JP2002180179A - 超大入熱溶接用高張力鋼 - Google Patents

超大入熱溶接用高張力鋼

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JP2002180179A JP2000373968A JP2000373968A JP2002180179A JP 2002180179 A JP2002180179 A JP 2002180179A JP 2000373968 A JP2000373968 A JP 2000373968A JP 2000373968 A JP2000373968 A JP 2000373968A JP 2002180179 A JP2002180179 A JP 2002180179A
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Abstract

(57)【要約】 【課題】 入熱が200kJ/cm以上(例えば1500kJ
/cm程度でも)の超大入熱溶接における熱影響部靭性に
優れた超大入熱溶接用高張力鋼を提供する。 【解決手段】 粒子径が0.005〜0.5μmの(M
n, Mg,Cu)Sを1平方mmあたり1.0×105
〜1.0×107 個含む。質量%で、0.04≦C≦
0.25、0.02≦Si≦0.5、0.1≦Mn≦
2.0、P≦0.02、0.002≦S≦0.02、
0.03≦Cu≦1.5、0.015≦Al≦0.5、
0.0005≦Mg≦0.005を含有する。また、選
択元素としてNi、Cr、Mo、Nb、V、Ti、Bの
1種または2種以上を適量含有する。微細(Mn, M
g,Cu)S粒子のピン止め作用により超大入熱溶接H
AZのγ粒成長を抑制し、HAZ靭性を向上させる。

Description

【発明の詳細な説明】
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は高層建築等のボック
ス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、あ
るいは、造船・橋梁等で適用されるエレクトロガス溶接
などの超大入熱溶接における熱影響部(以下、HAZと
称する)靭性に優れた溶接用高張力鋼に関するものであ
る。特に、入熱が200kJ/cm以上で、例えば75
0〜1500kJ/cm程度でも優れたHAZ靭性を有
するものである。
【0002】
【従来の技術】最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製
柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してき
た。このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際に、
高能率で溶接することが必要であり、極厚鋼板を1パス
で溶接できるエレクトロスラグ溶接が広く適用されるよ
うになってきている。また、造船・橋梁分野においても
板厚が25mm程度以上の鋼板を1パスで溶接するエレ
クトロガス溶接が広く適用されるようになってきた。典
型的な入熱の範囲は200〜1500kJ/cmであ
り、このような超大入熱溶接ではサブマージアーク溶接
などの大入熱溶接(入熱は200kJ/cm未満)とは
異なり、溶接融合線(FL)付近やHAZが受ける熱履
歴において1350℃以上の高温滞留時間が極めて長く
なり(超大入熱溶接では大入熱溶接の数倍〜数十倍長時
間滞留する)、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著
であり、HAZの靭性を確保することが困難であった。
最近の大地震を契機として建築構造物の信頼性確保が急
務の課題であり、このような超大入熱溶接HAZ部の靭
性向上を達成することは極めて重要な課題である。
【0003】従来から大入熱溶接HAZ部の靭性向上に
関しては以下に示すように多くの知見・技術があるが、
上記の通り、超大入熱溶接と大入熱溶接とではHAZが
受ける熱履歴、特に、1350℃以上における滞留時間
が大きく異なるために、大入熱溶接HAZ靭性向上技術
を単純に本発明の対象分野に適用することはできない。
【0004】従来の大入熱溶接HAZ靭性向上は大きく
分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであっ
た。その一つは鋼中粒子によるピン止め効果を利用した
オーステナイト粒粗大化防止技術であり、他の一つはオ
ーステナイト粒内フェライト変態利用による有効結晶粒
微細化技術である。
【0005】「鉄と鋼」、第61年(1975)第11
号には、各種の鋼中窒化物・炭化物についてオーステナ
イト粒成長抑制効果を検討し、Tiを添加した鋼ではT
iNの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接HAZにお
けるオーステナイト粒成長を効果的に抑制する技術が開
示されている。
【0006】特開昭60−184663号公報には、A
lを0.04〜0.10%、Tiを0.002〜0.0
2%、さらに、希土類元素(REM)を0.003〜
0.05%含有する鋼において、入熱が150kJ/c
mの大入熱溶接HAZ靭性を向上させる技術が開示され
ている。これは、REMが硫・酸化物を形成して大入熱
溶接時にHAZ部の粗粒化を防止する作用を有するため
である。
【0007】特開昭60−245768号公報には、粒
子径が0.1〜3.0μm、粒子数が5×103 〜1×
107 個/mm3 のTi酸化物、あるいはTi酸化物と
Ti窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼では、入
熱が100kJ/cmの大入熱溶接HAZ内でこれら粒
子がフェライト変態核として作用することによりHAZ
組織が微細化してHAZ靭性を向上できる技術が開示さ
れている。
【0008】特開平2−254118号公報には、Ti
とSを適量含有する鋼において大入熱溶接HAZ組織中
にTiNとMnSの複合析出物を核として粒内フェライ
トが生成し、HAZ組織を微細化することによりHAZ
靭性の向上が図れる技術が開示されている。
【0009】特開昭61−253344号公報には、A
lを0.005〜0.08%、Bを0.0003〜0.
