JPS63183152A - 溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 - Google Patents
溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼Info
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- JPS63183152A JPS63183152A JP1428787A JP1428787A JPS63183152A JP S63183152 A JPS63183152 A JP S63183152A JP 1428787 A JP1428787 A JP 1428787A JP 1428787 A JP1428787 A JP 1428787A JP S63183152 A JPS63183152 A JP S63183152A
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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、石油生産用ジャケット型プラットホーム等の
構造材に関するものであり、溶接部の脆性破壊発生特性
に優れ、石油生産用ジャケット型プラットホームのノー
ド部に適した厚肉の鋼材に関するものである。
構造材に関するものであり、溶接部の脆性破壊発生特性
に優れ、石油生産用ジャケット型プラットホームのノー
ド部に適した厚肉の鋼材に関するものである。
（従来の技術）
近年、石油生産用ジャケット型プラットホームの建設が
行われているが、石油生産用ジャケット型プラットホー
ムの海中にあるジャケットは波浪や潮流の影響を受ける
。特に、鋼管が交差する格点部は応力集中も高く、溶接
で接合されているので、特に厳しい脆性破壊発生特性が
要求される。
行われているが、石油生産用ジャケット型プラットホー
ムの海中にあるジャケットは波浪や潮流の影響を受ける
。特に、鋼管が交差する格点部は応力集中も高く、溶接
で接合されているので、特に厳しい脆性破壊発生特性が
要求される。
上述した用途に使用される板厚が５０〜２００ｍｍの極
厚鋼材をに型開先に加工して、多層溶接で接合したスト
レートボンド部に疲労ノツチを導入し、−１０°Ｃの温
度でＣＯＤ試験を行うと、板厚が厚いことと、多層溶接
により生じる島状マルテンサイト等の低温変態生成物の
ためにＣＯＤ特性が劣化する。
厚鋼材をに型開先に加工して、多層溶接で接合したスト
レートボンド部に疲労ノツチを導入し、−１０°Ｃの温
度でＣＯＤ試験を行うと、板厚が厚いことと、多層溶接
により生じる島状マルテンサイト等の低温変態生成物の
ためにＣＯＤ特性が劣化する。
（発明が解決しようとする問題点）
鋼管用極厚鋼板の接合には、通常の入熱量が５ｋＪ／ｍ
ｍ以下でサブマージアーク溶接又はシールドメタルアー
ク溶接が用いられ、板厚が厚いことから多層溶接となる
。多層溶接を行った場合、溶接熱により生成した粗大粒
が次パスによりＡｒ３点とＡｃ、点の２相域に加熱され
た領域（ＩＣＣＧＨＡＺと称す）が、ＣＯＤ特性が最も
悪いことは知られている。これは、母材がＡｒｚとＡｃ
、の２相域に加熱された際、旧オーステナイト粒界に島
状マルテンサイトが生成するためであり、この島状マル
テンサイトは脆性破壊発生特性を悪化させる。島状マル
テンサイトは、３５０°Ｃ以上の温度で長時間加熱する
ことにより、フェライトと炭化物に分解する。しかし、
通常の溶接の場合には、３５０ ’Ｃ以上に加熱されて
いる時間が短いために島状マルテンサイトは分解せず、
ＣＯＤ特性が改善されない。
ｍ以下でサブマージアーク溶接又はシールドメタルアー
ク溶接が用いられ、板厚が厚いことから多層溶接となる
。多層溶接を行った場合、溶接熱により生成した粗大粒
が次パスによりＡｒ３点とＡｃ、点の２相域に加熱され
た領域（ＩＣＣＧＨＡＺと称す）が、ＣＯＤ特性が最も
悪いことは知られている。これは、母材がＡｒｚとＡｃ
、の２相域に加熱された際、旧オーステナイト粒界に島
状マルテンサイトが生成するためであり、この島状マル
テンサイトは脆性破壊発生特性を悪化させる。島状マル
