JP2837732B2

JP2837732B2 - 低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造方法

Info

Publication number: JP2837732B2
Application number: JP6107690A
Authority: JP
Inventors: 直樹斉藤; 良太山場
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1990-03-14
Filing date: 1990-03-14
Publication date: 1998-12-16
Anticipated expiration: 2013-12-16
Also published as: JPH03264614A

Description

【発明の詳細な説明】（産業上の利用分野）本発明は、低温靭性の優れた大入熱用鋼材の製造法に
関するものである。

（従来の技術）近年、エネルギー需要の増大から、海洋における石
油、天然ガス等の開発が精力的に行われてきている。特
に最近では、より豊富な石油資源を求めて、北海、北極
海等の寒冷地で巨大な海洋構造物が建設されている。

このような、海洋構造物は、−30℃以下の低温にさら
されるとともに、波浪の影響等による複雑な負荷応力条
件のもとで操業されるために、それに使用される鋼材に
対しては、優れた脆性破壊特性が要求される。

特に、母材よりも靭性が低下する溶接熱影響部の靭性
は、構造物の安全性に直接影響しているため、衝撃試験
などに評価され、例えば、−60℃で3.5kg f・ｍ以上の
衝撃値が要求される場合がある。

また、構造物の巨大化は、建設コストの増加を招くた
めに、使用鋼材の高張力鋼化、例えば、降伏点が36kg f
/mm²以上の鋼材を用いることにより、上部構造物の軽量
化や大入熱溶接法の採用による溶接コストの削減が図ら
れている。

この鋼材を製造する方法として、例えば特開昭63−10
3021号公報で開示されているように、成分元素を限定し
た制御圧延、加速冷却法による製造がある。このような
従来技術は、通常の溶接入熱（50kJ/cm以下）では、確
かに溶接熱影響部の靭性が優れた鋼材を提供するもので
あるが、大入熱溶接においてはその効果を期待できな
い。

溶接熱影響部の靭性を改善する技術としては、例え
ば、特開昭60−245768号公報および特開昭60−152626号
公報に記載されているように、酸化物をフェライト変態
核として粒内フェライトを生成させることにより、溶接
熱影響部の靭性を向上せしめる技術などが提案されてい
る。

しかしながら、これらの鋼では、鋳造工程で酸化物を
均一に分散させるのが難しく、安定した溶接熱影響部の
靭性を確保できない欠点があった。

（発明が解決しようとする課題）本発明の目的は、寒冷地、極地で使用される高強度で
優れた溶接熱影響部の靭性を有する海洋構造物用鋼板の
製造方法を提供するものである。

（課題を解決するための手段）本発明は、以上の問題点を解決するためになされたも
のであって、その要旨は、重量％として、C:0.02〜0.15
％、Si:0.3％以下、Mn:0.5〜2.0％、Ni:0.2〜1.5％、C
u:0.2〜1.5％、但し、Mn,Ni,CuはMn/6＋（Cu＋Ni）/15
＝0.28〜0.40％とし、N:0.0020〜0.010％、Ｂ×10000＋
Nb×1000なる式の値が４〜10になるようなＢまたはＢと
Nb、TiとＮの比（Ti/N）が2.0〜4.0になるTi、Al:0.005
〜0.1％、S:0.003〜0.008％、残部がFeおよび不可避的
不純物よりなる鋼を連続鋳造し、その後の冷却速度が、
1000℃〜600℃までの範囲で平均冷却速度が5.0℃/min以
下の冷却を施した後、圧延前に1150℃以下に加熱するこ
とを特徴とする低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造
方法に関するものである。

（作用）本発明者は溶接熱影響部（以下、HAZと呼ぶ）の靭性
改善にかかる多くの実験事実に基づき、溶接時の冷却
過程で生成する粒内フェライトは、TiNとMnSの複合析出
物（以下、TiN−MnS析出物と呼ぶ）から生成し、HAZの
靭性を向上させる。HAZの靭性向上に寄与するTiN−Mn
S析出物の大きさは、0.4μｍ以上の大きさであることを
知見した。そして、それを達成するための、高温でMnS
を凝集させる方法を見出した。