0050%含み、さらに、Ti、Ca、REMのうち少
なくとも1種以上を0.03%以下含む鋼は大入熱溶接
HAZで未溶解のREM・Caの酸化・硫化物あるいは
TiNを起点として冷却過程でBNを形成し、これから
フェライトが生成することにより大入熱HAZ靭性が向
上する技術が開示されている。
【0010】特開平9−157787号公報には、Mg
含有酸化物を1平方mmあたり40,000〜100,
000個含み、且つ、粒子径が0.20〜5.0μmの
Ti含有酸化物とMnSからなる複合体を1平方mmあ
たり20〜400個含む鋼では、オーステナイト粒成長
抑制と粒内フェライト変態促進により超大入熱溶接HA
Z靭性を向上できる技術が開示されている。
【0011】特開平11−286743号公報には、粒
子径が0.005〜0.5μmのMgO、MgS、Mg
(O、S)の2種以上を含む鋼では、これらの微細粒子
によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接H
AZ靭性を向上できる技術が開示されている。
【0012】
【発明が解決しようとする課題】「鉄と鋼」、第61年
(1975)第11号に開示されている技術はTiNを
はじめとする窒化物を利用してオーステナイト粒成長抑
制を図るものであり、大入熱溶接では効果が発揮される
が、本発明が対象とする超大入熱溶接では1350℃以
上の滞留時間が極めて長いために、ほとんどのTiNは
固溶し、粒成長抑制の効果を失う。従って、この技術を
本発明が目的とする超大入熱溶接HAZの靭性には適用
できない。
【0013】特開昭60−184663号公報に開示さ
れた技術はREMの硫化・ 酸化物を利用して大入熱溶接
時にHAZ部の粗粒化を防止するものである。硫化・酸
化物は窒化物に比べて1350℃以上の高温における安
定性は高いので、粒成長抑制効果は維持される。しかし
ながら、硫・酸化物を微細に分散させることは困難であ
る。硫・酸化物の個数密度が低いために、個々の粒子の
ピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接HAZ
のオーステナイト粒径を小さくすることには限度があ
り、これだけで靭性向上をはかることはできない。
【0014】特開昭60−245768号公報に記載さ
れた技術はTi酸化物、あるいはTi酸化物とTi窒化
物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核とし
て作用することによりHAZ組織を微細化させてHAZ
靭性を向上させるものであり、Ti酸化物の高温安定性
を考慮すると超大入熱溶接においてもその効果は維持さ
れる。しかしながら、粒内変態核から生成するフェライ
トの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相
オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。従って、超
大入熱溶接でオーステナイト粒が粗大化する場合には粒
内変態だけでHAZ組織を微細化することには限度があ
る。
【0015】特開平2−254118号公報に開示され
た技術は、TiN−MnS複合析出物からフェライトを
変態させるものであり、大入熱溶接のように1350℃
以上の滞留時間が比較的短い場合には効果を発揮する
が、エレクトロスラグあるいはエレクトロガス溶接のよ
うな超大入熱溶接においては1350℃以上の滞留時間
が長く、この間に多くのTiNは固溶してしまうために
フェライト変態核が消失し、その効果が十分には発揮で
きない。
【0016】特開昭61−253344号公報に開示さ
れた技術は、REM・Caの酸化・硫化物あるいはTi
N上にBNを形成し、これからフェライトを生成させる
ことによりHAZ組織を微細化するものであり、超大入
熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしなが
ら、REM・Caの酸化・硫化物の個数を増加させるこ
とは困難であり、しかもTiNは固溶してフェライト変
態だけでは超大入熱溶接HAZの靭性向上には限度があ
る。
【0017】特開平9−157787号公報に開示され
た技術は本発明者らによるものであり、0.01〜0.
