JPS62109948A - 溶接用高靭性鋼 - Google Patents
溶接用高靭性鋼Info
- Publication number
- JPS62109948A JPS62109948A JP24797185A JP24797185A JPS62109948A JP S62109948 A JPS62109948 A JP S62109948A JP 24797185 A JP24797185 A JP 24797185A JP 24797185 A JP24797185 A JP 24797185A JP S62109948 A JPS62109948 A JP S62109948A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- toughness
- welding
- particles
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (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】
（産業上の利用分野）
本発明は造船、橋梁、圧力容器、建築などに用いられる
溶接用鋼に関し、とくに、溶接による熱影響部（以下Ｈ
ＡＺと略称す）に低温靭性が要求される場合に有効な溶
接用鋼に関するものである。
溶接用鋼に関し、とくに、溶接による熱影響部（以下Ｈ
ＡＺと略称す）に低温靭性が要求される場合に有効な溶
接用鋼に関するものである。
（従来の技術）
従来、溶接によって溶接部とくにボンド部およびボンド
部から数ｍｍの範囲内における母材側ＨＡＺ部の靭性が
低下することは一般的であり、この靭性低下原因は主と
してオーステナイト結晶粒の粗大化およびγ粒内組織の
粗大化によるものと考えられている。これがため、溶接
ボンドおよびＨＡＺ部の靭性改善向上を目的として、１
粒の微細化や粗大化防止対策とγ粒内組織の微細化対策
が従来行われている。その手段としＴｉＮやＺｒＮなど
の析出物による１粒の微細化や、ＲＥＭ （希土類金
属元禦ノ、ｑａ、硫化物あるｊ、ハは酸化物を均一）二
分ｎ／さぜ、その周囲にフェライト核を生成させ、フェ
ライトを微細化させる方法が提案されている。
部から数ｍｍの範囲内における母材側ＨＡＺ部の靭性が
低下することは一般的であり、この靭性低下原因は主と
してオーステナイト結晶粒の粗大化およびγ粒内組織の
粗大化によるものと考えられている。これがため、溶接
ボンドおよびＨＡＺ部の靭性改善向上を目的として、１
粒の微細化や粗大化防止対策とγ粒内組織の微細化対策
が従来行われている。その手段としＴｉＮやＺｒＮなど
の析出物による１粒の微細化や、ＲＥＭ （希土類金
属元禦ノ、ｑａ、硫化物あるｊ、ハは酸化物を均一）二
分ｎ／さぜ、その周囲にフェライト核を生成させ、フェ
ライトを微細化させる方法が提案されている。
（発明が解決しようとする問題点）
しかし、Ｔ＋Ｎの析出物に関しては、徴用かつ均一に分
散されているものの、その分散量が少なく、溶接を行う
と、溶接ＨＡＺ部の溶融部近傍ではＴｉＮ析出物がほと
んど溶解し、１粒粗大化防止の効果を失″７）、Ｔ粒内
組織の微細化が十分性われず、組織改善による低温靭性
の向上確保が困難となる問題がある。
散されているものの、その分散量が少なく、溶接を行う
と、溶接ＨＡＺ部の溶融部近傍ではＴｉＮ析出物がほと
んど溶解し、１粒粗大化防止の効果を失″７）、Ｔ粒内
組織の微細化が十分性われず、組織改善による低温靭性
の向上確保が困難となる問題がある。
（問題点を解決するための手段）
本発明は、多量のＴｌ系窒化物および酸化物が均一かつ
微細に析出分散し、溶接溶融部近傍の析出物を溶解させ
ることなく、フェライト析出生成核として有効に働かせ
得るようにする手段について研究を行った。その結果、
Ｎとの親和力の大きいＡ＋をできるだけ低減した溶鋼脱
酸をしたのち、Ｔｉを添加すると均一微細でかつ多量の
Ｔｌ析出物が鋼の凝固過程で析出制御できることを見出
した。さらに、Ｃ，’；Ｉｎ、Ｓｉ により溶鋼を脱
酸したのち、Ｔｉ添加を行うことにより、ＴＩ系析出物
を微細かつ均一で多量生成できることも明らかになった
。この場合、ＴＩ不添加溶鋼温度が鋳込み作業を妨げな
い程度の温度域での添加が有効であることを見出した。
微細に析出分散し、溶接溶融部近傍の析出物を溶解させ
ることなく、フェライト析出生成核として有効に働かせ
得るようにする手段について研究を行った。その結果、
Ｎとの親和力の大きいＡ＋をできるだけ低減した溶鋼脱
酸をしたのち、Ｔｉを添加すると均一微細でかつ多量の
Ｔｌ析出物が鋼の凝固過程で析出制御できることを見出
