JP2003193179A

JP2003193179A - 溶接熱影響部の靱性に優れた低合金溶接構造用鋼

Info

Publication number: JP2003193179A
Application number: JP2001396979A
Authority: JP
Inventors: Kimihiro Nishimura; 公宏西村; Toshiyuki Hoshino; 俊幸星野; Kenichi Amano; 虔一天野
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2001-12-27
Filing date: 2001-12-27
Publication date: 2003-07-09

Abstract

(57)【要約】【課題】低合金溶接構造用鋼について、溶接入熱が 1
00 kJ/cmを超える大入溶熱溶接を施した場合であって
も、母材は勿論のこと溶接熱影響部について、優れた靱
性を安定して得る。【解決手段】低合金溶接構造用鋼について、 910℃以
上の平衡状態においてオーステナイト相とフェライト相
の２相である温度域幅が25℃以上あり、かつその２相域
の低温側にオーステナイト単相である温度域が存在する
ように、成分調整を行う。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】この発明は、造船、建築およ
び土木等の各分野に供して好適な溶接熱影響部の靱性に
優れた低合金溶接構造用鋼に関し、特に溶接熱影響部の
靱性の劣化を招くことなしに、溶接入熱が 100 kJ/cmを
超える大入溶熱溶接の実施を可能ならしめたものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】造船、建築および土木等の各分野で使用
される鋼材は、一般に溶接接合によって所望形状の構造
物に仕上げられている。このような構造物においては、
安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性は勿論の
こと、溶接熱影響部の靱性に優れることが要求される。

【０００３】その際、最も問題となるのは、溶接熱影響
部のボンド部における靱性である。このボンド部は、大
入熱溶接時に溶融点直下の高温に曝されて、オーステナ
イトの結晶粒が最も粗大化し易く、また引き続く冷却に
よって、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し易い位置だ
からである。さらに、このボンド部では、ウッドマンス
テッテン組織や島状マルテンサイトといった脆化組織が
生成し易く、このことも靱性低下の原因となっている。

【０００４】従来、ボンド部の靱性の改善策としては、
TiＮを微細に分散させ、オーステナイトの粗大化を抑制
すると共に、フェライト変態の核として利用する技術が
実用化されている。また、特公平３−53367 号公報や、
入熱量：230 kJ/cm の溶接ボンド部での靱性改善を目指
した特開平６−184663号公報には、希土類元素（REM)を
Tiと複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散さ
せてオーステナイトの粒成長を防止し、溶接部靱性の向
上を図る方法が示されている。

【０００５】さらに、Tiの酸化物を分散させる技術や、
ＢＮのフェライト核生成能を組み合わせた技術も開発さ
れている。その他、CaやREM を添加し、硫化物の形態を
制御することによって、靱性の向上を図る技術も知られ
ている。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記し
た従来技術はそれぞれ、安定した靱性が得られる鋼材の
製造が困難であったり、100 kJ/cm を超える大入熱溶接
部では十分な靱性が得られないという問題があった。す
なわち、TiＮを主体に利用する技術においては、TiＮが
溶解する温度域に加熱される溶接部でその効果が消失
し、また固溶TiおよびＮによる基地組織の脆化によって
著しい靱性の低下が見られた。また、Tiの酸化物を利用
した技術では、酸化物の微細分散が十分均質にできない
という問題があった。さらに、CaやREM を添加する技術
においても、100 kJ/cm を超える大入熱溶接では溶接熱
影響部について高靱性を確保することは困難であった。

【０００７】一方、最近では、船舶等の溶接構造物の製
造に際し、一層の効率化が求められるようになってい
る。溶接時間の削減は効率化に直結するものであり、こ
のため大入熱溶接の適用が増加しつつある。しかしなが
ら、かような大入熱溶接を行った場合に、安定して溶接
熱影響部の高靱性を確保できる鋼材はいまのところ存在
せず、その開発が望まれていた。

【０００８】この発明は、上記の要望に有利に応えるも
ので、溶接入熱が 100 kJ/cmを超える大入溶熱溶接を施
した場合であっても、母材は勿論のこと、溶接熱影響部
についても優れた靱性を安定して得ることができる低合
金溶接構造用鋼を提案することを目的とする。

