JPS6067622A - 溶接継手軟化の少ない大入熱溶接用低炭素当量鋼の製造方法 - Google Patents
溶接継手軟化の少ない大入熱溶接用低炭素当量鋼の製造方法Info
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- JPS6067622A JPS6067622A JP17591183A JP17591183A JPS6067622A JP S6067622 A JPS6067622 A JP S6067622A JP 17591183 A JP17591183 A JP 17591183A JP 17591183 A JP17591183 A JP 17591183A JP S6067622 A JPS6067622 A JP S6067622A
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- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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】
本発明は溶接継手軟化の少ない犬入熱溶接用鋼に関し、
詳しくは、小人熱溶接時の耐溶接割れ性と大入熱溶接時
の溶接熱影響部の靭性にすぐれ、且つ、大入熱溶接継手
の軟化の少ない引張強さ４５ ｋｇ ｆ ／−以上の低
炭素当量鋼の製造方法に関する。
詳しくは、小人熱溶接時の耐溶接割れ性と大入熱溶接時
の溶接熱影響部の靭性にすぐれ、且つ、大入熱溶接継手
の軟化の少ない引張強さ４５ ｋｇ ｆ ／−以上の低
炭素当量鋼の製造方法に関する。
近年、溶接施工能率の向上を目的として、溶接時に予熱
を必要とせず、しかも、大入熱溶接を適用し得る鋼材が
要望されている。このような鋼材を得るためには、鋼の
炭素当量を低減さゼることが最も有効な方法であるが、
この方法は、反面、鋼材の強度低下を招く。このため、
従来は炭素当量を低減させた鋼を熱間圧延した後、冷却
速度を速めたり、或いは再加熱後に焼入れする等の方法
により鋼の強化を図っている。
を必要とせず、しかも、大入熱溶接を適用し得る鋼材が
要望されている。このような鋼材を得るためには、鋼の
炭素当量を低減さゼることが最も有効な方法であるが、
この方法は、反面、鋼材の強度低下を招く。このため、
従来は炭素当量を低減させた鋼を熱間圧延した後、冷却
速度を速めたり、或いは再加熱後に焼入れする等の方法
により鋼の強化を図っている。
しかしながら、このようにして強化した鋼は、これに大
入熱溶接を施すときには溶接熱影響部に軟化を生じ、し
かも、この軟化の程度が上記強化の上昇量に比例して増
大するので、溶接継手強度が不足するという大きい問題
がある。このように強化した鋼が、大入熱溶接において
溶接熱影響部に軟化を生じるのは、溶接熱により溶接熱
影響部の組織がフエライ１−を含む強度の低い組織とな
り、また、焼戻されることによって、上記した加速冷却
や焼入れによる強度増大の効果が消失するからである。
入熱溶接を施すときには溶接熱影響部に軟化を生じ、し
かも、この軟化の程度が上記強化の上昇量に比例して増
大するので、溶接継手強度が不足するという大きい問題
がある。このように強化した鋼が、大入熱溶接において
溶接熱影響部に軟化を生じるのは、溶接熱により溶接熱
影響部の組織がフエライ１−を含む強度の低い組織とな
り、また、焼戻されることによって、上記した加速冷却
や焼入れによる強度増大の効果が消失するからである。
従来、鋼におけるＣ量を増大させ、或いはＮｂや■を添
