JPH021208B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH021208B2 JPH021208B2 JP23697184A JP23697184A JPH021208B2 JP H021208 B2 JPH021208 B2 JP H021208B2 JP 23697184 A JP23697184 A JP 23697184A JP 23697184 A JP23697184 A JP 23697184A JP H021208 B2 JPH021208 B2 JP H021208B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- toughness
- ferrite
- haz
- present
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 53
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 53
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 17
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 12
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 11
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 10
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 claims description 3
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 36
- 239000000463 material Substances 0.000 description 23
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 18
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 15
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 12
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 8
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 5
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 4
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 4
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 4
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 3
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 150000004763 sulfides Chemical class 0.000 description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000013102 re-test Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 238000005070 sampling Methods 0.000 description 1
- 239000002356 single layer Substances 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- XTQHKBHJIVJGKJ-UHFFFAOYSA-N sulfur monoxide Chemical class S=O XTQHKBHJIVJGKJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 239000013077 target material Substances 0.000 description 1
- 238000005493 welding type Methods 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
(産業上の利用分野)
本発明は、溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造
法に係わり、特に、溶接熱影響部の切欠靭性の優
れた鋼材の製造法に関するものである。 (従来の技術および問題点) 近年、海洋構造物、船舶、貯槽など、大型構造
物の材質特性に対する要求は厳しさを増してお
り、特に溶接部における低温靭性の抜本的改善が
望まれている。一般に、鋼材をサブマージアーク
溶接、エレクトロガス溶接、あるいはエレクトロ
スラグ溶接などの大入熱自動溶接を行なうと、オ
ーステナイト結晶粒の粗大化により、溶接熱影響
部(以下HAZと称する)の靭性が著るしく低下
する。 そこで、従来、HAZ靭性の向上策として、
HAZ組織を微細化する方法が各種提案されてい
る。 例えば、昭和54年6月発行の鉄と鋼第65巻第8
号の1232頁においては、TiNを微細析出させ、
50Kg/mm2高張力鋼の大人熱溶接時のHAZ靭性を
改善する手段がとられているが、これらの析出物
は、大人熱溶接時に大部分が溶解し、ボンド部に
おける粗粒化と固溶Nの増加とにより、HAZ靭
性の劣化が避けらないという欠点が存在する。 また、昭和58年2月発行の溶接学会誌第52巻2