【０００９】

【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく、特に大入熱溶接部の靱性を改善す
る方法について、数多くの研究と検討を重ねた。その結
果、大入熱溶接熱影響部の高靱化を達成するには、高温
に加熱された領域におけるオーステナイト粒の粗大化を
抑制する必要があることを見出した。しかしながら、従
来の鋼材では、高温加熱時にオーステナイト単相である
領域がほとんどのため、粒成長速度が速く、結晶粒の粗
大化が避けられなかった。

【００１０】そこで、発明者らは、合金成分の添加によ
り、高温においてオーステナイト相とフェライト相の２
相となる温度域が広くなるように成分組成を調整したと
ころ、オーステナイト粒の粗大化を効果的に抑制できる
ことの知見を得た。すなわち、高温域においてオーステ
ナイト相とフェライト相が平衡状態で存在する場合、一
方の相が他方の相の成長を抑制するため、高温でも結晶
粒の粗大化が抑制されることを究明したのである。ま
た、実用的な鋼として、溶接熱影響部における良好な靱
性を得るためには、オーステナイト相とフェライト相の
２相域の低温側にオーステナイト単相領域が存在する必
要があることも併せて見出した。この発明は、上記の知
見に立脚するものである。

【００１１】すなわち、この発明の要旨構成は次のとお
りである。１．低合金溶接構造用鋼であって、 910℃以上の平衡状
態においてオーステナイト相とフェライト相の２相であ
る温度域幅が25℃以上あり、かつその２相域の低温側に
オーステナイト単相である温度域を有することを特徴と
する溶接熱影響部の靱性に優れた低合金溶接構造用鋼。

【００１２】２．上記１において、鋼組成が、質量％
で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：0.05〜1.0 ％、Mn：0.1 〜
3.0 ％、Al：0.05〜1.6 ％、Ｐ：0.050 ％以下および
Ｓ：0.0050％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不
純物の組成になり、しかもＣおよびAl量が、次式(1),
(2) （％Al）≦ 0.8の場合 0.1− 0.125×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (1) （％Al）＞ 0.8の場合 −0.20＋0.25×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (2) ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（質量％）の関係を
満足することを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた
低合金溶接構造用鋼。

【００１３】３．上記２において、鋼材が、質量％でさ
らに、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下、Ti：0.1 ％以
下、Cu：3.0 ％以下、Ni：5.0 ％以下、Cr：1.0 ％以
下、Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.0040％以下、Ｎ：0.010 ％
以下、Ca：0.0030％以下、REM：0.02％以下およびMg：
0.005 ％以下のうちから選んだ１種または２種以上を含
有する組成になることを特徴とする溶接熱影響部の靱性
に優れた低合金溶接構造用鋼。

【００１４】

【発明の実施の形態】以下、この本発明を具体的に説明
する。この発明では、 910℃以上の平衡状態においてオ
ーステナイト相とフェライト相の２相である温度域幅が
25℃以上であり、かつその２相域の低温側にオーステナ
イト単相である温度域が存在すれば、オーステナイト粒
の粗大化が効果的に抑制され、ひいては溶接後の溶接熱
影響部についても粗大粒の生成が抑制され、かつ組織の
微細化が達成されるため、良好な靱性を得ることができ
る。

【００１５】図１(a), (b)にそれぞれ、市販の計算ソフ
トによって算出した、従来鋼およびこの発明鋼のFe−Ｃ
状態図を比較して示す。同図(a) に示したとおり、従来
の鋼では、高温域における（α＋γ）２相領域が非常に
狭く、 910℃以上において（α＋γ）２相領域である温
度域幅が25℃以上であるＣ量範囲は存在しない。これに
対し、同図(b) に示したとおり、この発明に従い成分調
整した鋼では、（α＋γ）２相領域が大幅に拡大され、
910℃以上において（α＋γ）２相領域である温度域幅
が25℃以上であるＣ量範囲が広く存在することが分か
る。ここに、（α＋γ）２相領域である温度域幅を25℃
以上と規定したのは、25℃以上でないと高温時の粒成長
を有効に抑制できないからである。

