JPH02200729A - 溶接部の耐局部腐食に優れた高張力鋼の製造方法 - 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） 本発明は海水中による溶接部の耐局部腐食に優れた高張
力鋼の製造方法に関する。

（従来の技術） 通常鋼材を海水中で使用する場合には、十分な塗装をし
て腐食を防止するのが一般的である。しかし北極海のよ
うに氷が存在するところでは、氷の衝突によるひっかき
疵が塗装面に発生し、この部分から腐食が発生するので
十分な防食手段とは云えない。

特に塗装が不十分な鋼材が用いられる場合には、鋼材全
体腐食と局部的な腐食が発生する。このうち鋼材全体腐
食は、板厚を厚くするなどの対策をとりうるが、局部的
な腐食は応力集中を生じ、疲労その他の破壊の原因とな
り大きな問題である。

就中、溶接部は局部腐食が発生することが知られており
、その対策が重要となる。すなわち、溶接部は母材部と
熱履歴が異なるので、その組織も自ら異なってくる。

このため局部的に腐食され易い状態となる。この局部腐
食には第１図に示す（Ａ）　、　（Ｂ）　、　（Ｃ）　
、　（Ｄ）の四つのタイプがある。

第１図において（＾）は溶接金属１自体が局部腐食され
る場合（以下タイプＡ）　、（Ｂ）は溶接熱影響部３が
局部腐食される場合（以下タイプＢ）、（Ｃ）は溶接金
属１と溶接熱影響部３の境界のボンド部５が選択的に腐
食される場合（以下タイプＣ）　、（Ｄ）は高温に加熱
された溶接熱影響部と母材部との境界となるＡｃ１直下
部に加熱された部分４が選択的に腐食される場合（以下
タイプＤ）を示す。

先ずタイプＡの腐食に対しては、溶接金属の成分を、母
材２より電気化学的に貴になるようにしておけばよく、
溶接金属の成分中Ｃｕ−Ｃ「などを母材より高くしてお
けばこれを防止できることが、たとえばスカンジナビア
ン　ジャーナル　オブ　メタラジ−（Ｓｃａｎｄｌｎａ
ｖｌａｎ　Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｒＭｅｔａｌｌｕｒｇｙ
）　ｖｏ／、７（１９７８）　ｋｌの１１頁、あるいは
溶接金属の成分中のＮｌを母材より高くしておけばよい
ことが先に、本発明者等によって特願昭８２−３０２９
９３号などに示されている。

また、上記の文献には、タイプＣの腐食については鋼中
のＳが溶接熱で局部的に溶解し、ボンド部にフィルム状
に存在することが悪いといわれており、従ってＲＥ（布
上元素）、Ｚｒなどを添加して鋼中Ｓを固定することに
よって対処しうるとしている。

タイプＢの腐食については、本発明者等は先に鋼板及び
溶接熱影響部を中間段階組織とすれば防止できるという
知見を得ている（特願昭６２−３０２９９３号）。

またタイプＤの腐食に対しては、鋼材が焼入ままの中間
段階組織の時、溶接熱によりＡ　ｃ　＋直Ｆに加熱され
た部分に生じ、その対策が問題となる。

これらの局部腐食の防止には溶接後熱処理を行って、組
織の不均一性を除去することが一般的に最も有効である
。

しかしながら大型構造物°を溶接後熱処理することは作
業が困難である。したがって溶接後熱処理なしに局部腐
食を防止する方法の開発が望まれていた。

そこでタイプＤの腐食に対しては、本発明者等は、焼も
どし処理した中間段階組織の鋼材を使用すれば防止でき
るという知見を得ている（特願昭６２−３０２９９３号
）。焼入れによって中間段階組織とした母材を焼もどし
処理をするのは、溶接した場合に溶接熱サイクルにより
、Ａ　ｃ　１直下にさらに焼もどされた部分と、母材と
の電気化学的差をなくしてタイプＤの腐食を防止するた
めである。

その場合、焼もどし処理は、炉加熱において５５０℃以
上にすれば、溶接熱サイクルによるＡｃ１直ドの焼もど
しと同じ効果が得られる。しかし７００℃を超えると本
発明の鋼では、変態点を超える恐れがあるので、焼もど
し温度は５５０〜７００℃としている。