した。さらに、Ｃ，’；Ｉｎ、Ｓｉ により溶鋼を脱
酸したのち、Ｔｉ添加を行うことにより、ＴＩ系析出物
を微細かつ均一で多量生成できることも明らかになった
。この場合、ＴＩ不添加溶鋼温度が鋳込み作業を妨げな
い程度の温度域での添加が有効であることを見出した。
さらに、本発明者は、均一微細でかつ多量のＴＩ系析出
物を析出制御した鋼塊を圧延し、板厚２５＋ｎｍの鋼板
を作成した。これらの鋼板を用い、溶接ＨＡＺ部の靭性
を調べた。
物を析出制御した鋼塊を圧延し、板厚２５＋ｎｍの鋼板
を作成した。これらの鋼板を用い、溶接ＨＡＺ部の靭性
を調べた。
第１表は溶鋼の脱酸処理を変化させたのち、Ｔｉを添加
して鋳込んだ鋼板の化学組成およびＴｌ系升出物の平均
粒径、粒子数を示す。
して鋳込んだ鋼板の化学組成およびＴｌ系升出物の平均
粒径、粒子数を示す。
第２表 片面−溶接条件
第１表中、Ｎｏ、 １は溶鋼をＡＩで脱酸したのち、溶
鋼温度が高い温度域でＴｉを添加したもので、Ｎｏ、
２はｃ、 ｓｔ、 Ｍｎによる脱酸を行い、Ｎ０８１と
同様に溶鋼温度域が高い状態で１１を添加したものであ
る。
鋼温度が高い温度域でＴｉを添加したもので、Ｎｏ、
２はｃ、 ｓｔ、 Ｍｎによる脱酸を行い、Ｎ０８１と
同様に溶鋼温度域が高い状態で１１を添加したものであ
る。
Ｎｏ、 ３ 、 Ｎｏ、 ４はＮｏ、 １ 、 Ｎｏ、
２と同様に脱酸したのち、溶鋼温度が低い温度域でＴ
ｉを添加したものである。
２と同様に脱酸したのち、溶鋼温度が低い温度域でＴ
ｉを添加したものである。
第１表に示す板厚２５ｍｍの鋼板を用い、片面１層５Ａ
ＩＩＩ溶接を行った。片面１層ＳＡＷ溶接条件は第２表
に示す入熱量１４０ＫＪ／ｃｍとし、第１図に示すよう
に、４５°の開先角度で溶接し、上述の板厚２５ｍｌ１
１の母材１，２間に溶接金属３を形成したのち、ボンド
部４に切欠５を入れ、シャルピー試験片６を３本採取し
、−６０℃にて試験を行った。第３表にシャルピー試験
結果および１３１仮の）成域的性質を示す。
ＩＩＩ溶接を行った。片面１層ＳＡＷ溶接条件は第２表
に示す入熱量１４０ＫＪ／ｃｍとし、第１図に示すよう
に、４５°の開先角度で溶接し、上述の板厚２５ｍｌ１
１の母材１，２間に溶接金属３を形成したのち、ボンド
部４に切欠５を入れ、シャルピー試験片６を３本採取し
、−６０℃にて試験を行った。第３表にシャルピー試験
結果および１３１仮の）成域的性質を示す。
Ｘｏｌ、＼“ｏ２゜容疑ボンド部のミクロ組織はネ且大
なフェライトと一郭島状マルテンザイトを含むことが確
認されたつ第１表に示すように、Ｔｉ系析出物：ｉ Ｘ
ｏ、 Ｉ 、＼・０２について調べた結果では平均粒径
が１０００〜６０００八であり、粒子数は１．８〜２．
５ ＸＩＯ’／用ｍ３てあった。Ｎｏ、 １ 、 Ｎｏ
、 ２の１容疑ボンド部の一６０Ｉｃ ｌこおける／ア
ルピー試験結果は、第３表に示すように、］ｌ均渣て３
．６ ＝１．８ ｋｇ ｆ−ｍとやや悪い。
なフェライトと一郭島状マルテンザイトを含むことが確
認されたつ第１表に示すように、Ｔｉ系析出物：ｉ Ｘ
ｏ、 Ｉ 、＼・０２について調べた結果では平均粒径
が１０００〜６０００八であり、粒子数は１．８〜２．
５ ＸＩＯ’／用ｍ３てあった。Ｎｏ、 １ 、 Ｎｏ
、 ２の１容疑ボンド部の一６０Ｉｃ ｌこおける／ア
ルピー試験結果は、第３表に示すように、］ｌ均渣て３
．６ ＝１．８ ｋｇ ｆ−ｍとやや悪い。
このように７ヤルピー吸収エネルギ１直が悪い結果か出
たのはＴｉ系析出物の粒子数よりもむしろ粒径が犬きハ
こと１こより組織の改善がなされなかったためである。
たのはＴｉ系析出物の粒子数よりもむしろ粒径が犬きハ
こと１こより組織の改善がなされなかったためである。
Ｎｏ、 ３ 、 Ｎｏ、 ４の溶接ボンド部のシャルピ
ー吸収エネルギの平均値は１３〜１８ｋｇｆ−ｍと良好
な靭性を示す。この場合のＴｌ系升出物の平均粒径は３
［）０〜２００ 八で粒子数は８゜Ｏ〜８．２ ＸＩＤ
８／ｍｍ３てあり、微細かつ多量に析出物が存在してい
る。
ー吸収エネルギの平均値は１３〜１８ｋｇｆ−ｍと良好
な靭性を示す。この場合のＴｌ系升出物の平均粒径は３
［）０〜２００ 八で粒子数は８゜Ｏ〜８．２ ＸＩＤ
８／ｍｍ３てあり、微細かつ多量に析出物が存在してい
る。
またＮｏ、 ３ 、 Ｎｏ、 ４溶接ボンド部のミクロ
組織を観察したところ、微細なフェライト、パーライト
組織を呈していた。この組織改善によってシャルピー靭
性が良好となった。組織数置に効果をもたらしたのは微
細なＴ＋系析出物が溶接待溶解せずに存在したためであ
る。ボンド近傍のＴｌ系駈出物について抽出レプリカ法
