JPH01176017A - 溶接継手部のじん性に優れた鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、海洋構造物や低温圧力容器に適用される、
溶接部からのぜい性破壊の発生について特に厳しい条件
での要請がある厚鋼板などの鋼材の製造方法に関する。

溶接部のじん性の評価はシャルピー衝撃値にて行ってい
るが、近年これに加えさらに、ぜい性破壊の発生に対す
る評価試験として、イギリス規格Ｂ５５７６２　（１９
７９）に準拠したＣｒａｃｋ　Ｔｉｐ　Ｏｐｅｎｉｎｇ
　Ｄｉｓｐｌａｃｅ醜ｅｎｔ　（ＣＴＯＤ）が行われる
ようになり、特に溶接部のＣＴＯＤ特性の優れた鋼材の
供給が望まれている。

（従来の技術） 従来、例えば特開昭５８−２１７６２９号公報にて提案
されている、多量のＮｉ添加によって継手ＣＴＯＤ値を
改善する技術があり、また、特開昭５６−１３３４４８
号公報に示されている様に低Ｃ−低Ｓｉ−低Ｍｎを基本
成分とし、ＡＩ、　Ｎ、　Ｏ量の関係を規定し溶接熱影
響部のポンド部のＣＴＯＤ値を改善する技術がある。

しかし、前者においては高価なＮｉを多量に添加するた
め鋼材価格を著しく上昇させ、経済的に好ましい方法と
は言えないことに加え、Ｎｉ添加量の増加と共に溶接部
の最高硬さが上昇し、溶接性を損なうなどの問題点があ
り、後者においては、厚手材の強度確保並びに溶接部の
残留応力を除去する焼鈍処理による強度低下などの問題
点がある。

上記従来技術の他に、特開昭６１−７９７４５号公報お
よび特開昭６１−７９７４６号公報に示されている、Ｔ
ｉ系酸化物等を分散させ、溶接継手部のじん性を改善し
た鋼材が提案されている。しかし、これらの鋼材におい
ても、通常避けられぬＰの局部濃化部等が鋼材中に存在
すると、溶接継手部のじん性を向上できないという問題
があった。

（発明が解決しようとする問題点） この発明はこれらの問題点を有利に解決しようとするも
ので、溶接継手部じん性の優れた鋼材を提供することが
目的である。

（問題点を解決するための手段） 発明者らは、厚鋼板の溶接部のじん性について検討した
ところ、次の知見を得た。

厚鋼材を溶接により接合する場合、通常、板厚が厚いた
め、必ず多層溶接となる。多層溶接を行なった場合、溶
接熱により生成した粗大粒が次パスによりＡｃ、点とＡ
ｃ、点の２相域に加熱された領域（以下、ＩＣＣＧＨＡ
Ｚと称す）が、板厚が厚いことと、多層溶接とのために
、ボンド部の板厚方向に多数存在する。そのＩＣＣＧ）
ＩＡＺには多量の島状マルテンサイト等の低温変態生成
物が生成しているため、じん性が著しく劣化することが
知られている。

しかしながら、ＩＣＣＧＨＡＺは更に次の溶接バスによ
り加熱され、島状マルテンサイトはフェライトと炭化物
に分解し、ＩＣＣＧＨＡＺのじん性はある程度回復する
。ところが、ＩＣＣＧＨＡＺと、通常の鋼板では避けら
れぬＰの局部濃化部と、が重畳するとＩＣＣＧＨＡＺの
島状マルテンサイトは分解せずじん性は回復されない。

また、片面−層、あるいは両面２バスの如き、大入熱（
＞７ｋＪ／ｍｍ）にて、溶接した場合は、上記多層溶接
の場合と異なり、じん性最劣化部は、いわゆる粗粒域で
ある。この粗粒域のミクロ組織は、大入熱であることか
ら、粗大アッパーベイナイトになりやすく、そのラス間
に島状マルテンサイトが、生成しじん性が劣化する。特
に、Ｐの局部濃化部では、島状マルテンサイトが出現し
やすく、じん性も著しく劣化する。

発明者らは上記の知見に立脚し、■島状マルテンサイト
そのものの生成を抑制する、■Ｐの局部濃化部を減少さ
せる、点から溶接部のじん性の改善について検討した。

■に対しては、Ｔｉ系酸化物を分散し溶接熱影響部にお
いてフェライトの生成サイトとして働かせ、島状マルテ
ンサイトの生成を抑えること、■に対しては、溶鋼にＣ
ａを添加しついでＲＥＭを添加すること、 がそれぞれ有効な解決手段であることを見出した。

