JPH02254118A - 低温靱性の優れた大入熱溶接用鋼の製造法 - 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、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なわれており、特に、より
豊富な石油資源を求めて、最近では、北海、北極海等の
寒冷地で巨人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
件のもとて操業されるため、それに使用される調料に対
しては、優れた脆性破地特性か要求される。

特に、母）イよりも靭性か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くるため、衝撃試験
等により評価され、例えば、−６０℃で３．５ｋｇ　ｆ
　−ｒｎ以」−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もたらす
ため、使用調料の高張力鋼化、例えば、降伏点か３６ｋ
ｇ／−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等が
図られている。

このような鋼材を製造する方法として、例えば、特開昭
８３−１．０３０２１号公報で述べているように、成分
元素を限定した制御圧延、加速冷却法による製造が公知
である。このような従来技術は、通常の溶接入熱（５０
ｋＪ／ｃｍ以下）では、確かに溶接熱影響部の靭性か優
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、その効果は期待できない。

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Ｇｏ　−２４，５７Ｇ８号公報および特開昭６０
−１５２［ｉ２６号公報に記載されているごとく、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
一分散させるのが難かしく、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ｒ」する海洋構造物用鋼材の
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、（１）重量％とじて、Ｃ：　０
．０２〜０．３％、Ｓ　ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．
５０〜２．５０％、Ｎ　ｉ：０．２〜４５　％、　Ｎ　
ｂ：０．００３〜０．０１０％、Ｃｕ：０．２〜２．０
％、Ｎ　：　（１，０１％以下および重量％で、Ｔｉと
Ｎの比（Ｔｊ／Ｎ）が２０〜４．０であるＴｉを含有し
、かつ、　Ｓ　：０．００３〜０．００４％、Ａ［：０
．四〜０．１％、を含何し、り２）史に上記成分に加え
て、Ｖ　：０．２％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：
１．０％以下からなる強度改善元素群のうち１種または
２種以」−を更に含有し、残部かＦｅおよび不可避的不
純物からなる鋼を連続鋳造機により鋳造し、その後、１
１５０℃〜１２５０℃に加熱し、３時間以上１０時間以
下に保定する前処理を施した後、５００℃以下まで冷却
し、その後、１Ｉ５０℃以下に加熱し、熱間圧延するこ
とを特徴とする低温靭性の優れた人入熱溶接用鋼の製造
法に関するものである。

（作　　用） 本発明者らは数多くの実験に基づき、■溶接時の冷却過
程で生成する粒内フェライトは、酸化物だけでなく、Ｔ
ｉＮとも４ｎＳの複合＋Ｉｉ出物（以下、Ｔ　ｉ　Ｎ　
−Ｍ　ｎ　Ｓ析出物と呼ぶ）からでも生成し、溶接熱影
響部の靭性を向」−させる、■溶接熱影響部の靭性の向
」−に寄与するＴ　ｉ　Ｎ　−Ｍ　ｎ　Ｓ析出物の大き
さは、一定態上の大きさである必要があり、それを達成
するためには、高温でＭｎＳを凝集させる処理か必要で
あることを知見した。

以下、上記の知見に基づき、本発明の詳細な説明する。

第１図は溶接熱サイクルを付加した後の靭性変化である
。

この時の試料の化学成分は以下の通りである。

第１表 ［− レ この図からＴ　ｉ　Ｎ　−Ｍ　ｎ　Ｓの複合析出物の増
加と共に、溶接熱影響部の靭性か向上しており、ＴｉＮ
−ＭｎＳ複合析出部が溶接熱影響部の靭性向上に効果が
あることが分かる。

第２図はＴｉＮ−Ｍｎ５析出物の析出状態を圧延前の前
処理温度とその保持時間に対して表わしたものである。

前処理条件において、Ｔ　ｉ　Ｎ　−Ｍ　ｎ　Ｓ複合析
出物の析出促進には最適な領域が存在し、１１５０〜１
２５０℃の温度範囲で３〜１０時間保持することか必要
である。なお、この時のＴ　ｉ　Ｎ　−Ｍ　ｎ　Ｓ複合
析出物の大きさは、０　、４ｔｉｍ以上が好ましい。

また、この熱処理は、通常行なわれる熱間圧延時のスラ
ブ加熱処理と兼ねて実施することもそえられるが、圧延
前の加熱温度を１１５０℃超の温度にすると、ノＮ）祠
の強度、靭性の低下を招くため、本発明における熱処理
は熱間圧延時の加熱に先立ち行なイつれるべきである。

以」二の実験事実から、熱間圧延前に１１５０〜１２５
０℃で３〜１０時間の前処理を施すことで、粒内フェラ
イトの変態核となるＴｉＮ−Ｍｎ３ｍ合析出物を析出さ
せ、その結果、溶接熱影響部の靭性を顕と：に敗訴する
ことが可能である。