により調べた結果粒径３００〜１１００人で、粒子数が
２〜８ Ｘｌ０４ｍｍ３残存していることが確認された
。残存しているＴｉ系析出物のＥＤＸ分析を行った結果
、Ｔｉ−Ｎ、Ｔｉ−口、Ｔｉ−０−Ｎであることが判明
した。したがって、ボンド部の組織を改善するためには
、母材中にＴ ｉ−Ｎ、 Ｔ ｉ −０，Ｔ ＋ ０−
Ｎを粒径３００〜２００ 人で、かつ粒子数をＩ ＸＩ
Ｏ”／ｍｍ３ と多量に母材状態で均一分散析出させれ
ば、従来溶接ボンド近傍での溶解消失により組織改善効
果が失われてたいものが、高温の溶接熱サイクル下にお
いても十分存在させることが可能となり、靭性改善につ
ながることが確認された。
組織を観察したところ、微細なフェライト、パーライト
組織を呈していた。この組織改善によってシャルピー靭
性が良好となった。組織数置に効果をもたらしたのは微
細なＴ＋系析出物が溶接待溶解せずに存在したためであ
る。ボンド近傍のＴｌ系駈出物について抽出レプリカ法
により調べた結果粒径３００〜１１００人で、粒子数が
２〜８ Ｘｌ０４ｍｍ３残存していることが確認された
。残存しているＴｉ系析出物のＥＤＸ分析を行った結果
、Ｔｉ−Ｎ、Ｔｉ−口、Ｔｉ−０−Ｎであることが判明
した。したがって、ボンド部の組織を改善するためには
、母材中にＴ ｉ−Ｎ、 Ｔ ｉ −０，Ｔ ＋ ０−
Ｎを粒径３００〜２００ 人で、かつ粒子数をＩ ＸＩ
Ｏ”／ｍｍ３ と多量に母材状態で均一分散析出させれ
ば、従来溶接ボンド近傍での溶解消失により組織改善効
果が失われてたいものが、高温の溶接熱サイクル下にお
いても十分存在させることが可能となり、靭性改善につ
ながることが確認された。
本発明は、上述の認識に基づき、種々実験した結果から
なされたもので、本発明による溶接用高靭性鋼は、重潰
でＣ：０．１９％以下、Ｓ：０．８０％以下、Ｍｎ ：
０．４０−２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０
．０２０％以下、Ｎ ： ０．００５０％以下、０ ：
０．００５０％以下を基本成分とし、粒子径が１００
〜５００ Å、粒子数が５×１０７〜５×１０９／ｍｍ
３ のＴｉ−Ｏ、Ｔｉ−Ｎ、 Ｔｉ−Ｎ−０系の複合析
出物を含有することを特徴とする。
なされたもので、本発明による溶接用高靭性鋼は、重潰
でＣ：０．１９％以下、Ｓ：０．８０％以下、Ｍｎ ：
０．４０−２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０
．０２０％以下、Ｎ ： ０．００５０％以下、０ ：
０．００５０％以下を基本成分とし、粒子径が１００
〜５００ Å、粒子数が５×１０７〜５×１０９／ｍｍ
３ のＴｉ−Ｏ、Ｔｉ−Ｎ、 Ｔｉ−Ｎ−０系の複合析
出物を含有することを特徴とする。
また、本発明によれば重量でＣ：０，１８％以下、Ｓｉ
：０１８０％以下、Ｍｎ ： ０．４０〜２．０％、Ｐ
：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ ：
０．０２０％以下、Ｎ：Ｏ、００５０％以下、○：
０．００５０％以下を基本成分とし、さらにＮｉ ：
５％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ ： ０．５％以下、
Ｎｂ ： ０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｃｕ
：２％以下、Ｂ ： ０．００１０％以下、８６Ｍ
：０．０２０％以下、Ｃａ：００１０％以下、Ｍｇ ：
０．１０％以下、Ｚｒ：０．０４％以下の１種又は２
種以上を含有し、粒子径が１００〜５００Å、粒子数が
５×１０７〜５×１０９／ｍｍ３のＴｉ−０゜Ｔｉ−Ｎ
、 Ｔｉ−Ｎ−０系の複合析出物を含有することを特徴
とする。
：０１８０％以下、Ｍｎ ： ０．４０〜２．０％、Ｐ
：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ ：
０．０２０％以下、Ｎ：Ｏ、００５０％以下、○：
０．００５０％以下を基本成分とし、さらにＮｉ ：
５％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ ： ０．５％以下、
Ｎｂ ： ０．１５％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｃｕ
：２％以下、Ｂ ： ０．００１０％以下、８６Ｍ
：０．０２０％以下、Ｃａ：００１０％以下、Ｍｇ ：
０．１０％以下、Ｚｒ：０．０４％以下の１種又は２
種以上を含有し、粒子径が１００〜５００Å、粒子数が
