JPS61235515A - 溶接熱影響部の応力除去焼鈍後の粒界脆化防止法 - Google Patents
溶接熱影響部の応力除去焼鈍後の粒界脆化防止法Info
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- JPS61235515A JPS61235515A JP7806585A JP7806585A JPS61235515A JP S61235515 A JPS61235515 A JP S61235515A JP 7806585 A JP7806585 A JP 7806585A JP 7806585 A JP7806585 A JP 7806585A JP S61235515 A JPS61235515 A JP S61235515A
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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】
（産業上の利用分野）
本発明は、応力除去焼鈍後の鋼の溶接熱影響部の粒界脆
化防止法に関するものである。
化防止法に関するものである。
（従来技術および問題点）
最近は溶接構造物が大型化してきて、その安全性確保の
ために、溶接部の残留応力除去焼鈍（８Ｒ）が実施され
る場合が多い。寸法精度の維持のために、焼鈍後の冷却
は徐冷になる。このとき鋼材、溶接法によっては、溶接
熱影響部（ＨＡＺ ）にシャルピー衝撃試験などにより
わかる粒界脆化が起る。
ために、溶接部の残留応力除去焼鈍（８Ｒ）が実施され
る場合が多い。寸法精度の維持のために、焼鈍後の冷却
は徐冷になる。このとき鋼材、溶接法によっては、溶接
熱影響部（ＨＡＺ ）にシャルピー衝撃試験などにより
わかる粒界脆化が起る。
この問題は、たとえば鉄と鋼、第６４・年（１９７８°
年）第２号１９７Ｂ −Ａ ６５ にみられるように
８Ｒ脆化と呼ばれており、その解決手段として決定的な
ものが従来はみられなかった。即ち、このような応力除
去焼鈍によるＨＡＺの粒界脆化は、ＨＡＺの組織に強く
依存するもので、急熱急冷の溶接熱サイクルを受けるこ
とにより、鋼材はマルテンサイト、べイナイトなどの焼
入組織になると、ＳＲ後粒界脆化が起り易くなる。
年）第２号１９７Ｂ −Ａ ６５ にみられるように
８Ｒ脆化と呼ばれており、その解決手段として決定的な
ものが従来はみられなかった。即ち、このような応力除
去焼鈍によるＨＡＺの粒界脆化は、ＨＡＺの組織に強く
依存するもので、急熱急冷の溶接熱サイクルを受けるこ
とにより、鋼材はマルテンサイト、べイナイトなどの焼
入組織になると、ＳＲ後粒界脆化が起り易くなる。
即ち、ＨＡＺの組織が、マルテンサイトに近い程粒界脆
化を起す傾向を示す。従って、ＳＲ後の粒界脆化の防止
は、ＨＡＺの組織を制御することで可能である。しかし
ながら、このような問題に対処するための従来の手段と
しては、鋼材の成分を調整して、耐８Ｒ脆化特性をもた
せるようにした、たとえば特公昭５６−３１３５０号公
報記載の技術などがおるが、十分にＳＲ脆化を防止でき
るものでなく、また鋼材に要求される種々の性能を、同
時に満すことはかなりむずかしいのが実情であった。
化を起す傾向を示す。従って、ＳＲ後の粒界脆化の防止
は、ＨＡＺの組織を制御することで可能である。しかし
ながら、このような問題に対処するための従来の手段と
しては、鋼材の成分を調整して、耐８Ｒ脆化特性をもた
せるようにした、たとえば特公昭５６−３１３５０号公
報記載の技術などがおるが、十分にＳＲ脆化を防止でき
るものでなく、また鋼材に要求される種々の性能を、同