加することは、鋼の耐溶接割れ性や溶接熱影響部の靭性
、特に大入熱溶接の場合の溶接熱影響部靭性を劣化させ
るとされてきたが、本発明者らは鋭意研究した結果、炭
素当量を０．３０％以下に抑えることにより、溶接熱影
響部の強度は鋼におけるＣ量が多いほど高くなり、従っ
て、Ｃ量を高めると共にＳｉ、Ｍｎ等の合金元素量を低
減することが溶接継手の軟化軽減に有効であり、更にＮ
ｂやＶを添加することによって、上記の軟化が一層軽減
されることを見出した。
加することは、鋼の耐溶接割れ性や溶接熱影響部の靭性
、特に大入熱溶接の場合の溶接熱影響部靭性を劣化させ
るとされてきたが、本発明者らは鋭意研究した結果、炭
素当量を０．３０％以下に抑えることにより、溶接熱影
響部の強度は鋼におけるＣ量が多いほど高くなり、従っ
て、Ｃ量を高めると共にＳｉ、Ｍｎ等の合金元素量を低
減することが溶接継手の軟化軽減に有効であり、更にＮ
ｂやＶを添加することによって、上記の軟化が一層軽減
されることを見出した。
即ち、本発明者らは、鋼に所定の化学組成を有せしめる
ことにより、これを通常の熱間圧延後に加速冷却し、又
は通常の熱間圧延後に空冷し、再度オーステナイト域に
加熱後に焼入れをし、このようにいずれかの方法で熱処
理した鋼を必要に応じて更に焼戻すことによって、低炭
素当量化による強度補償を行なった鋼についても、すぐ
れた耐溶接割れ性と大入熱溶接熱影響部靭性をイ１与し
得るのみならず、その溶接継手の軟化を軽減させ（ｑる
ことを見出し、かくして、得られる鋼にこれら三つの特
性を兼ね備えさせることができたのである。
ことにより、これを通常の熱間圧延後に加速冷却し、又
は通常の熱間圧延後に空冷し、再度オーステナイト域に
加熱後に焼入れをし、このようにいずれかの方法で熱処
理した鋼を必要に応じて更に焼戻すことによって、低炭
素当量化による強度補償を行なった鋼についても、すぐ
れた耐溶接割れ性と大入熱溶接熱影響部靭性をイ１与し
得るのみならず、その溶接継手の軟化を軽減させ（ｑる
ことを見出し、かくして、得られる鋼にこれら三つの特
性を兼ね備えさせることができたのである。
従って、本発明による溶接継手の軟化の少ない低炭素当
量鋼の製造方法の一つは、 重量％テＣ０，１０〜０．２３％、Ｓ ｉ ０．１０％
以下及ヒＭ ｎ ０．９０％ツ下を含有すると共に、Ｎ
ｂ Ｏ。
量鋼の製造方法の一つは、 重量％テＣ０，１０〜０．２３％、Ｓ ｉ ０．１０％
以下及ヒＭ ｎ ０．９０％ツ下を含有すると共に、Ｎ
ｂ Ｏ。
００５〜０．０５０％及びＶｏ、００５〜０．１％から
選ばれる少なくとも１種を含有し、ここに（Ｍｎ＋Ｓｉ
）／Ｃ≦１０ を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオー
ステナイト域に加熱し、熱間圧延した後、１〜ｂ 熱間圧延後に空冷した圧延まま材に狂べて引張強さが３
ｋｇ ｆ ／−以上高められている引張強さ４５ｋｇ
ｆ ／ ｍｍ以上の大入熱溶接用低炭素当Ｗ鋼を得る
ことを特徴とし、本発明による別の方法は、重１ｔ％テ
ｃｏ、１０−０．２３％、ＳｉＯ，１０％以下及びＭ
ｎ ０．９０％以下を含有すると共に、Ｎ ｂ ０゜０
０５〜０．０５０％及びＶ Ｏ，ＯＯ５〜０．１％から
選ばれる少なくとも１種を含有し、ここに（Ｍｎ ＋Ｓ
ｉ）／Ｃ≦１０ を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオー
ステナイト域に加熱し、熱間圧延した後、空冷し、次い
で再びオーステナイト域に加熱した後、焼入れすること
により、熱間圧延後に空冷した圧延まま材に比べて引張