ところが母材を５５０〜７００℃以上の高温で焼もどし
をすると、８ｋｇｆ／＋＊Ｊ以上の強度の低下が起こり
、合金元素と焼入れによって得られた高張力特性がその
まま活かせない。

（発明が解決しようとする課題） 本発明は以上の問題に鑑み、溶接構造物として海水中な
どの腐食環境中で使用される際に発生するタイプＡ〜タ
イプＤの耐腐食が、溶接後熱処理なしに優れ、合金元素
と焼入れによって得られた強度をできる限りそのまま活
かした高張力鋼の製造を「１的としたものである。

（課題を解決するための手段） 本発明名らはこの耐腐食に優れた高張力鋼を製造するた
め種々検討を行・・た結果、腐食に対しては板表面層が
耐腐食特性に優れておれば良く、また強度に対しても板
表面層のみの強度低下であれば、全板厚での強度低下パ
＼の影響は小さいことを確認した。

そこで本を明は、合金元素と焼入れによつ′Ｃ得られた
高張力鋼の表面を短時間加熱して二層処理鋼として溶接
部の耐局部腐食に優れた高張力鋼の製造法を確立した。

すなわち、本発明は重量（％）でＣ０．０５〜０，１２
％、ｓｉｏ、ｉ〜（１，４％、　Ｍｎ　　０．８〜１．
５％、　ＮＩ　　０．３０〜１．５０％、Ｎｂ［ｌ、ｉ
９δ以下、Ｃｕ　０．３０〜１００％、を基本成分とし
、Ｒつ下記式で示される溶接時の焼入性はパラメーター
Ｐ　ａ；０．３０〜０．４５％を満足すると共に、Ｓ　
（１，００５％以下、Ｔｌ　０．０５９６以下、ｓｏβ
、Ａｌ１０．０１〜０．，０５％、Ｎ　０．００５％以
下、Ｃａ０．０００５〜０．０１０％、残Ｆｅからなる
鋼を９００〜１２００℃に加熱後７００℃以」二で板厚
２５ｍ＋ｓ以上までの範囲で制御圧延した後、３分以内
に３５０℃以下まで水冷して、さらに６００〜７２０℃
の温度で表面から表面下５ｍｍまでの領域を、パラメー
ターＰ　＝Ｔ　、１．４Ｘ　１０’以上を満足する条件
で短時間加熱して二層処理鋼とすることを特徴とする溶
接後熱処理なしで溶接部の耐局部腐食に優れた高張力鋼
の製造方法である。

但　し９、 Ｐａ　　”Ｃ＋Ｓｌ／２０＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／２（１＋
Ｎ１／２０＋Ｎｂ／１２（％）Ｐ　　＝Ｔ＝Ｔ　　　（
１４＋Ｎｏｇ　　　ｔ　　）Ｔ；加熱温度　（°Ｋ） ｔ：加熱時間　（ｓｅｅ） 以下本発明の詳細な説明する。

先ず本発明の基本成分について述べる。

Ｃは強度確保の」二から必須元素であり、０，０５％未
満では５０ｋｇ　ｆ　／−以上の抗張力を得ることが難
かしいため下限を０，０５％としたが、０．１２％を超
えると溶接性を損うとともに、耐局部腐食性が汗シ。

く低下するので上限を０．１２９６とした。

Ｓｉは焼入性のみでなく、脱酸元素と（７゛Ｃも必要で
あるが、その量がふえると、母材及び溶接部の靭性が劣
化するので、その３白°］は０．１〜０．４％とする。

Ｍｎは鋼材の機械的性質を維持する上で有効な元素であ
るが、０，８％未満ではその効果が十分現われないため
、また１、５％を超えると溶接性及び耐局部腐食性を茜
しく損うので０，８〜１．５％に限定　し　ノこ。

Ｎｉは耐局部腐食性を損・うことなく焼入性を」二層す
る元素であるため、３！ｌ１６程度まで添加することは
有効であるが、高価であり、添加する場合には他の必要
特性との兼合いで、好ましい範囲が決まる。そこでその
量は効果の°大きい０．３０〜１．５０％とする。