時に満すことはかなりむずかしいのが実情であった。
（問題を解決するだめの手段）
そこで本発明者らは種々検討の結果、鋼の化学組成を、
ＳＲ脆化の支配因子のひとつであるＰ含有量の範囲と、
Ｃ＋８１ ／ ２４＋Ｍｎ／ ６ ＋Ｎｉ ／番Ｏ十Ｃ
ｒ ／ ５＋Ｍｏ／ ４＋Ｖ／ １４ （＝Ｃ６ｑ、）
との関連で制限し、さらに、溶接条件の変化に伴なう組
織の変化を考慮に入れて、溶接後のボンド部の冷却条件
を制限することによって、Ｉ（ＡＺに耐８Ｒ脆化特性を
付与せしめることが可能であるとの結論に達し、本発明
をなしたものである。
ＳＲ脆化の支配因子のひとつであるＰ含有量の範囲と、
Ｃ＋８１ ／ ２４＋Ｍｎ／ ６ ＋Ｎｉ ／番Ｏ十Ｃ
ｒ ／ ５＋Ｍｏ／ ４＋Ｖ／ １４ （＝Ｃ６ｑ、）
との関連で制限し、さらに、溶接条件の変化に伴なう組
織の変化を考慮に入れて、溶接後のボンド部の冷却条件
を制限することによって、Ｉ（ＡＺに耐８Ｒ脆化特性を
付与せしめることが可能であるとの結論に達し、本発明
をなしたものである。
（発明の構成・作用）
本発明は前記の知見にもとすいてなされたものであって
、その要旨とするところは重量％Ｃ：０．０４〜０．４
０ ％ 、 １３１ ： ０．１０〜０．１００− Ｍ
ｎ ：０．５０〜３．００ ％を含み、さらにＣｒ ：
０．０５〜３．００％、Ｎｉ：０゜０５〜６．００％
、 ＭＯ，： ０．０５〜１．００ ％。
、その要旨とするところは重量％Ｃ：０．０４〜０．４
０ ％ 、 １３１ ： ０．１０〜０．１００− Ｍ
ｎ ：０．５０〜３．００ ％を含み、さらにＣｒ ：
０．０５〜３．００％、Ｎｉ：０゜０５〜６．００％
、 ＭＯ，： ０．０５〜１．００ ％。
Ｖ ： ０．００５〜０．１００− Ｔｉ ： ０．０
１〜１．００ ％ 。
１〜１．００ ％ 。
Ｎｂ ： ０．００５〜０．１０％、Ｂ ： ｏ、ｏｏ
ｏ５〜０．００３０％ 、 Ｃｕ ： ０，０５〜１．
００％、 Ａｆｆｉ ： Ｏ，ＯＩＱ 〜０．１００−
のうちの１種又は２ｓ以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物よシなる鋼において、Ｐ ：Ｏ，Ｏ：Ｌ５チ
以上の場合はＣｅｑ、≦０．４３ 、 Ｐ ： ｏ、ｏ
ｘ５％未満の場合はＣａｑ、≦０．４５、但し、””ｑ
、＝ Ｃ＋８１／２４十Ｍｎ／６ ＋Ｎｉ／４０ ＋Ｃ
ｒ１５ ＋Ｍｏ／番＋ｖ／１４を満足せしめると共に、
溶接終了後のボンド部の冷却過程で、８００℃から５ｏ
ｏｃｌでの温度域を１１秒以上で冷却することを特徴と
する溶接熱影響部の応力除去焼鈍後の粒界脆化防止法に
ある。
ｏ５〜０．００３０％ 、 Ｃｕ ： ０，０５〜１．
００％、 Ａｆｆｉ ： Ｏ，ＯＩＱ 〜０．１００−
のうちの１種又は２ｓ以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物よシなる鋼において、Ｐ ：Ｏ，Ｏ：Ｌ５チ
以上の場合はＣｅｑ、≦０．４３ 、 Ｐ ： ｏ、ｏ
ｘ５％未満の場合はＣａｑ、≦０．４５、但し、””ｑ
、＝ Ｃ＋８１／２４十Ｍｎ／６ ＋Ｎｉ／４０ ＋Ｃ
ｒ１５ ＋Ｍｏ／番＋ｖ／１４を満足せしめると共に、
溶接終了後のボンド部の冷却過程で、８００℃から５ｏ
ｏｃｌでの温度域を１１秒以上で冷却することを特徴と
する溶接熱影響部の応力除去焼鈍後の粒界脆化防止法に
ある。
以下に本発明の詳細な説明する。
まず、本発明において対象とする鋼は、Ｃ：０．０４〜
０．４ ｏ％、 ｓｔ ： ０．１０〜０．３ ｏ％、
Ｍｎ： Ｏ，５Ｏ〜３． ＯＯ％を基本成分とし、こ
れに阻。
０．４ ｏ％、 ｓｔ ： ０．１０〜０．３ ｏ％、
