JP3752050B2 - Mgを含有する超大入熱溶接用鋼 - Google Patents
Mgを含有する超大入熱溶接用鋼 Download PDFInfo
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【発明の属する技術分野】
本発明は、超大入熱溶接を実施しても溶接熱影響部の靭性の劣化が小さい溶接構造用鋼板に関わるものである。
【0002】
【従来の技術】
造船、建築など溶接構造物の脆性破壊防止の観点から、溶接部からの脆性破壊の発生抑制すなわち、使用される鋼板の溶接熱影響部靭性の向上に関する研究が数多く報告されてきた。さらに、近年では、溶接施工能率の向上の観点から、従来実施されてきた大入熱溶接(およそ20kJ/mm以下)から、さらに溶接入熱が増大した超大入熱溶接(50〜100kJ/mm)を実施される場合が増加している。
【0003】
大入熱溶接と超大入熱溶接の鋼板への影響の差異は、高温での滞留時間の差異に起因しており、超大入熱溶接ではその時間が極めて長時間であるために、結晶粒径が著しく粗大化する領域が広く、靭性の低下が著しい。
【0004】
一般に、鋼板の溶接熱影響部(以下、HAZと略す)の結晶粒の粗大化に対し、例えば、特開昭55−26164号公報に記載されているように、微細なTiNや、特開昭52−17314号公報記載されているように、
「C:0.01〜0.2%、Si0.002〜1.5%、Mn:0.5〜2.5%、Tiあるいは/およびZr:0.002〜0.1%、Caあるいは/およびMg:0.004〜以下、Ceあるいは/およびLa:0.001〜0.1%、Al:0.005〜0.1%、N:0.002〜0.015%を添加することを特徴とする大入熱溶接用構造用鋼」に記載されているごとく、ZrNなどをいずれも微細に鋼中に分散させることで、それらによる旧オーステナイト粒(以下、旧γ粒と略す)のピニング効果により、結晶粒の粗大化を防止する対策が開示されている。
【0005】
しかしながら、このような窒化物は大入熱溶接時には溶解せずにピニングの効果を保持し、結晶粒の微細化に寄与するが、1400℃以上の高温での滞留時間が極めて長い超大入熱溶接熱では旧γ粒のピニングに寄与する微細な窒化物が容易に溶解し、消滅してしまう問題点がある。
【0006】
一方、近年HAZ靭性のさらなる向上を目的として、溶鋼中で生成する酸化物を用いる技術が開示されている。例えば、特開昭59−190313号公報に記載されているように、溶鋼をTiあるいはTi合金で脱酸し、ついでAl,Mgなどを添加することを特徴とする溶接性の優れた鋼材の製造方法が開示されている。これは、Ti酸化物がフェライトの変態核として作用し、フェライト分率を増加させるという効果によるもので、従来、窒化物などの析出物によるピニング効果と異なった方法でのHAZ部の靭性向上を図った。その後、同種の発明として、特開昭61−79745号公報、特開平5−43977号公報、特開平6−37364号公報などでは、粒内変態核としての酸化物の個数を増加させる工夫をするなど様々な発明が開示されている。
【0007】
特に、特開昭59−190313号公報に記載されているように、これらの発明の骨子は、「γ→α変態時のフェライト核生成、即ちフェライト組織の微細化に利用可能の含Ti酸化物を均一に微細分散させる・・」ことであり、先に述べたような窒化物などによりピニング効果を図るものではなく、冷却過程で生じるγ→α変態時のフェライト変態を促進することで、粗大な脆化組織の生成を抑制し、組織の微細化を図るものである。これらの靭性改善方法は、すべて、粗大な組織の中に、粒内でのフェライトを促進させるために、変態核として、酸化物を利用するものである。
【0008】
しかしながら、溶接構造物の大型化、軽量化から、高張力鋼の要求が高まりつつあり、合金元素添加量が増加する傾向にある。その場合、HAZでの焼入れ性の増加から、従来のフェライト変態を利用するHAZ靭性の向上対策は、有効ではなくなってきつつある。
【0009】
以上のような観点から、抜本的なHAZ靭性の向上を図るためには、超大入熱溶接時でも旧γ粒のピニング効果が期待できるような、高温でも溶解しにくい酸化物粒子などを鋼中に微細に分散できるような技術の開発が望まれる。
【0010】
酸化物の導入方法として、多くの場合、鋼の溶製工程において、Tiなどの脱酸元素を単独に添加する方法などがあるが、多くの場合、溶鋼保持中に酸化物の凝集合体がおこり粗大な酸化物の生成をもたらし、かえって鋼の清浄度を損ない靭性を低下させてしまう。そこで、これらの酸化物の微細化を図るために、先の例に述べたごとく、複合脱酸法など様々な工夫がなされている。しかしながら、従来知られている方法では、超大入熱溶接時の結晶粒の粗大化を阻止しうるほどの、微細な酸化物を分散させることはできない。
