JPS5852007B2 - ダイニユウネツヨウセツセイノ スグレタコウゾウヨウコウノセイゾウホウ - Google Patents
ダイニユウネツヨウセツセイノ スグレタコウゾウヨウコウノセイゾウホウInfo
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- JPS5852007B2 JPS5852007B2 JP10798475A JP10798475A JPS5852007B2 JP S5852007 B2 JPS5852007 B2 JP S5852007B2 JP 10798475 A JP10798475 A JP 10798475A JP 10798475 A JP10798475 A JP 10798475A JP S5852007 B2 JPS5852007 B2 JP S5852007B2
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- toughness
- welding
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
- C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は大入熱溶接性の優れた構造用鋼に関し、とく
に大入熱溶接ボンド部の低温靭性を著しく向上させる手
法を提案するものである。
に大入熱溶接ボンド部の低温靭性を著しく向上させる手
法を提案するものである。
この発明によれば、大入熱溶接ボンド部の低温靭性が母
材とほぼ同等になる。
材とほぼ同等になる。
４０キロ乃至６０キロ級の非調質および調質型の構造用
鋼を提供することができる。
鋼を提供することができる。
最近、大型溶接構造物の製作では溶接工数を減らし、溶
接コストの低減をはかるため、片面サブマージアーク溶
接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの
大入熱を用いる自動溶接が採用されつつある。
接コストの低減をはかるため、片面サブマージアーク溶
接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの
大入熱を用いる自動溶接が採用されつつある。
しかし従来用いられている４０キロ乃至６０キロ級の溶
接用鋼は大入熱溶接を行なった場合、溶接熱影響部とく
にボンド部はオーステナイト結晶粒が粗大化し大きな網
目状の初析フェライトの粗大な上部ベイナイト組織とな
り、靭性の劣化が著しく、かくして鋼材の面から溶接の
大入熱化は阻害されているわけである。
接用鋼は大入熱溶接を行なった場合、溶接熱影響部とく
にボンド部はオーステナイト結晶粒が粗大化し大きな網
目状の初析フェライトの粗大な上部ベイナイト組織とな
り、靭性の劣化が著しく、かくして鋼材の面から溶接の
大入熱化は阻害されているわけである。
昨今大入熱溶接に適する鋼材の開発が強く要望され、鉄
鋼技術者の鋭意研究が行なわれるところとなったが、こ
の大入熱溶接用鋼として、古くはＡｕｔｏｍａｔｉｃ
Ｗｅｌｄｉｎｇ （Ｍａｙ １９５９ ）に「７Ｏ−１
６０ｉｘａａ厚さのＴｙｐｅ Ｍ鋼の機械的性質と溶接
性の研究Ｊ （Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ ｏｆ ｔ
ｈｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄ ｗｅｌｄａｂｉｌ
ｉｔｙ ｏｆ ７０〜１６０＊ｔｔｔ ｔｈｉｃｋ
ｔｙｐｅＭｓｔｅｅｌ ）と題して発表されたＯｓ ｔ
ｒｏｖｓｋａｙａの論文に／ＩＪボイラー用鋼板鋼板
ｉを含有させることにより大入熱溶接熱影響部の靭性が
顕著に改良されることがのべられている。