Ｍｎ： Ｏ，５Ｏ〜３． ＯＯ％を基本成分とし、こ
れに阻。
Ｃｒ、Ｍｏ、ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｃｕ、 Ａ１めうち
１種又は２種以上を含有せしめたものであるが、このよ
うな鋼を対象とする理由は、かかる鋼材が強度５０Ｋｐ
ｆ／−〜８０Ｋｆｆ／−の溶接構造用鋼として、広く一
般に用いられておりながら、溶接後行なわれる応力除去
焼鈍の際、発生する溶接熱影響部の粒界脆化の問題が、
未だに大きくとシあげられており、その解決が望まれて
いるからでおる。
１種又は２種以上を含有せしめたものであるが、このよ
うな鋼を対象とする理由は、かかる鋼材が強度５０Ｋｐ
ｆ／−〜８０Ｋｆｆ／−の溶接構造用鋼として、広く一
般に用いられておりながら、溶接後行なわれる応力除去
焼鈍の際、発生する溶接熱影響部の粒界脆化の問題が、
未だに大きくとシあげられており、その解決が望まれて
いるからでおる。
次に、本発明において対象とする鋼の成分範囲の限定理
由について述べる。
由について述べる。
まずＣは強度確保のため必須であるが、０．０４−未満
では強度確保はむずかしい。また、０．４０％を超えて
含有すると、溶接性確保がむずかしくなるので、Ｃ量は
０．０４〜０．４０％とした。
では強度確保はむずかしい。また、０．４０％を超えて
含有すると、溶接性確保がむずかしくなるので、Ｃ量は
０．０４〜０．４０％とした。
Ｓｌは脱酸の作用があり、０．１０％未満では脱酸不十
分になり、ｏ、 ３ ｏ ％を超えると鋼の靭性を低下
させるようになるので、Ｓｉ量はｏ、１ｏ％〜０：５０
−とした。Ｍｎは０．５０％未満では強度確保はむずか
しく、３．００１％を超え゛ると次第に靭性が劣化して
くるので、Ｍｎ量は０．５０％〜３．００％とした。
分になり、ｏ、 ３ ｏ ％を超えると鋼の靭性を低下
させるようになるので、Ｓｉ量はｏ、１ｏ％〜０：５０
−とした。Ｍｎは０．５０％未満では強度確保はむずか
しく、３．００１％を超え゛ると次第に靭性が劣化して
くるので、Ｍｎ量は０．５０％〜３．００％とした。
以上が本発明が対象とする鋼の基本成分系であるが、こ
の他固溶効果あるいは細粒化効果を利用して、鋼の強度
を向上させるために、Ｃｕ 、 Ｎｉ 。
の他固溶効果あるいは細粒化効果を利用して、鋼の強度
を向上させるために、Ｃｕ 、 Ｎｉ 。
Ｃｒ、Ｍｏ、ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｍの１種又は２種以
上を含有させるものである。
上を含有させるものである。
まずＣｕは０．０５％未満では強度上昇はむずかしく、
ｘ、ｏｏ％を超えて含有させると熱間脆性を示すように
なるので、Ｃｕは０．０５％〜ｘ、ｏｏ％とじた。Ｎ１
はｏ、ｏｓ％未満では強度上昇はむずかしく、添加量と
ともに強度は上昇するが、６．００％を超えると溶接性
を劣化させるので、Ｎ１は０．０５％〜６．００チとし
た。Ｃｒは０．０５チ未満では強度上昇はむずかしく、
３．００％を超えると溶接性、靭性を劣化させるので、
Ｃｒは０．０５％〜３．ＯＯ％とした。
ｘ、ｏｏ％を超えて含有させると熱間脆性を示すように
なるので、Ｃｕは０．０５％〜ｘ、ｏｏ％とじた。Ｎ１
はｏ、ｏｓ％未満では強度上昇はむずかしく、添加量と
ともに強度は上昇するが、６．００％を超えると溶接性
を劣化させるので、Ｎ１は０．０５％〜６．００チとし
た。Ｃｒは０．０５チ未満では強度上昇はむずかしく、
３．００％を超えると溶接性、靭性を劣化させるので、
Ｃｒは０．０５％〜３．ＯＯ％とした。
Ｍｏは０．０５％未満では強度上昇はむずかしく、１．
ＯＯ％を超えると溶接性、靭性を劣化させるので、Ｍ