20μmの微細なMg含有酸化物によるオーステナイト
粒成長抑制と0.20〜5.0μmのTi含有酸化物と
MnSからなる複合体による粒内フェライト変態促進に
より超大入熱溶接HAZ靭性を向上できる。しかしなが
ら、Ti含有酸化物の生成にはAl量を0.005%以
下に抑制する必要があり、従来のAl添加鋼の利点を損
なう。すなわち、従来のAl量が0.010〜0.5%
程度のAl脱酸鋼においては、鋼中のAlによる酸化発
熱を利用することで溶鋼温度を容易に制御することがで
き、安価かつ安定な鋼の量産を可能にしてきた。Al添
加量を0.005%程度以下に制限すると、溶鋼加熱装
置による加熱等の、Alの酸化発熱による溶鋼温度制御
を代替する手段が必要となる。溶鋼中のAlは大気中の
酸素による溶鋼汚染防止の役割も有し、また、Alは窒
化物を形成することで材質確保に有効であることも広く
知られており、Al量の0.005%以下への低減はこ
れらのAl添加の利点を損なうことが課題として残る。
【0018】特開平11−286743号公報に開示さ
れた技術も本発明者らによるものであり、0.005〜
0.5μmのMgO、MgS、Mg(O、S)の2種以
上を含む鋼では、これらの微細粒子によるオーステナイ
ト粒成長抑制により超大入熱溶接HAZ靭性を向上でき
る。しかしながら、微細なMgOの生成にはAl量を
0.01%以下に抑制する必要があり、やはり、上述し
たAl添加の利点を損なうことが課題として残る。
【0019】本発明は高層建築物のボックス柱の組み立
てで適用されるエレクトロスラグ溶接、造船・橋梁等で
適用されるエレクトロガス溶接などの入熱が200kJ
/cm以上の超大入熱溶接におけるHAZ靭性に優れた
溶接用高張力鋼をAl添加鋼を前提に提供することにあ
る。
【0020】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、超大入熱
溶接HAZの靭性向上にはHAZ組織の微細化が必須で
あり、これはHAZのオーステナイト粒成長を著しく抑
制することにより可能であること、さらに、Al添加鋼
を前提として、微細な(Mn,Mg,Cu)S粒子が1
350℃以上の高温で極めて安定であり、かつ微細分散
が可能であることを新規に知見した。この新規知見によ
りHAZのオーステナイト粒成長を著しく抑制し得るこ
と、その結果、超大入熱HAZ靭性を大きく向上できる
ことを知見して本発明を成した。
【0021】本発明の要旨は次の通りである。 (1)粒子径が0.005〜0.5μmの(Mn,M
g,Cu)Sを1平方mmあたり1.0×105 〜1.
0×107 個含むものであることを特徴とする超大入熱
溶接用高張力鋼。 (2)質量%で、 0.04≦C≦0.25、 0.02≦Si≦0.5、 0.1≦Mn≦2.0、 P≦0.02、 0.002≦S≦0.02、 0.03≦Cu≦1.5、 0.015<Al≦0.5、 0.0005≦Mg≦0.005、 を含有し、粒子径が0.005〜0.5μmの(Mn,
Mg,Cu)Sを1平方mmあたり1.0×105
1.0×107 個含み、残部Feおよび不可避的不純物
よりなる鋼であることを特徴とする超大入熱溶接用高張
力鋼。(3)更に母材強度上昇元素群を、重量%で、 0.05≦Ni≦2.0、 0.02≦Cr≦1.0、 0.02≦Mo≦1.0、 0.005≦Nb≦0.05、 0.005≦V≦0.1、 0.005≦Ti≦0.025、 0.0004≦B≦0.004、 の1種または2種以上を含有することを特徴とする
(2)記載の超大入熱溶接用高張力鋼にある。
【0022】また、本発明で言うところの「溶接用高張
力鋼」とは、例えば、JIS G3106「溶接構造用
圧延鋼材」、JIS G3115「圧力容器用鋼板」、