テンサイトは、３５０°Ｃ以上の温度で長時間加熱する
ことにより、フェライトと炭化物に分解する。しかし、
通常の溶接の場合には、３５０ ’Ｃ以上に加熱されて
いる時間が短いために島状マルテンサイトは分解せず、
ＣＯＤ特性が改善されない。
本発明者等は、幅０．５ｍｍのＸ線マイクロアナライザ
ー（ＥＰＭＡ）で鋼板のＰ濃度の最大値を測定し、ＣＯ
Ｄ試験による溶接部の脆性破壊発生特性との関連につい
て調査した。この結果、鋼板のＰ濃度の最大値を０．２
５ｍｍ” （０，５ｍｓ＋Ｘ０．５ｍｍ）当り０．０８
％以下にすることにより、島状マルテンサイトの生成が
抑えられ、仮に生成しても溶接部会ての島状マルテンサ
イトが溶接時の熱により、フェライトと炭化物となりＣ
ＯＤ特性が改善されることが判った。
ー（ＥＰＭＡ）で鋼板のＰ濃度の最大値を測定し、ＣＯ
Ｄ試験による溶接部の脆性破壊発生特性との関連につい
て調査した。この結果、鋼板のＰ濃度の最大値を０．２
５ｍｍ” （０，５ｍｓ＋Ｘ０．５ｍｍ）当り０．０８
％以下にすることにより、島状マルテンサイトの生成が
抑えられ、仮に生成しても溶接部会ての島状マルテンサ
イトが溶接時の熱により、フェライトと炭化物となりＣ
ＯＤ特性が改善されることが判った。
（問題点を解決するための手段）
本発明は、
Ｃ： ０．０３〜０．１５重量％、
Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０重量％、Ｍｎ ： ０．
５〜２．０重量％１ Ａｌ ７０．００５〜０．０５重量％、Ｐ ： ０．０
１０重量％以下、 を含み、残部は不可避的不純物を除き実質的にＦｅから
成る鋼で、且つ０．５ｍｍ Ｘ ０．５ｍｍの面積当り
のＰ濃度の板厚方向の最大値が０．０８％以下であるこ
とを特徴とする溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強
度鋼、 Ｃ： ０．０３〜０．１５重量％、 Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０重量％、Ｍｎ ： ０．
５〜２．０重量％、 Ａｌ ： ０．００５〜０．０５重量％、Ｐ ： ０．
０１０重量％以下、 に加えて、０．０３重量％以下のＮｂ、０．１重量％以
下のＶ、１．０重量％以下のＮｉ、１．０重量％以下の
Ｃｕのうち一種又は二種以上を含み、残部は不可避的不
純物を除き実質的にＦｅから成る鋼で、且つ０．５ｍｍ
Ｘ０．５ｍｍの面積当りのＰｇ度の板厚方向の最大値が
０．０８％以下であることを特徴とする溶接部の脆性破
壊発生特性の優れた高強度鋼、 Ｃ： ０．０３〜０．１５重量％、 Ｓｔ ： ０．０５〜０．５０！１％、Ｍｎ ： ０．
５〜２．０重量％、 Ａｔ ： ０．００５〜０．０５重量％、Ｐ ： ０．
０１０重量％以下、 に加えて、０．０１重量％以下のＴｉ、 ０．０２重量
％以下の希土類金属のうち一種又は二種以上を含有し、
残部は不可避的不純物を除き実質的にＦｅから成る銅で
、且つ０．５ｍｍ Ｘ ０．５ｍｍの面積当りのＰ濃度
の板厚方向の最大値が０．０８％以下であることを特徴
とする溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼、 更に、 Ｃ： ０．０３〜０．１５重量％、 Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０重量％、Ｍｎ ： ０．
５〜２．０重量％１ ＾１ ： ０．００５〜０．０５重量％、Ｐ ： ０．
０１０重量重量下、 に加えて、０．０３重量％以下のＮｂ、 ０．１重量％
以下のＶ、１．０重量％以下のＮｉ、 １．０重量％以
下のＣｕのうち一種又は二種以上を含有し、更に加えて
０．０１重量％以下のＴｉ、 ０．０２重量％以下の希
土類金属のうち一種又は二種以上を含有し、残部は不可
避的不純物を除き実質的にＰｅから成る鋼で、且つ０．
５ｍｍＸｊ、５ｍｍ （７）面積当りのＰ濃度の板厚方
向の最大値が０．０８％以下であることを特徴とする溶
接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼、とすること
で前述した問題点を解決した。
５〜２．０重量％１ Ａｌ ７０．００５〜０．０５重量％、Ｐ ： ０．０