号49頁には、TiNに加えてCaOを形成させ、オ
ーステナイトの細粒化とCaOを核とした粒内フエ
ライトの生成によるフエライトの細粒化を計る方
法が提案されている。しかし、TiNが上記欠点
を持つ一方、CaOを鋼中に微細かつ均一に分散さ
せることが困難なため、実用化の段階には至つて
いない。 さらに、特公昭55―31819号公報には、希土類
元素(REM)、Bの複合添加により、鋼中に
REM酸化物、REM硫化物とBNの複合体を形成
させ、これらを核とした粒内フエライトの生成に
より、HAZ組織を実効的に微細化する方法が提
案されている。しかし、この場合も、上記CaOと
同様に、REM酸化物、硫化物を鋼中に均一かつ
微細に分散させることは極めて困難であり、実用
化の目途は立つていない。 一方、本発明者らの一部は、大人熱HAZ靭性
の改善には、溶接後の冷却過程においてオーステ
ナイト粒内に90個/mm2以上の粒内フエライトを生
成させることが必要であり、粒内フエライト生成
核としてTi,Zr,Ta窒化物+Fe23CB6,Fe2B,
Fex(CB)yの複合体が有効であることを特開昭58
―177415号公報において示した。しかし、これと
ても鋼塊、鋳片の大きさによつて、HAZ靭性が
変化するため、より安定したHAZ靭性が得られ
る製造法を検討する余地がある。 (問題点を解決するための手段) 本発明者らは、その後、上記複合体の詳細につ
いてさらに鋭意検討を加えた結果、適正成分範囲
の選択に加えて特定の製造手段の選択により、
Ti,Zr,Ta窒化物+MnSの複合体を鋼中に微細
分散せしめることが可能であり、これが粒内フエ
ライト形成核として極めて有効であることを見出
した。すなわち、溶接後の冷却過程において粒内
フエライトはTi,Zr,Ta窒化物+MnS複合体を
核にして生成する。 これらの複合体は、鋼塊あるいは鋳片の凝固後
の冷却過程において、凝固組織のうち、おもに樹
間に形成するものであつて、その構造としては、
芯がTi,Zr,Ta窒化物、外殻がMnSから構成さ
れており、MnSの析出温度は950〜700℃である。 さらに複合体の粒子径は、MnSの析出量によ
つて決まり、析出温度域の緩冷却、あるいはS含
有量の増加により、粒子径は大きくなる。また粒
内フエライトの生成核として、複合体の粒子径が
大きいほど有利である。 また鋼塊あるいは鋳片を高温で均熱拡散させ、、
ミクロ偏析を軽減することにより、粒内フエライ
トはさらに容易に生成する。 さらに粒内フエライトが十分発達する場合にお
いても、第1図に示すように、必ず粒界フエライ
ト(Fp)とフエライトサイドプレート(Fsp)が
存在し、HAZ靭性は、粒界フエライト+フエラ
イトサイドプレートの幅が広くなるほど低下す
る。即ち、第1図は旧オーステナイト粒界および
粒内における各種フエライトの形態を模式的に示
す図であつて、図面において、A,Bはおのお
の、A型、B型の粒内フエライトを示し、Lは長
さ、Cは幅であり、またFpは粒界フエライト、
Fspはフエライト・サイドプレートを示すもので
ある。なおフエライト・サイドプレートとは、旧
オーステナイト粒内に向つて鋸歯状に発達したフ
エライトを指す。なお添加元素のうち、Bは、そ
の一部がオーステナイト粒界、およびオーステナ
イト/フエライト界面に偏析して、靭性に有害な
粒界フエライトとフエライト・サイドプレートの
発達を抑制するものである。 そこで、本発明者らは、これらの検討結果に基
づいて、適正な合金設計を行なつた鋼について、
特定の製造手段を選択することにより、Ti,Zr,
Ta窒化物+MnS複合体を鋼中に微細分散せしめ
ることが可能であり、これによつて溶接部靭性の
優れた構造用鋼を得ることが可能であるとの結論
に達し、本発明を成したものである。 すなわち本発明は、以上の知見に基づいてなさ
れたものであり、その要旨は、重量%で、C:
0.02〜0.18%、Si≦0.5%、Mn:0.4〜1.8%、P≦
0.015%、Al:0.007〜0.1%、S:0.001〜0.005%、
B:0.0002〜0.003%、N≦0.004%で、かつTi:
0.003〜0.02%、Zr:0.003〜0.02%、Ta:0.003〜
0.02%の1種または2種以上を基本成分として含
有し、さらに(A)Ni≦2.0%、Cu≦1.0%、Nb≦
0.05%、V≦0.1%、Cr≦0.5%、Mo≦0.5%の1
種または2種以上、または(B)希土類元素,Caお
よびMgの1種または2種以上を合計で0.005%以
下の、(A),(B)いずれか一方または両方を含有し、
Ceq≦0.45%を満足し残部はFeおよび不可避不純
物からなる鋼を製造するにあたり、鋼塊あるいは
鋳片の凝固後の冷却過程において、950〜700℃の
温度範囲を2℃/sec以下の冷却速度で緩冷却し、
ついで鋼塊あるいは鋳片を1250℃以上の温度に5
時間以上加熱保定することを特徴とする溶接部靭
性の優れた構造用鋼の製造方法にある。 以下、本発明について詳細に説明する。 最初に、本発明の対象とする鋼の基本成分範囲
の限定理由について述べる まずCは、鋼の強度を向上させる有効な成分と
して添加するもので、0.02%未満では溶接構造用
鋼として必要な強度が得られず、また0.18%を超
える過剰の添加は、溶接割れ性などを著るしく低
下させるので、上限を0.18%とした。 つぎにSiは、母材強度、溶鋼の予備脱酸などに
必要であるが、0.5%を超える過剰の添加はHAZ
に高炭素マルテンサイトを生成し、靭性を低下さ
せるため、上限を0.5%とした。 またMnは、母材強度、靭性の確保とあわせ
て、複合体の外殻となるMnSの形成のため、0.4
%以上添加する必要があるが、溶接部靭性、割れ
性など許容できる範囲で上限を1.8%とした。 一方、Pは、ミクロ偏析による溶接部靭性、割
れ性などの低下を防止する上から、極力低減すべ
きであり、上限を0.15%とした。 つぎにAlは予備脱酸、母材の細粒化、固溶N
の固定などに必要な元素で、0.007%以上必要で