強さが３ ｋｇ ｆ ／−以上高められていることを特
徴とする。
選ばれる少なくとも１種を含有し、ここに（Ｍｎ＋Ｓｉ
）／Ｃ≦１０ を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオー
ステナイト域に加熱し、熱間圧延した後、１〜ｂ 熱間圧延後に空冷した圧延まま材に狂べて引張強さが３
ｋｇ ｆ ／−以上高められている引張強さ４５ｋｇ
ｆ ／ ｍｍ以上の大入熱溶接用低炭素当Ｗ鋼を得る
ことを特徴とし、本発明による別の方法は、重１ｔ％テ
ｃｏ、１０−０．２３％、ＳｉＯ，１０％以下及びＭ
ｎ ０．９０％以下を含有すると共に、Ｎ ｂ ０゜０
０５〜０．０５０％及びＶ Ｏ，ＯＯ５〜０．１％から
選ばれる少なくとも１種を含有し、ここに（Ｍｎ ＋Ｓ
ｉ）／Ｃ≦１０ を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオー
ステナイト域に加熱し、熱間圧延した後、空冷し、次い
で再びオーステナイト域に加熱した後、焼入れすること
により、熱間圧延後に空冷した圧延まま材に比べて引張
強さが３ ｋｇ ｆ ／−以上高められていることを特
徴とする。
先ず、本発明における鋼の化学成分について説明する。
Ｃは、本発明の方法において、大入熱溶接継手の溶接熱
影響部の軟化が軽減された鋼を得るために必要不可欠の
元素であるが、０．１０％よりも少ないときは、その効
果が乏しいので上限を０．１０％とし、一方、０．２５
％を越えるときは、大入熱溶接時の溶接熱影響部靭性が
劣化するので、」１限を０．２５％とする。
影響部の軟化が軽減された鋼を得るために必要不可欠の
元素であるが、０．１０％よりも少ないときは、その効
果が乏しいので上限を０．１０％とし、一方、０．２５
％を越えるときは、大入熱溶接時の溶接熱影響部靭性が
劣化するので、」１限を０．２５％とする。
Ｓｔ及びＭｎは共に鋼の強度上昇に有用な元素であるが
、余りに多量に添加すると、溶接熱影響部靭性や耐溶接
割れ性を確保するためにＣ量を低減することが必要とな
り、これは上記から明らかなように継手の軟化軽減効果
を低下させることとなる。従って、Ｓｉ及びＭｎの添加
量の上限をそれぞれ０．１０％及び０．９０％とし、且
つ、ｃｌとの間に （Ｍｎ＋Ｓｉ）／Ｃ≦１０ の関係を満足させて、Ｃ量に対してその合計量を規制す
ることを要する。
、余りに多量に添加すると、溶接熱影響部靭性や耐溶接
割れ性を確保するためにＣ量を低減することが必要とな
り、これは上記から明らかなように継手の軟化軽減効果
を低下させることとなる。従って、Ｓｉ及びＭｎの添加
量の上限をそれぞれ０．１０％及び０．９０％とし、且
つ、ｃｌとの間に （Ｍｎ＋Ｓｉ）／Ｃ≦１０ の関係を満足させて、Ｃ量に対してその合計量を規制す
ることを要する。
Ｎｂは本発明において、析出強化により鋼材の強度を高
め、溶接熱影響部の軟化を抑制するために、後述する■
と共にその少なくとも一方が必須の元素として添加され
るが、Ｎｂについては、添加量が０．０ Ｏ５％よりも
少ないときはその効果が不十分であり、一方、０．０５
０％を越えるときは溶接熱影響部靭性を劣化させるので
、添加量範囲を０．００５〜０．０５０％に限定する。
め、溶接熱影響部の軟化を抑制するために、後述する■
と共にその少なくとも一方が必須の元素として添加され
るが、Ｎｂについては、添加量が０．０ Ｏ５％よりも
少ないときはその効果が不十分であり、一方、０．０５
０％を越えるときは溶接熱影響部靭性を劣化させるので
、添加量範囲を０．００５〜０．０５０％に限定する。
■もＮｂと同様に析出強化に効果があり、鋼を強化して