１０重量％以下、 を含み、残部は不可避的不純物を除き実質的にＦｅから
成る鋼で、且つ０．５ｍｍ Ｘ ０．５ｍｍの面積当り
のＰ濃度の板厚方向の最大値が０．０８％以下であるこ
とを特徴とする溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強
度鋼、 Ｃ： ０．０３〜０．１５重量％、 Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０重量％、Ｍｎ ： ０．
５〜２．０重量％、 Ａｌ ： ０．００５〜０．０５重量％、Ｐ ： ０．
０１０重量％以下、 に加えて、０．０３重量％以下のＮｂ、０．１重量％以
下のＶ、１．０重量％以下のＮｉ、１．０重量％以下の
Ｃｕのうち一種又は二種以上を含み、残部は不可避的不
純物を除き実質的にＦｅから成る鋼で、且つ０．５ｍｍ
Ｘ０．５ｍｍの面積当りのＰｇ度の板厚方向の最大値が
０．０８％以下であることを特徴とする溶接部の脆性破
壊発生特性の優れた高強度鋼、 Ｃ： ０．０３〜０．１５重量％、 Ｓｔ ： ０．０５〜０．５０！１％、Ｍｎ ： ０．
５〜２．０重量％、 Ａｔ ： ０．００５〜０．０５重量％、Ｐ ： ０．
０１０重量％以下、 に加えて、０．０１重量％以下のＴｉ、 ０．０２重量
％以下の希土類金属のうち一種又は二種以上を含有し、
残部は不可避的不純物を除き実質的にＦｅから成る銅で
、且つ０．５ｍｍ Ｘ ０．５ｍｍの面積当りのＰ濃度
の板厚方向の最大値が０．０８％以下であることを特徴
とする溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼、 更に、 Ｃ： ０．０３〜０．１５重量％、 Ｓｉ ： ０．０５〜０．５０重量％、Ｍｎ ： ０．
５〜２．０重量％１ ＾１ ： ０．００５〜０．０５重量％、Ｐ ： ０．
０１０重量重量下、 に加えて、０．０３重量％以下のＮｂ、 ０．１重量％
以下のＶ、１．０重量％以下のＮｉ、 １．０重量％以
下のＣｕのうち一種又は二種以上を含有し、更に加えて
０．０１重量％以下のＴｉ、 ０．０２重量％以下の希
土類金属のうち一種又は二種以上を含有し、残部は不可
避的不純物を除き実質的にＰｅから成る鋼で、且つ０．
５ｍｍＸｊ、５ｍｍ （７）面積当りのＰ濃度の板厚方
向の最大値が０．０８％以下であることを特徴とする溶
接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼、とすること
で前述した問題点を解決した。
（作 用）
Ｃ：Ｃ含有量は、石油生産用ジャケット型プラットホー
ム等の構造用鋼として必要な強度を得るためには０．０
３重量％以上添加する必要がある。一方、溶接硬化性及
び溶接割れ感受性を考慮して、その上限を０．１５重量
％以下とする。
ム等の構造用鋼として必要な強度を得るためには０．０
３重量％以上添加する必要がある。一方、溶接硬化性及
び溶接割れ感受性を考慮して、その上限を０．１５重量
％以下とする。
Ｓｔ： Ｓｔは、脱酸の都合上０．０５重重量以上必要
である。Ｓｉの添加量を増加させれば強度は上昇するが
、０．５０重重量を超えると、母材の靭性を劣化させる
ために上限を０．５０重量％以下とする。
である。Ｓｉの添加量を増加させれば強度は上昇するが
、０．５０重重量を超えると、母材の靭性を劣化させる
ために上限を０．５０重量％以下とする。
Ｍｎ： Ｍｎは、母材に延性と強度を与えるために、０
．５重量％以上添加する必要がある。しかし、その添加
量が２．０重量％を超えると、溶接硬化性を著しく上昇
させるので、その上限を２．０重量％とする。
．５重量％以上添加する必要がある。しかし、その添加
量が２．０重量％を超えると、溶接硬化性を著しく上昇
させるので、その上限を２．０重量％とする。
＾１： Ａｌは、鋼の脱酸のために０．００５重量％以
上必要であるが、その添加量が０．０５０重量％を超え
ると溶接部の靭性が著しく劣化するので、上限を０．０
５０重量％とする。
上必要であるが、その添加量が０．０５０重量％を超え
ると溶接部の靭性が著しく劣化するので、上限を０．０
５０重量％とする。
Ｐ：Ｐは、結晶粒界に偏析して粒界破壊の原因となると