あるが、0.1%を超える過剰の添加は、鋼の清浄
度を著るしく低下させるので上限を0.1%とした。 また、Sは本発明における重要な元素の1つで
あり、複合体の外殻となるMnSの形成には0.001
%以上必要であるが、0.005%を超える過剰の添
加は、複合体とは別途に粗大なA系介在物を形成
し、母材の延靭性の低下、異方性を招く上から避
けるべきであり、したがつて、上限を0.005%と
した。 また、Bも、本発明における重要な元素の1つ
であり、大人熱溶接時のHAZ靭性に有害な粒界
フエライト、フエライト・サイドプレートの抑
制、BNの析出によるHAZ固溶Nの固定などから
0.0002%以上必要であるが、0.002%を超える過
剰の添加は、Fe23CB6Fの析出による靭性低下と
フリーBによるHAZの硬化性の増加などを招く
ため、上限を0.002%とした。 Nも、S,Bと同様に本発明における重要な元
素の1つであり、複合体の芯となるTi,Zr,Ta
窒化物の析出のため、ある一定量のNの存在は必
要であるが、0.004%を超える過剰の添加は、マ
トリツクスの靭性低下、HAZにおける高炭素マ
ルテンサイトの生成促進などを招くため、上限を
0.004%とした。 つぎに、Ti,Zr,Taは、複合体の芯となる窒
化物の形成に必要であり、1種または2種以上を
選択して添加するが、粒内フエライトの生成核と
して有効に機能するためには、それぞれの元素に
ついて0.003%以上必要であるが、おのおの0.02
%を超える過剰な添加は鋼の清浄度の低下を招く
ため、上限を0.02%とした。 以上が本発明が対象とする鋼の基本成分である
が、(A)母材強度の上昇、および母材、HAZの靭
性向上の目的で、Ni,Cu,Cr,Mo,Nb,Vの
1種または2種以上、また(B)HAZの結晶粒粗大
化防止と母材の異方性の軽減の目的で、REM,
CaおよびMgの1種または2種以上、の(A),(B)い
ずれか一方または両方を含有することができる。 まず、(A)群の成分として、Niは母材強度・靭
性とHAZ靭性を同時に高める極めて有効な元素
であるが、2.0%を超える過剰な添加は、焼入性
の増加により、HAZにおける粒内フエライトの
形成が抑制されるため、上限を2.0%とした。 つぎにCuは母材強度を高める割りに、HAZの
硬さ上昇が少なく有効な元素であるが、応力除去
焼鈍によるHAZの硬化性の増加など考慮して、
上限を1.0%とした。 さらに、Nb,V,Cr,Moは、焼入性の向上
と析出硬化とにより母材強度を高め、また、適切
な製造プロセスを付することにより、母材の低温
靭性の向上も期待される。しかし、各成分の上限
値を超える過剰の添加は、HAZ靭性および硬化
性の観点から極めて有害となるため、Nb,V,
Cr,Moのそれぞれについて、上限を0.05%、0.1
%、1.0%、0.5%とした。 また、(B)群の成分として、前述の通りHAZの
オーステナイト結晶粒粗大化防止のため、酸化物
および硫化物生成元素である原子番号57〜71のラ
ンタイノド系元素およびYの1種または2種以上
から選ばれた希土類元素(REM)と、Caおよび
Mg,REM,Ca,Mgの三者のうち1種または2
種以上を添加することができる。これらの元素
は、酸化物、硫化物もしくは酸硫化物を形成さ
せ、HAZの結晶粒粗大化防止とあわせて、母材
の異方性の軽減のために添加される。しかし、こ
れらの元素の1種または2種以上の合計が0.005
%超となると、粒内フエライトの生成核となる
MnSの形成が困難になるため、上限を0.005%と
した。なお、とくに、REM,Ca,Mgの単独添
加では、おのおの上限を0.003%程度に抑えるこ
とが好ましい。 さらに本発明の対象とする鋼は、そのCeqが
0.45%以下を満足することが必要である。この場
合のCeqは次式で算出される値で、0.45%を超え
ると焼入性の増大により、粒内フエライトの生成
を極めて困難にしHAZ靭性を低下せしめるとと
もに、溶接割れ感受性を著るしく増加せしめる。 Ceq(%)=C(%)+Si(%)/24+Mn(%)/
6+Ni(%)/40+Cu(%)/40 +Cr(%)/5+Mo(%)/4+V(%)/
14 つぎに本発明の最大の特徴とする鋼の製造条件
について説明する。まず、第一に、鋼塊あるいは
鋳片の凝固後の冷却過程において、950〜700℃の
温度範囲を2℃/sec以下の速度で緩冷却するこ
とが必要である。溶接時の冷却過定において、
HAZに粒内フエライトを生成せしめるためには、
前述のごとく、鋼塊あるいは鋳片段階でTi,Zr,
Ta窒化物+MnSの複合体を形成せしめることが
重要である。さらに、複合体が粒内フエライト核
として有効に機能するためには、少なくとも、そ
の粒子径が0.1μm以上であることが極めて重要で
あり、したがつて、100%凝固直後の1400℃〜
1000℃の温度範囲において、樹間に析出したTi,
Zr,Taの窒化物のまわりにMnSを析出させるた
めには、MnSが析出する950〜700℃の温度範囲
を2℃/sec以下の速度で緩冷却して、Ti,Zr,
Ta窒化物+MnS複合体の粒子径を0.1μm以上の
大きさにすることが必要である。900℃超および
700℃未満では、たとえ緩冷却しても、Ti,Zr,
Ta窒化物のまわりにMnSは析出せず、また2
℃/sec超の急冷では、MnSがたとえ析出して
も、その量はわずかであり、粒子径を0.1μm以上
の大きさにすることはできない。 第二に、鋼塊あるいは鋳片は、1150℃以上の温
度に5時間以上加熱保定することが必要である。
Ti,Zr,Ta窒化物+MnS複合体は、前述のごと
く、凝固組織の樹間に形成される。この場合、樹
間はミクロ偏析により樹枝に比べてC,Mn,
P,その他の合金元素が濃化し、局所的に焼入性
を高めている。したがつて溶接時にミクロ偏析帯
からのフエライトの生成をより活発にするために
は、高温における均2処理により、合金元素をで
きるだけ拡散させ、ミクロ偏析帯の合金濃度を低