【0011】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明は、従来の複合脱酸方法を改良し、従来以上に酸化物(あるいは窒化物)を微細でかつ均一に分散させ、超大入熱溶接においてもHAZ靭性の優れた鋼の製造技術を確立し、提供することを課題とする。
【0012】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、以下の通りである。
質量%で、
C :0.02〜0.20%、 Si:0.02〜0.50%、
Mn:0.3〜2.0%、 P :0.02%以下、
S :0.001〜0.007%、 Al:0.004%以下、
Ti:0.010〜0.030%、 Mg:0.001〜0.010%、
さらに必要に応じて
Cu:0.2〜1.5%、 Ni:0.1〜2.0%、
Cr:0.1〜1.0%、 Mo:0.05〜0.50%、
V :0.01〜0.10%、 Nb:0.005〜0.050%、
B :0.0005〜0.0030%のうち1種または2種以上
を含有する鋼板中に、MgO単独および結晶学的に平行関係にあるMgOとTiNの複合粒子を、平均粒子径で0.1μm以下および平均粒子間隔で0.3μm以下の状態で鋼中に有することを特徴とする、Mgを含有する超大入熱溶接用鋼である。
【0013】
【発明の実施の形態】
Mgは、従来から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることで、溶接熱影響部の靭性を向上させることが知られている。さらに、酸化物の分散を制御してHAZ靭性を向上させる技術として、特開昭59−190313号公報に記載されているTi添加後、Mgを添加する複合添加の技術が明らかになっている。しかしながら、その技術の目的は、先に引用したように、Mg添加により粒内変態核であるTi酸化物の増加を促進することであり、酸化物をより微細に分散させてピニングにより結晶粒の細粒化を達成するものではない。
【0014】
本発明者らは、Mgの有する強脱酸剤としての作用に着目し、Alより凝集粗大化が起こりにくい性質を利用して、Ti添加鋼において、製鋼工程での脱酸材の添加順序および量を制御することで、酸化物の微細分散が期待できる余地があると考えた。
【0015】
以下、本発明に関して詳細に説明する。
本発明者らは、Tiを添加し弱脱酸した溶鋼中にMgを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調べた。その結果、Ti脱酸後、Mgをある条件下で添加することで、MgOあるいはMgO−TiN複合粒子が著しく増大し、旧γ粒のピニング効果により靭性が向上することを明らかにした。
【0016】
図1は、0.10C−1.0Mn鋼をベース成分とし、Ti量およびMg含有量を変化させた場合の、入熱90kJ/mm相当の再現熱サイクルを付与した時の旧γ粒の大きさを測定したものである。Mg添加量が少ない場合、Tiを添加しても旧γ粒径の微細化が得られないのに対し、Mgが添加された場合、0.010%以上のTi添加において、結晶粒の著しい微細化が達成されることがわかる。
【0017】
この結晶粒が微細化した鋼板を電子顕微鏡で観察した結果、0.1μm以下のMgO粒子あるいは図2に示すようなMgO−TiN複合粒子が多数存在することがわかった。さらに、超高分解能電子顕微鏡の観察から、MgO−TiN粒子間の結晶学的な方位関係を調べると、良好な平行関係を持っていることも明らかになった。このことは、MgOがTiNの優先析出サイトとして作用しているものと推定され、この析出サイトが多数存在するために、結晶粒のピニングに有効なTiNを増加させているものと考えられる。
【0018】
さらに、超大入熱溶接時のような高温での滞留時間が長い場合、TiN粒子の溶解が生じるが、本発明では、多数のMgO,MgO−TiN粒子が存在しており、MgO−TiN粒子のTiNが溶解したとしても、依然として微細なMgO粒子が存在するために、高温でも従来鋼以上に優れたピニング効果を発揮できる。
【0019】
すなわち、本発明の特徴は、TiNなど窒化物を利用し結晶粒のピニングを図った従来鋼に比べ、MgOを鋼中に微細に導入することで、TiNと結晶学的に良好な平行関係を利用し、TiNの析出核を提供し、TiNの個数の増加を図ると同時に、TiNが溶解してしまい、従来全く靭性の改善効果が見られなかった高温域でも、MgO単独の効果により、今までにない優れた結晶粒径の微細化効果を発揮できることである。
【0020】
本発明に用いたTi,Mgの添加方法であるが、最初に、Si,Mnを添加後、まず、Tiを添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、Mgを添加する。Tiを先に添加するのは、溶鋼中の酸素量の調節とともに、先にできるTi酸化物をMgで還元するためである。最適なMg添加量は、Ti添加後、溶鋼中に存在する酸素量などに依存するが、実験では、その時の酸素濃度はTi添加量に依存し、TiとMg添加量を適正な範囲で制御すれば良い。
