JPS6031888B2 - 溶接部靱性の改善方法 - Google Patents
溶接部靱性の改善方法Info
- Publication number
- JPS6031888B2 JPS6031888B2 JP10552877A JP10552877A JPS6031888B2 JP S6031888 B2 JPS6031888 B2 JP S6031888B2 JP 10552877 A JP10552877 A JP 10552877A JP 10552877 A JP10552877 A JP 10552877A JP S6031888 B2 JPS6031888 B2 JP S6031888B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- welding
- steel
- temperature
- haz
- heat treatment
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は溶接時の熱影響部（以後ＨＡＺと称す）の靭性
にすぐれた高張力鋼の熱処理に関する。
にすぐれた高張力鋼の熱処理に関する。
鋼の靭性は一般にＨＡＺが母材よりも劣り、使用上の問
題点になる。
題点になる。
Ｈ舷の靭性は組織依存性が強く、たとえば低炭素下部ベ
イナイト組織になった場合にはすぐれた靭性を示すこと
が知られている。しかしながら、ＨＡＺの組織は成分系
とともに溶接方法すなわち溶援入熱量によって左右され
、所要母材強度および溶接施行法などによって選択の範
囲は限られるのが実情である。たとえば、低炭素下部ベ
イナイト組織を得るためには、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏなどの
多量添加が必要であり、母材の引張強度が７０ｋ９／松
以上になるのが普通であり、また溶接入熱量を限定され
る。引張強度が５０なし、し６０ｋ９／桝程度の高張力
鋼の通常の溶接たとえば×−６甥吸のラインパイプのサ
フマージアーク溶接ではＨＡＺ組織は上部ベイナイトが
主体になる。
イナイト組織になった場合にはすぐれた靭性を示すこと
が知られている。しかしながら、ＨＡＺの組織は成分系
とともに溶接方法すなわち溶援入熱量によって左右され
、所要母材強度および溶接施行法などによって選択の範
囲は限られるのが実情である。たとえば、低炭素下部ベ
イナイト組織を得るためには、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏなどの
多量添加が必要であり、母材の引張強度が７０ｋ９／松
以上になるのが普通であり、また溶接入熱量を限定され
る。引張強度が５０なし、し６０ｋ９／桝程度の高張力
鋼の通常の溶接たとえば×−６甥吸のラインパイプのサ
フマージアーク溶接ではＨＡＺ組織は上部ベイナイトが
主体になる。
上部ベイナイト組織でもとくに針状のフェライトに島状
のマルテンサィトが微細に分散した組織は、下部ベイナ
イトやフェライト・パーラィト組織に比べて著しく級性
が低下する。上部ベイナイト組織の鋼の轍性が劣る主要
な原因は硬度の高い島状マルテンサィトが破壊の際のき
裂発生点になるためと考えられている。
のマルテンサィトが微細に分散した組織は、下部ベイナ
イトやフェライト・パーラィト組織に比べて著しく級性
が低下する。上部ベイナイト組織の鋼の轍性が劣る主要
な原因は硬度の高い島状マルテンサィトが破壊の際のき
裂発生点になるためと考えられている。
しかしながら島状マルテンサィトの量は、たとえば第１
式で表わされる炭素当量に代表されるような元素から所
望の特性に応じて選択され、銅を構成する成分と、オー
ステナイト状態轍）らの冷却速度でほぼ決定されると考
えられ、しかも鋼の強度と炭素当量とはほぼ対応するの
で、、所要強度の鋼で与えられた溶接条件では島状マル
テンサィトの量は制御しがたいと考えるのが一般的であ
る。炭素当量Ｃｅｑは次式で与える。
式で表わされる炭素当量に代表されるような元素から所
望の特性に応じて選択され、銅を構成する成分と、オー
ステナイト状態轍）らの冷却速度でほぼ決定されると考
えられ、しかも鋼の強度と炭素当量とはほぼ対応するの
で、、所要強度の鋼で与えられた溶接条件では島状マル
テンサィトの量は制御しがたいと考えるのが一般的であ