JIS G3118「中・常温圧力容器用炭素鋼鋼
板」、JIS G3124「中・常温圧力容器用高強度
鋼板」、JIS G3126「低温用圧力容器用炭素鋼
鋼板」、及び、JIS G3128「溶接構造用高降伏
点鋼板」に相当するものである。
【0023】
【発明の実施の形態】このような超大入熱溶接用高張力
鋼を、大量の製造実績があり優れた量産プロセスである
Al脱酸を前提に製造する。本発明者らは、超大入熱溶
接HAZの組織と靭性の関係に関する詳細な調査・研究
を実施した結果、従来の大入熱溶接HAZの組織制御ま
たは靭性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接H
AZ靭性は限られたものであり、靭性向上にはHAZの
オーステナイト粒を著しく微細化する必要があるとの結
論に達した。
【0024】まず、オーステナイト粒の微細化には鋼中
粒子によるピン止め効果を利用することが有効である
が、窒化物の中で最も熱的に安定であるとされるTiN
でも1350℃以上に長時間加熱されるとほとんどが溶
解し、ピン止め効果を失うために、超大入熱溶接への適
用には限度がある。従って、高温で安定である粒子の利
用が必須となる。しかしながら、従来技術のREMある
いはCa酸化物(酸化・硫化物も含む)では、超大入熱
溶接HAZのオーステナイト粒粗大化抑制に十分な程度
にこれら酸化物を鋼中に微細分散させることは極めて困
難である。
【0025】本発明者らは、これまでに各種の粒子につ
いて比較検討した結果、微細なMg含有酸化物が有効で
あることをすでに知見している。しかしながら、これら
の微細酸化物を鋼中に多量に生成させるには、鋼中のA
l量を例えば0.005%程度以下に抑制する必要があ
り、先に述べたようにAl添加の利点を損なう。
【0026】本発明者らはAl脱酸鋼を前提に各種の粒
子について比較検討した結果、(Mn,Mg,Cu)S
粒子が高温で安定で、しかも微細分散に適した粒子であ
ることを新規に知見した。HAZのオーステナイト粒成
長抑制に効果を発揮する粒子は主に0.1μm以下のも
のであるが、Mn、Mg、Cu、S、Al添加量などを
制御することにより、微細な(Mn,Mg,Cu)Sを
鋼中に多量に微細分散させることが可能である。
【0027】従来よりAl脱酸鋼には0.1〜2%程度
のMnおよび0.002〜0.02%程度のSは添加さ
れており、MnSを形成することは広く知られている。
このMnSは高温で不安定であり溶解してしまうため、
オーステナイト粒微細化粒子にはなり得なかった。しか
しながら、MnS中のMnのいくつかがMgとCuに置
き換わったと考えられる(Mn,Mg,Cu)Sでは、
MnSとはその性質が全く異なり、高温で極めて安定で
あり、しかも容易に微細分散することができる。(M
n,Mg,Cu)Sが高温で安定でありしかも微細分散
しやすい理由は現在の所不明である。
【0028】単に鋼中にMgを添加しただけでは(M
n,Mg,Cu)Sはほとんど生成しない。その理由は
Mgが強脱酸元素であり酸化物となってしまうことにあ
る。Mgは蒸気圧が高く、多量に添加しても溶鋼中に歩
留りにくい元素である。このため、0.0005〜0.
005%程度の微量のMgが酸化物として消費されてし
まうのを防ぎ、(Mn,Mg,Cu)Sを生成させるこ
とは極めて重要となる。図1にMn、Mg、Cu、S添
加量が本発明範囲内の鋼における、0.005〜0.5
μmの大きさの(Mn,Mg,Cu)S粒子の個数に及
ぼすAl添加量の影響を示す。Al添加量が0.015
%未満では(Mn,Mg,Cu)S粒子の個数は少な
い。この時のMgは主にMgAl2 4 あるいはMgO
として酸化物として存在する。一方、Al添加量が0.