鋼技術者の鋭意研究が行なわれるところとなったが、こ
の大入熱溶接用鋼として、古くはＡｕｔｏｍａｔｉｃ
Ｗｅｌｄｉｎｇ （Ｍａｙ １９５９ ）に「７Ｏ−１
６０ｉｘａａ厚さのＴｙｐｅ Ｍ鋼の機械的性質と溶接
性の研究Ｊ （Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ ｏｆ ｔ
ｈｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄ ｗｅｌｄａｂｉｌ
ｉｔｙ ｏｆ ７０〜１６０＊ｔｔｔ ｔｈｉｃｋ
ｔｙｐｅＭｓｔｅｅｌ ）と題して発表されたＯｓ ｔ
ｒｏｖｓｋａｙａの論文に／ＩＪボイラー用鋼板鋼板
ｉを含有させることにより大入熱溶接熱影響部の靭性が
顕著に改良されることがのべられている。
ここにＴｙｐｅＭ鋼はＣ１０，１１、Ｍｎ／１．５３
。
。
５ｉ１０．５０ 、 Ｓ／ ０．０２８ 、 Ｐｌｏ、
０１８ 、 Ｃｒ１０．１１ 、Ｎｉ１０．０８．Ｃｕ
１０．２６．Ｔｉ１０．０１１゜０２１０．００１４
、 Ｎ２１０．００３８の組成になる。
０１８ 、 Ｃｒ１０．１１ 、Ｎｉ１０．０８．Ｃｕ
１０．２６．Ｔｉ１０．０１１゜０２１０．００１４
、 Ｎ２１０．００３８の組成になる。
最近の研究成果につき出願人は、溶接用鋼に希土類元素
（ＲＥＭ）とＢを共存させることにより、大入熱溶接熱
影響部が微細なフェライト＋パーライトとなり、靭性を
著しく改良できることをさきに特公昭５５〜３１８１９
号公報において開示した。
（ＲＥＭ）とＢを共存させることにより、大入熱溶接熱
影響部が微細なフェライト＋パーライトとなり、靭性を
著しく改良できることをさきに特公昭５５〜３１８１９
号公報において開示した。
しかしＴｉまたはＲＥＭ＋Ｂを含む鋼の大入熱溶接ボン
ド部の靭性は何れも従来鋼のそれにくらべれば著しく高
いが、母材靭性にくらべればほど遠いものである。
ド部の靭性は何れも従来鋼のそれにくらべれば著しく高
いが、母材靭性にくらべればほど遠いものである。
ところで造船界をはじめとする多くの業界では、低温靭
性が優れるだけにとどまらず大入熱溶接を行なった際溶
接熱影響部のいずれにおける靭性も母材規格を満足する
ことがしばしば要望され、このことは、ＴｉまたはＲＥ
Ｍ＋Ｂの含有による大入熱溶接ボンド部の靭性向上をな
おあき足りないものとして、大入熱溶接ボンド部の組織
を母材と同様にすること、すなわち大入熱溶接に際し、
熱影響部に靭性の劣化がみられない鋼を要求することに
相当するが、これは鉄鋼技術者の立場では現代の常識を
超越し、不可能事とも言える難題である。
性が優れるだけにとどまらず大入熱溶接を行なった際溶
接熱影響部のいずれにおける靭性も母材規格を満足する
ことがしばしば要望され、このことは、ＴｉまたはＲＥ
Ｍ＋Ｂの含有による大入熱溶接ボンド部の靭性向上をな
おあき足りないものとして、大入熱溶接ボンド部の組織
を母材と同様にすること、すなわち大入熱溶接に際し、
熱影響部に靭性の劣化がみられない鋼を要求することに
相当するが、これは鉄鋼技術者の立場では現代の常識を
超越し、不可能事とも言える難題である。
発明者らは前掲特公昭５５−３１８１９号公報に開示し
た「入熱ｉｏｏ、ｏｏｏジュール／ｃｍ以上の大入熱溶
接用非調質鋼」に用いたＲＥＭＢ＋Ｈの効果をさらに向
上させる方法につき鋭意研究を進めた結果、ＲＥＭ＋Ｂ
を含む鋼の溶接後、鋳込みの際溶鋼中へ酸化鉄の粉末を
添加することにより、大入熱溶接ボンド部の靭性を母材
とほぼ同等の値にすることに成功した。
た「入熱ｉｏｏ、ｏｏｏジュール／ｃｍ以上の大入熱溶
接用非調質鋼」に用いたＲＥＭＢ＋Ｈの効果をさらに向
上させる方法につき鋭意研究を進めた結果、ＲＥＭ＋Ｂ
を含む鋼の溶接後、鋳込みの際溶鋼中へ酸化鉄の粉末を
添加することにより、大入熱溶接ボンド部の靭性を母材