ｏはｏ、ｏｓａｌｂ 〜１．００％とした。■は０．０
０５−未満では強度上昇はむずかしく、０．１０％を超
えると溶接性、靭性を劣化させるのでＶは０．００５％
〜０．１Ｑ％とした。Ｎｂはｏ、 ｏ Ｏ５ｅｌｋ 未
満では強度上昇はむずかしく、Ｏ，ｌ Ｏ％を超えると
溶接性、靭性を劣化させるのでＮｂはｏ、ｏｏａ％〜０
．１０チとした。Ｔ１は０，０１チ未満であると強度上
昇はむずかしく、１．００％を超えると靭性を劣化させ
るのでＴ１は０．０１チ〜１．００％とした。
ＯＯ％を超えると溶接性、靭性を劣化させるので、Ｍ
ｏはｏ、ｏｓａｌｂ 〜１．００％とした。■は０．０
０５−未満では強度上昇はむずかしく、０．１０％を超
えると溶接性、靭性を劣化させるのでＶは０．００５％
〜０．１Ｑ％とした。Ｎｂはｏ、 ｏ Ｏ５ｅｌｋ 未
満では強度上昇はむずかしく、Ｏ，ｌ Ｏ％を超えると
溶接性、靭性を劣化させるのでＮｂはｏ、ｏｏａ％〜０
．１０チとした。Ｔ１は０，０１チ未満であると強度上
昇はむずかしく、１．００％を超えると靭性を劣化させ
るのでＴ１は０．０１チ〜１．００％とした。
Ｂは焼入性を増大させて強度上昇をもたらすが、ｏ、
ｏ ｏ ｏ ｓ ４未満であると強度上昇はむずかしく
、ｏ、 ｏ Ｏ３０Ｔｏを超えると靭性が劣化するよう
になるので、Ｂはｏ、ｏ ｏ ｏ ５％ 〜ｏ、ｏ ０
３ ｏ％とした。
ｏ ｏ ｏ ｓ ４未満であると強度上昇はむずかしく
、ｏ、 ｏ Ｏ３０Ｔｏを超えると靭性が劣化するよう
になるので、Ｂはｏ、ｏ ｏ ｏ ５％ 〜ｏ、ｏ ０
３ ｏ％とした。
最後にＭは窒素を固定しＡＩＮとなり、粒成長を抑え細
粒化をもたらし強度の上昇をはかるが、０．０１０−未
満の場合には、強度上昇に対する効果は十分でなく、０
、ｘｏｏ％を超えると靭性劣化が大きいので、Ｍは０．
０ Ｉ ＯチルＯ，ｌ ＯＯ％とした。
粒化をもたらし強度の上昇をはかるが、０．０１０−未
満の場合には、強度上昇に対する効果は十分でなく、０
、ｘｏｏ％を超えると靭性劣化が大きいので、Ｍは０．
０ Ｉ ＯチルＯ，ｌ ＯＯ％とした。
次に本発明においては、対象とする以上のような成分の
鋼において、Ｐの含有水準に応じて、一般に広くかたさ
を推定する際に用いられるＪＩ８Ｇ３１０６−１９７７
に規定されている次式０式％ Ｍｏ／４ ＋Ｖ／１４の範囲を制限したところに、重要
な骨子のひとつがある。
鋼において、Ｐの含有水準に応じて、一般に広くかたさ
を推定する際に用いられるＪＩ８Ｇ３１０６−１９７７
に規定されている次式０式％ Ｍｏ／４ ＋Ｖ／１４の範囲を制限したところに、重要
な骨子のひとつがある。
即ち、本発明においては、対象とする鋼のＰの含有水準
が、０．０１５４以上の場合はＣｅｑ、≦０．４３．０
、０１５−未満の場合はＣｅｑ、≦０．４５となるよう
に鋼材成分の選択を行なうものである。Ｐ含有量は粒界
脆化支配因子のひとつとして重要なものであり、このよ
うな見地から、Ｐに関する規定を設けたものである。即
ち、旧オーステナイト粒界にＰが偏析することが８Ｒ脆
化の原因のひとつとなることがあり、Ｐの含有量が低け
れば、ＳＲ後の脆化が起りにくいことになる。
が、０．０１５４以上の場合はＣｅｑ、≦０．４３．０
、０１５−未満の場合はＣｅｑ、≦０．４５となるよう
に鋼材成分の選択を行なうものである。Ｐ含有量は粒界
脆化支配因子のひとつとして重要なものであり、このよ
うな見地から、Ｐに関する規定を設けたものである。即
ち、旧オーステナイト粒界にＰが偏析することが８Ｒ脆
化の原因のひとつとなることがあり、Ｐの含有量が低け
れば、ＳＲ後の脆化が起りにくいことになる。
この場合、Ｐ含有量がｏ、 Ｏｌ ５％以上のときには