溶接熱影響部軟化を抑制するのに有用な元素であるが、
０．００５％よりも少ないときはその効果が不十分であ
り、また、０．１０％を越えて多量に添加するときは、
母材強度及び溶接熱影響部靭性を劣化させるので、０．
００５〜０．１０％に限定する。尚、ＮｂとＶはいずれ
がが単独で添加されてもよ（、或いは両者が併用添加さ
れてもよい。
溶接熱影響部軟化を抑制するのに有用な元素であるが、
０．００５％よりも少ないときはその効果が不十分であ
り、また、０．１０％を越えて多量に添加するときは、
母材強度及び溶接熱影響部靭性を劣化させるので、０．
００５〜０．１０％に限定する。尚、ＮｂとＶはいずれ
がが単独で添加されてもよ（、或いは両者が併用添加さ
れてもよい。
本発明においては、鋼は上記した元素に加えて、Ｃｕ、
Ｎｉ５Ｃｒ、、ＭＯ及びＴｉから選ばれる少なくとも１
種の元素を含有していてもよい。
Ｎｉ５Ｃｒ、、ＭＯ及びＴｉから選ばれる少なくとも１
種の元素を含有していてもよい。
Ｃｕ、Ｎｉｓ Ｃｒ及びＭＯは、鋼の強度調整元素とし
て有効であり、また、継手軟化を軽減するのにも有用な
元素であるが、余りに多量に添加すると、溶接熱影響部
靭性を低下させる。従って、Ｃｕ 、、 Ｎ ｉ及びＣ
ｒについては、その上限をそれぞれ０．５０％とし、Ｍ
ｏについては上限を０．３０％とする。これらの元素は
単独で、又は２種以上を複合して添加してもよい。
て有効であり、また、継手軟化を軽減するのにも有用な
元素であるが、余りに多量に添加すると、溶接熱影響部
靭性を低下させる。従って、Ｃｕ 、、 Ｎ ｉ及びＣ
ｒについては、その上限をそれぞれ０．５０％とし、Ｍ
ｏについては上限を０．３０％とする。これらの元素は
単独で、又は２種以上を複合して添加してもよい。
Ｔｉは微細な窒化物の分散による溶接熱影響部靭性の改
善、窒化物の析出よる強度上昇のために有効な元素であ
るが、０．１％を越えて多量に添加するときは、母材及
び溶接熱影響部靭性を劣化させるので、その上限を０．
１％とする。
善、窒化物の析出よる強度上昇のために有効な元素であ
るが、０．１％を越えて多量に添加するときは、母材及
び溶接熱影響部靭性を劣化させるので、その上限を０．
１％とする。
本発明の一つの方法によれば、鋼組成を以上のように限
定することにより、この鋼は、オーステナイト域に加熱
し、熱間圧延後、１〜ｂの冷却速度にて冷却し、必要に
応じて更にこの後に焼戻して、熱間圧延後に空冷した圧
延まま材に比べて引張強さが３ ｋｇ ｆ ／−以上高
められていても、６０ ＫＪ／ ｃｍ以上の大入熱溶接
時にも溶接継手の軟化の少ない引張強さ４５ ｋｇ ｆ
／−以上の低炭素当量鋼を得ることができる。
定することにより、この鋼は、オーステナイト域に加熱
し、熱間圧延後、１〜ｂの冷却速度にて冷却し、必要に
応じて更にこの後に焼戻して、熱間圧延後に空冷した圧
延まま材に比べて引張強さが３ ｋｇ ｆ ／−以上高
められていても、６０ ＫＪ／ ｃｍ以上の大入熱溶接
時にも溶接継手の軟化の少ない引張強さ４５ ｋｇ ｆ
／−以上の低炭素当量鋼を得ることができる。
また、本発明の別の方法によれば、上記した化学組成を
有する鋼は、これをオーステナイト域に加熱し、熱間圧
延後、空冷し、かくして得た鋼を再度オーステナイト域
に加熱し、その後に焼入れをし、必要に応してこの後に
更に焼戻を行なって、熱間圧延後に空冷した圧縛まま材
に比べて引張強さが３ ｋｇ ｆ ／−以上高められて
いても、上記の方法と同様に６０ＫＪ／ｃｍ以上の大入
熱溶接時にも溶接継手の軟化の少ない引張強さ４５ ｋ
ｇ ｆ ／−以上の低炭素当量鋼を得ることができる。