とほぼ同等の値にすることに成功した。
すなわちこの発明はＣ；０．０３〜０．１８％、 Ｓｉ
： ０．１０−０．６０％＋ Ｍ ｎ ：０．４０−
１．７０％、Ａ／；０．１％以下を含み、ＲＥＭ（希土
類元素）；０．００５〜０．０５％とＢ；０．０００３
〜０．００５０％を共存下に含有し、必要によっては、
ざらにＮｂ；０．０３％以下＋ Ｖ ；０．０５％以下
＋ Ｃｕ ： ０．３％以下、Ｎｔ；０．３％以下。
： ０．１０−０．６０％＋ Ｍ ｎ ：０．４０−
１．７０％、Ａ／；０．１％以下を含み、ＲＥＭ（希土
類元素）；０．００５〜０．０５％とＢ；０．０００３
〜０．００５０％を共存下に含有し、必要によっては、
ざらにＮｂ；０．０３％以下＋ Ｖ ；０．０５％以下
＋ Ｃｕ ： ０．３％以下、Ｎｔ；０．３％以下。
Ｃｒ ： ０．５％以下＋ Ｓｅ ： ０．１％以下、
Ｔｉ：０．０４％以下およびＺｒ：０．０４％以下のう
ち一種または二種以上を含有し、残部実質的に鉄の組成
からなる鋼の溶製後、鋳込みの際溶鋼中へ酸化鉄の粉末
を溶鋼１ｋｇ当り０．０！１〜１ｇを添加することを特
徴とする大入熱溶接性の優れた構造用鋼の製造法である
。
Ｔｉ：０．０４％以下およびＺｒ：０．０４％以下のう
ち一種または二種以上を含有し、残部実質的に鉄の組成
からなる鋼の溶製後、鋳込みの際溶鋼中へ酸化鉄の粉末
を溶鋼１ｋｇ当り０．０！１〜１ｇを添加することを特
徴とする大入熱溶接性の優れた構造用鋼の製造法である
。
以下詳細に述べるように本発明の目的と効果を達成する
には、上記した特定の鋼組成にするとともに、その鋼の
溶製後、鋳込みの際溶鋼中へ適量の酸化鉄の粉末を添加
することが必須である。
には、上記した特定の鋼組成にするとともに、その鋼の
溶製後、鋳込みの際溶鋼中へ適量の酸化鉄の粉末を添加
することが必須である。
この発明で得られる構造用鋼は圧延のままでもよく、ま
た焼ならしもしくは焼入れ焼戻しなどのいかなる熱処理
を受けてもよい。
た焼ならしもしくは焼入れ焼戻しなどのいかなる熱処理
を受けてもよい。
すなわちＲＥＭ−Ｂ複合用銅において溶製後、鋳込みの
際における酸化鉄の粉末の添加は鋼中にｌμ以下の超微
細な介在物を多数分散分布させることに役立つ。
際における酸化鉄の粉末の添加は鋼中にｌμ以下の超微
細な介在物を多数分散分布させることに役立つ。
さらにこれらの介在物は溶接熱サイクルの冷却途上、Ｂ
化合物（主としてＢ窒化物）の析出サイトとしての働き
を発揮し、γ粒内にＢ窒化物を微細に析出させる。
化合物（主としてＢ窒化物）の析出サイトとしての働き
を発揮し、γ粒内にＢ窒化物を微細に析出させる。
このＢ窒化物はγ粒内においてγ粒界とは独立に微細な
ブロック状フェライトを直接的かつ積極的に形成する機
能をもつ。
ブロック状フェライトを直接的かつ積極的に形成する機
能をもつ。
上述の酸化鉄の粉末の添加により生成された超微細介在
物とＢ窒化物の析出の関係およびＢ窒化物のγ粒内にお
ける微細フェライトの生皮に及ぼす作用は、発明者らが
発見したまったく新しい現象であり、これらの大入熱溶
接用鋼への適用は新規かつ適切なものである。
物とＢ窒化物の析出の関係およびＢ窒化物のγ粒内にお
ける微細フェライトの生皮に及ぼす作用は、発明者らが
発見したまったく新しい現象であり、これらの大入熱溶
接用鋼への適用は新規かつ適切なものである。
この発明で鋼組成の成分範囲を上記のところに限定した
理由はつぎのとおりである。
理由はつぎのとおりである。
まずＣ含有量は０．０３〜０１８％に限定される。
この種構造用鋼としての強度の点からＣは最低０．０３
％は必要であり、製鋼上も０．０３％未満は好ましくな
い。
％は必要であり、製鋼上も０．０３％未満は好ましくな
い。
一方溶接硬化性、溶接われ感受性の点から上限は０．１
８％に限定される。
８％に限定される。