共に靭性を大幅に劣化させる。また、ＩＣＣＧＨＡＺ部
の島状マルテンサイト量を増加させ、脆性破壊発生特性
を大幅に劣化させるので、Ｐの含有量の上限は０．０１
０重量％とする。
共に靭性を大幅に劣化させる。また、ＩＣＣＧＨＡＺ部
の島状マルテンサイト量を増加させ、脆性破壊発生特性
を大幅に劣化させるので、Ｐの含有量の上限は０．０１
０重量％とする。
Ｎｂ： Ｎｂは、熱間圧延において、未再結晶領域を拡
大してオーステナイト中に変態後のフェライト粒を小さ
くして靭性を向上させるばかりでなく、熱間圧延後の加
速冷却において最終組織のベイナイト、マルテンサイト
等の低温変態生成物の量を増加でき強度を大幅に上昇さ
せることができる。
大してオーステナイト中に変態後のフェライト粒を小さ
くして靭性を向上させるばかりでなく、熱間圧延後の加
速冷却において最終組織のベイナイト、マルテンサイト
等の低温変態生成物の量を増加でき強度を大幅に上昇さ
せることができる。
しかし、０．０３重重量を超えて添加すると、割れ性を
劣化させると共に溶接部の応力除去焼鈍後の靭性を劣化
させるので、Ｎｂの添加量の上限を０．０３重量％とす
る。
劣化させると共に溶接部の応力除去焼鈍後の靭性を劣化
させるので、Ｎｂの添加量の上限を０．０３重量％とす
る。
ｖ：■は、Ｎｂと同様に強度と靭性を向上させるために
添加するが、０．１重量％を超えると溶接部の応力除去
焼鈍後の靭性を劣化させるので、その上限は１．０重量
％とする。
添加するが、０．１重量％を超えると溶接部の応力除去
焼鈍後の靭性を劣化させるので、その上限は１．０重量
％とする。
Ｎｉ： Ｎｉは、溶接熱影響部の硬化性及び靭性に悪い
影響を与えることなく鋼の強度と靭性を向上させること
ができるために添加するが、コスト面よりその上限を１
．０重量％とする。
影響を与えることなく鋼の強度と靭性を向上させること
ができるために添加するが、コスト面よりその上限を１
．０重量％とする。
Ｃｕ： Ｃｕは、Ｎｉと同じ作用効果を奏する他に耐食
性を向上させるが、１．０ Ｎｉ量％を超えて添加する
と熱間脆性が生じ易くなるので、その上限を１．０重量
％とする。
性を向上させるが、１．０ Ｎｉ量％を超えて添加する
と熱間脆性が生じ易くなるので、その上限を１．０重量
％とする。
Ｔｉ： Ｔｉは、鋼中にＴｉＮとして存在して、溶接熱
影響部のオーステナイト粒の成長を抑制する。しかし、
その添加量が０．０１重量％を超えると、次パスにより
融点付近まで急熱されるボンド部でＴｉＮが分解して固
溶Ｔｉとなった場合、溶接熱影響部の硬度が上昇しＣＯ
Ｏ値が劣下する。このため、Ｔｉの添加量の上限は０．
０１重量％以下とする。
影響部のオーステナイト粒の成長を抑制する。しかし、
その添加量が０．０１重量％を超えると、次パスにより
融点付近まで急熱されるボンド部でＴｉＮが分解して固
溶Ｔｉとなった場合、溶接熱影響部の硬度が上昇しＣＯ
Ｏ値が劣下する。このため、Ｔｉの添加量の上限は０．
０１重量％以下とする。
希土類金属（ＲＥＭ）： ＲＥＭは、鋼中でＲＵＭ（０
，Ｓ）として存在し、このＲＥＭの・硫化物、酸化物は
溶接部のボンド部に於いても安定しており、ＴｉＮと同
様にオーステナイト粒の成長を抑制して、靭性を向上さ
せる。しかし、０．０２重量％を超えて添加すると、鋼
の清浄度が低下し、鋼の靭性が劣下するので、上限を０
．０２重量％とする。
，Ｓ）として存在し、このＲＥＭの・硫化物、酸化物は
溶接部のボンド部に於いても安定しており、ＴｉＮと同
様にオーステナイト粒の成長を抑制して、靭性を向上さ
せる。しかし、０．０２重量％を超えて添加すると、鋼
の清浄度が低下し、鋼の靭性が劣下するので、上限を０
．０２重量％とする。
次にＰ濃度の最大値を限定した理由について述べる。
厚肉鋼板の多層溶接部の靭性はＩＣＣＧＨＡＺの靭性で
決まり、通常の厚肉鋼板の場合にはＩＣＣＧＨＡＺで生
成した島状マルテンサイトが分解しない領域が生じるた
めに溶接部全体の靭性が優れない。その理由としては、
局所的にＰ濃度が高い領域がＩＣＣＧＨＡＺ部と重なっ
た場合には、島状マルテンサイトの景および径が大きく
なり、また島状マルテンサイトが溶接時の熱により分解
しにくくなったためである。
決まり、通常の厚肉鋼板の場合にはＩＣＣＧＨＡＺで生
