮したうえ、溶接金
属組成か−に記（１）および（１１）で限定する組成に
なるようにインサートメタルあるいは溶加棒の組成を設
計する必要がある。母材の溶込み星″は、溶接方法、溶
接条件によって異なるが、インサートメタルを使用した
゛瓜ｒ−ビーム溶接の場合は４０〜６０％、溶加棒を使
用したＴＩＧ溶接の場合は２０〜４０％が止んである。
次に実施例を挙げて本発明の効果を具体的に説明する。
実施例
第１表に示す組成の１８％Ｎｉマルエージング鋼Ｎｏ、
１ 、 Ｎｏ、２の５０ｋｇ鋼塊な真空中で溶製した。
１ 、 Ｎｏ、２の５０ｋｇ鋼塊な真空中で溶製した。
１１Ｎｏ、ｌは２１０ｋｇｆ／ｍｍ’、１１Ｎｏ、、２
は２４５ ｋ ｇ ｆ ／ ｍ ｍ’級のマルエージン
グ鋼である。
は２４５ ｋ ｇ ｆ ／ ｍ ｍ’級のマルエージン
グ鋼である。
１２００°Ｃで２４時間均質化したのち、熱闘鍛造、圧
延により厚さ１５ｍｍの鋼板に仕上げ、９００ ’Ｃで
溶体化した。
延により厚さ１５ｍｍの鋼板に仕上げ、９００ ’Ｃで
溶体化した。
−・力、溶加棒またはインサートメタル用に供するため
、第２表に示す組成の１８％Ｎｉマルエージング鋼の１
０ｋｇ鋼塊Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄを真空中で溶製した。１２０
０°Ｃで２４時間均質化した後、熱間ｆｌ造、圧延によ
り３ｍｍの鋼板に仕上げた。９００°Ｃで溶体化の後、
一部は厚さ２ｍｍに、龍は厚さ１ｍｍに冷間圧延した。
、第２表に示す組成の１８％Ｎｉマルエージング鋼の１
０ｋｇ鋼塊Ａ、Ｂ、Ｃ，Ｄを真空中で溶製した。１２０
０°Ｃで２４時間均質化した後、熱間ｆｌ造、圧延によ
り３ｍｍの鋼板に仕上げた。９００°Ｃで溶体化の後、
一部は厚さ２ｍｍに、龍は厚さ１ｍｍに冷間圧延した。
これらの冷延板を９００°Ｃで溶体化し、耐洗したのち
、厚さ２ ｍ、ｍの鋼板は２ｍｍ角の林に仕上げた。
、厚さ２ ｍ、ｍの鋼板は２ｍｍ角の林に仕上げた。
ｉＡは＃Ｎｏ、ｌと組合わせることにより、また１１
Ｇは鋼Ｎ００２と組み合わせることにより、本発明の限
だ範囲を満足するものである。鋼Ｂおよび鋼りはそれぞ
れ鋼Ｎｏ、ｌおよび銅Ｎｏ、２と組合わされるものであ
るが、鋼Ｂは被溶接鋼である鋼Ｎｏ、１に比へてＭｏ当
ダの小さいもの、鋼りはＭＯｚｌｚ、 １ｊ４が被溶接
鋼であるｍＮｏ、２のそれより大であるが、Ｍｓ点が低
く、溶接金属のＭｓ点が本発明の限定範囲から外れるも
のである。
Ｇは鋼Ｎ００２と組み合わせることにより、本発明の限
だ範囲を満足するものである。鋼Ｂおよび鋼りはそれぞ
れ鋼Ｎｏ、ｌおよび銅Ｎｏ、２と組合わされるものであ
るが、鋼Ｂは被溶接鋼である鋼Ｎｏ、１に比へてＭｏ当
ダの小さいもの、鋼りはＭＯｚｌｚ、 １ｊ４が被溶接
鋼であるｍＮｏ、２のそれより大であるが、Ｍｓ点が低
く、溶接金属のＭｓ点が本発明の限定範囲から外れるも
のである。
以−１，の熱延板および冷延板ならひに角棒を用いて以
下の試験を行った。
下の試験を行った。
（１）１５ｍｍ熱延板について４８０°０，５時間の時
効処理後引張試験を行った。
効処理後引張試験を行った。
（２）第４図に示すように、１５ｍｍ熱延板ｌの圧延方
向に直角に、板面に垂直な開先を加「し。
向に直角に、板面に垂直な開先を加「し。
（ａ）そのまま２枚を突合わせて溶接部２を電子−ビー
ム溶接 （ｂ）開先の間に厚さ１ｍｍの冷延板４をはさ□ み電ｆ−ビーム溶接 して継手を製作し、９００°Ｃで溶体処理した。
ム溶接 （ｂ）開先の間に厚さ１ｍｍの冷延板４をはさ□ み電ｆ−ビーム溶接 して継手を製作し、９００°Ｃで溶体処理した。
第４図で３は電ｒ−ヒートを示し、／８接人熱は８００
０ Ｊ ／ ｃ ｍとした。これらの継手の溶接金属に
ついて組織観察により残留オーステナイト相の割合を測
定するとともに、ビードに直角かつ溶接金属か試験片１
ｉ行部の中央になるように・１１行部１イ１０ｍｍ、・
１ｉ−打部長さ５０ｍｍの引張試験片を加１．’Ｌ、４
８０°Ｃ１５時間の１１１丁効処理後引張試験を１１つ
だ。また溶接部１市の組成分析も行った。
０ Ｊ ／ ｃ ｍとした。これらの継手の溶接金属に
ついて組織観察により残留オーステナイト相の割合を測