すなわちこの発明は、脱酸処理後の溶鋼にＣａ。

ついでＲ叶を添加し、 Ｃ：　０．０１〜０．２　ｗｔ％（以下単に％と示す）
、Ｓｉ　：　０．５％以下、 Ｍｎ　：　０．５〜２．５　％、 Ｔｉ　：　０．０５％以下、 Ｐ　：　０．０３％以下、 Ｓ　：　０．００８％以下および Ｎ　：　０．００８％以下 を含み、さらにＲＥＭ　：　０．１・Ｐ〔％〕〜２・Ｐ
〔％〕およびＴｉ系酸化物を含有する組成になる鋼に溶
製し、引続き鋳造を行うことを特徴とする溶接継手部の
じん性に優れた鋼材の製造方法である。

この発明°におけるＲＥＭは、ランタナイドをさす。

溶接部じん性を向上させるため、ＲＥ？Ｉを添加する例
はあったが、それはＲＥＭのオキシサルファイドを鋼中
に分散し、溶接部サイクル時のオーステナイト粒の粗大
化防止や、変態中のフェライトの析出核として利用する
ものであり、この発明のＲＥＨ添加の技術思想とはまっ
たく異なり、この発明においては、ＲＥＭ添加前にＣａ
を添加することにより、Ｃａのオキサイド、サルファイ
ドを生成せしめることを大きな特徴とする。

すなわちＣａ添加後、ＲＥＭを添加することにより、溶
鋼中でＲＥＭはＲＥＭりん化物となり、固溶Ｐ濃度が減
少し、最終凝固部のＰの局部濃化を低減し得る。

次にこの発明を導くに至った実験について述べる。

Ｃ１０，０７％、５ｉ１０．２５％、Ｍｎ／１．５％、
Ｐｌｏ、０１５％、Ｓ　１０．００３％およびＮ１０．
００４％の成分組成になる、■ＡＬＳｉ脱酸のみによる
従来法の鋼塊、■Ｔｉで脱酸することによりＴｉ系酸化
物を分散させた鋼塊、■脱酸の後溶鋼に対しＣａを０．
０１％添加し、引続きＲＥＭをＲＥＭ／　ＰでＯ〜３．
０まで変化させて添加した鋼塊および■Ｔｉで脱酸する
ことにより、Ｔｉ系酸化物を分散させた後、溶鋼に対し
Ｃａを０．０１％添加し、引続きＲＥＭをＲＥＭ／Ｐで
０〜３．０まで変化させて添加した鋼塊、をそれぞれ板
厚５０鵬の鋼板とし、その溶接部０ＣＴＯＤ特性につい
て調べた結果を、第１図に示す。なお溶接はに形に開先
加工した後溶接入熱５ｋＪ／ｍｍにて多層サブマージア
ーク溶接を行い、溶接部から継手ボンド部にノツチをい
れた、断面５０Ｘ１００　ｍｍのＣＴＯＤ試験片を採取
し、イギリス規格ＢＳ　５７６２（１９７９）に準拠し
てＣＴＯＤ試験を行った。また試験は一１０’Ｃで各３
本づつ行い、その最低値を示した。

また第２図に、上記の各手法と同様にして得られた板厚
３２ｍｍの鋼板の溶接部のシャルピー吸収エネルギーを
それぞれ示す。なお溶接は、■形に開先加工後、溶接入
熱２３ｋＪ／ａｍにて１バスのサブマージアーク溶接を
行い、溶接部から５０％溶接金属５０％母材となる位置
にノツチ（最大幅２ＩＩＩＩｌの■形）をいれた、シャ
ルピー４号試験片（ＪＩＳ）を採取し、シャルピー衝撃
試験に供した。

第１および２図から、ＲＥＭ／　Ｐ≧０．１とすればＣ
ＴＯＤ値およびシャルピー値の高い鋼板が得られること
がわかった。

（作　用） 次に各成分組成範囲の限定理由を説明する。

Ｃ：　Ｃは石油生産用ジャケット型プラットホーム等の
構造用鋼として必要な強度を得るためには、０．０１％
以上添加する必要がある。一方、溶接硬化性及び溶接割
れ感受性を考慮して、その上限を０．２％とする。