５×１０７〜５×１０９／ｍｍ３のＴｉ−０゜Ｔｉ−Ｎ
、 Ｔｉ−Ｎ−０系の複合析出物を含有することを特徴
とする。
限定理由
本発明鋼メ各成分の限定理由を以下に説明する。
Ｃを０，１８％以下とした理由は、鋼の溶接性、靭性を
考慮すると、Ｃは低いことが良いが、鋼の強度確保およ
び製造コストの低減の点から、Ｃ：０．１８％まで許容
し、上限を０．１８％とした。
考慮すると、Ｃは低いことが良いが、鋼の強度確保およ
び製造コストの低減の点から、Ｃ：０．１８％まで許容
し、上限を０．１８％とした。
Ｓｉは強度確保、溶鋼の脱酸のために添加するが、０．
８０％以上では鋼の靭性を低下させるため、上限を０．
８０％とした。
８０％以上では鋼の靭性を低下させるため、上限を０．
８０％とした。
Ｍｎは強度、靭性を向上させるために添加する。
０．４０％未満では強度の確保が困難となり、２．０％
を超えて添加すると鋼の焼入性が増加し、溶接ＨＡＺ部
の硬化が著しくなり、割れ感受性が高くなることから、
Ｍｎは０．４０〜２．０％範囲とした。
を超えて添加すると鋼の焼入性が増加し、溶接ＨＡＺ部
の硬化が著しくなり、割れ感受性が高くなることから、
Ｍｎは０．４０〜２．０％範囲とした。
Ｓは鋼の靭性向上および方向性を少なくするために、で
きるだけ低いことが望ましいが、低Ｓ化は製造コストが
高くなることから上限を０．０２０％とした。
きるだけ低いことが望ましいが、低Ｓ化は製造コストが
高くなることから上限を０．０２０％とした。
Ｐは鋼の靭性向上および溶接性を向上させるためには、
できだけ低いことが望ましく、上限をＯ、０２０％とし
た。
できだけ低いことが望ましく、上限をＯ、０２０％とし
た。
Ｎを０．００５０％以下とした理由は溶接ボンド部の靭
性を確保するためには、低いほうが望ましいが、Ｔｉ窒
化物の析出物を有効利用するために、上限Ｏ、００５０
％とした。Ｎが０．００５０％を超える場合、ＴｉＮ析
出物の粒子径が大きくなるとともに粒子数も少なくなり
、溶接ボンド部の組織改善効果が失われ、靭１生が劣化
することがらＮは０．００５０％以下とした。
性を確保するためには、低いほうが望ましいが、Ｔｉ窒
化物の析出物を有効利用するために、上限Ｏ、００５０
％とした。Ｎが０．００５０％を超える場合、ＴｉＮ析
出物の粒子径が大きくなるとともに粒子数も少なくなり
、溶接ボンド部の組織改善効果が失われ、靭１生が劣化
することがらＮは０．００５０％以下とした。
０は鋼の靭性を向上させるためには、低いほうが有効で
あるが、Ｔｌ系酸化物を微細かつ多量析出させるために
、上限を０．００５０％とした。０．００５０％を超え
ると母材の靭性、延性を低下させるので、○は０．００
５０％以下とした。
あるが、Ｔｌ系酸化物を微細かつ多量析出させるために
、上限を０．００５０％とした。０．００５０％を超え
ると母材の靭性、延性を低下させるので、○は０．００
５０％以下とした。
Ｎ１は鋼の靭性、強度を向上させるために添加するが、
５％を超えると溶接ＨＡＺ部の硬化性を高めるため、５
％以下とした。
５％を超えると溶接ＨＡＺ部の硬化性を高めるため、５
％以下とした。
Ｃｒは鋼の強度および焼入性を向上させるので添加され
るが、２％を超えると溶接性を劣化させるので、上限を
２％とした。
るが、２％を超えると溶接性を劣化させるので、上限を
２％とした。
３．１０は焼入性および強度を高めるため添加するが、
０．５％を超えると、溶接ＨＡＺ部の硬化性を高め、割
れ感受性を高めることから、上限を０．５％とした。
０．５％を超えると、溶接ＨＡＺ部の硬化性を高め、割
れ感受性を高めることから、上限を０．５％とした。
Ｎｂおよび■はともに炭窒化物を形成して母材の強度を
向上させるとともに１粒微細化効果があるが、０，１５
％を超えると溶接ＨＡＺ部の靭性を劣化させるので、上
限を０．１５％とした。
向上させるとともに１粒微細化効果があるが、０，１５
％を超えると溶接ＨＡＺ部の靭性を劣化させるので、上
限を０．１５％とした。
Ｃｕは鋼の強度を向上させるため添加されるが、２％を
超えると溶接ＨＡＺ部の靭性および割れ感受性を高める
ので、２％以下とした。
超えると溶接ＨＡＺ部の靭性および割れ感受性を高める
ので、２％以下とした。
Ａ１は０．０２０％を超えるとＡＩＮとして存在する場
合があり、このＡＩＮは溶接熱サイクルによって固溶す
ると同時に固溶Ｎを増加させ溶接ＨＡＺ部の靭性を低下
させるため、Ａｔの上限は０．０２０％とし、下限は０
．０２０％とした。
合があり、このＡＩＮは溶接熱サイクルによって固溶す
ると同時に固溶Ｎを増加させ溶接ＨＡＺ部の靭性を低下