定するとともに、ビードに直角かつ溶接金属か試験片１
ｉ行部の中央になるように・１１行部１イ１０ｍｍ、・
１ｉ−打部長さ５０ｍｍの引張試験片を加１．’Ｌ、４
８０°Ｃ１５時間の１１１丁効処理後引張試験を１１つ
だ。また溶接部１市の組成分析も行った。
（３）第５図に示すように、１５ｍｍ熱延板ｌの圧延方
向に直角に板面に対して７５度の角度を持ったＶη（開
光を加工し、共金または前記２ｍｍ角の林を溶加棒とし
ＩｉＪ材と同村の裏当金５を用いてＴＩＧ溶接によって
継手を製作し、９００°Ｃで溶体化処理した。溶接は溶
接速度１５０ ｍｍ７分で１８パスとし、′１Ｆ流１２
０〜２１０Ａ、゛重圧１１〜１３Ｖで行った。これらの
継手について上記（２）と同様の試験を行った。
向に直角に板面に対して７５度の角度を持ったＶη（開
光を加工し、共金または前記２ｍｍ角の林を溶加棒とし
ＩｉＪ材と同村の裏当金５を用いてＴＩＧ溶接によって
継手を製作し、９００°Ｃで溶体化処理した。溶接は溶
接速度１５０ ｍｍ７分で１８パスとし、′１Ｆ流１２
０〜２１０Ａ、゛重圧１１〜１３Ｖで行った。これらの
継手について上記（２）と同様の試験を行った。
第３表に試験結果をまとめて示した。
鋼Ｎｏ、ｌを被溶接鋼板とし、銅Ａを電ｒ−ヒー１、溶
接におけるインサーＩ・メタルまたはＴＩＧ溶接におけ
る溶加棒とした組合せ、ならびに鋼Ｎ００２を被溶接鋼
板とし、鋼Ｃを電子ビーム溶接におけるインサートメタ
ルまたはＴＩＧ溶接における溶加棒とした組合せの場合
、Ｍｓ点は本発明の限定範囲内に入り、継手効率は９９
〜１００％を示している。
接におけるインサーＩ・メタルまたはＴＩＧ溶接におけ
る溶加棒とした組合せ、ならびに鋼Ｎ００２を被溶接鋼
板とし、鋼Ｃを電子ビーム溶接におけるインサートメタ
ルまたはＴＩＧ溶接における溶加棒とした組合せの場合
、Ｍｓ点は本発明の限定範囲内に入り、継手効率は９９
〜１００％を示している。
方、鋼Ｎｏ、ｌと鋼Ｂとの組合せ、銅ＮＯ１２と鋼りと
の組合せ、または鋼Ｎｏ、１および鋼Ｎ００２のそれぞ
れのインサートメタルなしの電子ビート溶接、ノ（全溶
加棒によるＴＩＧ溶接の場合は、Ｍｏ当１１）が被溶接
鋼板のそれよりも小さいかまたはＭｓ点が１００ ’Ｏ
より低くなり、継手効率は８４〜９６％と低かった。
の組合せ、または鋼Ｎｏ、１および鋼Ｎ００２のそれぞ
れのインサートメタルなしの電子ビート溶接、ノ（全溶
加棒によるＴＩＧ溶接の場合は、Ｍｏ当１１）が被溶接
鋼板のそれよりも小さいかまたはＭｓ点が１００ ’Ｏ
より低くなり、継手効率は８４〜９６％と低かった。
以りの通り、本発明の方法により、１８％Ｎｉマルエー
ジング鋼の溶接部の継手効率が大きく改善されることが
明らかである。
ジング鋼の溶接部の継手効率が大きく改善されることが
明らかである。
なお、１．記実施例では主として１８％Ｎｉマルエージ
ング鋼について述べたが１本発明の方法は他のマルエー
ジング錆にも同様に適用することが
ング鋼について述べたが１本発明の方法は他のマルエー
ジング錆にも同様に適用することが
第１図は１８％Ｎｉマルエージング銅板の組成と引張強
さとの関係をボすグラフ、第２図は１８％Ｎｉマルエー
ジング銅板の組成とＭｓ点との関係を示すグラフ、第３
図は１８％Ｎｉマルエージング鋼電ｒ−ヒー、１、溶接
溶接金属の濃化偏析部推定Ｍｓ点とＭ１織中の残留オー
ステナイト相の割合の関係を示すグラフ、第４図（ａ）
、（ｂ）はいずれも゛市ｒ−ビート溶接方法における突
合せ状態を示す説明図、第５図はＴＩＧ溶接における開
先形状を小才説明図である。 ｌ・・・被溶接鋼板 ２・・・溶接部 ３・・・電ｒヒーム ４・・・インサートメタル５・・
・裏金 出 ν１ 人 川崎製鉄株式会社 代 理 人 ブ「理ト 小 杉 什 男Ｊ１゛理士 齋
藤 和 則 第１図 １２０ １４０ １６０ １８０ ２００ ２２０Ｍ５
点計算値”Ｃ’ＩＦ、Ｅ’Ａ Ａ ＄９４，１．１゜第
３図
さとの関係をボすグラフ、第２図は１８％Ｎｉマルエー
ジング銅板の組成とＭｓ点との関係を示すグラフ、第３
図は１８％Ｎｉマルエージング鋼電ｒ−ヒー、１、溶接
溶接金属の濃化偏析部推定Ｍｓ点とＭ１織中の残留オー