Ｓｉ：　　Ｓｉは強度確保のために添加するが、０．５
％を超えると、母材のじん性を低下させるため、上限を
０．５％とする。

Ｍｎ：　　Ｍｎは母材に延性と強度を与えるために、０
．５％以上添加する必要がある。しかし、その添加量が
２．５％を超えると、溶接硬化性を著しく上昇させるの
で、その上限を２．５％とする。

Ｐ：　Ｐは結晶粒界に偏析して粒界破壊の原因となると
共にしん性を大幅に劣化させる。また、上述のように鋼
板中での局部濃化部を減少させることが、溶接部じん性
を向上させるので、含有量は低いほど好ましいが、鋼中
のＰを低下させるにはコストがかかるため、通常のレベ
ルである０、０３％を上限とする。

Ｓ：　ＳはＣａ添加前に、０．００８％より多いとＣａ
を添加した場合に、鋼塊の沈殿高部あるいは、連鋳鋳片
の１７４厚周辺の介在物集積部に著しく介在物が集積し
、鋼材の機械的性質を損うので、０．００８％以下にす
る必要がある。

Ｎ：　Ｎは０．００８％を超えると溶接部のじん性を劣
化させるので、ｏ、ｏｏｓ％を上限とする。

Ｔｉ：　　この発明においては、Ｔｉ系酸化物を含有さ
せ溶接熱影響部において、フェライトの生成サイトとし
て働かせ、島状マルテンサイトの生成を抑えると共に、
鋼中にＴｉＮとして存在して溶接熱影響部のオーステナ
イト粒の成長を抑制する。しかし、その添加量が０．０
５％を超えると、多層溶接の場合次バスにより融点付近
まで急熱されるボンド部でＴｉＮが分解して固溶Ｔｉと
なった場合、溶接熱影響部の硬度が上昇し、じん性が劣
化する。このため、Ｔｉの添加量の上限は０．０５％以
下とする。

なおＴｉ系酸化物は、粒径０．１〜５μｍものが、ｌＸ
ＩＯ３〜ｌＸｌ０’個／口３溶鋼中に存在していること
が好ましい。なぜなら粒径０．１　μｍ未満では、鋼材
の段階で、フェライト核生成能が不足し、５μｍを超え
ると、フェライト核生成能はあるが、破壊発生点となる
可能性がある。また、１×１０３個／　ｍｍ　”未満で
は、核生成箇所が少なく、溶接部のじん性の向上効果は
大きくなく、１×１０ｑ個／Ｉｎ１１３を超えると、母
材のじん性に悪影響をおよぼす。

なおＴｉ系酸化物の添加方法はＴｉ系酸化物を鋼の鋳造
工程あるいは、それ以前に溶鋼中に添加して含有させて
もよい、あるいは、Ｔｉで脱酸を行い、Ｔｉ系酸化物を
生成含有させてもよい。

ＴｉあるいはＴｉ合金で脱酸してＴｉ系酸化物を含有さ
せる場合、Ｔｉ系酸化物を含有させるために、Ｔｉある
いはＴｉ合金で脱酸する前のＯは０．００１５〜０．０
１５％とすることが好ましい。

ＴｉあるいはＴｉ合金の添加時期は、通常のＡ１脱酸と
同様に、ＲＨ等の脱ガス処理中でよい。なおＴｉは、ス
ポンジＴｉ５Ｔｉブロツク、フェロＴｉ等として添加さ
れる。

次に溶鋼にＣａを添加することにより、その後に添加す
るＲＥＭを、ＲＥＭ　（Ｏ５）とせずに有効に作用させ
る。したがってＣａは溶鋼中の０およびＳをそれぞれＣ
ａＯおよびＣａＳとして固定できる量、すなわち２．５
ＸＯ（％）　＋１．２５ｘ　Ｓ　（％〕でよく、これ以
上の添加は鋼の清浄性を害し、母材の特性に悪影響を及
ぼすので、２．５　Ｘ　Ｏ＋１．２５Ｘ　３％以上の添
加は好ましくない。

Ｃａの添加は、脱ガス処理量末期にＣａＦｅ合金の形で
添加するのが好ましい。Ｃａ添加前の溶鋼中の０はｏ、
ｏｏｓ％より高いとＣａを添加した場合に介在物が鋼塊
の沈殿高部あるいは、連鋳鋳片の１７４厚周辺の介在物
集積部に集積し、鋼材の機械的性質を損うのでｏ、ｏｏ
ｓ％以下にする必要がある。