以下、上記の知見に基づき、発明の骨子を説明する。

第１図は200kJ/cm相当の溶接熱サイクルを付与した後
の靭性におよぼすTiN−MnS析出物の数を示す。

この時の実験に用いた試料の化学成分は第１表に示す
通りである。

この図からTiN−MnS析出物の個数の増加と共に、HAZ
の靭性が向上しており、TiN−MnS析出物がHAZ靭性の向
上に著しく効果があることがわかる。

さらに、第２図は同じ供試材を用いて実験した時の凝
固後の1000〜600℃の温度範囲での平均冷却速度とTiN−
MnS析出物個数の関係を示すが、平均冷却速度を5.0℃/m
in以下にすることで、析出物の個数を著しく増加させる
ことができるのが分かる。

以上の実験事実から、凝固後の冷却速度を制御するこ
とにより、粒内フェライトの変態核となるTiN−MnS析出
物を増加させ、HAZの靭性を向上できることが明らかに
なった。

なお、このようにして析出したTiN−MnS析出物は1300
℃以上の温度で加熱されると容易に溶解してしまうた
め、その後の熱間圧延前のスラブ加熱温度は低い方が好
ましく、望ましくは1150℃以下に加熱されるべきであ
る。

次に、本発明における成分の限定理由について述べ
る。

Ｃは、強度を確保するために、必要な元素であり、強
度確保のために、0.02％以上の添加が必要であるが、多
量の添加はHAZの靭性低下を招くために、その上限を0.1
5％とする。

Siは多量に添加するとHAZ靭性を低下させる元素であ
り、0.3％を上限とする。

Mnは強度確保のためと後で述べるHAZ部のミクロ組織
制御の観点から、0.5％以上添加が必要であるが、多量
に添加すると、HAZ靭性が低下するために、その上限を
2.0％とする。

Niは母材の強度、靭性の向上に有効であると同時に、
Mnと同じように、HAZのミクロ組織制御によりHAZ靭性を
向上させる元素であり、0.2％以上の添加が必要である
が、1.5％を超えて添加されるとHAZ靭性の低下を招くた
め、その範囲を0.2〜1.5％と限定する。

Cuは母材強度の向上に有効であると同時に、本発明に
あってはMn,Niと共に、HAZのミクロ組織を制御し、靭性
を向上させる元素であり、0.2％未満の添加ではその効
果がなく、1.5％を超えるとかえってHAZ靭性を低下せし
めるため、0.2〜1.5％の範囲限定する。

ＮはTiと化合して窒化物を形成する重要な元素である
が、0.0020％以上の添加が必要であるが、鋼中でフリー
に存在するとHAZ靭性の低下を招くため、その上限を0.0
10％とする。

ＢおよびNbは本発明において、微量の添加でHAZ靭性
を低下させる旧オーステナイト粒界からの粗大なフェラ
イトの生成を抑制し、靭性の向上をもたらす元素として
添加される。

第３図は入熱200kJ/cm相当の再現熱サイクルを与えた
後、−60℃で衝撃試験を行った時の衝撃値におよぼすB,
Nb量の影響を示したものである。

実験に用いた成分系を第２表に示す。

第３図から分かるように、○で示した衝撃値が6kg f
・ｍ以上の高い値を得るためには、ＢまたはＢとNbを、
重量％で、Ｂ×10000＋Nb×1000なる式の値が４〜10の
範囲内にあるように添加する必要がある。

Tiは本発明にとって必須の元素であり、Ｎと化合して
TiNを析出し、MnSの析出核として働く。したがって、最
適なTiNを得るためには、TiとＮの量を制御する必要が
ある。すなわち、TiとＮの重量比で2.0未満になるとＮ
過剰になり、HAZ靭性の低下を招き、4.0を超えると逆
に、Ti過剰になりTiCが析出し、母材の靭性が著しく低
下する。

ＳはMnの析出に必要な元素である。第４図は第２表に
示す成分範囲内にある板厚32mmの鋼を、実際に入熱200k
J/cmの３電極潜弧溶接した時の−60℃の衝撃値におよぼ
すＳ量の影響を示す。この図表から分かるように、0.00
3％未満の添加ではその析出量が不十分になり、期待さ
れる靭性の向上が得られず、0.008％を超えて添加する
と、MnSが多量に析出し、かえって靭性を阻害するため
に、0.003〜0.008％の範囲に限定するが、好ましくは0.
003〜0.005％の範囲に添加されるべきである。