させるため、Ａｔの上限は０．０２０％とし、下限は０
．０２０％とした。
Ｂは母材の焼入性および強度を確保するために添加され
る。０．００３％を超すと、溶接ＨＡＺ部の靭性を劣化
させ、ＨＡＺ部の割れ感受性を高めるので、上限を０．
００３％とした。
る。０．００３％を超すと、溶接ＨＡＺ部の靭性を劣化
させ、ＨＡＺ部の割れ感受性を高めるので、上限を０．
００３％とした。
ＲＥＶ （希土類金属元素）は溶接ＨＡＺ部の靭性向
上に有効であるため添加するが、０．０２０％を超える
と鋼の靭性を劣化させるので、上限を０．０２０％とし
た。
上に有効であるため添加するが、０．０２０％を超える
と鋼の靭性を劣化させるので、上限を０．０２０％とし
た。
ＣａおよびｉＡｇは鋼の方向性を軽減するため添加され
るが、０．旧％を超えると鋼の清浄度が低下し、靭性、
延性を劣化させるので、０．０１％を上限とした。
るが、０．旧％を超えると鋼の清浄度が低下し、靭性、
延性を劣化させるので、０．０１％を上限とした。
ｌｒ’ｒま窒化物を形成し、固溶Ｎの１氏減をはかり、
￥ＪＪ を生を向上させるが、０．０４％を超えると２
．岡のｃ′Ｒ浄度を悪化さ仕るのて上限を００１１％と
した。
￥ＪＪ を生を向上させるが、０．０４％を超えると２
．岡のｃ′Ｒ浄度を悪化さ仕るのて上限を００１１％と
した。
粒子径が１００〜５００Å、粒子数が５Ｘ１．０７〜５
ｘｌｏ９／ｍｍ’のＴ＋−０，ｔ＋−０−Ｎ、 Ｌ＋−
Ｎ系の析出物のいずれか１ ｆｆｆｌまたは２種以上を
含有させると溶接ボンド部の組織が微細なフェライト、
パーライトとなり高靭性が得られる。粒子径が５００
人を超えると歪場がなくなってフェライト析出核となり
えないのでその効果は失われる。この場合、粒子数が多
くとも効果はない。また５００ 人超える粒子洋犬プヱ
るＴｉ系析出物が多くなると、鋼の靭性および延性が低
下する。
ｘｌｏ９／ｍｍ’のＴ＋−０，ｔ＋−０−Ｎ、 Ｌ＋−
Ｎ系の析出物のいずれか１ ｆｆｆｌまたは２種以上を
含有させると溶接ボンド部の組織が微細なフェライト、
パーライトとなり高靭性が得られる。粒子径が５００
人を超えると歪場がなくなってフェライト析出核となり
えないのでその効果は失われる。この場合、粒子数が多
くとも効果はない。また５００ 人超える粒子洋犬プヱ
るＴｉ系析出物が多くなると、鋼の靭性および延性が低
下する。
粒径が１００人未満のＴｉ析出物は溶接熱サイクルによ
り溶解しやすく、その効果は少ないとともに、現状の技
術では１００ 人未満の析出物を多量に分布させること
は困難である。
り溶解しやすく、その効果は少ないとともに、現状の技
術では１００ 人未満の析出物を多量に分布させること
は困難である。
粒径が１００〜５００ 八で粒子数を５×１０７〜５×
１０９／ｍｍ３ と限定したのは、５ ＸＩＯ’ ／ｍ
ｍ’未満で（ま溶接熱サイクルによって大半が溶解し、
溶接ボンド部の組繊改善効果が少なく、粒子数が１×１
０−９／ ｍｍ’を超えると鋼の靭１生、延性を低下さ
せるからである。
１０９／ｍｍ３ と限定したのは、５ ＸＩＯ’ ／ｍ
ｍ’未満で（ま溶接熱サイクルによって大半が溶解し、
溶接ボンド部の組繊改善効果が少なく、粒子数が１×１
０−９／ ｍｍ’を超えると鋼の靭１生、延性を低下さ
せるからである。
実施例
第１１表；ま試作鋼の化学組成を示す。試作鋼の強度レ
ベルは４０〜６０キロ級鋼である。Ａ〜Ｉは本発明鋼で
あり、Ｊ−０は比較鋼である。Ａ −Ｃは４０キロ級鋼
、Ｄ−Ｆは５０キロ級鋼、Ｇ−１は６０キロ級鋼である
。本発明鋼および比較鋼のいずれも圧延により板厚２５
ｍｍとした。いずれの鋼板も第１図に示す開先形状とし
、第２表に示す溶接条件で片面１層ＳＡＷ溶接を行った
。第１図に示す位置がちシャルピー試験片６を採取し、
ボンド部４に切欠５を入れ、−６０℃にて試験を行った
。溶接材料は対応する強度レベルの溶接材料を用いた。
ベルは４０〜６０キロ級鋼である。Ａ〜Ｉは本発明鋼で
あり、Ｊ−０は比較鋼である。Ａ −Ｃは４０キロ級鋼
、Ｄ−Ｆは５０キロ級鋼、Ｇ−１は６０キロ級鋼である
。本発明鋼および比較鋼のいずれも圧延により板厚２５
ｍｍとした。いずれの鋼板も第１図に示す開先形状とし
、第２表に示す溶接条件で片面１層ＳＡＷ溶接を行った
。第１図に示す位置がちシャルピー試験片６を採取し、
ボンド部４に切欠５を入れ、−６０℃にて試験を行った
。溶接材料は対応する強度レベルの溶接材料を用いた。
第５表に、母材の機械的性能およびＴｉ系析出物の平均
粒径、粒子数、析出物の形態分析結果と片面ＳＡＩ’ｌ
ボンド部のシャルピー試験結果を示す。第５表から明ら
かなように本発明鋼のボンド部靭性はいずれも比較鋼よ