、Ｃｅｑ、値が０．４３以下でなければＳＲ後に粒界脆
化が明瞭にあられれる。従って、Ｐ含有量がｏ、 Ｏ１
５Ｔｏ以上のときには、Ｃｅｑ、値は０．４３以下なけ
ればならない。なお、Ｐの上限については、Ｐ含有量が
高くなるにつれて、次第に靭性は劣化してくるので、ｏ
、 ０２５ ｇ４以下が望ましい。またＰ含有量がｏ、
ｏ１５ｔ４１０００きは、Ｐ量が少ないふんだけＣｅｑ
、値は高くまで許容され、Ｏ，’４５以下ならＳＲ後の
粒界脆化はあられれなくなる。
、Ｃｅｑ、値が０．４３以下でなければＳＲ後に粒界脆
化が明瞭にあられれる。従って、Ｐ含有量がｏ、 Ｏ１
５Ｔｏ以上のときには、Ｃｅｑ、値は０．４３以下なけ
ればならない。なお、Ｐの上限については、Ｐ含有量が
高くなるにつれて、次第に靭性は劣化してくるので、ｏ
、 ０２５ ｇ４以下が望ましい。またＰ含有量がｏ、
ｏ１５ｔ４１０００きは、Ｐ量が少ないふんだけＣｅｑ
、値は高くまで許容され、Ｏ，’４５以下ならＳＲ後の
粒界脆化はあられれなくなる。
このことは、他の条件が同じであれば、Ｃｅｑ、値が大
なるほどＨＡＺの組織はマルテンサイトに近くなり、Ｓ
Ｒにより粒界脆化を起しやすくなることを意味する。ま
た、溶接入熱が小なるほど、即ち、溶接部の冷却時間が
小なるほど、他の条件が全て同一であれば、ＨＡＺの組
織はマルテンサイトに近くなり、ＳＲ後に粒界脆化を起
しやすくなる。
なるほどＨＡＺの組織はマルテンサイトに近くなり、Ｓ
Ｒにより粒界脆化を起しやすくなることを意味する。ま
た、溶接入熱が小なるほど、即ち、溶接部の冷却時間が
小なるほど、他の条件が全て同一であれば、ＨＡＺの組
織はマルテンサイトに近くなり、ＳＲ後に粒界脆化を起
しやすくなる。
従って、ＳＲによる粒界脆化を防止するためには、鋼の
化学組成の制限のみでなく、溶接条件についても制限を
加える必要がある。即ち、溶接終了後のボンド部の冷却
過程で、８００℃から５００℃までの冷却時間を１１秒
以上にすることにより、前記Ｃｅｑ、値およびＰ含有量
であれば、ＳＲ後のＨＡＺの粒界脆化を防止できる。
化学組成の制限のみでなく、溶接条件についても制限を
加える必要がある。即ち、溶接終了後のボンド部の冷却
過程で、８００℃から５００℃までの冷却時間を１１秒
以上にすることにより、前記Ｃｅｑ、値およびＰ含有量
であれば、ＳＲ後のＨＡＺの粒界脆化を防止できる。
まず、溶接条件をボンド部で規定したのは以下のような
理由による。即ちボンドはＨＡＺのうちで、最も高温に
加熱されるところで、旧γ粒径が最も 。
理由による。即ちボンドはＨＡＺのうちで、最も高温に
加熱されるところで、旧γ粒径が最も 。
大きく成長し、溶接後の冷却によってマルテンサイトに
近い組織になり易いところで、その結果ＳＲ後の靭性劣
化が最も大きくあられれるところだからである。
近い組織になり易いところで、その結果ＳＲ後の靭性劣
化が最も大きくあられれるところだからである。
次に、冷却過程でａＯＯ℃から５００℃までの温度域を
規定した理由は、一般に、オーステナイトになる高温に
加熱後、冷却によって最終的に室温で得られる組織は、
冷却途中の変態点を通過することにより、オーステナイ
トからマルテンサイト、ベイナイト、フェライトなどに
なるが、これらの組織は、８００℃から５００℃までの
温度域の冷却時間によって、殆んどが決ってしまうから
である。
規定した理由は、一般に、オーステナイトになる高温に
加熱後、冷却によって最終的に室温で得られる組織は、
冷却途中の変態点を通過することにより、オーステナイ
トからマルテンサイト、ベイナイト、フェライトなどに
なるが、これらの組織は、８００℃から５００℃までの