015%以上では、(Mn,Mg,Cu)S粒子の個数
が顕著に増加し、酸化物はAl2 3 主体でMgの多く
は(Mn,Mg,Cu)Sとして存在する。すなわち、
0.015%以上のAl添加により微細な(Mn,M
g,Cu)S粒子を多数生成させることができる。
【0029】本発明では、(Mn,Mg,Cu)Sの粒
子径を0.005〜0.5μmに限定した。0.005
μm未満ではオーステナイト粒成長抑制効果が小さくな
る。また、0.5μm超ではこれらの粒子や粒子と地鉄
との界面が破壊起点となる確率が高くなり靭性を低下さ
せる。0.005〜0.5μmのサイズの(Mn,M
g,Cu)S粒子の個数が1平方mmあたり1.0×1
5 個以上の場合にオーステナイト粒成長抑制効果が顕
著となり、1.0×107 個を超えると鋼の延性を低下
させるので、(Mn, Mg,Cu)S粒子の個数を1平
方mmあたり1.0×105 〜1.0×107 個に制限
した。
【0030】粒子個数の測定方法は、鋼板から抽出レプ
リカを作成し、特性X線検出器(EDX)付きの透過型
電子顕微鏡(TEM)で、0.005〜0.5μmの大
きさの粒子個数を、少なくとも1000μm2 以上の面
積につき測定し、単位面積当たりの個数に換算する。例
えば、2万倍の倍率にて1視野を100mm×80mm
として観察した場合、1視野あたりの観察面積は20μ
2 であるから少なくとも50視野につき観察を行う。
この時の0.005〜0.5μmの粒子の個数が50視
野(1000μm2 )で200個であれば、粒子個数は
1平方mmあたり2×105 個と換算できる。
【0031】次に、個数を測定した粒子のうち、(M
n,Mg,Cu)S粒子がどれだけ存在したかを測定す
るが、粒子個数は最低でも100個以上、多い場合には
10000個以上となるため全粒子を逐一同定すること
は大変な作業となる。このため、少なくとも50個以上
の粒子について下記の条件にて(Mn,Mg,Cu)S
を同定しその存在割合を求め、先に求めた粒子個数に
(Mn,Mg,Cu)Sの存在割合をかけることで(M
n,Mg,Cu)Sの個数を求める。例えば、上述した
粒子個数、1平方mmあたり2×105 個に対し、(M
n,Mg,Cu)Sの存在割合が90%であった場合に
は(Mn,Mg,Cu)Sの個数は1平方mmあたり
1.8×105 個であるとする。
【0032】次に(Mn,Mg,Cu)Sの同定方法に
ついて述べる。本発明では(Mn,Mg,Cu)S中の
MnとMgとCuの割合を質量%で5%≦Mn≦90
%、5%≦Mg≦90%、5%≦Cu≦90%に限定す
る。Mn、Mg、Cu以外の元素が検出されても、M
n、Mg、Cuを主体とする硫化物であれば本発明のオ
ーステナイト粒微細化効果を発揮するものと考えられ
る。また、粒子中から微量のOが検出される場合がある
が、SとOの割合が質量%にて95%≦Sであり、含ま
れているOが5%未満と微量であれば(Mn,Mg,C
u)Sであるとみなす。尚、SとOの割合が質量%にて
95%≦Sであり、含まれているOが5%未満であって
も、粒子が明らかに(Mn,Cu)SとMgOの複合体
であると同定できる場合には、(Mn,Mg,Cu)S
とはみなさない。Mn、Mg、Cuの割合およびSとO
の割合は、EDXにて定量して求める。この定量時に使
用する電子ビーム径は0.001〜0.02μm、TE
M観察倍率は5万〜100万倍とし、微細な(Mn, M
g,Cu)S粒子内の任意の位置を定量する。
【0033】鋼板から抽出レプリカを作成した場合に、
0.005〜0.5μmのサイズの(Mn,Mg,C
u)S以外の析出物、例えばセメンタイトや合金炭窒化
物などが多数生成して(Mn,Mg,Cu)S粒子の個
数を測定しにくい場合には、1400℃にて60秒程度
保持して(Mn,Mg,Cu)S以外の粒子を固溶さ
せ、その後急冷してセメンタイトや合金炭窒化物が少な
いサンプルを作成し、これから抽出レプリカを作成する
と良い。
【0034】上記のようなサイズおよび個数の粒子を鋼
中に分散させるためには、Mn、Mg、Cu、S、およ
びAlの含有量を下記のとおり限定することが望まし
い。Mnは(Mn,Mg,Cu)Sを構成する元素であ
るため本発明に必須の元素である。Mnは0.1%以上
添加することで微細な(Mn,Mg,Cu)Sの多量分
散が可能となるので0.1%を下限とした。Mnが2.
0%を超えると(Mn,Mg,Cu)Sが粗大化しやす
くなりHAZ靭性向上効果が小さくなるため2.0%を
上限とした。
【0035】Mgは(Mn,Mg,Cu)Sの生成に必
須の元素である。0.0005%未満では必要な個数の
(Mn,Mg,Cu)S粒子を得ることはできない。よ
り多量の微細な(Mn,Mg,Cu)S粒子を生成させ
るためには0.0015%以上の添加がより好ましい。
0.005%超の添加はMgが酸化物を生成するため
(Mn,Mg,Cu)S量が飽和しHAZ靭性向上効果
も飽和する上、経済性を損なうのでその上限値を0.0
05%とした。
【0036】Cuは(Mn,Mg,Cu)Sを構成する
元素であるため本発明に必須の元素である。Cuは0.