Alは脱酸のために必要な元素であって、0.005％以上
の添加が必要であるが多量に添加すると靭性を阻害する
ために、0.1％を上限とする。

以上の成分範囲の中で、さらに大入熱溶接時のHAZ靭
性の向上を目的として実験を重ねた結果、本発明者らは
TiN−MnS析出物を鋼中に分散させた状態で、Mn,Cu,Ni等
の焼入れ性の高い元素を有効に利用すると、HAZのミク
ロ組織の中で、靭性低下の主要因となる旧オーステナイ
ト粒界から生成する粗大なフェライトおよび上部ベイナ
イトの生成を抑制でき、HAZ靭性を飛躍的に増大できる
ことを知見した。

第５図は、第２表中に示した成分範囲を有する鋼を板
厚32mm供試材として、入熱200kJ/cmの片面潜弧溶接で溶
接し、その後、−60℃でHAZ部の衝撃試験を行った時の
衝撃値の平均値を縦軸に示し、横軸に、重量％で、Mn/6
＋（Cu＋Ni）/15なる式の値を示した図表である。

なお、○で示した結果は、Ｓ量が重量％で0.003％お
よび0.004％含有し、TiN−MnS析出物が微細に分散して
いる場合のもの、●はＳが0.001％以下しか含有せず、T
iN−MnS析出物がほとんど生成していない場合の結果を
示す。

この図表から分かるように、TiN−MnS析出物が分散し
ている鋼（○）では上式の値が0.25から0.33に増加する
に伴い、衝撃値が著しく向上し、0.33を超えると、逆に
靭性は低下する傾向がある。

この靭性の向上は、ミクロ組織の観察から、Mn,Cu,Ni
添加により鋼の焼入れ性が増加するに伴い、大入熱溶接
時の遅い冷却速度でも粒界から生成する粗大なフェライ
トを抑制すると同時に、粒内にTiN−MnS析出物を核とし
て微細な粒内フェライトが生成し、HAZのミクロ組織が
著しく微細化することによるものであると考えられる。

しかしながら、上式の値が、0.33を超えると、かえっ
て焼入れ性が増大しすぎるために、冷却途中で旧オース
テナイト粒内に靭性を阻害する上部ベイナイトや島状マ
ルテンサイト組織が生成するため、靭性が低下する。

一方、TiN−MnS析出物の分散がなされていない鋼
（●）では、上式の値によらず、低い靭性を示してお
り、本発明鋼との差は明らかである。

以上の知見から、TiN−MnS析出物を本発明により微細
分散させ、かつMn/6＋（Cu＋Ni）/15なる式の値を制限
することで、大入熱溶接時のHAZ靭性を改善できる。な
お、その範囲は、工業的に通常要求されている衝撃値が
3.5kg f・ｍ程度であることを考えて、0.28〜0.40とす
る。

以上述べた成分を有する鋼を電気炉、転炉で溶接した
後、連続鋳造機により鋳造する。この時の凝固時の冷却
速度が1000〜600℃の温度範囲で5.0℃/min以下であるよ
うな冷却を行う。

HAZ靭性を向上させるためには、TiN−MnS析出物の個
数密度を一定量確保する必要があるが、そのためにはMn
Sの析出核となるTiNを微細分散させる必要がある。

すなわち、従来の知見から、凝固時の冷却速度が速い
ほどTiNが微細に分散することが知られており、造塊分
塊法で鋳造する場合よりも凝固時の冷却速度が速い連続
鋳造法を採用する。

このようにして析出したTiNの上に1000℃以下の温度
範囲でMnSが析出する。しかしながら、HAZ靭性の改善に
効果のあるTiN−MnS析出物の生成には制約条件冷却速度
が5.0℃/minを超えるとMnSの析出が不十分であり、溶接
時の冷却途中に生成する粒内フェライトの変態核として
作用せず、HAZ靭性の向上は期待できない。

なお、冷却速度は遅ければ遅いほど良いが、その上限
は連続鋳造機の性能により制約される。

その後、熱間圧延のために再加熱を施すが、その時の
温度は母材の強度、靭性を確保するためと、前記した熱
処理により生成させたTiN−MnS析出物の形体を変化させ
ないために、1150℃以下の温度にする必要がある。