温度域の冷却時間によって、殆んどが決ってしまうから
である。
さらに、前記温度域を冷却するときの時間を、１１秒以
上と規定した理由は、ボンド部の組織は、８００℃から
５００℃までの温度域の冷却時間が短いほど、焼きが入
った組織になる傾向を有し、前記温度域の冷却時間が１
１秒未満であると、マルテンサイトに近い組織になり、
ＳＲ後の靭性劣化がきわめて大となるからである。
上と規定した理由は、ボンド部の組織は、８００℃から
５００℃までの温度域の冷却時間が短いほど、焼きが入
った組織になる傾向を有し、前記温度域の冷却時間が１
１秒未満であると、マルテンサイトに近い組織になり、
ＳＲ後の靭性劣化がきわめて大となるからである。
この冷却時間の制御は、溶接入熱量を変化させることに
よって可能であり、溶接入熱量を大にすれば、冷却時間
を大にすることができる。また、別の制御法として、溶
接する前に、一般に行なわれている予熱を行なってもよ
い。即ち予熱温度を高くするほど、溶接後のボンド部の
冷却時間が大きくなる傾向になる。
よって可能であり、溶接入熱量を大にすれば、冷却時間
を大にすることができる。また、別の制御法として、溶
接する前に、一般に行なわれている予熱を行なってもよ
い。即ち予熱温度を高くするほど、溶接後のボンド部の
冷却時間が大きくなる傾向になる。
（実施例）
第１表に、５ｏＫｐ高周波真空溶解炉により５０ＫＰ鋼
塊に溶製した供試鋼の化学組成を示す。これらの鋼塊は
、熱間圧延により２０闘厚の鋼板にしたのち、熱処理と
して９００℃で３０分保持して、室温まで空冷する規準
を行なった。
塊に溶製した供試鋼の化学組成を示す。これらの鋼塊は
、熱間圧延により２０闘厚の鋼板にしたのち、熱処理と
して９００℃で３０分保持して、室温まで空冷する規準
を行なった。
次に、第１図に示す開先形状をもつ試験体を２組製作し
、軟鋼用イルミナイト系溶接棒１．Ｔｌ８Ｄ４３０１、
棒径４ｕφにより多層盛を行なった。
、軟鋼用イルミナイト系溶接棒１．Ｔｌ８Ｄ４３０１、
棒径４ｕφにより多層盛を行なった。
このとき、溶接入熱は２０ ＫＪ／１１．３０ ＫＪ／
儒 の２種とした。図中１＝２０藺、ｔ ＝１．５１Ｌ
ｌ、α＝２７０である。
儒 の２種とした。図中１＝２０藺、ｔ ＝１．５１Ｌ
ｌ、α＝２７０である。
なお、溶接入熱量ｑ （、Ｔ／備）、は電流Ｉ （Ａ）
、電圧Ｒ（Ｖ）、溶接速度ｖ（ｃｍ／ ｗｉｎ、 ）に
よりＱ ＝ ６０關ｇ／Ｖであられされる。入熱量２０
ＫＪ／ｃｍのときの溶接条件は、電流は１７０Ａ、電
圧は２４Ｖ、溶接速度は１２．２ ａｎ／ ｍｉｎ、、
また入熱量３０ ＫＪ１０ｙ＋ のときの溶接条件は
、電流は１９０Ａ、電圧は２４Ｖ、溶接速度は９．１
ｃｍ／ ｍｉｎ、とじた。
、電圧Ｒ（Ｖ）、溶接速度ｖ（ｃｍ／ ｗｉｎ、 ）に
よりＱ ＝ ６０關ｇ／Ｖであられされる。入熱量２０
ＫＪ／ｃｍのときの溶接条件は、電流は１７０Ａ、電
圧は２４Ｖ、溶接速度は１２．２ ａｎ／ ｍｉｎ、、
また入熱量３０ ＫＪ１０ｙ＋ のときの溶接条件は
、電流は１９０Ａ、電圧は２４Ｖ、溶接速度は９．１
ｃｍ／ ｍｉｎ、とじた。
第２図に、ボンド部の溶接後の８００℃から５００℃ま
での冷却時間を測定するためのボンドへの白金−白金・
ロジウム熱電対２の挿入要領を示す。図において、ｌは
溶接金属、３は被溶接鋼材を示す。なお、これらの溶接
継手を作成するときの予熱温度は、全て２０℃とした。
での冷却時間を測定するためのボンドへの白金−白金・
ロジウム熱電対２の挿入要領を示す。図において、ｌは
溶接金属、３は被溶接鋼材を示す。なお、これらの溶接
継手を作成するときの予熱温度は、全て２０℃とした。