成した島状マルテンサイトが分解しない領域が生じるた
めに溶接部全体の靭性が優れない。その理由としては、
局所的にＰ濃度が高い領域がＩＣＣＧＨＡＺ部と重なっ
た場合には、島状マルテンサイトの景および径が大きく
なり、また島状マルテンサイトが溶接時の熱により分解
しにくくなったためである。
本発明者等はＣ： ０．０７重量％、Ｓｉ ： ０．３
１重量％、Ｍｎ ： １．５重量％、Ｐ ： ０．００
２〜０．００５重量％、Ｓ： ０．００３重量％、Ａｌ
： ０．０２５重量ｍ１Ｔｉ ： ０．００５重量％
、Ｎ ： ０．００２５重量％の組成成分で、厚み５０
ｍｎ＋の供試鋼を第１図に示すようにに型開先にして、
第１表に示す溶接条件で多層溶接した。この溶接継手よ
り、ノツチをボンドに入れたＣＯＤ試験片を採取し、−
１０°Ｃにて試験を行った。試験後のＣＯＤ試験片を第
２図に示すように切断し、斜線をほどこした面について
、以下の方法によりＰの分析を行った。これらの供試鋼
の板厚方向に、且つ鋼板全体の全板厚にわたり、Ｘ線マ
イクロアナライザーで幅０．５ｍｍ 、長さ０．５ｍｍ
、即ち面積０．２５ｍｍ”についてＰ濃度を測定した
。各供試鋼について測定したＰ濃度の最大値と、溶接部
のノツチがボンドに入った一１０°ＣにおけるＣＯＯ値
との関係を第３図に示すが、Ｐ濃度の最大値が０．０８
％を超えるとＣＯＯ値は大幅に劣化することが同図より
判る。このことにより、本発明では、面積が０．２５ｍ
ｍ２当りのＰ濃度の最大値を０．０８％とした。なおＰ
の分析を行った面は、ＣＯＤ試験を行ったボンドから１
０ｍｍだけ離れているが、この程度の距離であれば、偏
析の程度に差が無いことは、判っている。
１重量％、Ｍｎ ： １．５重量％、Ｐ ： ０．００
２〜０．００５重量％、Ｓ： ０．００３重量％、Ａｌ
： ０．０２５重量ｍ１Ｔｉ ： ０．００５重量％
、Ｎ ： ０．００２５重量％の組成成分で、厚み５０
ｍｎ＋の供試鋼を第１図に示すようにに型開先にして、
第１表に示す溶接条件で多層溶接した。この溶接継手よ
り、ノツチをボンドに入れたＣＯＤ試験片を採取し、−
１０°Ｃにて試験を行った。試験後のＣＯＤ試験片を第
２図に示すように切断し、斜線をほどこした面について
、以下の方法によりＰの分析を行った。これらの供試鋼
の板厚方向に、且つ鋼板全体の全板厚にわたり、Ｘ線マ
イクロアナライザーで幅０．５ｍｍ 、長さ０．５ｍｍ
、即ち面積０．２５ｍｍ”についてＰ濃度を測定した
。各供試鋼について測定したＰ濃度の最大値と、溶接部
のノツチがボンドに入った一１０°ＣにおけるＣＯＯ値
との関係を第３図に示すが、Ｐ濃度の最大値が０．０８
％を超えるとＣＯＯ値は大幅に劣化することが同図より
判る。このことにより、本発明では、面積が０．２５ｍ
ｍ２当りのＰ濃度の最大値を０．０８％とした。なおＰ
の分析を行った面は、ＣＯＤ試験を行ったボンドから１
０ｍｍだけ離れているが、この程度の距離であれば、偏
析の程度に差が無いことは、判っている。
第１表
本発明の高強度鋼は、通常の製鋼工程を経て、造塊−分
塊又は連続鋳造によりスラブとし、以下の工程を経て厚
板となる。
塊又は連続鋳造によりスラブとし、以下の工程を経て厚
板となる。
これらのスラブは１２５０°Ｃ以上に加熱した後、１０
００“Ｃ以上の温度で、１パス当り１０％以上の圧下を
施し全体で２０％以上の圧延を施した後、１０００°Ｃ
以上に保持しつつ再度１２５０°Ｃ以上の温度に１０時
間以上保持後、空冷して圧延用素材にする。次いで、こ
の圧延用素材を９００°Ｃ以上の温度に加熱し、熱間圧
延を施して鋼板とする。
００“Ｃ以上の温度で、１パス当り１０％以上の圧下を
施し全体で２０％以上の圧延を施した後、１０００°Ｃ
以上に保持しつつ再度１２５０°Ｃ以上の温度に１０時
間以上保持後、空冷して圧延用素材にする。次いで、こ
の圧延用素材を９００°Ｃ以上の温度に加熱し、熱間圧
延を施して鋼板とする。
（実施例）
第２表に鋼の組成成分と母材の強度ならびに靭性、Ｐ濃
度の最大値、及び溶接継手のボンドにノツチを入れてＣ
ＯＯを調べた結果を示す。
度の最大値、及び溶接継手のボンドにノツチを入れてＣ
ＯＯを調べた結果を示す。
調香号１，２，４，５．８〜１１及び１７〜２０は連続
鋳造によりスラブとした。このうち、調香号１゜２は連