下させておくことが極めて重要である。その意味
から、1150℃未満では、特にMnなど置換型固溶
元素の拡散が不十分であり、また、1150℃以上に
おいても、5時間未満では同様に拡散が十分では
なく5時間以上の保定が上記合金元素の拡散に必
要である。なお、加熱温度・時間の上限は特に定
めないが、鋼塊、鋳片表層部の溶融、脱炭などの
見地から加熱温度は1400℃程度まで、また、加熱
時間は20時間程度までが実用的である。 また、本発明法によつて得られる鋼材は、通常
圧延ままのもの、制御圧延をしたもの、さらに、
これに制御冷却と焼もどしを組合せたもの、およ
び、焼入れ・焼もどしまたは焼準および両者を組
合せたものであつても、効果は何ら影響を受けな
い。 つぎに、本発明の効果を実施例によつて、さら
に具体的に述べる。 (実施例) 第1表は、試作鋼の化学成分であり、40キロ級
鋼から80キロ級鋼まで試作した。ここで、1〜1
7が本発明対象鋼、18〜28が比較材であり、
これらのうち、1〜7,18は40キロ級鋼、8〜
13,19〜22,25〜27は50キロ級鋼、1
4〜17,23,24は60キロ級鋼、28は80キ
ロ級鋼である。いずれの試作材も、圧延により3
mmの鋼板とし、それぞれ、X開先による両面一層
溶接を行なつた。溶接入熱は100kJ・cm-1および
200kJ・cm-1の2条件とし、第2図に試料採取位
置を示すように、鋼材5,5を溶接して溶接金属
1を形成させた後、切欠位置4を溶接ボンド部6
からHAZ2側へ2mm入つた所とし、シヤルピー
試験片3を採取した。なお、シヤルピー試験は、
−40℃,−60℃において実施した。 第1表に、供試材の化学成分と製造条件を、第
2表にはHAZ靭性を示す。
法に係わり、特に、溶接熱影響部の切欠靭性の優
れた鋼材の製造法に関するものである。 (従来の技術および問題点) 近年、海洋構造物、船舶、貯槽など、大型構造
物の材質特性に対する要求は厳しさを増してお
り、特に溶接部における低温靭性の抜本的改善が
望まれている。一般に、鋼材をサブマージアーク
溶接、エレクトロガス溶接、あるいはエレクトロ
スラグ溶接などの大入熱自動溶接を行なうと、オ
ーステナイト結晶粒の粗大化により、溶接熱影響
部(以下HAZと称する)の靭性が著るしく低下
する。 そこで、従来、HAZ靭性の向上策として、
HAZ組織を微細化する方法が各種提案されてい
る。 例えば、昭和54年6月発行の鉄と鋼第65巻第8
号の1232頁においては、TiNを微細析出させ、
50Kg/mm2高張力鋼の大人熱溶接時のHAZ靭性を
改善する手段がとられているが、これらの析出物
は、大人熱溶接時に大部分が溶解し、ボンド部に
おける粗粒化と固溶Nの増加とにより、HAZ靭
性の劣化が避けらないという欠点が存在する。 また、昭和58年2月発行の溶接学会誌第52巻2
号49頁には、TiNに加えてCaOを形成させ、オ
ーステナイトの細粒化とCaOを核とした粒内フエ
ライトの生成によるフエライトの細粒化を計る方
法が提案されている。しかし、TiNが上記欠点
を持つ一方、CaOを鋼中に微細かつ均一に分散さ
せることが困難なため、実用化の段階には至つて
いない。 さらに、特公昭55―31819号公報には、希土類
元素(REM)、Bの複合添加により、鋼中に
REM酸化物、REM硫化物とBNの複合体を形成
させ、これらを核とした粒内フエライトの生成に
より、HAZ組織を実効的に微細化する方法が提
案されている。しかし、この場合も、上記CaOと
同様に、REM酸化物、硫化物を鋼中に均一かつ
微細に分散させることは極めて困難であり、実用
化の目途は立つていない。 一方、本発明者らの一部は、大人熱HAZ靭性
の改善には、溶接後の冷却過程においてオーステ
ナイト粒内に90個/mm2以上の粒内フエライトを生
成させることが必要であり、粒内フエライト生成
核としてTi,Zr,Ta窒化物+Fe23CB6,Fe2B,
Fex(CB)yの複合体が有効であることを特開昭58
―177415号公報において示した。しかし、これと
ても鋼塊、鋳片の大きさによつて、HAZ靭性が
変化するため、より安定したHAZ靭性が得られ
る製造法を検討する余地がある。 (問題点を解決するための手段) 本発明者らは、その後、上記複合体の詳細につ
いてさらに鋭意検討を加えた結果、適正成分範囲
の選択に加えて特定の製造手段の選択により、
Ti,Zr,Ta窒化物+MnSの複合体を鋼中に微細
分散せしめることが可能であり、これが粒内フエ
ライト形成核として極めて有効であることを見出
した。すなわち、溶接後の冷却過程において粒内
フエライトはTi,Zr,Ta窒化物+MnS複合体を
核にして生成する。 これらの複合体は、鋼塊あるいは鋳片の凝固後
の冷却過程において、凝固組織のうち、おもに樹
間に形成するものであつて、その構造としては、
芯がTi,Zr,Ta窒化物、外殻がMnSから構成さ
れており、MnSの析出温度は950〜700℃である。 さらに複合体の粒子径は、MnSの析出量によ
つて決まり、析出温度域の緩冷却、あるいはS含
有量の増加により、粒子径は大きくなる。また粒
内フエライトの生成核として、複合体の粒子径が
大きいほど有利である。 また鋼塊あるいは鋳片を高温で均熱拡散させ、、
ミクロ偏析を軽減することにより、粒内フエライ
トはさらに容易に生成する。 さらに粒内フエライトが十分発達する場合にお
いても、第1図に示すように、必ず粒界フエライ
ト(Fp)とフエライトサイドプレート(Fsp)が
存在し、HAZ靭性は、粒界フエライト+フエラ
イトサイドプレートの幅が広くなるほど低下す
る。即ち、第1図は旧オーステナイト粒界および
粒内における各種フエライトの形態を模式的に示
す図であつて、図面において、A,Bはおのお
の、A型、B型の粒内フエライトを示し、Lは長
さ、Cは幅であり、またFpは粒界フエライト、
Fspはフエライト・サイドプレートを示すもので
ある。なおフエライト・サイドプレートとは、旧