る。炭素当量Ｃｅｑは次式で与える。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６十（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５十（Ｎ
ｉ＋Ｃｕ）／１５（％）…‘１’一般に８０キロクラス
の高張力鋼、低合金鋼などのＨ舵においては、子熱温度
が低過ぎた錫合または溶接榛の管理が不適当であった場
合には、しばいまＨＡＺに割れの発生することがある。
ｉ＋Ｃｕ）／１５（％）…‘１’一般に８０キロクラス
の高張力鋼、低合金鋼などのＨ舵においては、子熱温度
が低過ぎた錫合または溶接榛の管理が不適当であった場
合には、しばいまＨＡＺに割れの発生することがある。
いわゆる２００００以下の温度で発生する低温割れであ
る。この原因としては、Ｈ舷の組織がマルテンサィト組
織であることや溶接金属の拡散性水素量が高いことおよ
び溶接部に引張応力が作用することなどがよく知られて
いる。
る。この原因としては、Ｈ舷の組織がマルテンサィト組
織であることや溶接金属の拡散性水素量が高いことおよ
び溶接部に引張応力が作用することなどがよく知られて
いる。
これらの低温割れを防止するため、さらに溶後部の残留
応力に起因する鞠性低下を回復する熱処理として応力除
去嫌なまし処理（以下ＳＲ処理と称す）が実施される場
合がある。ＳＲ処理は溶接部材に作用する応力の除去や
マルテンサィト組織の焼戻し‘こよる硬さの減少などを
主目的として、加熱速度をたとえば、２．ｙｏ／ｍｉｎ
のゆっくりとした速度で５００〜７００ｑｏの温度に加
熱し、溶接部材の板厚に応じて１〜２時間程度保持後、
冷却速度を２℃／ｍｉｎのゆっくりした冷却速度で冷却
することが実情である。このＳＲ処理は加熱設備の設置
、工程の複雑さおよび溶接部村としての製品の生産性の
低下など設備投資の増大や製品コストの上昇となる。さ
らに、Ｖ，Ｎｂなどの２次硬化元素を含有する鋼材のＨ
ＡＺは、ＳＲ処理によって炭化物の微細析出物を生ずる
ことにより硬度が高くなり、いまいまＳＲ割れを発生し
、またＰなどの粒界腕化によろいわゆるＳＲ脆化を生じ
て問題となることが知られている。このように、溶接後
の熱処理としてのＳＲ処理は内部応力の除去による経年
変形の防止を目的に実施されるものであり、ＨＡＺの靭
性を積極的に改善するものではない。
応力に起因する鞠性低下を回復する熱処理として応力除
去嫌なまし処理（以下ＳＲ処理と称す）が実施される場
合がある。ＳＲ処理は溶接部材に作用する応力の除去や
マルテンサィト組織の焼戻し‘こよる硬さの減少などを
主目的として、加熱速度をたとえば、２．ｙｏ／ｍｉｎ
のゆっくりとした速度で５００〜７００ｑｏの温度に加
熱し、溶接部材の板厚に応じて１〜２時間程度保持後、
冷却速度を２℃／ｍｉｎのゆっくりした冷却速度で冷却
することが実情である。このＳＲ処理は加熱設備の設置
、工程の複雑さおよび溶接部村としての製品の生産性の
低下など設備投資の増大や製品コストの上昇となる。さ
らに、Ｖ，Ｎｂなどの２次硬化元素を含有する鋼材のＨ
ＡＺは、ＳＲ処理によって炭化物の微細析出物を生ずる
ことにより硬度が高くなり、いまいまＳＲ割れを発生し
、またＰなどの粒界腕化によろいわゆるＳＲ脆化を生じ
て問題となることが知られている。このように、溶接後
の熱処理としてのＳＲ処理は内部応力の除去による経年
変形の防止を目的に実施されるものであり、ＨＡＺの靭
性を積極的に改善するものではない。
むしろ、ＳＲ割れの発生あるいはＳＲ脆化を譲起する場
合がある。また、ＳＲ処理は引張強さが８０ｋｇ／桝以
上の銅を対象に実施されており、本発明の４５〜７０ｋ
９／桝度の引張強ごを有する鋼では溶接後の組織が上部
ベイナイトであり、ＨＡＺ割れがほとんど発生しないこ
とからＳＲ処理は通常実施されないのが現状である。し
たがって、４５〜７０ｋ９／桝程度の引張強さを持ち、
溶接時にＨＡＺ組織が上部ベイナイト組織を有する鋼の
鞠性を極めて効果的にかつ簡便な方法でＨＡＺの低温鋤
性を著しく改善することは現在のところ見当らないのが
現状である。本発明者らは、上部ベイナイト組織の鋼の
鋤性を支配する組織因子について詳細な研究を行った結
果、溶接後の熱処理によって上部ベイナイト鋼の低温鋤
性を著しく得ることを見出したものである。
合がある。また、ＳＲ処理は引張強さが８０ｋｇ／桝以
上の銅を対象に実施されており、本発明の４５〜７０ｋ
９／桝度の引張強ごを有する鋼では溶接後の組織が上部
ベイナイトであり、ＨＡＺ割れがほとんど発生しないこ