なお、加熱後の圧延については、母材の強度、靭性の
向上を図るために、制御圧延を施したり、制御圧延後、
水冷しても何等TiN−MnS析出物に変化を与えることがな
いため、現在公知である製造方法を適宜選択して採用で
きる。

（実施例）供試材の化学成分を第３表に示す。

ここで、鋼B,鋼Ｃは本発明に該当する成分系であり、
鋼A,D〜Ｇは本発明から逸脱している鋼である。

また、第４表には供試材の製造条件および母材、HAZ
の靭性値を合わせて示している。

これらの鋼板は転炉で溶製、連続鋳造機により厚み24
0〜250mm、幅1300〜1600mmに鋳造された後、前処理およ
び圧延のための加熱圧延を経て、板厚32mmの鋼板として
製造された。なお、HAZ靭性は、片面１層の潜弧溶接
（入熱:200kJ/cm）後、板厚の1/4t部から衝撃試験を採
取し、シャルピー衝撃試験により評価した。

第４表から、本発明法により製造された鋼板（板番:B
1,C1）は、母材、HAZ共に優れた靭性を示している。

これに対し、板番A1は鋳造時の1000〜600℃の範囲の
平均冷却速度が大きく、HAZ靭性が低下しており、板番A
2は圧延前のスラブ加熱温度が高く、母材の靭性およびH
AZ靭性が低下している。

また板番B2は板番A1と同様に、1000〜600℃の範囲の
平均冷却速度が本発明の範囲を大きく逸脱しており、そ
のためHAZ靭性が低い。

さらに、D1,E1,F1,G1は成分範囲が本発明から逸脱し
ているものである。すなわち、板番D1はＢ×10000＋Nb
×1000なる式で与えられる値が本発明の範囲を逸脱して
おり、HAZ靭性が低下しており、板番E1はMn/6＋（Cu＋N
i）/15なる式で与えられる値が本発明の範囲を超えてお
り、やはりHAZ靭性が低い。また、板番F1はTi/Nが本発
明の範囲から逸脱しているため、HAZ靭性が低下してお
り、板番G1はＳ量が高いために、やはり、HAZ靭性が低
い。

（発明の効果）以上述べたように、本発明によれば、大入熱溶接によ
ってもHAZの低温靭性が安定して高水準の鋼材が得られ
るため、産業上極めて有用なものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼中に含まれるTiN−MnS析出物の個数と溶接熱
サイクル後の靭性の変化を示す図表、第２図は凝固時の
1000〜600℃の温度範囲における平均冷却速度とTiN−Mn
S析出物の個数との関係を表した図表、第３図は溶接熱
サイクル後の靭性に対するＢとNbの添加量の影響を表し
た図表、第４図は入熱200kJ/cmの片面潜弧溶接後のHAZ
の衝撃値におよぼすＳ量の影響を示す図表、第５図は入
熱200kJ/cmの片面潜弧溶接後のHAZの衝撃値におよぼすM
n/6＋（Cu＋Ni）/15なる式で表したMn,Cu,Niの影響を示
す図表である。

フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁶，ＤＢ名) C21D 8/02,8/00

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％として、 C:0.02〜0.15％、 Si:0.3％以下、 Mn:0.5〜2.0％、 Ni:0.2〜1.5％、 Cu:0.2〜1.5％、但し、Mn,Ni,Cuは Mn/6＋（Cu＋Ni）/15＝0.28〜0.40％、 N:0.0020〜0.010％、重量％で、Ｂ×10000＋Nb×1000なる式の値が４〜10に
なるようなＢまたはＢとNb、重量％で、TiとＮの比（Ti/N）が2.0〜4.0になるTi、 Al:0.005〜0.1％、 S:0.003〜0.008％、残部がFeおよび不可避的不純物よりなる鋼を連続鋳造
し、その後の冷却速度が、1000℃〜600℃までの範囲で
平均冷却速度が5.0℃/min以下の冷却を施した後、圧延
前に1150℃以下に加熱することを特徴とする低温靭性の
優れた大入熱溶接用鋼の製造方法。