次にＳｉ含有量は製鋼上またはこの種の鋼の強度の点か
ら０．１０％以上必要であるが０．６０％を越えると母
材の靭性を著しく損うので、ｏ、ｉｏ〜０．６０％に限
定される。
ら０．１０％以上必要であるが０．６０％を越えると母
材の靭性を著しく損うので、ｏ、ｉｏ〜０．６０％に限
定される。
Ｍｕは母材に延性と強度を与えるために０．４０％以上
必要な反面、１．７０％を越えると溶接硬化性を著しく
上昇させるので０．４０〜１．７０％に限定される。
必要な反面、１．７０％を越えると溶接硬化性を著しく
上昇させるので０．４０〜１．７０％に限定される。
Ａ／は脱酸および結晶粒微細化による強度および靭性の
向上に有効な元素であり、この種の構造用鋼としては０
．１％以下の適当量必要であるが、０．１％をこえると
その効果は飽和するので０．１％以下に限定する。
向上に有効な元素であり、この種の構造用鋼としては０
．１％以下の適当量必要であるが、０．１％をこえると
その効果は飽和するので０．１％以下に限定する。
ＲＥＭはＢとの共有で大入熱溶接ボンド部の靭性を著し
く改良するが、ＲＥＭＯ，ＯＯ５％未満、または０．０
５％をこえるとその効果はほとんどなくなるので、０．
００５〜０．０５％以下に限定される。
く改良するが、ＲＥＭＯ，ＯＯ５％未満、または０．０
５％をこえるとその効果はほとんどなくなるので、０．
００５〜０．０５％以下に限定される。
ＢはＲＥＭとの共存で大入熱溶接ボンド部の靭性を改良
するがその効果は０．０００３〜０．００５０％で著し
く大きいので０．０００３〜０．００５０％に限定する
。
するがその効果は０．０００３〜０．００５０％で著し
く大きいので０．０００３〜０．００５０％に限定する
。
この発明の骨子ともいうべき酸化鉄の粉末の添加は、Ｒ
ＥＭおよびＢの共存下、前述の機構によって大入熱溶接
熱影響部とくにボンド部の組織を、超微細なフェライト
＋パーライトにする作用をもち、切欠靭性を著しく向上
させることに役立つ。
ＥＭおよびＢの共存下、前述の機構によって大入熱溶接
熱影響部とくにボンド部の組織を、超微細なフェライト
＋パーライトにする作用をもち、切欠靭性を著しく向上
させることに役立つ。
酸化鉄は溶鋼１−当り０．０５ Ｆまでではほとんど効
果がない反面１ｇ以上では巨大介在物の混入などを生じ
好ましくないので、溶鋼１ｋｇ当り０．０５ｇ〜１ｇに
限定したものである。
果がない反面１ｇ以上では巨大介在物の混入などを生じ
好ましくないので、溶鋼１ｋｇ当り０．０５ｇ〜１ｇに
限定したものである。
次に選択成分の含有量の限定理由について説明する。
Ｎｂおよび■は小人熱溶接における溶接硬化性およびわ
れ感受性の改良に役立ち、しかも少量の添加で母材の強
度を著しく向上させることができるが、Ｎｂは０．０３
％、■は０．０５％をこえると母材および大入熱溶接ボ
ンド部の靭性を低減させるのでＮｂは０．０３％以下、
■は０．０５％以下に限定する。
れ感受性の改良に役立ち、しかも少量の添加で母材の強
度を著しく向上させることができるが、Ｎｂは０．０３
％、■は０．０５％をこえると母材および大入熱溶接ボ
ンド部の靭性を低減させるのでＮｂは０．０３％以下、
■は０．０５％以下に限定する。
Ｃｕもまた強度の上昇に寄与するのが０．３％をこえる
と溶接時の高温われ感受性が高くなるので０．３％以下
に限定される。
と溶接時の高温われ感受性が高くなるので０．３％以下
に限定される。
なお０．３％以下において鋼の耐食性向上にも寄与する
。
。
Ｎｉは母材の強度ならびに切欠靭性を向上させるがＮｉ
は高価な元素であり、この種の鋼の経済性の面から０．
３％以下に限定される。
は高価な元素であり、この種の鋼の経済性の面から０．
３％以下に限定される。
Ｃｒも強度の上昇に効果的な元素であるが、溶接硬化性
、溶接われ感受性を上昇するので０．５％本ゅ以下に限
定される。