りも、すぐれた靭性を示すことか（１７ｔ ：：：”ｊ
できろ一 本発明綱、へ〜Ｉの（斤出物はＴ＋−Ｎ、 Ｔ ＋−Ｏ
、Ｔｉ−Ｎ−０系てあり、拉（条が１３０〜３００ 八
と非常にｉ救看■であるととらに、粒子数：よ２．Ｏｘ
ｌｏ’ 〜７．８ ＸＩＯ”／１ｍ３と予イ１に含有さ
れているため、溶接時の熱サイクルにＬつでも一郭溶解
はするものの、まだ十分残１字し、徂織改冴がなされ、
ボンド部の一６０℃での１刃１生は氾均イ直１０１〜１
９．３ｋｇ ｆ・ｍと良好である。
粒径、粒子数、析出物の形態分析結果と片面ＳＡＩ’ｌ
ボンド部のシャルピー試験結果を示す。第５表から明ら
かなように本発明鋼のボンド部靭性はいずれも比較鋼よ
りも、すぐれた靭性を示すことか（１７ｔ ：：：”ｊ
できろ一 本発明綱、へ〜Ｉの（斤出物はＴ＋−Ｎ、 Ｔ ＋−Ｏ
、Ｔｉ−Ｎ−０系てあり、拉（条が１３０〜３００ 八
と非常にｉ救看■であるととらに、粒子数：よ２．Ｏｘ
ｌｏ’ 〜７．８ ＸＩＯ”／１ｍ３と予イ１に含有さ
れているため、溶接時の熱サイクルにＬつでも一郭溶解
はするものの、まだ十分残１字し、徂織改冴がなされ、
ボンド部の一６０℃での１刃１生は氾均イ直１０１〜１
９．３ｋｇ ｆ・ｍと良好である。
一方、比較鋼ｊ〜○て：ま、析出物の形態は、本発引常
ｊと同じ系の析出物を含むが、その粒径は３０００〜７
０００人て粒子数は２．Ｏｘｌ、ｏ’ 〜６．ＯＸｌＯ
４／ｍｍ’と少なく、とくに組繊改善に有効：こ作用ず
ろｒ立子（苓１（］０〜５００ 人の（斤出物が；干と
んど無いため、溶（妾１＋ＡＺ、ｓ＝区の斤且織改善力
ぐなされないっ したかって、ボンド部の一６０℃での
靭性は平均値で２．３〜３３ｋｇ ｆ ・ｍと１氏い。
ｊと同じ系の析出物を含むが、その粒径は３０００〜７
０００人て粒子数は２．Ｏｘｌ、ｏ’ 〜６．ＯＸｌＯ
４／ｍｍ’と少なく、とくに組繊改善に有効：こ作用ず
ろｒ立子（苓１（］０〜５００ 人の（斤出物が；干と
んど無いため、溶（妾１＋ＡＺ、ｓ＝区の斤且織改善力
ぐなされないっ したかって、ボンド部の一６０℃での
靭性は平均値で２．３〜３３ｋｇ ｆ ・ｍと１氏い。
（発明の効果）
本発明によれば、高靭性が要求される氷海域海洋構造物
あるいは低温ＬＰＧ貯蔵タンクに対しても大人熱溶接の
適用が可能であり、溶接施工コストの大幅削減に大きく
寄与することができる。
あるいは低温ＬＰＧ貯蔵タンクに対しても大人熱溶接の
適用が可能であり、溶接施工コストの大幅削減に大きく
寄与することができる。
第１図は溶接開先形状とンヤルピー試験片採取位置およ
びンヤルピー試験片ノツチ位置を示す説明図である。 １．２・・・母材 ３・・・溶接金属４・・・ボ
ンド部 ５・・・切欠６・・・シャルピー試験片 ６ンヤルピー言氏馬剣片
びンヤルピー試験片ノツチ位置を示す説明図である。 １．２・・・母材 ３・・・溶接金属４・・・ボ
ンド部 ５・・・切欠６・・・シャルピー試験片 ６ンヤルピー言氏馬剣片
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量でＣ：０．１９％以下、Ｓ：０．８０％以下、
Ｍｎ：０．４０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ
：０．０２０％以下、Ｎ：０．００５０％以下、Ｏ：０
．００５０％以下を基本成分とし、粒子径が１００〜５
００Å、粒子数が５×１０＾７〜５×１０＾９／ｍｍ＾
３のＴｉ−Ｏ、Ｔｉ−Ｎ、Ｔｉ−Ｎ−Ｏ系の複合析出物
を含有することを特徴とする溶接用高靭性鋼。 ２、重量でＣ：０．１８％以下、Ｓｉ：０．８０％以下
、Ｍｎ：０．４０〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０２０％以下、Ｎ：
０．００５０％以下、Ｏ：０．００５０％以下を基本成
分とし、さらにＮｉ５％以下、Ｃｒ：２％以下、Ｍｏ：
０．０５％以下、Ｎｂ：０．１５％以下、Ｖ：０．１５
％以下、Ｃｕ：２％以下、Ｂ：０．００１０％以下、Ｒ
ＥＭ：０．０２０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｍ
ｇ：０．１０％以下、Ｚｒ：０．０４％以下の１種また
は２種以上を含有し、粒子径が１００〜５００Å、粒子
数が５×１０＾７〜５×１０＾９／ｍｍ＾３のＴｉ−Ｏ
、Ｔｉ−Ｎ、Ｔｉ−Ｎ−Ｏ系の複合析出物を含有するこ