ボンドの溶接後の８００℃から５００℃までの冷却時間
は、熱電対によシ測定した結果、２０ＫＪ／ｃｓの溶接
入熱量のときには、９秒、３０にηｉのときには１２秒
であった。
は、熱電対によシ測定した結果、２０ＫＪ／ｃｓの溶接
入熱量のときには、９秒、３０にηｉのときには１２秒
であった。
各供試鋼について、溶接入熱ｔ２０ ＫＪ／ｃｍ 、
３０ＫＪ／ｍの２条件について、１体ずつ溶接継手を作
成し、さらＫ、溶接継手全体を、６００℃で３時間保持
後、５５℃／ｈ の冷却速度により、室温まで冷却する
ＳＲ処理を施した。
３０ＫＪ／ｍの２条件について、１体ずつ溶接継手を作
成し、さらＫ、溶接継手全体を、６００℃で３時間保持
後、５５℃／ｈ の冷却速度により、室温まで冷却する
ＳＲ処理を施した。
以上のような処理を施した溶接継手から、第３図に示す
要領で、ｔ ＝０．５ Ｍの位置から、Ｗ；１０關、１
＝５５ｍの２ ｇｍ Ｖノツチシャルピー衝撃試験片番
を、１５本ずつ採取し、シャルピー衝撃試験を行ない、
脆性破面が９０％以上を示す試験片の破面を、走査型電
顕により観察を行ない、粒界破面があるか否か、即ち粒
界脆化の有無の観察を行なった。
要領で、ｔ ＝０．５ Ｍの位置から、Ｗ；１０關、１
＝５５ｍの２ ｇｍ Ｖノツチシャルピー衝撃試験片番
を、１５本ずつ採取し、シャルピー衝撃試験を行ない、
脆性破面が９０％以上を示す試験片の破面を、走査型電
顕により観察を行ない、粒界破面があるか否か、即ち粒
界脆化の有無の観察を行なった。
なお、２！＋ｕｖノツチ５はボンドと一致するように、
機械加工により板面と垂直方向に付与した。
機械加工により板面と垂直方向に付与した。
第２表に、本発明法と従来法を比較して、粒界脆化が起
るか否かを示した。その結果、本発明法はＳＲ時の粒界
脆化の防止に極めて著しい効果を有することがわかる。
るか否かを示した。その結果、本発明法はＳＲ時の粒界
脆化の防止に極めて著しい効果を有することがわかる。
第２表
第 ２ 表 （つづき）
（発明の効果）
以上の実施例に示したように、本発明法によれば、従来
は防止がむずかしかった応力除去焼鈍後のＨＡＺの粒界
脆化を防止できるものであり、その産業上の効果は著し
いものがある。
は防止がむずかしかった応力除去焼鈍後のＨＡＺの粒界
脆化を防止できるものであり、その産業上の効果は著し
いものがある。
第１図は溶接継手の開先形状の説明図、第２図は溶接後
のボンドの冷却時間を測定するための熱電対挿入要領を
示す説明図、第３図は２．Ｖノツチシャルピー衝撃試験
片採取要領およびノツチ位置を示す説明図である。 １・・・溶接金属、 ２・・・熱電対、３・・
・被溶接鋼材、 ４・・・衝撃試験片、５・・・ノ
ツチ。 第１図 τ ３８２図 第３図
のボンドの冷却時間を測定するための熱電対挿入要領を
示す説明図、第３図は２．Ｖノツチシャルピー衝撃試験
片採取要領およびノツチ位置を示す説明図である。 １・・・溶接金属、 ２・・・熱電対、３・・
・被溶接鋼材、 ４・・・衝撃試験片、５・・・ノ
ツチ。 第１図 τ ３８２図 第３図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％Ｃ：０．０４〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜０
．３０％、 Ｍｎ：０．５０〜３．００％を含み、 さらにＮｉ：０．０５〜６．００％、Ｃｒ：０．０５〜
３．００％、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．０
０５〜０．１０％、Ｔｉ：０．０１〜１．００％、Ｎｂ