【0021】
なお、Mgの添加方法であるが、金属MgあるいはMg合金をFe箔等に包んで添加する方法やワイヤー等に加工して添加する方法などいずれの方法でも良い。
【0022】
以下、本発明の成分の限定理由について述べる。
C:Cは鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な下限として0.02%以上の添加が必要であるが、0.20%を超える過剰の添加では、溶接性や靭性の低下を招くので、その上限を0.20%とした。
【0023】
Si:Siは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に0.02%以上の添加が必要であるが、0.5%を超えるとHAZ靭性を低下させるのでそれを上限とする。
【0024】
Mn:Mnは、母材の強度および靭性の確保に必要な元素であるが、2.0%を超えるとHAZ靭性を著しく阻害するが、逆に0.3%未満では、母材の強度確保が困難になるために、その範囲を0.3〜2.0%とする。
【0025】
P:Pは鋼の靭性に影響を与える元素であり、0.02%を超えて含有すると鋼材の母材およびHAZの靭性を著しく阻害するのでその含有される上限を0.02%とした。
【0026】
S:Sは0.007%を超えて過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、靭性を阻害するが、その含有量が0.001%未満になると、目的とする粒内フェライトの生成に必要なMnSの生成量が著しく低下するために、0.001〜0.007%をその範囲とする。
【0027】
Al:Alは通常脱酸材として添加されるが、本発明においては、0.004%超えて添加されるとMgの添加の効果を阻害するために、これを上限とする。
【0028】
Ti:Tiは、脱酸材として、さらには窒化物形成元素として結晶粒の細粒化に効果が期待できる元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靭性の著しい低下をもたらすために、その上限を0.030%にする必要があるが、所定の効果を得るためには0.010%以上の添加が必要であり、その範囲を0.010〜0.030%とする。
【0029】
Mg:Mgは本発明の主たる合金元素であり、主に脱酸材として添加されるが、0.010%を超えて添加されると、粗大な酸化物の生成により母材およびHAZ靭性の低下をもたらす。しかしながら、0.0001%未満の添加では、HAZ靭性の向上に必要な粒内フェライト変態核として必要な酸化物の生成が期待できないために、その添加範囲を0.0001〜0.010%と限定する。
【0030】
なお、本発明においては、強度および靭性を改善する元素として、Cu,Ni,Cr,Mo,V,Nb,Bの中で、1種または2種以上の元素を添加することができる。
Cu:Cuは、靭性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、0.2%未満では効果がなく、1.5%を超えると鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れを生じやすくする。従って、その含有量を0.2〜1.5%とする。
【0031】
Ni:Niは、靭性および強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには0.1%以上の添加が必要であるが、2.0%以上の添加では溶接性が低下するために、その上限を2.0%とする。
【0032】
Cr:Crは析出強化による鋼の強度を向上させるために、0.1%以上の添加が有効であるが、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、靭性を低下させる。従って、その上限を1.0%とする。
【0033】
Mo:Moは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、0.05%以上の添加が必要になるが、0.50%を超えた多量の添加は必要以上の強化とともに、靭性の著しい低下をもたらすために、その範囲を0.05〜0.50%とする。
【0034】
V:Vは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、0.01%未満の添加では、その効果がなく、0.10%を超える添加では、逆に靭性の低下を招くために、その範囲を、0.01〜0.10%とする。
【0035】
