JP2006257490A - 溶接部ｃｔｏｄ特性に優れた溶接構造用鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】本発明は、溶接部CTOD特性に優れた溶接構造用鋼を提供する。
【解決手段】下記（1)式で定義されるパラメータAが0.355mass%以下を満足する化学組成、好ましくは質量%でC：0.03〜0.15%，Si：0.60%以下，Mn：0.80〜1.80%，P：0.030%以下，S：0.015%以下，Al：0.01〜0.08%，Ti：0.004〜0.03%、N：0.0036〜0.0070mass%、Ca：0.0005〜0.0030mass%、残部Ｆｅおよび不可避的不純物で、800℃〜500℃の冷却時間が250sec以上の溶接熱影響部をパーライトバンドを有さないフェライト・パーライト組織及び５％以下のベイナイト組織とする。A = Ceq + 6Nb(mass%)（1)Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4 + V/14(mass%)Nb,C,Si,Mn,Ni,Cr,Mo及びVは鋼中の含有量でmass％とする。
【選択図】無し
Description
本発明は、溶接鋼構造物に使用される強度部材用の鋼材に関し、特に溶接部CTOD(Crack Tip Opening Displacement)特性に優れ、400kJ/cm以上の大入熱溶接が施される建築用鋼材および造船用鋼材として好適なものに関する。
建築、土木、造船等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物とされる。これらの構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材自体の破壊性能はもちろんのこと、溶接部の破壊性能に優れることが要求される。
近年、鋼構造物はますます大型化し、使用される鋼材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されるようになり、大入熱溶接により溶接施工でも、溶接部の破壊性能に優れた鋼材が必要となっている。
溶接部の破壊性能の指標としては、通常、工業的に簡易に求められるシャルピー試験結果が用いられ、鋼材採用の判断基準として用いられている。このため、シャルピー試験による破壊性能指標（以降単に靱性と称す）を向上させる技術が多く提案されている。以下にそれらの技術について記載する。
一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性が劣化し、靱性は低下する。大入熱溶接による靱性（シャルピー試験による靱性値）の低下に対して、これまでに多くの技術が提案されてきた。
例えば、TiNの微細分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核としての作用を利用する技術は既に実用化されている。また、Tiの酸化物を分散させる技術（特許文献１）やBNのフェライト核生成能を組み合わせる技術（特許文献２）が提案されている。
さらに、Ca（特許文献３）やREM(Rare Earth Metal)（特許文献４）を添加して硫化物の形態を制御することにより高靱性を得ることも提案されている。
しかしながら、TiNを主体に利用する鋼は、TiNが溶解する温度域に加熱される溶接熱影響部においてはTiが有する上記の作用が無くなり、更に、地の組織が酸化物を利用する場合においては、酸化物を均一微細に分散させることも困難である。
酸化物の複合化等の方法で分散能を改善すべく種々の検討が行われているが、入熱量が400kJ/cmを超える様な大入熱溶接では、オーステナイト粒の成長を十分に抑制することは難しく、溶接熱影響部の高靱性を確保することは困難である。
このため、特許文献５においては、Caを適正含有させ、硫化物の形態を制御することにより400kJ/cmを超えても良好な溶接熱影響部の靱性を確保する技術が提案されている。
特開昭５７−５１２４３号公報
特開昭６２−１７０４５９号公報
特開昭６０−２０４８６３号公報
特公平４−１４１８０号公報
特開２００２−２５６３７９号公報
しかしながら上記の諸技術は、シャルピー試験による破壊性能指標値を向上させるもので、実際の脆性破壊性能を表す指標であるCTOD特性（限界CTOD）を向上させるものではない。
シャルピー試験により得られる靱性値と限界CTODには相関関係があることが知られているが、特に溶接部においては前記の相関関係は必ずしも成立せず、例え、シャルピー試験により得られる靱性値が良好であっても、実際の脆性破壊性能を表す指標であるCTOD特性が良好であるとは限らなかった。
というのは、多大な費用と労力を要するCTOD試験を、実際の工業試験において数多く実施することは困難で、継手の破壊性能の確認はシャルピー試験に頼らざる得なかったからである。
本発明は、溶接部CTOD値の優れる鋼材を、安定して提供することを目的とする。
本発明者らは溶接構造用鋼を対象に、現行の大入熱溶接条件を満足する、溶接後の800℃〜500℃の冷却時間を250sec以上とした場合について、溶接熱影響部の組織と、シャルピー特性およびCTOD特性の相関関係について研究し、その結果、
（１）シャルピー特性が同じ鋼材であっても、溶接熱影響部の組織が、ベイナイト分率５％以下のフェライト・パーライト組織で、且つパーライトバンドを有さない組織の鋼材は、より優れたCTOD特性が、安定して得られる。