03%以上添加することで微細な(Mn,Mg,Cu)
Sの多量分散が可能となるので0.03%を下限とし
た。Cuが1.5%を超えると(Mn,Mg,Cu)S
が粗大化しやすくなりHAZ靱性向上効果が小さくなる
ため1.5%を上限とした。
【0037】Sは(Mn,Mg,Cu)Sを生成させる
ために必須の元素である。0.002%未満では(M
n,Mg,Cu)Sの量が不十分であるので、下限を
0.002%とした。より多量の微細な(Mn,Mg,
Cu)S粒子を生成させるためには0.003%以上の
添加がより好ましい。0.02%超含有すると、粗大な
(Mn,Mg,Cu)Sが生成して超大入熱溶接HAZ
のγ粒細粒化効果が得られないため上限値を0.02%
とした。
【0038】AlはMgが酸化物を生成することを抑制
し、Mgが(Mn,Mg,Cu)Sを生成するために必
須の元素であり、0.015%以上の添加が必要であ
る。より多量の微細な(Mn,Mg,Cu)S粒子を生
成させるためには、0.02%以上のAl添加がより好
ましい。0.5%を超えて含有すると、固溶Alによる
HAZ脆化が起るため(Mn,Mg,Cu)Sによって
HAZのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向
上効果が得られない。従って、上限を0.5%とした。
【0039】HAZ靭性はオーステナイト粒微細化と粒
内組織微細化だけではなく、合金元素により大きく変化
する。また、母材の強度確保のためにも適正な合金元素
を含有させる場合があるので、以下の理由により合金元
素の添加量を限定した。
【0040】Cは母材の強度を上昇できる元素である。
0.04%未満では母材強度の確保が得られないので
0.04%を下限とした。逆に、Cを多く含有すると、
脆性破壊の起点となるセメンタイトや島状マルテンサイ
トを増加させるため、(Mn,Mg,Cu)Sによって
HAZのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向
上効果が得られない。0.25%を超えると靭性低下が
顕著となるので、これを上限値とした。
【0041】Siは母材強度上昇に有効な元素である。
0.02%未満ではこの効果が得られないので下限値を
0.02%とした。逆に、0.5%超含有すると、HA
Z組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さら
に、フェライト地を硬化させるので、(Mn,Mg,C
u)SによってHAZのオーステナイト粒を微細化して
も大きな靭性向上効果が得られない。従って、上限を
0.5%とした。
【0042】Pは粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元
素であり、低いほうが望ましい。0.02%超含有する
と(Mn,Mg,Cu)SによってHAZのオーステナ
イト粒を微細化しても靭性低下が顕著となるので0.0
2%を上限とする。
【0043】さらに、母材強度上昇に効果のある選択元
素の限定範囲を以下の理由で決定した。Niは焼入れ性
を上昇させることにより母材強度上昇に効果を有し、さ
らに、靭性を向上させる。0.05%未満ではこれらの
効果が得られないので下限値を0.05%とした。Ni
は高価な元素であり、2.0%超含有すると経済性を損
なうため上限値を2.0%とした。
【0044】Crは母材強度上昇に効果を有する。0.
02%未満ではこの効果が得られないので下限値を0.
02%とした。逆に、1.0%超含有するとHAZに硬
化組織を生成し、(Mn,Mg,Cu)SによってHA
Zのオーステナイト粒を微細化しても大きなHAZ靭性
向上効果が得られない。従って、上限値を1.0%とし
た。
【0045】Moは母材強度上昇に効果を有する。0.
02%未満ではこの効果が得られないので下限値を0.
02%とした。逆に、1.0%超含有するとHAZに硬
化組織を生成し、(Mn,Mg,Cu)SによってHA
Zのオーステナイト粒を微細化しても大きなHAZ靭性
向上効果が得られない。従って、上限値を1.0%とし
た。
【0046】Nbは母材の強度上昇および細粒化に有効
な元素である。0.005%未満ではこれらの効果が得
られないので下限値を0.005%とした。逆に、0.