とを特徴とする溶接用高靭性鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24797185A JPS62109948A (ja) | 1985-11-07 | 1985-11-07 | 溶接用高靭性鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24797185A JPS62109948A (ja) | 1985-11-07 | 1985-11-07 | 溶接用高靭性鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62109948A true JPS62109948A (ja) | 1987-05-21 |
Family
ID=17171275
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24797185A Pending JPS62109948A (ja) | 1985-11-07 | 1985-11-07 | 溶接用高靭性鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62109948A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0589435A3 (en) * | 1992-09-24 | 1994-09-14 | Nippon Steel Corp | Refractory shape steel material containing oxide and process for producing rolled shape steel of said material |
| EP0849372A1 (fr) * | 1996-12-19 | 1998-06-24 | A.G. der Dillinger Hüttenwerke | Acier de construction faiblement allié à particules actives |
| EP0589424B1 (en) * | 1992-09-24 | 2001-06-13 | Nippon Steel Corporation | Shape steel material having high strength, high toughness and excellent fire resistance and process for producing rolled shape steel of said material |
| KR100431870B1 (ko) * | 2000-12-20 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 용접구조용 강의 제조방법 |
| KR100481365B1 (ko) * | 2000-12-14 | 2005-04-08 | 주식회사 포스코 | 미세한 ＴｉＯ산화물과 ＴｉＮ의 석출물을 갖는용접구조용 강의 제조방법 |
| KR20080057432A (ko) * | 2006-12-20 | 2008-06-25 | 주식회사 포스코 | 고온연성이 우수한 대입열 용접용 후판강재 |
-
1985
- 1985-11-07 JP JP24797185A patent/JPS62109948A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0589435A3 (en) * | 1992-09-24 | 1994-09-14 | Nippon Steel Corp | Refractory shape steel material containing oxide and process for producing rolled shape steel of said material |
| EP0589424B1 (en) * | 1992-09-24 | 2001-06-13 | Nippon Steel Corporation | Shape steel material having high strength, high toughness and excellent fire resistance and process for producing rolled shape steel of said material |
| EP0849372A1 (fr) * | 1996-12-19 | 1998-06-24 | A.G. der Dillinger Hüttenwerke | Acier de construction faiblement allié à particules actives |