（２）鋼の化学組成を、パラメータＡ（＝Ceq+6Nb）：≦0.355mass%とし、溶接後の800℃〜500℃の冷却時間を250sec以上とした場合、（１）記載の溶接熱影響部の組織が得られる。
という知見を得た。
（１）シャルピー特性が同じ鋼材であっても、溶接熱影響部の組織が、ベイナイト分率５％以下のフェライト・パーライト組織で、且つパーライトバンドを有さない組織の鋼材は、より優れたCTOD特性が、安定して得られる。
（２）鋼の化学組成を、パラメータＡ（＝Ceq+6Nb）：≦0.355mass%とし、溶接後の800℃〜500℃の冷却時間を250sec以上とした場合、（１）記載の溶接熱影響部の組織が得られる。
という知見を得た。
本発明はこれらの知見を基に、更に検討を加えてなされたもので，
１ 下記（1)式で定義されるパラメータAが0.355mass%以下を満足する化学組成で、溶接後の800℃〜500℃の冷却時間が250sec以上の溶接熱影響部が、パーライトバンドを有さないフェライト・パーライト組織及び５％以下のベイナイト組織であることを特徴とする溶接部CTOD特性に優れた溶接構造用鋼。
１ 下記（1)式で定義されるパラメータAが0.355mass%以下を満足する化学組成で、溶接後の800℃〜500℃の冷却時間が250sec以上の溶接熱影響部が、パーライトバンドを有さないフェライト・パーライト組織及び５％以下のベイナイト組織であることを特徴とする溶接部CTOD特性に優れた溶接構造用鋼。
A = Ceq + 6Nb (mass%) ・・・・・・・・（1)
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4 + V/14 (mass%)
Nb,C,Si,Mn,Ni,Cr,Mo及びVは鋼中の含有量でmass％とする。
２ 鋼材の成分組成が、C：0.03〜0.15%，Si：0.60%以下，Mn：0.80〜1.80%，P：0.030%以下，S：0.015%以下，Al：0.01〜0.08%，Ti：0.004〜0.03%、N：0.0036〜0.0070%、Ca：0.0005〜0.0030mass%、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる１記載の溶接部CTOD特性に優れた溶接構造用鋼。
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4 + V/14 (mass%)
Nb,C,Si,Mn,Ni,Cr,Mo及びVは鋼中の含有量でmass％とする。
２ 鋼材の成分組成が、C：0.03〜0.15%，Si：0.60%以下，Mn：0.80〜1.80%，P：0.030%以下，S：0.015%以下，Al：0.01〜0.08%，Ti：0.004〜0.03%、N：0.0036〜0.0070%、Ca：0.0005〜0.0030mass%、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる１記載の溶接部CTOD特性に優れた溶接構造用鋼。
本発明によれば、400kJ/cm以上の大入熱溶接部において、安定して、溶接部CTOD特性に優れる鋼材が提供可能で、産業上有益な効果を奏する。
本発明は、鋼材の成分組成と溶接熱影響部のミクロ組織を規定する。
［成分組成］
パラメータＡ：0.355mass%以下
本発明鋼は、溶接構造用鋼において、下記1)式で定義されるパラメータAを0.355mass%以下とする。パラメータAが0.355mass%超えると、溶接熱影響部の組織にベイナイトが5%以上混入するようになり、溶接部CTOD特性が低下する。このため、パラメータAを0.355mass%以下とした。本発明で対象とする溶接熱影響部は、800℃〜500℃の冷却時間が250sec以上となる溶接条件で得られるものとする。この条件は、400KJ/cm以上の入熱に相当する。また、溶接部CTOD特性は、ノッチ位置を溶接熱影響部とする。
［成分組成］
パラメータＡ：0.355mass%以下
本発明鋼は、溶接構造用鋼において、下記1)式で定義されるパラメータAを0.355mass%以下とする。パラメータAが0.355mass%超えると、溶接熱影響部の組織にベイナイトが5%以上混入するようになり、溶接部CTOD特性が低下する。このため、パラメータAを0.355mass%以下とした。本発明で対象とする溶接熱影響部は、800℃〜500℃の冷却時間が250sec以上となる溶接条件で得られるものとする。この条件は、400KJ/cm以上の入熱に相当する。また、溶接部CTOD特性は、ノッチ位置を溶接熱影響部とする。
A = Ceq + 6Nb (mass%) ・・・・・・・・（1)
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4 + V/14 (mass%)
Nb,C,Si,Mn,Ni,Cr,Mo及びVは鋼中の含有量でmass％とする。
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4 + V/14 (mass%)
Nb,C,Si,Mn,Ni,Cr,Mo及びVは鋼中の含有量でmass％とする。
溶接構造用鋼として好ましい化学成分を以下に示す。
C：0.03〜0.15mass%
C量は、溶接構造用鋼として必要な強度を得るために下限を0.03mass%とし、溶接割れ性を劣化させるので上限を0.15mass%とする。
Si：0.60mass%以下
Siは強度上昇に有効な元素であるが、0.60%を超えると溶接熱影響部（HAZ）靭性を著しく劣化させるので0.60%以下に限定する。
Mn：0.80〜1.80mass%