有する鋼は、これをオーステナイト域に加熱し、熱間圧
延後、空冷し、かくして得た鋼を再度オーステナイト域
に加熱し、その後に焼入れをし、必要に応してこの後に
更に焼戻を行なって、熱間圧延後に空冷した圧縛まま材
に比べて引張強さが３ ｋｇ ｆ ／−以上高められて
いても、上記の方法と同様に６０ＫＪ／ｃｍ以上の大入
熱溶接時にも溶接継手の軟化の少ない引張強さ４５ ｋ
ｇ ｆ ／−以上の低炭素当量鋼を得ることができる。
前記したように、従来の鋼であれば、熱間圧延後の熱処
理によって低炭素当量鋼の強度上昇を図ったとき、得ら
れる鋼は、−大入熱溶接において溶接熱影響部に上記強
度の上昇量に比例して軟化が増大して継手強度が不足す
る。かくして、一般に溶接継手の引張強さの測定に使用
されている短標点の引張試験片、即ち、ＪＩＳ Ｚ ３
１２１試験片によれば、熱処理した鋼が熱間加工後空冷
した圧延まま材の引張強さよりも３ｋｇｆ／−以上高め
られている場合、その継手引張強さが母材より低くなっ
て溶接熱影響部で破断する。しかし、本発明によれば、
熱間圧延後の熱処理により圧延まま材よりも引張強さが
３ ｋｇ ｆ ／−以上高められている場合でも、継手
引張強さが母材のそれよりも大きいために、従来鋼の溶
接継手のように溶接熱影響部で破断することはない。
理によって低炭素当量鋼の強度上昇を図ったとき、得ら
れる鋼は、−大入熱溶接において溶接熱影響部に上記強
度の上昇量に比例して軟化が増大して継手強度が不足す
る。かくして、一般に溶接継手の引張強さの測定に使用
されている短標点の引張試験片、即ち、ＪＩＳ Ｚ ３
１２１試験片によれば、熱処理した鋼が熱間加工後空冷
した圧延まま材の引張強さよりも３ｋｇｆ／−以上高め
られている場合、その継手引張強さが母材より低くなっ
て溶接熱影響部で破断する。しかし、本発明によれば、
熱間圧延後の熱処理により圧延まま材よりも引張強さが
３ ｋｇ ｆ ／−以上高められている場合でも、継手
引張強さが母材のそれよりも大きいために、従来鋼の溶
接継手のように溶接熱影響部で破断することはない。
特に、従来鋼では溶接入熱量が６０ＫＪ／ｃ＋ｎ以上に
なると、溶接熱影響部の軟化の程度及び幅が大きくなり
、継手強度の低下が顕著となるが、本発明の方法により
得られる鋼は、６０ ＫＪ／ ｃｍ以上の大入熱溶接後
も、継手引張強さが母材のそれよりも大きく保たれるの
で、溶接熱影響部で破断することがない。
なると、溶接熱影響部の軟化の程度及び幅が大きくなり
、継手強度の低下が顕著となるが、本発明の方法により
得られる鋼は、６０ ＫＪ／ ｃｍ以上の大入熱溶接後
も、継手引張強さが母材のそれよりも大きく保たれるの
で、溶接熱影響部で破断することがない。
但し、熱間圧延後の所定の熱処理によって、その引張強
さが熱間圧延後空冷した圧延まま材の引張強さよりも３
ｋｇ ｆ ／ ｍｍ未満しか上昇していない場合には
、継手の引張強さは、溶接金属及び母材の強度に拘束さ
れて、母材のそれよりも低くなることはない。即ち、本
発明の方法は、通常の熱間圧延後に熱処理により、引張
強さを３ ｋｇ ｆ ／−高めた鋼について、特に意義
がある。
さが熱間圧延後空冷した圧延まま材の引張強さよりも３
ｋｇ ｆ ／ ｍｍ未満しか上昇していない場合には
、継手の引張強さは、溶接金属及び母材の強度に拘束さ
れて、母材のそれよりも低くなることはない。即ち、本
発明の方法は、通常の熱間圧延後に熱処理により、引張
強さを３ ｋｇ ｆ ／−高めた鋼について、特に意義
がある。
更に、本発明によって得られる鋼は、引張強さが４５ｋ
ｇｆ／＋ｎ＋ｆ以上である鋼を得る場合に特に意義があ