ＮｂはＷｌ、ｍの添加で結晶粒を微細化し、靭性向上に
有効であり、さらに析出硬化による強度上昇効果が期待
されるが、０，１０％を超える添加で、溶接熱影響部の
靭性が低下するので、０，１０％以下に限定した。

Ｃｕは全体腐食に対づる耐腐食性を増すと同時に、耐局
部腐食性を損うことなく鋼材の強度・靭性を向上させる
元素と【７て有効であるが、その量が多いと鋼材製造時
の表面疵が問題となるので、０．３０〜１．００％添加
とする。

以上が本発明における基本成分であるが、さらに本発明
においては上記成分の含有量との間に、特定の関係を満
足せしめることを重要な骨子としており、これによって
Ｂタイプの局部腐食を防止することができる。

即ち溶接時の焼入性パラメーターＰａを０３３０〜０．
４５　（％）とすることは、溶接熱影響部を中間段階組
織にし、さらに母祠部も中間段階組織にする重要な数値
である。

ここで溶接時の焼入性パラメーターＰａは、種々の材料
を１．７ｋＪ／ｅａの手溶接と、４５ｋＪ／ｃｌｎの潜
弧溶接を行い、その組織観察から回帰式を得たものであ
り、その回帰式は重量％でＰａ−Ｃ＋Ｓｉ／２０＋Ｍｒ
＋　／６＋Ｃｕ　／２０＋Ｎｊ　／２０＋Ｎｂ　／１．
２　　（％）の式で与えられ、この値が０．３０〜０．
４５　Ｃ９６）の間で、中間段階組織が得られることに
よるものである。

すなわち０．３０％未満では潜弧溶接時にフェライト主
体（一部中間段階組織）となり、０．４５％を超えると
、手溶接時にマルテンサイト組織主体（−部中間段階組
織）となるため、この範囲を０．３０〜０．４５％とし
た。

次に本発明においては、Ｓ、Ｔｉ　、Ａｐ、Ｎ。

Ｃａを低減及び限定せしめることも重要な骨子の一つと
するものである。

その理由は次の通りである。

ＳはタイプＣ腐食に好ましくない元素であり、極力少な
い方が良い。その場合Ｃａを添加したものでは０．０１
５％程度まで大きな差は認められないがＣａを添加しな
い場合、その含有量を０．００５％以下とする。

ＴＩは鋼中の不純物として存在するＮを固定することに
よって、溶接部の靭性向上に寄与するので添加すること
が好ましいが、その量が多いと、ＴｉＣを生成して母材
動性低下の原因となるので、添加する場合には０．０５
％以下、特に０．Ｏ１〜０．０２％の微量添加が望まし
い。

Ａｐは脱酸元素としても必要であり、また鋼中不純物と
して存在するＮを固定し、溶接熱影響部の靭性を向上さ
せる、この効果を得るにはｓｏｌ、ＡＪ７として０　、
０１９６以上必要であり、またその量が０．０５％を超
えると、鋼中にＡｇ２Ｏ３系のクラスターを多く生じ、
溶接時の割れの問題を生じるので、その範囲を０．０１
〜０．０５％とした。

ざらにＮは多いほど焼もどし脆性を引き起こし、延性・
靭性を低下させ、また溶接部の靭性を低下させるので０
．００５０％以下とする。

さらにＣａは不純物として鋼中に存在するＳを低減させ
、先述のタイプＣの腐食を防止するのに必須である。こ
の効果を得るためには０．０００５％以上必要であり、
その量が０，０１％を超えると、鋼中にＣａ　−ＡＯ−
０−３系の介在物を多く生じ、溶接時の割れの問題を生
じるので、その範囲を０．０００５〜０．０１％とした
。

次に、母材を中間段階組織とするために、前記成分の鋼
片を、加熱温度９００〜１２００℃に加熱後、７００〜
８００℃の温度で制御圧延して、３分以内に３５０℃以
下まで水冷することが必要となる。

まず加熱温度を１２００℃以下とするのは１２００℃を
超えると、γ粒の粗大化をきたし、靭性が劣化するから
である。一方、９００℃未満であると、焼入性が低下し
てフェライト主体の組織となるためである。そこで加熱
温度は９００〜１２００℃とする。