Mnは高強度化に有効な元素であり、強度確保の観点から下限を0.80mass%とする。しかし、Mn量が1.80mass%を超えると、組織がフェライト・パーライト（フェライト＋パーライト）主体からベイナイト等の低温生成物を主体とする組織になり，母材靭性が劣化する。このため、Mnは0.80〜1.80mass%の範囲とする。尚、好ましい範囲は1.00〜1.70mass%である。
P：0.030mass%以下
Pは母材と溶接熱影響部の靭性、溶接割れ性を劣化させるので、極力低減すべき元素であり、上限を0.030mass%に制限する。尚、好ましい範囲は0.010mass%以下である。
S：0.015mass%以下
Sは非金属介在物を形成し、延性・靭性を劣化させるため、0.015mass%以下に制限する。尚、好ましい範囲は0.010mass%以下である。
Al：0.01〜0.08mass%
Alは脱酸のために0.01mass%以上必要であるが，0.08mass%を超えて含有しても脱酸効果は飽和し、非金属介在物が多くなり、清浄度が低下し、靭性が劣化する。このため、Alは0.01〜0.08mass%の範囲とする。尚、好ましい範囲は0.010〜0.040mass%である。
Ti：0.004〜0.03mass%
Tiは、凝固時にTiNとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。0.004mass%に満たないとその効果が少なく、0.03mass%を超えるとTiN粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。
N：0.0036〜0.0070mass%
Nは、TiNの必要量を確保するうえで必要な元素であり、0.0036mass%未満では十分なTiNが得られず、0.0070mass%を超えると溶接熱サイクルによってTiNが溶解する領域での固溶N量の増加によって靱性が著しく低下する。
Ca：0.0005〜0.0030mass%
Caは、Sの固定による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも0.0005mass以上含有することが好ましいが、0.0030mass%を超えて含有しても効果が飽和する。このため、0.0005〜0.0030mass%に限定する。
［溶接熱影響部のミクロ組織］
溶接熱影響部のミクロ組織は、フェライト・パーライト組織及び５％以下のベイナイト組織で、且つパーライトバンドを有さない組織とする。上述した組織では、優れた値の限界CTODが安定して得られ、溶接構造物の安全性をより高めることが可能である。尚、ミクロ組織の同定は通常の光学顕微鏡による複数視野により行う。
C：0.03〜0.15mass%
C量は、溶接構造用鋼として必要な強度を得るために下限を0.03mass%とし、溶接割れ性を劣化させるので上限を0.15mass%とする。
Si：0.60mass%以下
Siは強度上昇に有効な元素であるが、0.60%を超えると溶接熱影響部（HAZ）靭性を著しく劣化させるので0.60%以下に限定する。
Mn：0.80〜1.80mass%
Mnは高強度化に有効な元素であり、強度確保の観点から下限を0.80mass%とする。しかし、Mn量が1.80mass%を超えると、組織がフェライト・パーライト（フェライト＋パーライト）主体からベイナイト等の低温生成物を主体とする組織になり，母材靭性が劣化する。このため、Mnは0.80〜1.80mass%の範囲とする。尚、好ましい範囲は1.00〜1.70mass%である。
P：0.030mass%以下
Pは母材と溶接熱影響部の靭性、溶接割れ性を劣化させるので、極力低減すべき元素であり、上限を0.030mass%に制限する。尚、好ましい範囲は0.010mass%以下である。
S：0.015mass%以下
Sは非金属介在物を形成し、延性・靭性を劣化させるため、0.015mass%以下に制限する。尚、好ましい範囲は0.010mass%以下である。
Al：0.01〜0.08mass%
Alは脱酸のために0.01mass%以上必要であるが，0.08mass%を超えて含有しても脱酸効果は飽和し、非金属介在物が多くなり、清浄度が低下し、靭性が劣化する。このため、Alは0.01〜0.08mass%の範囲とする。尚、好ましい範囲は0.010〜0.040mass%である。
Ti：0.004〜0.03mass%
Tiは、凝固時にTiNとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。0.004mass%に満たないとその効果が少なく、0.03mass%を超えるとTiN粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。
N：0.0036〜0.0070mass%
Nは、TiNの必要量を確保するうえで必要な元素であり、0.0036mass%未満では十分なTiNが得られず、0.0070mass%を超えると溶接熱サイクルによってTiNが溶解する領域での固溶N量の増加によって靱性が著しく低下する。
Ca：0.0005〜0.0030mass%
Caは、Sの固定による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも0.0005mass以上含有することが好ましいが、0.0030mass%を超えて含有しても効果が飽和する。このため、0.0005〜0.0030mass%に限定する。
［溶接熱影響部のミクロ組織］