ステナイト相の割合の関係を示すグラフ、第４図（ａ）
、（ｂ）はいずれも゛市ｒ−ビート溶接方法における突
合せ状態を示す説明図、第５図はＴＩＧ溶接における開
先形状を小才説明図である。 ｌ・・・被溶接鋼板 ２・・・溶接部 ３・・・電ｒヒーム ４・・・インサートメタル５・・
・裏金 出 ν１ 人 川崎製鉄株式会社 代 理 人 ブ「理ト 小 杉 什 男Ｊ１゛理士 齋
藤 和 則 第１図 １２０ １４０ １６０ １８０ ２００ ２２０Ｍ５
点計算値”Ｃ’ＩＦ、Ｅ’Ａ Ａ ＄９４，１．１゜第
３図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ １８％Ｎｉマルエージング鋼の’ｎ（了ヒ’ムまた
はＴＩＧによる溶接において、溶接金属の１１均組成が
、ド記（’ｌ ）式で表わされるそｒｒ）Ｍｓ点のイｆ
ｉが１１０−２００であッテ、かつト記（２）式で表わ
されるそのＭＯ当ノー。 の値が１≧Ｊ材のＭｏ当りｉ［以上になるように、イン
ナートメタルまたは溶加棒の組成を調整することを４５
徴とする継手効率の優れた溶接方法。 （１）戊 Ｍｓ点 ＝９４１−２８Ｘ （％Ｎ１） −１，７Ｘ（％式％）−７１（５Ｍ ｏ ）−３８（％
Ｔｉ） （２）式 ％式％（） （） ただしく％Ｎｉ）、（％式％）、（５Ｍ ｏ ）およυ
（％Ｔｉ）は溶！１錆中の各元素の・＋ｉ均含 イＩ、
＋、４ 。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1033184A JPS60154886A (ja) | 1984-01-25 | 1984-01-25 | １８％Νｉマルエ−ジング鋼の溶接方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1033184A JPS60154886A (ja) | 1984-01-25 | 1984-01-25 | １８％Νｉマルエ−ジング鋼の溶接方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60154886A true JPS60154886A (ja) | 1985-08-14 |
| JPH0431790B2 JPH0431790B2 (ja) | 1992-05-27 |
Family
ID=11747218
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1033184A Granted JPS60154886A (ja) | 1984-01-25 | 1984-01-25 | １８％Νｉマルエ−ジング鋼の溶接方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60154886A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017190909A (ja) * | 2016-04-14 | 2017-10-19 | 日油株式会社 | 弾薬用容器 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5195949A (ja) * | 1975-02-20 | 1976-08-23 |
-
1984
- 1984-01-25 JP JP1033184A patent/JPS60154886A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5195949A (ja) * | 1975-02-20 | 1976-08-23 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2017190909A (ja) * | 2016-04-14 | 2017-10-19 | 日油株式会社 | 弾薬用容器 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0431790B2 (ja) | 1992-05-27 |
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