05%超含有するとHAZにおけるNb炭窒化物の析出
が顕著となり、(Mn,Mg,Cu)SによってHAZ
のオーステナイト粒を微細化しても大きなHAZ靭性向
上効果が得られない。従って、上限値を0.05%とし
た。
【0047】Vは母材の強度上昇および細粒化に有効な
元素である。0.005%未満ではこれらの効果が得ら
れないので下限値を0.005%とした。逆に、0.1
%超含有するとHAZにおける炭窒化物の析出が顕著と
なり、(Mn,Mg,Cu)SによってHAZのオース
テナイト粒を微細化しても大きなHAZ靭性向上効果が
得られない。従って、上限値を0.1%とした。
【0048】Tiは母材の強度上昇および細粒化に有効
な元素である。0.005%未満ではこれらの効果が得
られないので下限値を0.005%とした。逆に、0.
025%超含有すると粗大なTiNを生成しこれが破壊
の発生起点となるため、(Mn, Mg,Cu)Sによっ
てHAZのオーステナイト粒を微細化しても大きなHA
Z靭性向上効果が得られない。従って、上限値を0.0
25%とした。
【0049】Bは制御冷却および焼入れ熱処理を施す場
合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。0.000
4%未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下
限値を0.0004%とした。逆に、0.004%超含
有すると粗大なB窒化物や炭硼化物を析出してこれが破
壊の起点となるために、(Mn, Mg,Cu)Sによっ
てHAZのオーステナイト粒を微細化しても大きなHA
Z靭性向上効果が得られない。従って、上限値を0.0
04%とした。
【0050】本発明では微細な(Mn, Mg,Cu)S
を生成させることが必要であり、このためにMn、M
g、Cu以外の硫化物形成元素は極力下げることが望ま
しい。代表的な元素はCaおよびREMであり、これら
は0.0005%以下とすることが望ましい。
【0051】本発明では鋼中酸素量については特に制限
しない。0.015〜0.5%のAl添加鋼では鋼中酸
素量は0.0003〜0.0040%程度となるが、こ
の範囲内の酸素量であれば本発明の細粒化効果を損なう
ことはない。本発明では鋼中窒素量については特に制限
しない。通常の0.0010〜0.010%程度の窒素
量であれば本発明の細粒化効果を損なうことはない。本
発明によるHAZ靭性向上効果は超大入熱溶接ばかりで
なく、大入熱溶接(例えば、100〜200未満kJ/
cm程度)でも有効である。なお、本発明では鋼中に通
常不可避的に含有される不純物元素は許容できる。N
i、Cr、Mo、Nb、V、B、N、Ti等が不純物と
して混入しても本発明の性質を損なうことはない。例え
ば、Niは0.05%未満、Cr、およびMoは0.0
2%未満、Nb、V、Tiは0.005%未満、Bは
0.0004%未満まで不純物として含有されていても
特に悪影響を及ぼさない。
【0052】鋼の溶製方法は、例えば溶鋼温度を165
0℃以下として、溶鋼O濃度を0.01%以下、溶鋼S
濃度を0.02%以下とした状態で、適量のMn、M
g、およびCuを添加した溶鋼を連続鋳造により鋳造す
ることにより鋼中に(Mn, Mg,Cu)Sの微細粒子
を含有させることができる。鋼の製造方法は、(Mn,
Mg,Cu)Sが所定量存在すれば良いので、鋳造後の
加熱、圧延、熱処理条件は母鋼材の機械的性質に応じて
適宜選定すればよい。
【0053】
【実施例】以下に本発明の実施例を示す。転炉により鋼
を溶製し、連続鋳造により厚さが240〜400mmの
スラブを製造した。表1に鋼材の化学成分を示す。HA
Z靭性は鋼材の炭素等量にも大きく依存するので、本発
明の効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分でM
n、Mg、Cu、S、Alを変えた鋼を溶製して比較し
た。
【0054】表2に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械
的性質を示す。同表に示すとおり、制御圧延・制御冷却
法、焼入れ・焼戻し法、直接焼入れ・焼戻し法、および
直接焼入れ・二相域熱処理・焼戻し法により鋼板を製造
した。板厚は40〜100mmとした。図2に示すエレ
クトロガス溶接及び図3に示すエレクトロスラグ溶接に
より溶接試験体を作成した。板厚を35mmにそろえ
て、入熱が310kJ/cmのエレクトロガス溶接を実
施した。ここで、溶接の電流を610A、電圧を35
V、速度を4.1cm/分とした。同図に示すように、
溶接融合線(FL)および溶接融合線から3mm(HA
Z3)の位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー
衝撃試験片を採取した。また、エレクトロスラグ溶接の
電流は380A、電圧は46V、速度は1.14cm/
分とした。入熱は920kJ/cmである。エレクトロ
スラグ溶接と同じノッチ位置となるようにシャルピー衝
撃試験片を採取した。衝撃試験は−5℃で行い、3本繰
り返しの平均値で靭性を評価した。結果を表3に示す。
また、エレクトロスラグ溶接部FL直近のHAZのミク