Nb:Nbも炭窒化物を形成し、強度の向上に効果がある元素であるが、0.005%未満の添加では、その効果がなく、0.050%を超える添加では、逆に靭性の低下を招くために、その範囲を、0.005〜0.050%とする。
【0036】
B:Bは一般に、固溶すると焼入れ性を増加させるが、またBNとして固溶Nを低下させ、溶接熱影響部の靭性を向上させる元素である。従って、0.0005%以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の添加は、靭性の低下を招くために、その上限を0.0030%とする。
【0037】
上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造などをへて厚板加熱、圧延を施される。この場合、圧延方法、加熱冷却方法および熱処理方法においては、当該分野において従来から適用されている方法を用いてもHAZ靭性に関しては、何ら差し支えがない。
【0038】
【実施例】
次に、本発明の実施例について述べる。
表1の化学成分を有する鋼塊を表2に示す熱間圧延および熱処理を行い鋼板とした後、最高加熱温度が1400℃で入熱が1.7kJ/mm相当の小入熱および90kJ/mm相当の超大入熱のそれぞれの再現熱サイクルを付与し、特定の温度でシャルピー試験を行い、両者の吸収エネルギーを求め、[小入熱時の靭性]−[超大入熱時の靭性]を計算した。
【0039】
鋼A,B,C,D,E,F,G,Hは本発明の例を示す。表2から明らかなように、これらの鋼板は、小入熱と超大入熱の靭性の差がおよそ6 kgf・mm以下と小さく、超大入熱溶接を実施しても良好な靭性を有する。
【0040】
それに対し、鋼I,J,K,Mは本発明方法から逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼I,Jは各成分が、発明の要件を超えて添加されている例であり、鋼IではCが0.25%、鋼JはAlが0.007%、鋼MではMgが0.0126%と、それぞれ過剰に添加されたものであり、いずれも超大入熱時のHAZ靭性が著しく低下している。
【0041】
さらに鋼KはMgが添加されておらず、この場合も超大入熱時のHAZ靭性は低下している。
【0042】
【表1】
【0043】
【表2】
【0044】
【発明の効果】
本発明の化学成分および製造方法に限定し、TiとMgを適切に添加することで、超大入熱溶接熱影響部の靭性の低下を防止し、構造物のぜい性破壊に対する安全性を大幅に向上することができる。
【図面の簡単な説明】
【図1】Ti,Mg添加量を変化させた鋼板に、超大入熱溶接相当の熱サイクルを付与した場合の旧γ粒を調べた図。
【図2】 本発明の鋼中に含まれる複合粒子を電子顕微鏡にて観察、分析した例の模式図。
Claims (2)
- 質量%で、
C :0.02〜0.20%、
Si:0.02〜0.50%、
Mn:0.3〜2.0%、
P :0.02%以下、
S :0.001〜0.007%、
Al:0.004%以下、
Ti:0.010〜0.030%、
Mg:0.0001〜0.010%
を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなり、MgO単独および結晶学的に平行関係にあるMgOとTiNの複合粒子を、平均粒子径で0.1μm以下および平均粒子間隔で0.3μm以下の状態で鋼中に有することを特徴とする、Mgを含有する超大入熱溶接用鋼。 - 前記鋼が、さらに、質量%で、
Cu:0.2〜1.5%、
Ni:0.1〜2.0%、
Cr:0.1〜1.0%、
Mo:0.05〜0.50%、
V :0.01〜0.10%、
Nb:0.005〜0.050%、
B :0.0005〜0.0030%
のうち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1に記載のMgを含有する超大入熱溶接用鋼。
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JPH10298705A JPH10298705A (ja) | 1998-11-10 |
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JP08265297A Expired - Fee Related JP3752050B2 (ja) | 1997-02-19 | 1997-04-01 | Mgを含有する超大入熱溶接用鋼 |
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1997
- 1997-04-01 JP JP08265297A patent/JP3752050B2/ja not_active Expired - Fee Related
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