とからＳＲ処理は通常実施されないのが現状である。し
たがって、４５〜７０ｋ９／桝程度の引張強さを持ち、
溶接時にＨＡＺ組織が上部ベイナイト組織を有する鋼の
鞠性を極めて効果的にかつ簡便な方法でＨＡＺの低温鋤
性を著しく改善することは現在のところ見当らないのが
現状である。本発明者らは、上部ベイナイト組織の鋼の
鋤性を支配する組織因子について詳細な研究を行った結
果、溶接後の熱処理によって上部ベイナイト鋼の低温鋤
性を著しく得ることを見出したものである。
本発明の特徴とするところは、炭素当量が０．３０なし
、し０．４５％で４５ないし７０ｋ９／嫌程度の引張強
さを持ち、溶接時にＨ舵組織が上部べィナィトとくに、
針状フェライトを主体とする組織になる溶接条件で使用
される高張力鋼において、溶接後に２００〜５０ぴ０の
温度城に加熱、冷却の熱処理をすることにより、ＨＡＺ
の轍性が著しく改善されることを見出し、その機構はＨ
ＡＺに存在する島状マルテンサィトを後熱処理によって
セメンタイトとフェライトに分解し、き裂の発生点とな
る島状マルテンサイト量を減少することを明らかにした
ことにある。
、し０．４５％で４５ないし７０ｋ９／嫌程度の引張強
さを持ち、溶接時にＨ舵組織が上部べィナィトとくに、
針状フェライトを主体とする組織になる溶接条件で使用
される高張力鋼において、溶接後に２００〜５０ぴ０の
温度城に加熱、冷却の熱処理をすることにより、ＨＡＺ
の轍性が著しく改善されることを見出し、その機構はＨ
ＡＺに存在する島状マルテンサィトを後熱処理によって
セメンタイトとフェライトに分解し、き裂の発生点とな
る島状マルテンサイト量を減少することを明らかにした
ことにある。
この効果はとくに鋼中のＮ量が少ない場合にとくに著し
い。次に本発明の詳細と熱処理温度範囲の限定理由につ
いて述べる。
い。次に本発明の詳細と熱処理温度範囲の限定理由につ
いて述べる。
本発明の特徴である第１式で与えられる炭素当量が０．
３０％以上０．４５％以下の範囲にとどめたのは、本発
明の対象となる鋼が引張強度で４５ないし７０ｋ９／磯
で通常行われる３０なし、し１０雌Ｊノ伽の入熱の溶接
によってＨＡＺ組織が上部ベイナイトになる場合であり
、そのために上記の炭素当量が必要であるからである。
３０％以上０．４５％以下の範囲にとどめたのは、本発
明の対象となる鋼が引張強度で４５ないし７０ｋ９／磯
で通常行われる３０なし、し１０雌Ｊノ伽の入熱の溶接
によってＨＡＺ組織が上部ベイナイトになる場合であり
、そのために上記の炭素当量が必要であるからである。
溶接入熱量は本発明の必須条件ではなく、ＨＡＺ組織が
上部ベイナイト、とくに針状フェライトと島状マルテン
サイトになることが本質的である。熱処理の温度範囲を
２００つ０以上〜５００午０以下に限定したのは図面に
示すように、２００午０以上〜５００ｏｏ以下でＨＡＺ
の低温鋤性は著しく改善される。
上部ベイナイト、とくに針状フェライトと島状マルテン
サイトになることが本質的である。熱処理の温度範囲を
２００つ０以上〜５００午０以下に限定したのは図面に
示すように、２００午０以上〜５００ｏｏ以下でＨＡＺ
の低温鋤性は著しく改善される。
２００℃以下の温度では本発明の特徴である島状マルテ
ンサイトをセメンタイトとフェライトに分解するのに十
分な温度ではなく、目的とするＨＡＺの低温軸性を改善
する効果は小さいので下限を２００℃とした。
ンサイトをセメンタイトとフェライトに分解するのに十
分な温度ではなく、目的とするＨＡＺの低温軸性を改善
する効果は小さいので下限を２００℃とした。
熱処理温度が５００℃を超えると母材およびＨＡＺの硬
さが熱処理によって低下し、所要の母材強度や溶接継手
強度が低下すること、または、Ｎｂ，Ｖなどの２次硬化
元素を含有する鋼材のＨＡＺは熱処理により硬度が高く
なり、ＨＡＺの低温轍性が劣化するばかりでなく、ＳＲ
割れやＳＲ縦化を起す場合があるので上限をを５００℃
とした。本発明による加熱方法はガス加熱、電気炉加熱
、赤外線加熱など種々の加熱方法によってもよく、特に
限定されるものでない。さらに熱処理温度が２００ｏｏ
以上〜５００ｑｏ以下の比較的低温度で加熱するため、
酸化雰囲気中でも溶接部材の酸化が非常に少ないので、
加熱による酸化を防止するための装置、手段などは特に
講ずる必要もない。また加熱後の冷却速度はとくに限定
する必要がない。これは従来のＳＲ処理が徐冷すること
を本質的に必要とするのにたいして特徴的なことである