ロ組織観察を実施しγ粒径を測定し、さらに、0.00
5〜0.5μmの粒子径の(Mn, Mg,Cu)Sの粒
子個数を上記の方法に従って測定した結果を表3に併せ
て示す。
【0055】表3から明らかなとおり、本発明鋼は(M
n, Mg,Cu)Sの粒子個数が多く、エレクトロスラ
グ溶接HAZのγ粒径が小さい。その結果、超大入熱溶
接HAZの靭性が高い。同様に、エレクトロガス溶接で
も本発明鋼のHAZ靭性向上が明らかである。これに対
して、比較鋼9、10、18、20、24、26、28
ではS、Mn、Cu、Al添加量は適正であるもののM
g添加量が本発明範囲より低いため(Mn, Mg,C
u)S粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくH
AZ靭性向上効果は小さい。比較鋼5、15、22では
Mn、Mg、Cu、Al添加量は適正であるもののS添
加量が本発明範囲より低いため(Mn, Mg,Cu)S
粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくHAZ靭
性向上効果は小さい。比較鋼6ではS添加量が本発明範
囲より高いため微細な(Mn, Mg,Cu)S粒子の個
数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくHAZ靭性向上効
果は小さい。比較鋼7、8ではMn、Mg、Cu、S添
加量は適正であるもののAl添加量が本発明範囲より低
いため(Mn, Mg,Cu)S粒子の個数が少なくγ粒
成長抑制効果は小さくHAZ靭性向上効果は小さい。比
較鋼16ではMn、Mg、S、Al添加量は適正である
もののCu添加量が本発明範囲より低いため(Mn, M
g,Cu)S粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小
さくHAZ靭性向上効果は小さい。
【0056】
【表1】
【0057】
【表2】
【0058】
【表3】
【0059】
【発明の効果】以上説明したとおり、本発明鋼ではAl
脱酸鋼において鋼中に(Mn, Mg,Cu)Sの粒子を
微細分散させることにより入熱が200kJ/cm以上
の超大入熱溶接のFL及びHAZのγ粒成長抑制作用に
よりHAZの有効結晶粒が微細化され、HAZ靭性を顕
著に向上させることができ、本発明を超大入熱溶接が適
用される構造物に適用することにより、極めて信頼性の
高い溶接構造物を製造することが可能である。従って、
本発明は工業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図1】0.005〜0.5μmの大きさの(Mn, M
g,Cu)S粒子の個数に及ぼすAl添加量の影響を示
す図である。
【図2】エレクトロガス溶接の条件を示す図である。
【図3】エレクトロスラグ溶接の条件を示す図である。
【符号の説明】
1 シャルピー試験片 2 シャルピー試験片のノッチ位置 : FL 3 シャルピー試験片のノッチ位置 : HAZ3mm
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 植森 龍治 千葉県富津市新富20−1 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 松原 洋二 愛知県東海市東海町5−3 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 (72)発明者 長尾 年通 愛知県東海市東海町5−3 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内

Claims (3)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項1】 粒子径が0.005〜0.5μmの(M
    n,Mg,Cu)Sを1平方mmあたり1.0×105
    〜1.0×107 個含む鋼であることを特徴とす超大入
    熱溶接用高張力鋼。
  2. 【請求項2】 質量%で、 0.04≦C≦0.25、 0.02≦Si≦0.5、 0.1≦Mn≦2.0、 P≦0.02、 0.002≦S≦0.02、 0.03≦Cu≦1.5、 0.015<Al≦0.5、 0.0005≦Mg≦0.005、 を含有し、粒子径が0.005〜0.5μmの(Mn,
    Mg,Cu)Sを1平方mmあたり1.0×105
    1.0×107 個含み、残部Feおよび不可避的不純物
    よりなる鋼であることを特徴とする超大入熱溶接用高張
    力鋼。
  3. 【請求項3】 更に母材強度上昇元素群を、質量%で、 0.05≦Ni≦2.0、 0.02≦Cr≦1.0、 0.02≦Mo≦1.0、 0.005≦Nb≦0.05、 0.005≦V≦0.1、 0.005≦Ti≦0.025、 0.0004≦B≦0.004、 の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求
    項2記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
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