続鋳造したスラブを圧延用素材とし、調香号３は分塊圧
延を施しスラブとし圧延用素材とした。
鋳造によりスラブとした。このうち、調香号１゜２は連
続鋳造したスラブを圧延用素材とし、調香号３は分塊圧
延を施しスラブとし圧延用素材とした。
調香号４，５．８〜１１及び１７〜２０のスラブは１２
５０°Ｃ以上の温度に加熱後、１０００’Ｃ以上の温度
で１パス当り１１％の圧下率で圧延を施し全体で２１％
の圧延を施し、１０００°Ｃ以上の温度に保持した状態
で、再度１２８０°Ｃ〜１３２０°Ｃの温度に加熱し、
この温度で１０〜２０時間保持し、空冷して圧延用素材
とした。
５０°Ｃ以上の温度に加熱後、１０００’Ｃ以上の温度
で１パス当り１１％の圧下率で圧延を施し全体で２１％
の圧延を施し、１０００°Ｃ以上の温度に保持した状態
で、再度１２８０°Ｃ〜１３２０°Ｃの温度に加熱し、
この温度で１０〜２０時間保持し、空冷して圧延用素材
とした。
また、綱番号６，７及び１２〜１６は分塊圧延によりス
ラブとした後、１２８０〜１３２０°Ｃの温度に加熱し
、１０００°Ｃ以上で１パス当り１１％の圧下率で圧延
を施し全体で２１％の圧延を施した後、１０００°Ｃ以
上の温度に保持した状態で再度１２８０〜１３２０°Ｃ
の温度に加熱し、この温度範囲に１０〜２０時間保持し
、空冷して圧延用素材とした。
ラブとした後、１２８０〜１３２０°Ｃの温度に加熱し
、１０００°Ｃ以上で１パス当り１１％の圧下率で圧延
を施し全体で２１％の圧延を施した後、１０００°Ｃ以
上の温度に保持した状態で再度１２８０〜１３２０°Ｃ
の温度に加熱し、この温度範囲に１０〜２０時間保持し
、空冷して圧延用素材とした。
これらの圧延用素材を９６０〜１０５０°Ｃの温度に加
熱し、７４０°Ｃまでに熱間圧延を終了し板厚５０ｎ＋
ｍの鋼板とした後、調香１〜１７と２０は直ちに５°Ｃ
／秒の冷却速度で４８０°Ｃまで加速冷却した；鋼板１
８゜１９は５°Ｃ／秒の冷却速度で室温まで加速冷却し
、次いで６００ ”Ｃで１時間の熱処理を行った。
熱し、７４０°Ｃまでに熱間圧延を終了し板厚５０ｎ＋
ｍの鋼板とした後、調香１〜１７と２０は直ちに５°Ｃ
／秒の冷却速度で４８０°Ｃまで加速冷却した；鋼板１
８゜１９は５°Ｃ／秒の冷却速度で室温まで加速冷却し
、次いで６００ ”Ｃで１時間の熱処理を行った。
これらの鋼板を第１図に示す開先に加工後、第１表に示
す溶接条件でサブマージアーク溶接した。
す溶接条件でサブマージアーク溶接した。
これらの溶接継手より、断面が５０ｍｍ Ｘ １００ｍ
ｍで、疲労ノツチ位置を第４図の位置にするＣＯＤ試験
片を採取した。疲労ノツチの導入及び試験方法はＢ５５
７６２ ： １９７！Ｊによった。また、前記各鋼板の
し方向から引張試験片を採取し、Ｃ方向からＶノツチシ
ャルピー試験片を各々採取した。
ｍで、疲労ノツチ位置を第４図の位置にするＣＯＤ試験
片を採取した。疲労ノツチの導入及び試験方法はＢ５５
７６２ ： １９７！Ｊによった。また、前記各鋼板の
し方向から引張試験片を採取し、Ｃ方向からＶノツチシ
ャルピー試験片を各々採取した。
第２表に、鋼板の強度、靭性及び溶接部の溶融線の一１
０°Ｃ，−３０”ＣのＣＯＤ特性を示す。なお、ＣＯＤ
試験は１つの試験温度につき各３本づつ行った。
０°Ｃ，−３０”ＣのＣＯＤ特性を示す。なお、ＣＯＤ
試験は１つの試験温度につき各３本づつ行った。
調香号１〜３はＰ含有量が本発明の範囲を超えているも
の、或いはＰ含有量が本発明の範囲にあってもＰ濃度の
最大値が高いものであり、いずれも溶接部の熔融線のＣ
ＯＤ特性が劣っていた。
の、或いはＰ含有量が本発明の範囲にあってもＰ濃度の
最大値が高いものであり、いずれも溶接部の熔融線のＣ
ＯＤ特性が劣っていた。
また、調香号４はＰ含有量も低く、Ｐ濃度の最大値も０
．０５８％と低いために、優れたＣＯＤ特性を示した。
．０５８％と低いために、優れたＣＯＤ特性を示した。
更に、調香号５はＮｂを、調香号６はＣｕ。
Ｎｉ、 Ｎｂを、調香号７はＣｕ、 Ｎｉ、 Ｖ−を、
調香号８はＮｉを、調香号９はＴｉを、調香号１０はＴ
ｉ、 ＲＥＭを、調香号１１はＮｂ、 Ｔｉを、調香号
１２はＣｕ、 Ｎｉ、 Ｔｉを、調香号１３はＣｕ、
Ｎｉ＋ Ｎｂ＋ Ｔｉを、調香号１４はＣｕ、 Ｎｉ。