る。引張強さが４５ ｋｇ ｆ ／−以下の鋼の場合は
、本発明におけるような加速冷却や直接焼入れ等による
強化法を採用するまでもなく、炭素当量が０．３０％以
下であっても容易に所要の引張強さを得ることができる
からであり、また、このような強化によっても引張強さ
の強度上昇の改善が僅かであるため、溶接継手の軟化も
また実質的に無視し得る程度であるからである。
ｇｆ／＋ｎ＋ｆ以上である鋼を得る場合に特に意義があ
る。引張強さが４５ ｋｇ ｆ ／−以下の鋼の場合は
、本発明におけるような加速冷却や直接焼入れ等による
強化法を採用するまでもなく、炭素当量が０．３０％以
下であっても容易に所要の引張強さを得ることができる
からであり、また、このような強化によっても引張強さ
の強度上昇の改善が僅かであるため、溶接継手の軟化も
また実質的に無視し得る程度であるからである。
以下に実施例を挙げて本発明を説明する。
実施例
第１表に示す化学組成の鋼を９５０〜１１５０℃の通常
のオーステナイト域に加熱し、熱間圧延し、７５０〜８
５０℃の温度で仕上げ圧延した。
のオーステナイト域に加熱し、熱間圧延し、７５０〜８
５０℃の温度で仕上げ圧延した。
この直後から５〜ｂ
０℃以下の温度まで加速冷却し、厚み２５１１１１の鋼
板を得た。この方法を方法Ｉとする。
板を得た。この方法を方法Ｉとする。
別に、第１表に示す化学組成の鋼を９５０〜１１５０℃
の通常のオーステナイト域に加熱し、熱間圧延した後、
空冷し、次いで再びオーステナイト域に加熱した後、焼
入れ焼戻しを行なって、厚み２５１ｍの鋼板を得た。こ
の方法を方法■とする。
の通常のオーステナイト域に加熱し、熱間圧延した後、
空冷し、次いで再びオーステナイト域に加熱した後、焼
入れ焼戻しを行なって、厚み２５１ｍの鋼板を得た。こ
の方法を方法■とする。
このようにして得た熱処理鋼母材の機械的性質及び耐衝
撃性質を圧延まま材の機械的性質と併せて第２表に示す
。また、熱処理鋼をエレクトロスラグ溶接して得た継手
の特性も第２表に示す。本発明鋼によれば、溶接継手の
引張強さは母材のそれよりも常に大きいと共に、ボンド
部の耐衝撃性質にもすくれるが、比較鋼によれば、特に
鋼記号Ｌ、Ｍ、Ｎ及びＯからなる鋼についてみられるよ
うに、溶接継手強度が母材よりも小さく、また、鋼記号
Ｊ及びＫからなる鋼についてみられるよ・うに、溶接継
手強度が母材よりも大きい場合でも、ボンド部耐衝撃性
に劣る。
撃性質を圧延まま材の機械的性質と併せて第２表に示す
。また、熱処理鋼をエレクトロスラグ溶接して得た継手
の特性も第２表に示す。本発明鋼によれば、溶接継手の
引張強さは母材のそれよりも常に大きいと共に、ボンド
部の耐衝撃性質にもすくれるが、比較鋼によれば、特に
鋼記号Ｌ、Ｍ、Ｎ及びＯからなる鋼についてみられるよ
うに、溶接継手強度が母材よりも小さく、また、鋼記号
Ｊ及びＫからなる鋼についてみられるよ・うに、溶接継
手強度が母材よりも大きい場合でも、ボンド部耐衝撃性
に劣る。
また、鋼記号Ａ（本発明鋼）及びＭ（比較鋼）からなる
鋼について種々の溶接法にて溶接を行ない、溶接継手の
引張強さをめた。併せて溶接継手引張強さから母材引張
強さを減じた差を第３表に示す。その結果を第１図に示
すように、本発明の方法により得られた鋼は６０ ＫＪ
／ ａｍ以上の大入熱溶接の場合にも、継手強度が母材
強度よりも大きい。これに対して、比較鋼の場合には、
６０ＫＪ／ ｃｍ以上の大入熱溶接を行なうと、溶接熱
影響部の軟化のために、継手引張強さが母材のそれより
も小さくなっている。
鋼について種々の溶接法にて溶接を行ない、溶接継手の