。本発明の対象とする溶接部材としては、寒冷地用のラ
インパイプ材、低温鞠性を要求される造船用溶援部材、
圧力容器用溶接部材、あるいは建築用溶接部材などがあ
る。次に本発明による効果を実施例によって示す。
さが熱処理によって低下し、所要の母材強度や溶接継手
強度が低下すること、または、Ｎｂ，Ｖなどの２次硬化
元素を含有する鋼材のＨＡＺは熱処理により硬度が高く
なり、ＨＡＺの低温轍性が劣化するばかりでなく、ＳＲ
割れやＳＲ縦化を起す場合があるので上限をを５００℃
とした。本発明による加熱方法はガス加熱、電気炉加熱
、赤外線加熱など種々の加熱方法によってもよく、特に
限定されるものでない。さらに熱処理温度が２００ｏｏ
以上〜５００ｑｏ以下の比較的低温度で加熱するため、
酸化雰囲気中でも溶接部材の酸化が非常に少ないので、
加熱による酸化を防止するための装置、手段などは特に
講ずる必要もない。また加熱後の冷却速度はとくに限定
する必要がない。これは従来のＳＲ処理が徐冷すること
を本質的に必要とするのにたいして特徴的なことである
。本発明の対象とする溶接部材としては、寒冷地用のラ
インパイプ材、低温鞠性を要求される造船用溶援部材、
圧力容器用溶接部材、あるいは建築用溶接部材などがあ
る。次に本発明による効果を実施例によって示す。
実施例第１表は本発明実施例の鋼材の成分を示す。
第１表に示す鋼材を１３５０℃に急速加熱後、板厚２仇
帆に相当する溶接入熱量が３３．舷Ｊ／伽になるような
冷却条件で冷却後２００〜６００ｑ○の温度範囲で熱処
理を行った。以上の熱サイクル条件を与えたのち、２側
Ｖ／ッチ衝撃試験を実施した。図面は、熱処理温度（℃
）を横軸に、衝撃試験の破面遷移温度を縦髄にとったも
ので、図から明らかなように２００℃以上〜５００ｑ○
の熱処理によって破面遷移温度は著しく低下し、低温鞠
性は極めて改善される。
帆に相当する溶接入熱量が３３．舷Ｊ／伽になるような
冷却条件で冷却後２００〜６００ｑ○の温度範囲で熱処
理を行った。以上の熱サイクル条件を与えたのち、２側
Ｖ／ッチ衝撃試験を実施した。図面は、熱処理温度（℃
）を横軸に、衝撃試験の破面遷移温度を縦髄にとったも
ので、図から明らかなように２００℃以上〜５００ｑ○
の熱処理によって破面遷移温度は著しく低下し、低温鞠
性は極めて改善される。
鋼ＡはＮｂを含んでいる鋼であるが、熱処理温度が６０
０００になると被面遷移温度が著しく高くなり、低温鞠
性が劣ることがよくわかる。以上詳細に説明した通り本
発明の溶接部鋤性の改善方法は、極めて経済的かつ効果
的である。
０００になると被面遷移温度が著しく高くなり、低温鞠
性が劣ることがよくわかる。以上詳細に説明した通り本
発明の溶接部鋤性の改善方法は、極めて経済的かつ効果
的である。
第１表
図面は鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄの熱処理温度と２側Ｖ衝撃試験
の破面遷移温度の関係を示す図である。
の破面遷移温度の関係を示す図である。
Claims (1)
- １ Ｃ％＋１／６Ｍｎ％＋１／５Ｃｒ％＋１／５Ｍｏ％
＋１／５Ｖ％＋１／１５Ｎｉ％＋１／１５Ｃｕ％で与え
られる炭素当量が０．３０％以上０．４５％以下になる
ような成分を持ち、溶接後の熱影響部の組織が針状フエ
ライトと島状マルテンサイトとの混合組織となる高張力
鋼を溶接後２００℃以上〜５００℃の温度領域に加熱し
冷却することを特徴とする溶接部靭性の改善方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10552877A JPS6031888B2 (ja) | 1977-09-02 | 1977-09-02 | 溶接部靱性の改善方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10552877A JPS6031888B2 (ja) | 1977-09-02 | 1977-09-02 | 溶接部靱性の改善方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5439333A JPS5439333A (en) | 1979-03-26 |
| JPS6031888B2 true JPS6031888B2 (ja) | 1985-07-25 |
Family
ID=14410079