調香号８はＮｉを、調香号９はＴｉを、調香号１０はＴ
ｉ、 ＲＥＭを、調香号１１はＮｂ、 Ｔｉを、調香号
１２はＣｕ、 Ｎｉ、 Ｔｉを、調香号１３はＣｕ、
Ｎｉ＋ Ｎｂ＋ Ｔｉを、調香号１４はＣｕ、 Ｎｉ。
Ｖ、Ｔｉを、調香号１５はＣｕ＋ Ｎｉ、 Ｎｂ＋ Ｔ
ｉ、 ＲＥＭを、調香号１６はＣｕ、 Ｎｉ、 Ｎｂ、
Ｖ、 Ｔｉ、 ＲＥＭを、調香号１７はＣｕを、調香
号１８はＣｕ、 Ｎｉを、調香号１９はＣｕ。
ｉ、 ＲＥＭを、調香号１６はＣｕ、 Ｎｉ、 Ｎｂ、
Ｖ、 Ｔｉ、 ＲＥＭを、調香号１７はＣｕを、調香
号１８はＣｕ、 Ｎｉを、調香号１９はＣｕ。
Ｎｉ、 Ｎｂ、 Ｔｉ、 ＲＥＭを、調香号２０はＶを
本発明で規定する範囲内で添加したものである。調香号
５〜２０は、どの鋼板についてもＣＯＤ特性が優れてい
る。
本発明で規定する範囲内で添加したものである。調香号
５〜２０は、どの鋼板についてもＣＯＤ特性が優れてい
る。
また、Ｃｕ、 Ｎｉ、 Ｎｂ、 Ｖを添加することに
より強度が向上した。
より強度が向上した。
（発明の効果）
以上説明したように本発明鋼は、溶接部のＣＯＤ特性が
優れ、溶接部の脆性破壊発生特性が優れた高強度鋼であ
る。
優れ、溶接部の脆性破壊発生特性が優れた高強度鋼であ
る。
第１図は、Ｋ型の開先形状を示す図であり、第２図は、
マクロＥＰＭＡによりＰを分析した面を示す図であり、 第３図は、０．０７％Ｃ−０，３１％５ｉ−１，５％Ｍ
ｎ−０，００２〜０．００８％Ｐ−０．００３％Ｓ−０
．０２５％Ａｔ−０，００５％Ｔｉ−０，００２５％Ｎ
鋼のＰ濃度の最大値とＣＯＯ値との関係を示す図であり
、 第４図は、ＣＯＤ試験片のノツチ位置を示す図である。 第３図 Ｑ Ｑ、０２ ０．０４ ０．０６ ００
９ ０．ｆｏ ０．ｆ２Ｐ濃慶の農大値（％）
マクロＥＰＭＡによりＰを分析した面を示す図であり、 第３図は、０．０７％Ｃ−０，３１％５ｉ−１，５％Ｍ
ｎ−０，００２〜０．００８％Ｐ−０．００３％Ｓ−０
．０２５％Ａｔ−０，００５％Ｔｉ−０，００２５％Ｎ
鋼のＰ濃度の最大値とＣＯＯ値との関係を示す図であり
、 第４図は、ＣＯＤ試験片のノツチ位置を示す図である。 第３図 Ｑ Ｑ、０２ ０．０４ ０．０６ ００
９ ０．ｆｏ ０．ｆ２Ｐ濃慶の農大値（％）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０３〜０．１５重量％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０重量％、 Ｍｎ：０．５〜２．０重量％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５重量％、 Ｐ：０．０１０重量％以下、 を含み、残部は不可避的不純物を除き実質的にＦｅから
成る鋼で、且つ０．５ｍｍ×０．５ｍｍの面積当りのＰ
濃度の板厚方向の最大値が０．０８％以下であることを
特徴とする溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼
。 ２、Ｃ：０．０３〜０．１５重量％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０重量％、 Ｍｎ：０．５〜２．０重量％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５重量％、 Ｐ：０．０１０重量％以下、 に加えて、０．０３重量％以下のＮｂ、０．１重量％以
下のＶ、１．０重量％以下のＮｉ、１．０重量％以下の
Ｃｕのうち一種又は二種以上を含み、残部は不可避的不
純物を除き実質的にＦｅから成る鋼で、且つ０．５ｍｍ
×０．５ｍｍの面積当りのＰ濃度の板厚方向の最大値が
０．０８％以下であることを特徴とする溶接部の脆性破
壊発生特性の優れた高強度鋼。 ３、Ｃ：０．０３〜０．１５重量％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０重量％、 Ｍｎ：０．５〜２．０重量％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５重量％、 Ｐ：０．０１０重量％以下、 に加えて、０．０１重量％以下のＴｉ、０．０２重量％