また、７００℃以上で板厚２５ｍｍ以上までの範囲で制
御圧延を行って、３分以内に３５０℃以下まで水冷する
のは、７００℃未満ではオーステナイトからフェライト
変態が始まり、さらに圧延時の変形抵抗が増大し、圧延
が困難となるためである。

板厚２５ｅｕ＊以上までの範囲と限定した理由は後述す
る。

また、制御圧延後３分以内に水冷しないと、初析フェラ
イトが生成し、中間段階主体の組織とならないためであ
る。またその場合水冷停止温度は、板厚方向の均一性を
得るために、鋼板表面温度で３５０℃以下とする。

また、本発明において、焼入れによって中間段階組織と
した鋼材の表面を短時間加熱による二層処理をするのは
、溶接した場合に溶接熱サイクルによりＡ　ｃ　１直下
に焼もどしされた部分と、板表面との電気化学的差をな
くしてタイプＤの腐食をなくすためである。

さらに従来の焼もどし方法による焼入れ強度の低下を相
当制限することができる。その場合、鋼材表面の短時間
加熱による二層処理は、炉加熱及び局周波加熱において
６００〜７２０℃の温度で表面から表面下５ｍｍまでの
領域をパラメーターＰψＴ　、１．４Ｘ　１０’以上を
満足する条件で行なえば、溶接熱サイクルによるＡ　ｃ
　ｉ直下の焼もどしと同じ効果が得られる。

ここで、６００℃以下及びＰ　＝Ｔ　；１，４Ｘ　１０
’以下であると焼もどし効果が十分得られない。また７
２０℃以上であると本発明の鋼では変態点を超える恐れ
がある。

さらに上記加熱条件による二層処理深さは、あまり薄い
と氷の衝突で二層処理部がはがれ耐腐食に役箋γたない
場合があるから、２ｍｖａ以上が望まし。

い。一方５閤以−［になると焼入ままの強度の低トを大
きくする。その場合、板厚が減少すると二二層処理を受
ける板厚の割合が大きくなるためさらに低下する。

そこでこの強度低下を４　ｋｇ　ｆ　／−以下に制限す
るため、板厚は２５ｍｍ以上、二層処理の最大深さは５
關とした。

」−２の方法により、溶接後熱処理を必要とせず、タイ
プＢ及びタイプＤの耐腐食に優れ、焼入後の強度を有効
に活用した高張力鋼が製造できる。

なおタイプＡの耐腐食は母材成分よりＮ１あるいはＣｕ
を高くすることにより、タイプＣの耐腐食はＳの低減に
より達成できる。

（実　施　例） 第１表に示す化学成分の鋼Ａ−Ｇを溶製し、連続鋳造に
て厚さ２５０關Ｘ幅１８００ｍｍＸ長さ６０００報のス
ラブを作り、さらに各スラブを第２表に示す加熱・圧延
条件により２５１１こしたもの、さらに高周波で短時間
加熱による二層処理を行ったもの、及び比較のために炉
加熱による焼もどし処理を行ったものを供試材とした。

ｆυ祠の強度は全厚引張試験により調査した。

また、腐食試験のための溶接はＸ開先に対して、３．５
％系の溶接材料を用いで、入熱１５ｋＪ／ｃ＋ｎの手溶
を妾（ＳＭＡＷ）を行った。

腐食試験は表面から２＋ａｌｌ厚の腐食試験片を採取し
、３９６食塩水中で３ケ月間回転浸食腐食試験を行った
。

それ等の結果も合せて第２表に示す。

なおここでいう局部腐食量は、第２図に示すように深さ
ｄ　（タイプＡ腐食）、ｄ２　（タイプＢ腐食）、ｄ　
（タイプＣ腐食）、ｄ４　（タイプＤ腐食）、（ｄｌ　
；母材部板厚（關）−溶接金属部属（＋ａｍ）　、ｄ２
　；母材部板厚（ｍｍ）−溶接熱影響部板厚く關）、ｄ
３；９祠部板厚（關）−ボンド部属（龍）、ｄ　；９祠
部板厚（ｍｍ）−Ａｅ１直下部板厚（ａｍ））の平均値
であられしたものであり、その量が０．２５＋ａｍ以下
であれば、年間の腐食は１關以下であり、大きな事故に
至る前に補修が可能となる。