ついでＣａ添加後にＲＥＭを添加するが、その添加量の
下限は、第１図に示したようにＰ（％）　Ｘｏ、１であ
り、一方Ｐの局部的濃化部を軽減するには上限を規定す
る必要はないが、多量に添加すると、鋼の清浄性を害す
るので、Ｐ〔％〕×２を上限とする。

ＲＥＭの添加は、レードルや、あるいは連鋳タンデイシ
ュに、ＲＥＭ合金塊たとえばミツシュメタルとして投入
してもよい。また連鋳の場合には、モールドにて、鉄薄
板で被覆したＲＥＭ　　（ミツシュメタル）ワイヤとし
て添加してもよい。

なおＴｉあるいはＴｉ合金で脱酸する前に、溶鋼をＳｉ
、　Ｍｎ、　ＡＩ等により予備脱酸してもよい。予備脱
酸により、０を前述の好ましい範囲に調整できるだけで
なく、Ｔｉの歩留向上になる。

またＣａの添加は、上記方法の他に、連鋳タンデイシュ
で行い、引続きＲＥＭを添加するか、あるいはモールド
でＲＥＭを添加してもよい。

さらに上記した成分のほかに、Ｎｂ、　Ｖ、Ｎｉ、　Ｃ
ｕ。

Ｃｒ、　ＭｏおよびＢのうちから選ばれる１種又は２種
以上を必要に応じて、Ｎｂ　：　０．０５％以下、Ｖ：
Ｑ、１％以下、Ｎｉ　：　１．５％以下、Ｃｕ　：　１
．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ　：　０．５％以下
およびＢ　：　０．００２％以下の範囲で含有させても
良い。

各成分の添加目的と、その添加量は以下のとうりである
。

Ｎｂ：　　Ｎｂは熱間圧延において、未再結晶領域を拡
大して、オーステナイト中に変形帯を導入し、変態後の
フェライト粒を小さくしてじん性を向上させるばかりで
なく、熱間圧延後の加速冷却において、最終組織のベイ
ナイト、マルテンサイト等の低温変態生成物の量を増加
でき、強度を大幅に上昇させることができる。しかし、
０．０５％を超えて添加すると、割れ性を増加させると
共に、溶接部の応力除去焼鈍後のじん性を劣化させるの
で、Ｎｂの添加量の上限を０．０５％とする。

■：　ｖはＮｂと同様に強度とじん性を向上させるため
に添加するが、０．１％を超えると溶接部の応力除去焼
鈍後のじん性を劣化させるので、その上限は０．１％と
する。

Ｎｉ：　　Ｎｉは溶接熱影響部の硬化性及びじん性に悪
影響を与えることなく、鋼の強度とじん性を向上させる
ことができるために添加するが、コスト面より、その上
限を１．５％とする。

Ｃｕ：　　ＣｕはＮｉと同じ作用効果を奏する他に耐食
性を向上させ得るが、１．５％を超えて添加すると１、
熱間ぜい性が生じ易くなるので、その上限を１．５％と
する。

Ｃｒ、Ｍｏ：　　ＣｒおよびＭｏは焼入性の向上と析出
硬化とにより母材の強度を高めることができる。しかし
、各成分の上限値を超える過剰の添加は溶接熱影響部の
硬化性およびじん性の観点から極めて有害となるため、
それぞれ上限を１．０％、０．５％とする。

Ｂ：　Ｂは焼入性の向上により母材の強度上昇およびじ
ん性の向上が期待されるが、０．００２％を超える過剰
の添加は溶接熱影響部の硬化を招くため上限を０．００
２％とする。

溶製した鋼は鋳造後、圧延して鋼板とするが、母材の強
度しん性確保の目的から、その製造方法としては、焼串
、制御圧延、加速冷却、あるいは直接焼入れ法が好まし
い。

（実施例） 表１に示す成分組成になる綱を同表に示す製鋼条件に従
って溶製し、ついで連続鋳造あるいは造塊後分塊圧延に
てスラブとした後、同表に示す板厚にそれぞれ圧延して
鋼板とした。なお脱酸は、ＡＩおよびＳｔを用いて行っ
た。

得られた鋼板のうちＮα１〜１３については、多層溶接
を施した。すなわち第３図（ａ）に示すように、Ｋ形に
開先加工後、最大入熱量５ｋＪ／ｍｍでサブマージアー
ク溶接を行った。溶接後に溶接継手から断面がｔ（板厚
）×２ｔで疲労ノツチを図示の位置としたＣＴＯＤ試験
片を採取し、ＣＴＯＤ試験に供した。