以下の希土類金属のうち一種又は二種以上を含有し、残
部は不可避的不純物を除き実質的にＦｅから成る鋼で、
且つ０．５ｍｍ×０．５ｍｍの面積当りの板厚方向のＰ
濃度の最大値が０．０８％以下であることを特徴とする
溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼。 ４、Ｃ：０．０３〜０．１５重量％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０重量％、 Ｍｎ：０．５〜２．０重量％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５重量％、 Ｐ：０．０１０重量％以下、 に加えて、０．０３重量％以下のＮｂ、０．１重量％以
下のＶ、１．０重量％以下のＮｉ、１．０重量％以下の
Ｃｕのうち一種又は二種以上を含有し、更に加えて０．
０１重量％以下のＴｉ、０．０２重量％以下の希土類金
属のうち一種又は二種以上を含有し、残部は不可避的不
純物を除き実質的にＦｅから成る鋼で、且つ０．５ｍｍ
×０．５ｍｍの面積当りのＰ濃度の板厚方向の最大値が
０．０８％以下であることを特徴とする溶接部の脆性破
壊発生特性の優れた高強度鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62014287A JPH076034B2 (ja) | 1987-01-26 | 1987-01-26 | 溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62014287A JPH076034B2 (ja) | 1987-01-26 | 1987-01-26 | 溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63183152A true JPS63183152A (ja) | 1988-07-28 |
| JPH076034B2 JPH076034B2 (ja) | 1995-01-25 |
Family
ID=11856881
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62014287A Expired - Fee Related JPH076034B2 (ja) | 1987-01-26 | 1987-01-26 | 溶接部の脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH076034B2 (ja) |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57143470A (en) * | 1981-03-02 | 1982-09-04 | Nippon Steel Corp | High tensile steel with high cod value |
| JPS60184663A (ja) * | 1984-02-29 | 1985-09-20 | Kawasaki Steel Corp | 大入熱溶接用低温用高張力鋼 |
-
1987
- 1987-01-26 JP JP62014287A patent/JPH076034B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57143470A (en) * | 1981-03-02 | 1982-09-04 | Nippon Steel Corp | High tensile steel with high cod value |
| JPS60184663A (ja) * | 1984-02-29 | 1985-09-20 | Kawasaki Steel Corp | 大入熱溶接用低温用高張力鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH076034B2 (ja) | 1995-01-25 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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