オーステナイト粒内に向つて鋸歯状に発達したフ
エライトを指す。なお添加元素のうち、Bは、そ
の一部がオーステナイト粒界、およびオーステナ
イト/フエライト界面に偏析して、靭性に有害な
粒界フエライトとフエライト・サイドプレートの
発達を抑制するものである。 そこで、本発明者らは、これらの検討結果に基
づいて、適正な合金設計を行なつた鋼について、
特定の製造手段を選択することにより、Ti,Zr,
Ta窒化物+MnS複合体を鋼中に微細分散せしめ
ることが可能であり、これによつて溶接部靭性の
優れた構造用鋼を得ることが可能であるとの結論
に達し、本発明を成したものである。 すなわち本発明は、以上の知見に基づいてなさ
れたものであり、その要旨は、重量%で、C:
0.02〜0.18%、Si≦0.5%、Mn:0.4〜1.8%、P≦
0.015%、Al:0.007〜0.1%、S:0.001〜0.005%、
B:0.0002〜0.003%、N≦0.004%で、かつTi:
0.003〜0.02%、Zr:0.003〜0.02%、Ta:0.003〜
0.02%の1種または2種以上を基本成分として含
有し、さらに(A)Ni≦2.0%、Cu≦1.0%、Nb≦
0.05%、V≦0.1%、Cr≦0.5%、Mo≦0.5%の1
種または2種以上、または(B)希土類元素,Caお
よびMgの1種または2種以上を合計で0.005%以
下の、(A),(B)いずれか一方または両方を含有し、
Ceq≦0.45%を満足し残部はFeおよび不可避不純
物からなる鋼を製造するにあたり、鋼塊あるいは
鋳片の凝固後の冷却過程において、950〜700℃の
温度範囲を2℃/sec以下の冷却速度で緩冷却し、
ついで鋼塊あるいは鋳片を1250℃以上の温度に5
時間以上加熱保定することを特徴とする溶接部靭
性の優れた構造用鋼の製造方法にある。 以下、本発明について詳細に説明する。 最初に、本発明の対象とする鋼の基本成分範囲
の限定理由について述べる まずCは、鋼の強度を向上させる有効な成分と
して添加するもので、0.02%未満では溶接構造用
鋼として必要な強度が得られず、また0.18%を超
える過剰の添加は、溶接割れ性などを著るしく低
下させるので、上限を0.18%とした。 つぎにSiは、母材強度、溶鋼の予備脱酸などに
必要であるが、0.5%を超える過剰の添加はHAZ
に高炭素マルテンサイトを生成し、靭性を低下さ
せるため、上限を0.5%とした。 またMnは、母材強度、靭性の確保とあわせ
て、複合体の外殻となるMnSの形成のため、0.4
%以上添加する必要があるが、溶接部靭性、割れ
性など許容できる範囲で上限を1.8%とした。 一方、Pは、ミクロ偏析による溶接部靭性、割
れ性などの低下を防止する上から、極力低減すべ
きであり、上限を0.15%とした。 つぎにAlは予備脱酸、母材の細粒化、固溶N
の固定などに必要な元素で、0.007%以上必要で
あるが、0.1%を超える過剰の添加は、鋼の清浄
度を著るしく低下させるので上限を0.1%とした。 また、Sは本発明における重要な元素の1つで
あり、複合体の外殻となるMnSの形成には0.001
%以上必要であるが、0.005%を超える過剰の添
加は、複合体とは別途に粗大なA系介在物を形成
し、母材の延靭性の低下、異方性を招く上から避
けるべきであり、したがつて、上限を0.005%と
した。 また、Bも、本発明における重要な元素の1つ
であり、大人熱溶接時のHAZ靭性に有害な粒界
フエライト、フエライト・サイドプレートの抑
制、BNの析出によるHAZ固溶Nの固定などから
0.0002%以上必要であるが、0.002%を超える過
剰の添加は、Fe23CB6Fの析出による靭性低下と
フリーBによるHAZの硬化性の増加などを招く
ため、上限を0.002%とした。 Nも、S,Bと同様に本発明における重要な元
素の1つであり、複合体の芯となるTi,Zr,Ta
窒化物の析出のため、ある一定量のNの存在は必
要であるが、0.004%を超える過剰の添加は、マ
トリツクスの靭性低下、HAZにおける高炭素マ
ルテンサイトの生成促進などを招くため、上限を
0.004%とした。 つぎに、Ti,Zr,Taは、複合体の芯となる窒
化物の形成に必要であり、1種または2種以上を
選択して添加するが、粒内フエライトの生成核と
して有効に機能するためには、それぞれの元素に
ついて0.003%以上必要であるが、おのおの0.02
%を超える過剰な添加は鋼の清浄度の低下を招く
ため、上限を0.02%とした。 以上が本発明が対象とする鋼の基本成分である
が、(A)母材強度の上昇、および母材、HAZの靭
性向上の目的で、Ni,Cu,Cr,Mo,Nb,Vの
1種または2種以上、また(B)HAZの結晶粒粗大
化防止と母材の異方性の軽減の目的で、REM,
CaおよびMgの1種または2種以上、の(A),(B)い
ずれか一方または両方を含有することができる。 まず、(A)群の成分として、Niは母材強度・靭
性とHAZ靭性を同時に高める極めて有効な元素
であるが、2.0%を超える過剰な添加は、焼入性
の増加により、HAZにおける粒内フエライトの
形成が抑制されるため、上限を2.0%とした。 つぎにCuは母材強度を高める割りに、HAZの
硬さ上昇が少なく有効な元素であるが、応力除去
焼鈍によるHAZの硬化性の増加など考慮して、
上限を1.0%とした。 さらに、Nb,V,Cr,Moは、焼入性の向上
と析出硬化とにより母材強度を高め、また、適切
な製造プロセスを付することにより、母材の低温
靭性の向上も期待される。しかし、各成分の上限
値を超える過剰の添加は、HAZ靭性および硬化
性の観点から極めて有害となるため、Nb,V,
Cr,Moのそれぞれについて、上限を0.05%、0.1
%、1.0%、0.5%とした。 また、(B)群の成分として、前述の通りHAZの
オーステナイト結晶粒粗大化防止のため、酸化物
および硫化物生成元素である原子番号57〜71のラ
ンタイノド系元素およびYの1種または2種以上
から選ばれた希土類元素(REM)と、Caおよび