なお疲労ノツチの導入および試験方法はイギリス規格（
ＢＳ）　５７６２　（１９７９）に準じた。

一方鋼板Ｎα１４〜１７については、大入熱溶接を施し
、すなわち第３図（ｂ）に示すように、■形に開先加工
後、最大入熱量２３ｋＪ／ｍ１１でサブマージアーク溶
接を１バスで行った。そして溶接金属と母材とがｌ：１
となる位置に板厚の１７２から１ノツチ（幅２１１ＩＩ
ＩＩの■形）を導入したシャルピー４号試験片（ＪＩＳ
）を採取し、シャルピー衝撃試験に供した。

また全ての鋼板から引張試験（Ｌ方向）およびシャルピ
ー衝撃試験片（Ｔ方向）を採取し、母材の強度およびじ
ん性についても測定した。

表１に、鋼板の強度、じん性、溶接部の一１０゛ＣのＣ
ＴＯＤ特性（多層溶接の場合）及び−６５°Ｃでのシャ
ルピー特性（大入熱溶接の場合）を示す。なお、ＣＴＯ
Ｄ試験及びシャルピー試験は１つの試験温度につき各３
本づつ行った。

鋼ＦｉＮα１〜５および８は製鋼方法がこの発明によら
ないもので、いずれも溶接部の溶融線０ＣＴＯＤ特性が
劣っていた。これに対して、この発明法に従う鋼板Ｎα
６は優れたＣＴＯＤ特性を示した。

更に、鋼板Ｎα７はＮｂを、同９．１０はＣｔ＋＋　Ｎ
ｉおよびＮｂを、同１１はＮｂ、　　Ｖを、同１２はＣ
ｕ＋　Ｎｌｌ　ＮｂおよびＭｏを、同１３はＮｂ、　Ｃ
ｒおよびＢをこの発明に従って添加したものである。し
たがってこの発明法による鋼板Ｎａｐ、７．９〜１３は
、どの鋼板においてもＣＴＯＤ特性が優れ、また、Ｃｕ
、　Ｎｉ、　Ｎｂ、　Ｖ、　Ｃｒ。

ＭｏおよびＢを添加することにより強度が上昇し、ある
いは板厚を増加させ得ることができた。

また鋼板ｋ１４は、製鋼法がこの発明によらないもので
、大入熱溶接部のじん性は劣っていた。これに対して、
この発明法に従う鋼板Ｎα１５は優れた溶接部じん性を
示した。また、鋼板Ｎα１６はＮｉを、同１７はＮｂを
添加したもので、これらも大入熱溶接を行ったにもかか
わらず、すぐれた溶接部じん性を示した。

（発明の効果） この発明によれば、溶接部のじん性に優れた鋼板を製造
でき、とくに海洋構造物や低温圧力容器などの厳しい環
境下での使用に有利に適合する鋼材を提供できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、製鋼法およびｌ？ＥＭ／　Ｐと溶接継手部の
ＣＴＯＤ値の関係を示すグラフ、 第２図は製鋼法およびＲＥＭ／　Ｐとボンド部のシャル
ピー吸収エネルギーの関係を示すグラフ、第３図（ａ）
、　（ｂ）は、ＣＴＯＤ試験片およびシャルピー試験片
のノツチ位置を示す説明図、である。 第１図 ＲＥＭ／Ｐ 第２図 ＲＥＭ／Ｐ 第３図 （ａ） （ｂ） テ１５４二ｒ琴ミイ３テλ嗜ｈ

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、脱酸処理後の溶鋼にＣａ、ついでＲＥＭを添加し、 Ｃ：０．０１〜０．２ｗｔ％、 Ｓｉ：０．５ｗｔ％％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５ｗｔ％、 Ｔｉ：０．０５ｗｔ％以下、 Ｐ：０．０３ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００８ｗｔ％以下および Ｎ：０．００８ｗｔ％以下 を含み、さらにＲＥＭ：０．１・Ｐ〔ｗｔ％〕〜２・Ｐ
   〔ｗｔ％〕およびＴｉ系酸化物を含有する組成になる鋼
   に溶製し、引続き鋳造を行うことを特徴とする溶接継手
   部のじん性に優れた鋼材の製造方法。