| FR2757542A1 (fr) * | 1996-12-19 | 1998-06-26 | Der Dillinger Huttenwerke Ag | Acier de construction faiblement allie a particules actives |
| KR100481365B1 (ko) * | 2000-12-14 | 2005-04-08 | 주식회사 포스코 | 미세한 ＴｉＯ산화물과 ＴｉＮ의 석출물을 갖는용접구조용 강의 제조방법 |
| KR100431870B1 (ko) * | 2000-12-20 | 2004-05-20 | 주식회사 포스코 | 용접구조용 강의 제조방법 |
| KR20080057432A (ko) * | 2006-12-20 | 2008-06-25 | 주식회사 포스코 | 고온연성이 우수한 대입열 용접용 후판강재 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN101909810B (zh) | 在低温下具有优异ctod性能的药芯焊丝电弧焊接金属接头以及具有所述焊接金属接头的钢构件 | |
| JPS601929B2 (ja) | 強靭鋼の製造法 | |
| CN115815762A (zh) | 一种可100~200kJ/cm大热输入焊接的500MPa多丝埋弧焊盘条及焊丝 | |
| JPH10298708A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 | |
| CN101918607B (zh) | 具有在焊接热影响区冲击韧性较好的焊接接头的大线能量焊接高强度钢板 | |
| JP4041447B2 (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| JPS5814848B2 (ja) | 非調質高強度高靭性鋼の製造法 | |
| CN101910437B (zh) | 具有在焊接热影响区裂纹尖端张开位移性能优异的焊接接头的焊接结构用钢 | |
| JPS62109948A (ja) | 溶接用高靭性鋼 | |
| JPH02220735A (ja) | チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法 | |
| JPH05171341A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JPS59185760A (ja) | 溶接用高靭性鋼 | |
| JP2000319750A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた大入熱溶接用高張力鋼材 | |
| JPH03162522A (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法 | |
| JP3879607B2 (ja) | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼 | |
| JPH01159356A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼 | |
| JP3464567B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 | |
| JP2002003986A (ja) | 超大入熱溶接用高張力鋼 | |
| JPH11286743A (ja) | 超大入熱溶接用高張力鋼 | |
| JPH093599A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材およびその製造方法 | |
| JP3502805B2 (ja) | 溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JPH09104946A (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 | |
| JP3522564B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板 | |
| JP3882701B2 (ja) | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JP3464566B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた低温用鋼材 |