【００１６】この発明では、さらに、溶接熱影響部の高
靱性を得るためには、上記した（α＋γ）２相領域の低
温側にオーステナイト単相領域が存在する必要があるこ
とを突き止めた。すなわち、溶接熱影響部は高温に曝さ
れ、その後冷却されるわけであるが、（α＋γ）２相域
から一旦オーステナイト単相域となる場合には、その後
の冷却過程でオーステナイト粒界および粒内の変態核か
らγ→α変態により組織の微細化による高靱化が達成さ
れる。しかしながら、高温域で（α＋γ）２相域のみの
場合、核生成からの変態はなく、室温までの冷却時に高
温加熱段階から存在するフェライト粒の粗大化が起こる
ため、高靱性が得られない。

【００１７】なお、図１(b) は、Al：１mass％を含有し
た鋼におけるFe−Ｃ状態図であるが、Ｃ≦0.22mass％の
範囲では、1300℃以上で（α＋γ）２相領域である温度
域幅が25℃以上あることが分かる。しかしながら、Ｃ＜
0.03mass％ではオーステナイト単相である温度域が存在
しないので、高靱性の溶接熱影響部を得ることができな
い。

【００１８】この発明の対象鋼種は、いわゆる低合金溶
接構造用鋼と呼ばれるもので、例えばJIS G 3160に示さ
れている SM490では板厚：50mm以下の場合、化学成分と
してＣ：0.20mass％以下, Si：0.55mass％以下, Mn：1.
60mass％以下, Ｐ：0.035 mass％以下, Ｓ：0.035 mass
％以下の鋼が規定されている。なお、11mass％以上のCr
を添加したフェライト系ステンレス鋼は、910 ℃以上で
（α＋γ）２相域である温度域が25℃以上であり、その
低温側にオーステナイト単相も存在するが、高合金鋼で
あるので、本発明の技術範囲外である。

【００１９】この発明においては、具体的には低合金鋼
の範囲で鋼の成分を調整することによって得ることがで
きるが、図１(a), (b)は計算状態図であるので、実際に
は綿密な実験により成分組成を規定する必要がある。以
下、この発明に従う低合金溶接構造用鋼について、特に
好適な成分組成範囲について説明する。なお、成分に関
する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するも
のとする。Ｃ：0.01〜0.20％Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るのに有用な元素
であるが、0.01％に満たないとその添加効果に乏しく、
一方0.20％を超えると溶接部の靱性を劣化させるので、
Ｃは0.01〜0.20％の範囲に限定する。

【００２０】Si：0.05〜1.0 ％ Siは、製鋼上、少なくとも0.05％を必要とし、一方 1.0
％を超えると母材の靱性を劣化させるので、Siは0.05〜
1.0 ％の範囲に限定する。

【００２１】Mn：0.1 〜3.0 ％ Mnは、母材の強度を確保するために 0.1％以上は必要で
あるが、3.0 ％を超えると溶接部の靱性を著しく劣化さ
せるので、Mnは 0.1〜3.0 ％の範囲に限定する。

【００２２】Al：0.05〜1.6 ％ Alは、この発明において重要な合金成分であり、0.05％
以上の添加が必要であるが、1.6 ％を超えると鋼自体の
靱性を劣化させるので、Alは0.05〜1.6 ％の範囲に限定
する。好ましくは 0.2〜1.0 ％の範囲である。

【００２３】Ｐ：0.050 ％以下、Ｓ：0.0050％以下Ｐは、含有量が 0.050％を超えると溶接部の靱性を劣化
させるので、0.050 ％以下に抑制するものとする。同じ
く、Ｓも、0.0050％を超えて含有されると母材および溶
接部の靱性を劣化させるので、0.0050％以下に抑制する
ものとする。