Mg,REM,Ca,Mgの三者のうち1種または2
種以上を添加することができる。これらの元素
は、酸化物、硫化物もしくは酸硫化物を形成さ
せ、HAZの結晶粒粗大化防止とあわせて、母材
の異方性の軽減のために添加される。しかし、こ
れらの元素の1種または2種以上の合計が0.005
%超となると、粒内フエライトの生成核となる
MnSの形成が困難になるため、上限を0.005%と
した。なお、とくに、REM,Ca,Mgの単独添
加では、おのおの上限を0.003%程度に抑えるこ
とが好ましい。 さらに本発明の対象とする鋼は、そのCeqが
0.45%以下を満足することが必要である。この場
合のCeqは次式で算出される値で、0.45%を超え
ると焼入性の増大により、粒内フエライトの生成
を極めて困難にしHAZ靭性を低下せしめるとと
もに、溶接割れ感受性を著るしく増加せしめる。 Ceq(%)=C(%)+Si(%)/24+Mn(%)/
6+Ni(%)/40+Cu(%)/40 +Cr(%)/5+Mo(%)/4+V(%)/
14 つぎに本発明の最大の特徴とする鋼の製造条件
について説明する。まず、第一に、鋼塊あるいは
鋳片の凝固後の冷却過程において、950〜700℃の
温度範囲を2℃/sec以下の速度で緩冷却するこ
とが必要である。溶接時の冷却過定において、
HAZに粒内フエライトを生成せしめるためには、
前述のごとく、鋼塊あるいは鋳片段階でTi,Zr,
Ta窒化物+MnSの複合体を形成せしめることが
重要である。さらに、複合体が粒内フエライト核
として有効に機能するためには、少なくとも、そ
の粒子径が0.1μm以上であることが極めて重要で
あり、したがつて、100%凝固直後の1400℃〜
1000℃の温度範囲において、樹間に析出したTi,
Zr,Taの窒化物のまわりにMnSを析出させるた
めには、MnSが析出する950〜700℃の温度範囲
を2℃/sec以下の速度で緩冷却して、Ti,Zr,
Ta窒化物+MnS複合体の粒子径を0.1μm以上の
大きさにすることが必要である。900℃超および
700℃未満では、たとえ緩冷却しても、Ti,Zr,
Ta窒化物のまわりにMnSは析出せず、また2
℃/sec超の急冷では、MnSがたとえ析出して
も、その量はわずかであり、粒子径を0.1μm以上
の大きさにすることはできない。 第二に、鋼塊あるいは鋳片は、1150℃以上の温
度に5時間以上加熱保定することが必要である。
Ti,Zr,Ta窒化物+MnS複合体は、前述のごと
く、凝固組織の樹間に形成される。この場合、樹
間はミクロ偏析により樹枝に比べてC,Mn,
P,その他の合金元素が濃化し、局所的に焼入性
を高めている。したがつて溶接時にミクロ偏析帯
からのフエライトの生成をより活発にするために
は、高温における均2処理により、合金元素をで
きるだけ拡散させ、ミクロ偏析帯の合金濃度を低
下させておくことが極めて重要である。その意味
から、1150℃未満では、特にMnなど置換型固溶
元素の拡散が不十分であり、また、1150℃以上に
おいても、5時間未満では同様に拡散が十分では
なく5時間以上の保定が上記合金元素の拡散に必
要である。なお、加熱温度・時間の上限は特に定
めないが、鋼塊、鋳片表層部の溶融、脱炭などの
見地から加熱温度は1400℃程度まで、また、加熱
時間は20時間程度までが実用的である。 また、本発明法によつて得られる鋼材は、通常
圧延ままのもの、制御圧延をしたもの、さらに、
これに制御冷却と焼もどしを組合せたもの、およ
び、焼入れ・焼もどしまたは焼準および両者を組
合せたものであつても、効果は何ら影響を受けな
い。 つぎに、本発明の効果を実施例によつて、さら
に具体的に述べる。 (実施例) 第1表は、試作鋼の化学成分であり、40キロ級
鋼から80キロ級鋼まで試作した。ここで、1〜1
7が本発明対象鋼、18〜28が比較材であり、
これらのうち、1〜7,18は40キロ級鋼、8〜
13,19〜22,25〜27は50キロ級鋼、1
4〜17,23,24は60キロ級鋼、28は80キ
ロ級鋼である。いずれの試作材も、圧延により3
mmの鋼板とし、それぞれ、X開先による両面一層
溶接を行なつた。溶接入熱は100kJ・cm-1および
200kJ・cm-1の2条件とし、第2図に試料採取位
置を示すように、鋼材5,5を溶接して溶接金属
1を形成させた後、切欠位置4を溶接ボンド部6
からHAZ2側へ2mm入つた所とし、シヤルピー
試験片3を採取した。なお、シヤルピー試験は、
−40℃,−60℃において実施した。 第1表に、供試材の化学成分と製造条件を、第
2表にはHAZ靭性を示す。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
第2表から明らかなように、本発明対象材は比
較材に較べ、優れたHAZ靭性を有することがわ
かる。すなわち、40キロ級鋼のうち、本発明対象
材1〜7は鋼塊の950〜700℃における冷却速度が
1.0℃/sec、鋼塊の加熱・保定条件が1250℃×
10hで本発明の範囲内にあり、溶接入熱100kJ・
cm-1,200kJ・cm-1のいずれにおいても粒内フエ
ライトが90ケ/mm2以上の多数存在し、−40℃,−60
℃の再試験温度において、HAZ靭性は極めて優
れている。一方、比較材18は鋼鬼の冷却条件が
本発明範囲外の15.0℃/secと速く、粒内フエラ
イトの生成が不十分で、その結果、100,
200kJ・cm-1いずれの溶接条件の場合においても、
HAZ靭性はかなり低下する。50キロ級鋼のうち、
本発明対象材8〜13は、40キロ級鋼と同様に、
冷却条件、加熱保定条件いずれも本発明の範囲内
にあり、いずれの入熱、いずれの試験温度におい
ても、HAZ靭性は優れている。一方、比較材に
おいて、19,22は加熱保定時間、20,21
は冷却速度において本発明の範囲外にあり、その
結果、本発明対象材に比べてHAZ靭性は著るし
く低下する。また、25〜27は成分構成が本発明範
囲外にあり、25はREM過剰、26はB不足、