引張強さをめた。併せて溶接継手引張強さから母材引張
強さを減じた差を第３表に示す。その結果を第１図に示
すように、本発明の方法により得られた鋼は６０ ＫＪ
／ ａｍ以上の大入熱溶接の場合にも、継手強度が母材
強度よりも大きい。これに対して、比較鋼の場合には、
６０ＫＪ／ ｃｍ以上の大入熱溶接を行なうと、溶接熱
影響部の軟化のために、継手引張強さが母材のそれより
も小さくなっている。
次に、第４表は鋼記号Ａ及びＭからなる鋼を熱間圧延後
、種々の冷却速度にて加速冷却を行ない、このようにし
て得られた鋼についてエレクトロスラグアーク溶接を行
なった結果を示す。加速冷却して得た母材と圧延まま材
の引張強さの差を併せて第４表に示す。第２図はこれを
グラフ化して示すもので、本発明鋼によれば、加速冷却
による強度上昇が３ ｋｇ ｆ ／−以上の場合でも溶
接継手の引張強さの方が母材引張強さよりも大きいが、
比較鋼の場合は反対に継手引張強さの方が小さい。
、種々の冷却速度にて加速冷却を行ない、このようにし
て得られた鋼についてエレクトロスラグアーク溶接を行
なった結果を示す。加速冷却して得た母材と圧延まま材
の引張強さの差を併せて第４表に示す。第２図はこれを
グラフ化して示すもので、本発明鋼によれば、加速冷却
による強度上昇が３ ｋｇ ｆ ／−以上の場合でも溶
接継手の引張強さの方が母材引張強さよりも大きいが、
比較鋼の場合は反対に継手引張強さの方が小さい。
第１図は溶接入熱量に対する溶接継手と母材の引張強さ
の差の関係を示すグラフ、第２図は母材における強度上
昇量に対する溶接継手と母材の引張強さの差との関係を
示すグラフである。
の差の関係を示すグラフ、第２図は母材における強度上
昇量に対する溶接継手と母材の引張強さの差との関係を
示すグラフである。
Claims (4)
- （１）重量％でＣ０，１０〜０．２３％、Ｓ ｉ ０．
１０％以下及びＭｎ０．９０％以下を含有すると共に、
ＮｂＯ，００５〜０．０５０％及びＶｏ、００５〜０．
１％から選ばれる少なくとも１種を含有し、ここに（Ｍ
ｎ＋Ｓｉ）／Ｃ≦１０ を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオー
ステナイト域に加熱し、熱間圧延した後、１〜ｂ て、熱間圧延後に空冷した圧延まま材に比べて引張強さ
が３ ｋｇ ｆ ／−以上高められていることを特徴と
する溶接継手軟化の少ない引張強さ４５ｋｆ／−以」二
の大入熱溶接用低炭素当量鋼の製造方法。 - （２）重量％でＣ０，１０〜０．２３％、Ｓ ｉ Ｏ，
１０％以下及びＭ ｎ ０．９０％以下を含有すると共
に、Ｎｂ０．００５〜０．０５０％及びＶｏ、００５〜
０．１％から選ばれる少なくとも１種、並びにＣｕ ０
．５０％以下、Ｎｉ０．５０％以下、Ｃｒ Ｏ，５０％
以下、Ｍｏ０．３０％以下及びＴ ｉ ０．１０％以下
から選ばれる少なくとも１種を含有し、ここに （Ｍｎ＋Ｓｉ）／Ｃ≦１０ を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオー
ステナイト域に加熱し、熱間圧延した後、１〜ｂ て、熱間圧延後に空冷した圧延まま材に比べて引張強さ
が３ｋｇｆ／−以上高められていることを特徴とする溶
接継手軟化の少ない引張強さ４５ ｋｇ ｆ／ｍｍ以上
の大入熱溶接用低炭素当量鋼の製造方法。 - （３） ＠ｆｉ１％でＣＯ，１Ｏ−０，２３％、ＳｉＯ
，］Ｏ％以下及びＭ ｎ ０．９０％以下を含有すると
共に、Ｎ ｂ Ｏ，ＯＯ５〜０．０５０％及びＶｏ、０
０５〜０．１％から選ばれる少なくとも１種を含有し、