同表から明らかな如く、本発明によれば、二層処理後及
び焼もどし後の母材強度の低ド（圧延後冷却ままの母料
強度−二層処理後及び焼もどし後のＩｖ材強度）は４　
ｋｇ　ｆ　／−以下であり、５０鴎ｆ／−を満足する高
張力鋼である。さらに局部腐食量ｄ１〜ｄ４は総て０．
２５龍以下を満足する。

ここで、母材の腐食量が大きいとね号がマイナス表示さ
れるが、母材側の腐食は局部腐食を生じないため、補修
溶接を必要としない。従ってマイナス表示は良好とする
。

比較例の４〜１３では加熱・圧延条件及び二層処理条件
が本発明の条件を満足しないため局部腐食量ｄ１へｄ４
は０．２５ｍｍを超えるか、二層処理後及び焼もど１７
後の母材強度の低下が４　ｋｇｆ　／　ｍＪを超える。

比較例の１８〜２３では鋼材の成分が本発明の条件を満
足しないため局部腐食量ｄ１〜・ｄ４は０．２５ｍｍを
超える。

（発明の効果） 」ユ記の実施例からも明らかなごとく本発明は（１）の
鋼材の成分範囲を制限すると共にＴＭＣＰを利用して、
母材及び溶接熱影響部の組織を、中間段階組織として溶
接後熱処理なしに溶接熱影響部の局部腐食を減少せしめ
、（２）鋼材の表面を短時間加熱で二層処理鋼とするこ
とによって、溶接後熱処理なしに溶接熱影響部のＡ　ｅ
　ｒ直下部の局部腐食をなくすと共に、強度の低下（圧
延後冷却ままの母相強度−・二層処理後の母相強度）を
抑制できる。

従って本発明は溶接後熱処理なしで溶接部のｉＪ局部腐
食に優れた高張力鋼が製造できる方法と１゜て、産業」
−きわめて顕著なものである。

【図面の簡単な説明】

第１図（Ａ）〜（Ｄ）は溶接部の局部腐食の模式図、第
２図はｄ、、ｄ、、、ｄ３．ｄ４はタイプＡ〜り・イブ
Ｄの腐食の量を示す説明図である。 １：溶接金属部　　　　　２：母材部 ３τ溶接熱影響部　　　　４　：　Ａ　Ｃｌ直Ｆ部５：
ボンド部

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 重量（％）で Ｃ０．０５〜０．１２％、 Ｓｉ０．１〜０．４％、 Ｍｎ０．８〜１．５％、 Ｎｉ０．３０〜１．５０％、 Ｎｂ０．１％以下、 Ｃｕ０．３０〜１．００％、 を基本成分とし、且つ下記式で示される溶接時の焼入性
   パラメーターＰａ；０．３０〜０．４５％を満足すると
   共に Ｓ０．００５％以下、 Ｔｉ０．０５％以下、 ｓｏｌ．Ａｌ０．０１〜０．０５％、 Ｎ０．００５％以下、 Ｃａ０．０００５〜０．０１％、 残部鉄および不可避的不純物からなる鋼片を９００〜１
   ２００℃に加熱後７００℃以上で板厚２５ｍｍ以上まで
   の範囲で制御圧延した後、３分以内に３５０℃以下まで
   水冷して、さらに６００〜７２０℃の温度で表面から表
   面下５ｍｍまでの領域を、パラメーターＰ・Ｔ；１．４
   ×１０＾４以上を満足する条件で短時間加熱して、二層
   処理鋼とすることを特徴とする溶接後熱処理なしで溶接
   部の耐局部腐食に優れた高張力鋼の製造方法。 但し、 Ｐａ＝Ｃ＋Ｓｉ／２０＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／
   ２０＋Ｎｂ／１２（％） Ｐ・Ｔ＝Ｔ（１４＋ｌｏｇｔ） Ｔ；絶対温度（°Ｋ） ｔ；加熱時間（ｓｅｃ）