27はS不足により、本発明対象材に比べて
HAZ靭性は著るしく低下する。60キロ級鋼のう
ち本発明対象材14〜17は、40,50キロ級鋼と
同様に、冷却条件、加熱保定条件いずれも、本発
明の範囲内にあり、いずれの入熱、いずれの試験
温度においても、HAZ靭性は優れている。一方
比較材において、23は加熱保定時間、24は冷
却速度が本発明の範囲外にありその結果、発明鋼
に比べてHAZ靭性は低下する。最後に80キロ級
鋼については、鋼種28に示す如く、Ceqを0.45
%以下で製造することは不可能であり冷却条件、
加熱保定条件が本発明範囲内にある場合でも、粒
内フエライトはほとんど生成せず、HAZ靭性は
極めて悪い。 (発明の効果) 以上の実施例からも明らかなごとく、本発明に
よれば、鋼材の溶接に際し低入熱から大入熱まで
各種の溶接施工を必要とする海洋構造物、船舶、
貯槽など大型溶接構造物等に使用し得る鋼を提供
することが可能となるものであり、産業上の効果
は、極めて顕著ものがある。
較材に較べ、優れたHAZ靭性を有することがわ
かる。すなわち、40キロ級鋼のうち、本発明対象
材1〜7は鋼塊の950〜700℃における冷却速度が
1.0℃/sec、鋼塊の加熱・保定条件が1250℃×
10hで本発明の範囲内にあり、溶接入熱100kJ・
cm-1,200kJ・cm-1のいずれにおいても粒内フエ
ライトが90ケ/mm2以上の多数存在し、−40℃,−60
℃の再試験温度において、HAZ靭性は極めて優
れている。一方、比較材18は鋼鬼の冷却条件が
本発明範囲外の15.0℃/secと速く、粒内フエラ
イトの生成が不十分で、その結果、100,
200kJ・cm-1いずれの溶接条件の場合においても、
HAZ靭性はかなり低下する。50キロ級鋼のうち、
本発明対象材8〜13は、40キロ級鋼と同様に、
冷却条件、加熱保定条件いずれも本発明の範囲内
にあり、いずれの入熱、いずれの試験温度におい
ても、HAZ靭性は優れている。一方、比較材に
おいて、19,22は加熱保定時間、20,21
は冷却速度において本発明の範囲外にあり、その
結果、本発明対象材に比べてHAZ靭性は著るし
く低下する。また、25〜27は成分構成が本発明範
囲外にあり、25はREM過剰、26はB不足、
27はS不足により、本発明対象材に比べて
HAZ靭性は著るしく低下する。60キロ級鋼のう
ち本発明対象材14〜17は、40,50キロ級鋼と
同様に、冷却条件、加熱保定条件いずれも、本発
明の範囲内にあり、いずれの入熱、いずれの試験
温度においても、HAZ靭性は優れている。一方
比較材において、23は加熱保定時間、24は冷
却速度が本発明の範囲外にありその結果、発明鋼
に比べてHAZ靭性は低下する。最後に80キロ級
鋼については、鋼種28に示す如く、Ceqを0.45
%以下で製造することは不可能であり冷却条件、
加熱保定条件が本発明範囲内にある場合でも、粒
内フエライトはほとんど生成せず、HAZ靭性は
極めて悪い。 (発明の効果) 以上の実施例からも明らかなごとく、本発明に
よれば、鋼材の溶接に際し低入熱から大入熱まで
各種の溶接施工を必要とする海洋構造物、船舶、
貯槽など大型溶接構造物等に使用し得る鋼を提供
することが可能となるものであり、産業上の効果
は、極めて顕著ものがある。
第1図は、各種のフエライト型態を示す模式
図、第2図は、衝撃試験片の採取位置を示す図で
ある。 1……溶接金属、2……HAZ、3……衝撃試
験片、4……切欠位置、5……鋼材、6……ボン
ド部。
図、第2図は、衝撃試験片の採取位置を示す図で
ある。 1……溶接金属、2……HAZ、3……衝撃試
験片、4……切欠位置、5……鋼材、6……ボン
ド部。
Claims (1)
- 1 重量で、C:0.02〜0.18%、Si≦0.5%、
Mn:0.4〜1.8%、P≦0.015%、Al:0.007〜0.1
%、、S:0.001〜0.005%、B:0.0002〜0.003%、
N≦0.004%で、かつ、Ti:0.003〜0.02%、Zr:
0.003〜0.02%、Ta:0.003〜0.02%の1種または
2種以上を基本成分として含有し、またはこれ
に、さらに(A)Ni≦2.0%、Cu≦1.0%、Nb≦0.05
%、V≦0.1%、Cr≦0.5%、Mo≦0.5%、の1種
または2種以上、または(B)希土類元素、Ca、お
よびMgの1種又は2種以上を合計で0.005%以下
含有し、Ceq≦0.45%を満足し、残部Feおよび不
可避不純物からなる鋼を製造するにあたり、鋼塊
あるいは鋳片の凝固後の冷却過程において、950
〜700℃の温度範囲を2℃/sec以下の冷却速度で
緩冷却し、ついで、鋼塊あるいは鋳片を1150℃以
上の温度に5時間以上加熱保定することを特徴と
する溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23697184A JPS61117213A (ja) | 1984-11-10 | 1984-11-10 | 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP23697184A JPS61117213A (ja) | 1984-11-10 | 1984-11-10 | 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61117213A JPS61117213A (ja) | 1986-06-04 |
JPH021208B2 true JPH021208B2 (ja) | 1990-01-10 |
Family
ID=17008474
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP23697184A Granted JPS61117213A (ja) | 1984-11-10 | 1984-11-10 | 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS61117213A (ja) |