ここに（Ｍｎ ＋Ｓ ｉ）／Ｃ≦１０ を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオー
ステナイト域に加熱し、熱間圧延した後、空冷し、次い
で再びオーステナイト域に加熱した後、焼入れすること
によって、熱間圧延後に空冷した圧延まま材に比べて引
張強さが３ｋｇｆ／−以上高められていることを特徴と
する溶接継手軟化の少ない引張強さ４５ ｋｇ ｆ ／
−以上の大入熱溶接用低炭素当量鋼の製造方法。 - （４）重量％でＣ０，１０〜０．２３％、Ｓ ｉ ０．
１０％以下及びＭｎ０．９０％以下を含有すると共に、
ＮｂＯ，００５〜０．０５０％及びＶｏ、００５〜０．
１％から選ばれる少なくとも１種、並びにＣｕ ０．５
０％以下、Ｎ ｉ ０．５０％以下、Ｃｒ０．５０％以
下、Ｍ ｏ ０．３０％以下及びＴ ｉ Ｏ，１０％以
下から選ばれる少なくとも１種を含有し、ここに ２４ ｔｉ ４０ ｂ ４ １４ を満足し、残部鉄及び不可避的不純物よりなる鋼をオー
ステナイト域に加熱し、熱間圧延した後、空冷し、次い
で再びオー不テナイト域に加熱した後、焼入れすること
によって、熱間圧延後に空冷した圧延まま材に比べて引
張強さが３ ｋｇ ｆ ／ ｍｍ以上高められているこ
とを特徴とする溶接継手軟化の少ない引張強さ４５ ｋ
ｇ ｆ ／−以上の大入熱溶接用低炭素当量鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17591183A JPS6067622A (ja) | 1983-09-21 | 1983-09-21 | 溶接継手軟化の少ない大入熱溶接用低炭素当量鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17591183A JPS6067622A (ja) | 1983-09-21 | 1983-09-21 | 溶接継手軟化の少ない大入熱溶接用低炭素当量鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6067622A true JPS6067622A (ja) | 1985-04-18 |
Family
ID=16004392
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17591183A Pending JPS6067622A (ja) | 1983-09-21 | 1983-09-21 | 溶接継手軟化の少ない大入熱溶接用低炭素当量鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6067622A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20160117536A (ko) | 2014-03-17 | 2016-10-10 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용접용 강재 |
-
1983
- 1983-09-21 JP JP17591183A patent/JPS6067622A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20160117536A (ko) | 2014-03-17 | 2016-10-10 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 용접용 강재 |
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