、溶接われ感受性を上昇するので０．５％本ゅ以下に限
定される。
Ｓｅは強度および耐食性の向上とともに大入熱溶接熱影
響部の靭性の向上にも有効であるが、高価な元素である
ので０．１％以下に限定される。
響部の靭性の向上にも有効であるが、高価な元素である
ので０．１％以下に限定される。
Ｔｉは脱酸および結晶粒微細化による強度向上に有効な
ばかりでなく、小人熱溶接熱影響部の延性の向上および
母材の機能的性質の異方性をなくすのに有効であるが、
０．０４％をこえると母板の切欠き靭性を低減させるの
で０．０４％以下に限定される。
ばかりでなく、小人熱溶接熱影響部の延性の向上および
母材の機能的性質の異方性をなくすのに有効であるが、
０．０４％をこえると母板の切欠き靭性を低減させるの
で０．０４％以下に限定される。
Ｚｒは鋼の強度増加に有効なところに加えて鋼中の硫化
物の形状の改良および結晶粒の粗大化防止に役立つ。
物の形状の改良および結晶粒の粗大化防止に役立つ。
０．０４％をこえると母板の切欠靭性を低減させるので
０．０４％以下に限定される。
０．０４％以下に限定される。
なおこの発明において通常の製鋼工程で含有される程度
の不可避的不純物は許容できるがそのうちＰおよびＳは
０．０２０％以下が好ましい。
の不可避的不純物は許容できるがそのうちＰおよびＳは
０．０２０％以下が好ましい。
さて以上述べたような本発明の構成要件をさらに明瞭に
し本発明の有する特別の効果を具体的に示すため以下実
施例について説明する。
し本発明の有する特別の効果を具体的に示すため以下実
施例について説明する。
実施例 １
酸化鉄粉末を鉄パイプ内に装てんし、あるいは薄鉄板で
包装して鋳型内部につり下げ、転炉ＲＨ脱ガス工程で溶
製した１５７０〜１６００℃の溶鋼を下注ぎ法にて注入
した。
包装して鋳型内部につり下げ、転炉ＲＨ脱ガス工程で溶
製した１５７０〜１６００℃の溶鋼を下注ぎ法にて注入
した。
次に通常の工程により熱延したままの鋼板を準備した。
この鋼板の組成および酸化鉄粉末の添加量を第１表に示
す。
す。
この鋼板に入熱量２３０，０００ジュール／ｃｒｒＬの
単層溶接継手のボンド部相当の熱サイクル（第１図に示
す）を付与し、これらについて２ｍｍＶシャルピー試験
を行なった。
単層溶接継手のボンド部相当の熱サイクル（第１図に示
す）を付与し、これらについて２ｍｍＶシャルピー試験
を行なった。
第１表に示した鋼のうちＡ〜Ｄはこの発明による供試鋼
であり、溶製後鋳込みの際酸化鉄の粉末を適当量添加し
たものである。
であり、溶製後鋳込みの際酸化鉄の粉末を適当量添加し
たものである。
なおＥは酸化鉄の粉末の添加量が過小に失した場合の例
について比較のため示したものである。
について比較のため示したものである。
なおここで用いた酸化鉄の粉末は赤鉄鉱（ヘマタイト）
をボールミルで粉砕したＦｅ２Ｏ３を主体と＊＊する粒
度１０〜４３μのものであるが、マグネタイト（Ｆｅ３
０４）、ヴイスタイト（ＦｅＯ）あるいはこれらの混合
物でも利用できる。
をボールミルで粉砕したＦｅ２Ｏ３を主体と＊＊する粒
度１０〜４３μのものであるが、マグネタイト（Ｆｅ３
０４）、ヴイスタイト（ＦｅＯ）あるいはこれらの混合
物でも利用できる。
またＦは従来鋼の中もつとも良好な大入熱溶接性を示す
例である。
例である。
母材の機械的性質および再現熱サイクル材の一６０℃に
おける吸収エネルギーおよびＴｒｓを第２表に示す。
おける吸収エネルギーおよびＴｒｓを第２表に示す。
またこの発明鋼の供試鋼Ｂと従来鋼Ｅにつき再現熱サイ
クル材のシャルピー遷移曲線を第２図に示し、ざらにこ
れらの鋼の再現熱サイクル材の先頭組織を第３図’ａ
、 ｂに示す。
クル材のシャルピー遷移曲線を第２図に示し、ざらにこ
れらの鋼の再現熱サイクル材の先頭組織を第３図’ａ
、 ｂに示す。