：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．０
０３０％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ａｌ：０．０
１０〜０．１００％のうちの１種又は２種以上を有し、
残部Ｆｅおよび不可避不純物よりなる鋼において、Ｐ：
０．０１５％以上の場合はＣｅｑ．≦０．４３、Ｐ：０
．０１５％未満の場合はＣｅｑ．≦０．４５、但し、Ｃ
ｅｑ．＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ
／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４、を満足せしめると共に、溶
接終了後のボンド部の冷却過程で、８００℃から５００
℃までの温度域を１１秒以上で冷却することを特徴とす
る溶接熱影響部の応力除去焼鈍後の粒界脆化防止法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7806585A JPS61235515A (ja) | 1985-04-12 | 1985-04-12 | 溶接熱影響部の応力除去焼鈍後の粒界脆化防止法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7806585A JPS61235515A (ja) | 1985-04-12 | 1985-04-12 | 溶接熱影響部の応力除去焼鈍後の粒界脆化防止法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61235515A true JPS61235515A (ja) | 1986-10-20 |
Family
ID=13651442
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7806585A Pending JPS61235515A (ja) | 1985-04-12 | 1985-04-12 | 溶接熱影響部の応力除去焼鈍後の粒界脆化防止法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61235515A (ja) |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4977847A (ja) * | 1972-11-29 | 1974-07-26 | ||
| JPS5015221A (ja) * | 1973-05-09 | 1975-02-18 | ||
| JPS58177415A (ja) * | 1982-04-10 | 1983-10-18 | Nippon Steel Corp | 溶接構造用鋼の溶接熱影響部の靭性改善方法 |
-
1985
- 1985-04-12 JP JP7806585A patent/JPS61235515A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS4977847A (ja) * | 1972-11-29 | 1974-07-26 | ||
| JPS5015221A (ja) * | 1973-05-09 | 1975-02-18 | ||
| JPS58177415A (ja) * | 1982-04-10 | 1983-10-18 | Nippon Steel Corp | 溶接構造用鋼の溶接熱影響部の靭性改善方法 |
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