【００２４】以上、基本成分の適正組成範囲について説
明したが、この発明では各成分が上記の組成範囲を単に
満足しているだけでは不十分で、 910℃以上の平衡状態
においてオーステナイト相とフェライト相の２相である
温度域幅が25℃以上であり、かつその２相域の低温側に
オーステナイト単相である温度域が存在することが必要
である。そのためには、次式(1), (2) （％Al）≦ 0.8の場合 0.1− 0.125×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (1) （％Al）＞ 0.8の場合 −0.20＋0.25×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (2) ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（質量％）の関係を
満足させることが重要である。

【００２５】さて、表１に示すように、SiおよびMn量は
一定に固定し、Ｃ量とAl量を種々に変化させた鋼を製造
し、溶接熱影響部を模擬した再現熱サイクル試験を行っ
たのち、シャルピー衝撃試験を行って各鋼の靱性につい
て調査した。図２に、試験片に付与した再現熱サイクル
パターンを示す。このパターンは、400 kJ/cm 程度の大
入溶熱溶接の熱影響部を模擬したものである。また、図
３に、シャルピー衝撃試験結果を示す。図中の各記号
は、その位置のAl，Ｃ量の組成を有する鋼の０℃におけ
る吸収エネルギー(vＥ₀)の値を示したもので、○は vＥ
₀ ≧150 J の場合、△は 150Ｊ＞ vＥ₀ ≧50Ｊの場合、
そして×は vＥ₀ ＜50Ｊの場合である。

【００２６】

【表１】

【００２７】図３に示したとおり、鋼中のＣおよびAl量
が、上掲式(1), (2)の関係を満足する場合に、溶接熱影
響部においてとりわけ優れた高靱性が得られている。こ
の理由は、ＣとAl量が(1), (2)式の関係を満足すると、
910℃以上の平衡状態において、オーステナイト相とフ
ェライト相の２相である温度域幅が25℃以上となり、か
つその２相域の低温側にオーステナイト単相域が存在す
るようになるため、オーステナイト粒の粗大化が効果的
に抑制され、かつ組織の微細化が達成されるからであ
る。

【００２８】以上、基本成分について説明したが、本発
明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させる
ことができる。 Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下、Ti：0.1 ％以下 Nb，ＶおよびTiはいずれも、鋼板の強度を高めるのに有
用な元素であるが、含有量が 0.1％を超えると靱性を劣
化させるので、いずれも 0.1％以下で含有させるものと
する。

【００２９】Cu：3.0 ％以下、Ni：5.0 ％以下、Cr：1.
0 ％以下、Mo：1.0 ％以下 Cu，Ni，CrおよびMoはいずれも、鋼板の強度向上に有用
な元素であるが、Cuは含有量が 3.0％を超えると熱間脆
性を生じて鋼板の表面性状を劣化させ、Niは高価であ
り、Crは含有量が 1.0％を超えると溶接熱影響部の靱性
を劣化させ、Moは含有量が 1.0％を超えると靱性に悪影
響を及ぼすので、それぞれ上記の範囲で含有させるもの
とする。

【００３０】Ｂ：0.0040％以下、Ｎ：0.010 ％以下、C
a：0.0030％以下、 REM：0.02％以下、Mg：0.005 ％以
下Ｂは、微量で高強度化に寄与する有用元素であるが、含
有量が0.0040％を超えると溶接熱影響部の靱性を劣化さ
せるので、Ｂは0.0040％以下で含有させるものとする。
Ｎは、不純物として鋼中に不可避に混入してくる元素で
あるが、含有量が0.010 ％を超えると鋼材の靱性を劣化
させるので、Ｎは 0.010％以下で含有させるものとす
る。Caは、Ｓの固定による靱性向上に有用な元素である
が、含有量が0.0030％を超えるとその効果は飽和するの
で、Caは0.0030％以下で含有させるものとする。REM
は、靱性の向上に有効に寄与するが、含有量が0.02％を
超えるとその効果は飽和するので、上限を0.02％とし
た。Mgは、結晶粒の細粒化に有用な元素であるが、含有
量が 0.005％を超えるとその効果は飽和に達するので、
上限を 0.005％とした。