第２表および第２図から明らかなように発明鋼の大入熱
溶接ボンド部の靭性は従来鋼にくらべてきわめて良好で
ありまた第３図でわかるように発明鋼の大人熱溶接ボン
ド部組織は超微細なフェライト＋パーライト組織であり
、とくにフェライト粒径は母材のものとほぼ同等であっ
た。
溶接ボンド部の靭性は従来鋼にくらべてきわめて良好で
ありまた第３図でわかるように発明鋼の大人熱溶接ボン
ド部組織は超微細なフェライト＋パーライト組織であり
、とくにフェライト粒径は母材のものとほぼ同等であっ
た。
実施例 ２
実施例１と同様に溶製した第３表に示す化学成分の鋼材
について母材の機械的性質および入熱量２３０ ＫＪ／
ｃｍの溶接ボンド部の衝撃試験結果を第４表に示す。
について母材の機械的性質および入熱量２３０ ＫＪ／
ｃｍの溶接ボンド部の衝撃試験結果を第４表に示す。
この場合も供試鋼の製造にあたり溶製後鋳込みの際実施
例１で記載したと同様の酸化鉄の粉末を溶鋼−当り０．
０５〜ｌの範囲で添加し、かつその他の成分もこの発明
の鋼組成の成分範囲にある鋼Ｇ−には、酸化鉄の粉末の
添加操作を行なわなかった従来鋼Ｍにくらべて溶接ポン
ド部の靭性は顕著に改善されていることがわかる。
例１で記載したと同様の酸化鉄の粉末を溶鋼−当り０．
０５〜ｌの範囲で添加し、かつその他の成分もこの発明
の鋼組成の成分範囲にある鋼Ｇ−には、酸化鉄の粉末の
添加操作を行なわなかった従来鋼Ｍにくらべて溶接ポン
ド部の靭性は顕著に改善されていることがわかる。
実施例 ３
つぎにこの発明による構造鋼は圧延のままのものに限ら
ず如何なる熱処理を受けたものも含まれる理由を実施例
により証明する。
ず如何なる熱処理を受けたものも含まれる理由を実施例
により証明する。
第１表に示した発明鋼Ｂについて９３０℃から空冷の焼
ならし処理および９５０℃から水冷後６１０℃に再加熱
し、つづいて空冷する焼入−焼戻し処理を行なった。
ならし処理および９５０℃から水冷後６１０℃に再加熱
し、つづいて空冷する焼入−焼戻し処理を行なった。
これらについて母材の機械的性質および溶接ボンド部の
靭性を調査した結果を第５表に示す。
靭性を調査した結果を第５表に示す。
圧延のままあるいはそれを焼ならししたものまた焼入−
焼戻しを行なったものいずれもボンド部の靭性は良好で
あることがわかる。
焼戻しを行なったものいずれもボンド部の靭性は良好で
あることがわかる。
すなわちＲＥＭ−Ｂ鋼における溶製後鋳込の際酸化鉄の
粉末の添加の効果は母材の熱処理の影響を受けず、この
ことは母材に調質処理を施し、強度レベルを向上させて
使用する場合に有利である。
粉末の添加の効果は母材の熱処理の影響を受けず、この
ことは母材に調質処理を施し、強度レベルを向上させて
使用する場合に有利である。
ポ簀実施例 ４
溶接入熱量とボンド部の靭性（−４０℃２ｋｇ・ｍ）を
第１表の供試鋼Ｂと従来鋼Ｅについて比較した。
第１表の供試鋼Ｂと従来鋼Ｅについて比較した。
第６表に示すようにこの発明では大入熱溶接用の従来鋼
Ｅと同様に、入熱量の増加とともに靭性が向上する。
Ｅと同様に、入熱量の増加とともに靭性が向上する。
しかし同一人熱量で比較すると入熱量６０，０００Ｊ１
ｃｍＪｄ上でこの発明の供試鋼Ｂは従来鋼Ｆにくらべて
きわめて高靭性を示す特徴を示している。
ｃｍＪｄ上でこの発明の供試鋼Ｂは従来鋼Ｆにくらべて
きわめて高靭性を示す特徴を示している。
以上に示したよう微細なフェライトの形成に及ぼすＲＥ
ＭとＢの複合作用を促進させることに対して、その鋼の
製造にあたり溶製後鋳込の際溶鋼中酸化鉄の粉末を添加
することはきわめて効果的で大入熱溶接用鋼の溶接熱影
響部における靭性を、母材規格に匹敵させる至難の課題
解決を、はじめて達成できるのである。
ＭとＢの複合作用を促進させることに対して、その鋼の
製造にあたり溶製後鋳込の際溶鋼中酸化鉄の粉末を添加