溶接熱影響部のミクロ組織は、フェライト・パーライト組織及び５％以下のベイナイト組織で、且つパーライトバンドを有さない組織とする。上述した組織では、優れた値の限界CTODが安定して得られ、溶接構造物の安全性をより高めることが可能である。尚、ミクロ組織の同定は通常の光学顕微鏡による複数視野により行う。
本発明に係る溶接構造用鋼は圧延形状は問わないが、構造部材として用いられ、優れた破壊性能が要求される厚鋼板および形鋼に特に有用である。
表１に示す組成の鋼を溶製し、厚さ140mmの鋼片とした。ついで，これら鋼片を1150℃に1.5時間加熱後、930℃以上の温度域で全圧下量の50%を圧延した後、900℃から700℃の温度域にて45mm厚の鋼板に仕上げ、10℃/sの冷却速度で加速冷却した。表１において、鋼Ｎｏ．１２〜１７はパラメータＡが０．３５５％超えで、本発明範囲外である。
得られた鋼板にＹ開先を加工し、２電極サブマージアーク溶接（溶接入熱量：400kJ/cm）により溶接継手を作製した。これら溶接継手から、切欠き位置をＨＡＺ（ボンド部から0.5mm）とするJIS4号シャルピー試験片およびCTOD試験片（試験片厚さ10mm）を採取し、シャルピー破面遷移温度vTrsＨＡＺ（℃）を求めた後、試験温度：vTrsＨＡＺ（℃）-40（℃）にてCTOD試験を実施した。CTOD試験はWES1108およびWES1109に準拠して実施した。また溶接熱影響部をナイタールエッチングして400倍の光学顕微鏡で観察し、５視野から組織を決定した。尚、ベイナイト組織分率は面積率である。
得られた結果を母材の強度および靱性（JIS4号試験片によるシャルピー破面遷移温度vTrsBM）に併せて表２に示す。本発明の規定を満足する鋼は、（vTrsHAZ-40）℃における限界CTOD(δcatvTrsHAZ-40℃)が0.5mm以上の良好な破壊靱性を示している。一方，比較例は、（vTrsHAZ-40）℃における限界CTODが0.5mm未満と劣っていた。
Claims (2)
- 下記（1)式で定義されるパラメータAが0.355mass%以下を満足する化学組成で、溶接後の800℃〜500℃の冷却時間が250sec以上の溶接熱影響部が、パーライトバンドを有さないフェライト・パーライト組織及び５％以下のベイナイト組織であることを特徴とする溶接部CTOD特性に優れた溶接構造用鋼。
A = Ceq + 6Nb (mass%) ・・・・・・・・（1)
Ceq = C + Si/24 + Mn/6 + Ni/40 + Cr/5 + Mo/4 + V/14 (mass%)
Nb,C,Si,Mn,Ni,Cr,Mo及びVは鋼中の含有量でmass％とする。 - 鋼材の成分組成が、C：0.03〜0.15%，Si：0.60%以下，Mn：0.80〜1.80%，P：0.030%以下，S：0.015%以下，Al：0.01〜0.08%，Ti：0.004〜0.03%、N：0.0036〜0.0070%、Ca：0.0005〜0.0030mass%、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる請求項１記載の溶接部CTOD特性に優れた溶接構造用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005076261A JP2006257490A (ja) | 2005-03-17 | 2005-03-17 | 溶接部ｃｔｏｄ特性に優れた溶接構造用鋼 |
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| JP2005076261A JP2006257490A (ja) | 2005-03-17 | 2005-03-17 | 溶接部ｃｔｏｄ特性に優れた溶接構造用鋼 |
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|---|---|
| JP2006257490A true JP2006257490A (ja) | 2006-09-28 |
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| JP2005076261A Pending JP2006257490A (ja) | 2005-03-17 | 2005-03-17 | 溶接部ｃｔｏｄ特性に優れた溶接構造用鋼 |
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| JP (1) | JP2006257490A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007197761A (ja) * | 2006-01-25 | 2007-08-09 | Kobe Steel Ltd | 耐食性および脆性亀裂停止特性に優れた船舶用鋼材 |
-
2005
- 2005-03-17 JP JP2005076261A patent/JP2006257490A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007197761A (ja) * | 2006-01-25 | 2007-08-09 | Kobe Steel Ltd | 耐食性および脆性亀裂停止特性に優れた船舶用鋼材 |
| JP4579838B2 (ja) * | 2006-01-25 | 2010-11-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐食性および脆性亀裂停止特性に優れた船舶用鋼材 |
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