【００３１】なお、この発明の溶接構造用鋼を製造方法
は、特に制限されることはなく、従来から公知の方法に
従って製造すれば良い。例えば、上記の好適成分組成に
調製した溶鋼を、連続鋳造法でスラブとしたのち、1000
〜1250℃に加熱してから、熱間圧延を施せば良い。

【００３２】

【実施例】表２に示す種々の成分組成に調整した鋼スラ
ブを、1100℃に加熱後、熱間圧延により60mmの厚鋼板と
した。得られた各鋼板の板厚１／４位置から、JIS 4 号
引張試験片を採取し、引張試験を行って母材の降伏強さ
（YP）および引張強さ（TS）を求めた。また、同じく各
鋼板の板厚１／4 位置から、JIS 4 号衝撃試験片を採取
し、シャルピー試験を行って母材の０℃における吸収エ
ネルギー(vＥ₀)を求めた。また、各鋼板から採取した継
手用試験板に、Ｖ開先を施し、２電極サブマージアーク
溶接（溶接入熱：550 kJ/cm)により、溶接継手を作製し
た。これら溶接継手から切り欠き位置をボンド部とする
JIS 4 号衝撃試験片を採取し、試験温度：０℃でのシャ
ルピー衝撃試験を行って、継ぎ手ボンド部の０℃におけ
る吸収エネルギー(vＥ₀)を求めた。得られた結果を表３
に示す。

【００３３】

【表２】

【００３４】

【表３】

【００３５】表３に示したとおり、発明例はいずれも、
溶接入熱：250 kJ/cm の大入熱溶接施工を施してた場合
であっても、ボンド部での vＥ₀ が 150Ｊ以上と優れた
溶接熱影響部靱性が得られることが分かる。

【００３６】

【発明の効果】かくして、この発明に従い、910 ℃以上
の平衡状態においてオーステナイト相とフェライト相の
２相である温度域幅が25℃以上あり、かつその２相域の
低温側にオーステナイト単相である温度域が存在するよ
うに成分調整することにより、100 kJ/cm を超える大入
熱溶接を施した場合であっても、優れた溶接熱影響部靱
性を得ることができる。従って、この発明は、構造物の
大型化や施工能率の向上に寄与するところ大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】この発明の概念を説明するために市販の計算
ソフトによって算出した従来鋼の平衡状態図(a) および
この発明鋼の平衡状態図(b) である。

【図２】試験片に付与した再現熱サイクルパターンを
示した図である。

【図３】溶接熱影響部の靱性に及ぼすＣ量とAl量の影
響を示したグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者天野虔一岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地なし）川崎製鉄株式会社水島製鉄所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】低合金溶接構造用鋼であって、 910℃以
上の平衡状態においてオーステナイト相とフェライト相
の２相である温度域幅が25℃以上あり、かつその２相域
の低温側にオーステナイト単相である温度域を有するこ
とを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた低合金溶接
構造用鋼。
【請求項２】請求項１において、鋼組成が、質量％
で、Ｃ：0.01〜0.20％、 Si：0.05〜1.0 ％、 Mn：0.1 〜3.0 ％、 Al：0.05〜1.6 ％、Ｐ：0.050 ％以下およびＳ：0.0050％以下を含有し、残
部はFeおよび不可避的不純物の組成になり、しかもＣお
よびAl量が、次式(1), (2) （％Al）≦ 0.8の場合 0.1− 0.125×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (1) （％Al）＞ 0.8の場合 −0.20＋0.25×（％Al）≦（％Ｃ）≦0.09＋0.13×（％Al） --- (2) ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（質量％）の関係を
満足することを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた
低合金溶接構造用鋼。
【請求項３】請求項２において、鋼材が、質量％でさ
らに、 Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.1 ％以下、 Ti：0.1 ％以下、 Cu：3.0 ％以下、 Ni：5.0 ％以下、 Cr：1.0 ％以下、 Mo：1.0 ％以下、Ｂ：0.0040％以下、Ｎ：0.010 ％以下、 Ca：0.0030％以下、 REM：0.02％以下およびMg：0.005 ％以下のうちから選
んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特
徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた低合金溶接構造用
鋼。