Families Citing this family (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61270354A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性溶接用鋼 |
JPS6314843A (ja) * | 1986-07-07 | 1988-01-22 | Kawasaki Steel Corp | 入熱70KJ/cm以上の大入熱溶接用鋼 |
JPH02133520A (ja) * | 1988-07-02 | 1990-05-22 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造方法 |
KR100470049B1 (ko) * | 2000-10-30 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법 |
KR100470055B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 TiN석출물과 Mg-Ti의복합산화물을 갖는 용접구조용 강재의 제조방법 |
JP3698099B2 (ja) | 2001-12-14 | 2005-09-21 | 株式会社日立製作所 | 磁気共鳴撮像装置用マグネット |
KR100568361B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용강재의 제조방법 |
CN109136743A (zh) * | 2018-07-13 | 2019-01-04 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种核电项目核1级设备用大型钢锭及其生产方法 |
-
1984
- 1984-11-10 JP JP23697184A patent/JPS61117213A/ja active Granted
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS61117213A (ja) | 1986-06-04 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP3898814B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 | |
US5972129A (en) | Process for smelting a titanium steel and steel obtained | |
JP2004514792A5 (ja) | ||
JP3255296B2 (ja) | 高強度ばね用鋼およびその製造方法 | |
JPH02194115A (ja) | チタン酸化物を含有する溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼の製造法 | |
CN115094322A (zh) | 一种80mm厚690MPa级超高强韧海工钢板及其制备方法 | |
JPH0642979B2 (ja) | チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法 | |
JPH021208B2 (ja) | ||
JPH0577740B2 (ja) | ||
JPH09143557A (ja) | 低温靱性に優れた高強度含Ni厚鋼板の製造方法 | |
JPH03236419A (ja) | 溶接熱影響部靭性と耐ラメラーティアー性に優れた厚鋼板の製造法 | |
JP2001303172A (ja) | 浸炭時に異常組織を生成しない冷間鍛造用肌焼ボロン鋼とその製造方法 | |
JP3268210B2 (ja) | 黒鉛を有するハイス系鋳鉄材 | |
JPH05171341A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
JPH0527703B2 (ja) | ||
JP2005213534A (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法 | |
JPH0541683B2 (ja) | ||
JPH0694569B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 | |
JPH06128631A (ja) | 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法 | |
JPH02125812A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れたCu添加鋼の製造法 | |
EP4394074A1 (en) | Steel plate for advanced nuclear power unit evaporator, and manufacturing method for steel plate | |
JPH0250916A (ja) | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 | |
JPH05195156A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高マンガン超高張力鋼およびその製造方法 | |
JPH04350113A (ja) | 浸炭熱処理時に結晶粒が粗大化しない肌焼鋼の製造方法 | |
JPH0225968B2 (ja) |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
EXPY | Cancellation because of completion of term |