することはきわめて効果的で大入熱溶接用鋼の溶接熱影
響部における靭性を、母材規格に匹敵させる至難の課題
解決を、はじめて達成できるのである。
第１図は入熱２３０ＫＪ／ｃｒｒＬの単層溶接ボンド部
相当の再現熱サイクル曲線図、第２図は２３０ＫＪ／ｃ
ＩｒＬ溶接ボンド部にお る２ｍｍＶシャルピー遷移曲
線の一例を示したグラフ、第３図ａ＋ｂは同ボンド部の
顕微鏡組織を比較した写真図である。
相当の再現熱サイクル曲線図、第２図は２３０ＫＪ／ｃ
ＩｒＬ溶接ボンド部にお る２ｍｍＶシャルピー遷移曲
線の一例を示したグラフ、第３図ａ＋ｂは同ボンド部の
顕微鏡組織を比較した写真図である。
Claims (1)
- ｉ Ｃ；０．０３〜０．１８％、 Ｓｉ；０．１０−
０．６０％ 、 Ｍｌ ： ０．４０〜１．７０％、Ａ
／；０．１％以下を含み、ＲＥＭ（希土類元素）；０．
００５〜０．０５％とＢ；０．０００３〜０．００５０
％を共存下に含有し、必要によっては、ざらにＮｂ；０
．０３％以下、Ｖ；０．０５％以下、Ｃｕ：０．３％以
下、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｓｅ：
０．１％以下、Ｔｔ＋０．０４％以下およびＺｒ：０．
０４％以下のうち一種または二種以上を含有し、残部実
質的に鉄の組成からなる鋼の溶製後、鋳込みの際溶鋼中
へ酸化鉄の粉末を溶鋼１ｋｇ当り０．０５９〜ｌを添加
することを特徴とする大入熱溶接性の優れた構造用鋼の
製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10798475A JPS5852007B2 (ja) | 1975-09-08 | 1975-09-08 | ダイニユウネツヨウセツセイノ スグレタコウゾウヨウコウノセイゾウホウ |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10798475A JPS5852007B2 (ja) | 1975-09-08 | 1975-09-08 | ダイニユウネツヨウセツセイノ スグレタコウゾウヨウコウノセイゾウホウ |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5231917A JPS5231917A (en) | 1977-03-10 |
| JPS5852007B2 true JPS5852007B2 (ja) | 1983-11-19 |
Family
ID=14473021
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10798475A Expired JPS5852007B2 (ja) | 1975-09-08 | 1975-09-08 | ダイニユウネツヨウセツセイノ スグレタコウゾウヨウコウノセイゾウホウ |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5852007B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4786995B2 (ja) * | 2005-10-17 | 2011-10-05 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接性および耐食性に優れた船舶用鋼材 |
-
1975
- 1975-09-08 JP JP10798475A patent/JPS5852007B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5231917A (en) | 1977-03-10 |
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