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10552877A Expired JPS6031888B2 (ja) | 1977-09-02 | 1977-09-02 | 溶接部靱性の改善方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6031888B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58151491A (ja) * | 1982-03-01 | 1983-09-08 | Toyo Kohan Co Ltd | 着色電気亜鉛めつき金属板の製造方法 |
| GC0000233A (en) * | 2000-08-07 | 2006-03-29 | Exxonmobil Upstream Res Co | Weld metals with superior low temperature toughness for joining high strength, low alloy steels |
-
1977
- 1977-09-02 JP JP10552877A patent/JPS6031888B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5439333A (en) | 1979-03-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CA1182721A (en) | Method of producing steel having high strength and toughness | |
| JPS629646B2 (ja) | ||
| JPS5814848B2 (ja) | 非調質高強度高靭性鋼の製造法 | |
| JP2000256777A (ja) | 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JP3487262B2 (ja) | Ｃｔｏｄ特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP2003147484A (ja) | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼及びその製造方法 | |
| JP3220406B2 (ja) | 耐割れ性に優れた高強度溶接継手の作製方法 | |
| JPS625216B2 (ja) | ||
| JP2781000B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性および耐ｓｓｃ性に優れた高張力鋼板の製造法 | |
| JP2688312B2 (ja) | 高強度高靭性鋼板 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JP3336877B2 (ja) | 脆性破壊伝播停止特性と溶接性に優れた厚肉高張力鋼板の製造方法 | |
| JPH0693332A (ja) | 高張力・高靱性微細ベイナイト鋼の製造法 | |
| JP2024530982A (ja) | 水素誘起割れ抵抗性及び低温衝撃靭性に優れた鋼材及びその製造方法 | |
| JPH10168516A (ja) | 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JPS59136418A (ja) | 高靭性高強度鋼の製造方法 | |
| JPS6293312A (ja) | 応力除去焼鈍用高張力鋼材の製造方法 | |
| JPS613833A (ja) | 溶接性にすぐれた高強度鋼の製造方法 | |
| JP3541746B2 (ja) | Ｃｔｏｄ特性に優れた高強度厚鋼板及びその製造方法 | |
| JPH0211654B2 (ja) | ||
| JPH1180832A (ja) | 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JPH0247525B2 (ja) | ||
| JPH10183241A (ja) | 溶接性および低温靭性の優れた低降伏比高張力鋼の製造方法 | |
| JPH0813087A (ja) | シーム部の耐ｓｓｃ性に優れた溶接鋼管用鋼 | |
| JPH05271757A (ja) | 低温用鋼板の製造方法 |