なお、熱処理後の冷却速度はＡΩＮの粗大化なとの靭性
を阻害する析出物の生成を防ぐ観点から、空冷以上の冷
却速度か望ましく、その冷却はＭｎＳの形態が変化しな
い５００℃以下までとする。

また、熱間圧延のためのスラブの加熱温度は、−度生成
したＴｉＮ−Ｍｎ５析出物の形態を変化させないため上
、母材の強度、靭性を＃保する理由から、１１５０℃以
下にする必要かある。

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
量の添加は溶接熱影響部の靭性の低下をまねくためその
上限を０．３％とする。

Ｓｉは多量に添加すると溶接熱影響部の靭性を阻害する
ため、その上限を０４３％とする。

Ｍｎは強度確保のために０，５％以上添加する必要があ
るか、多量に添加すると靭性の低ドをきたすため、その
上限を２．５％とする。

Ｎ１は靭性、焼入れ性に有効な元素であると同時に、Ｃ
ｕ添加の際に問題となる熱間割れの軽減にも効果があり
、０．２％未満の添加ではその効果が認められず、また
多量の添加はＮｉが高価であるため、４５％以下と限定
する。

ＮはＴｉ　と化合して析出物を形成する重要な元素であ
るが、鋼中でフリーに存在すると溶接熱影響部の靭性低
下を招くため、その上限を０．０１０％とする。

Ｔｉ　は本発明鋼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、ＴｆとＮの量を制
御する必要がある。すなわち、ＴｊとＮの重量比で２．
０未満になるとＮ過剰になり、溶接熱影響部の靭性の低
下を招き、４．０を超えるＴｉ　／Ｎでは、逆にＴｉ過
剰になりＴｉＣが析出し、母料靭性が低下する。

Ｎｂは母材の強度、靭性を確保するために必要な元素で
あり、０　、００３％以下の添加では＋Ｉｊ結品抑制効
果がなくなり、母Ｈの靭性か低ドし、逆に０．０１５％
を超える添加では溶接熱影響部の靭性低下を招くため、
上記の範囲に限定する。

ＣＬＩは強度の上昇に有効な元素であり、０．２％以下
ではその効果かなく、２．０％を超える添加では熱間加
工の際に割れを発生しかつ溶接性を阻害するため、０２
〜２，０％の範囲に限定する。

ＳはＭｎＳの析出に重要な元素であって、第３図に示す
ように、０．００２％以下の添加ではその析出が不十分
になるとともに、０．００８％を超えて添加すると、Ｍ
ｎＳが多量に析出し、かえって靭性を阻害するために、
０．００３〜０．００８９６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。

第３図のベース成分は０．０５Ｃ−０，１１５ｉ　−１
，５７Ｍｎ　−０，００５Ｐ　−０，３０Ｃｕ　−０Ｊ
ＯＮ　ｉ−０，０１ＯＮｂ０．００８Ｔｉ　−０，００
３ＯＮである。

Ａρ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が著
しく低下するため、０，１％を上限とする。

本発明では、上記の基本成分系の他に、Ｃｒ。

Ｖ、Ｍｏを１種または２種以上添加する。これらの成分
は鋼の強度を向上させるという均等的作用を持つもので
、所望の効果を確保するためには、それぞれ含有下限量
をＣｒ・０１％、■・０゜０１９６、Ｍｏ：０．１％と
する必要かある。ｌ、かじ、それぞれＣｒ：１．０％、
Ｖ　：０．２％、Ｍｏ：１．０％を超えて含有させると
溶接性、母材靭性を低下させるようになるため、上記の
通り限定する。

以上述べた成分を有する鋼を電気炉、転炉で溶製した後
、連続鋳造機により鋳造する。これは、従来の造塊分塊
法だと凝固時の冷却速度か遅く、ＴｉＮが微細に析出し
ないため、溶接熱影響部の靭性に対し好ましくない。

このスラブを熱間圧延の加熱に先立ち、１１５０〜１２
５０℃で３〜１０時間保持し、その後空冷以上の冷却速
度で５００℃以下まで冷却する。

この前処理は前述したように、溶接時の冷却途中に変態
して生成する粒内フェライトの析出核として、最適なＴ
ｉＮ−ＭｎＳ複合析出物を析出させるために必要な処理
である。

第２図に示すように、１２５０℃を超える温度では、Ｍ
ｎＳが溶解するために適切な複合析出物かえられず、１
１５０℃末？茜の温度ではＩｖｌｎＳの凝集か不十１　
］ 分である。また、１１５０〜１２５０℃の温度範囲でも
、保持が３時間未満であるとやはりＭｎＳの凝集する時
間が不十分であるため、その保持時間の下限は３時間と
する。

しかしながら、１０時間を超える保持は、ＭｎＳの粗大
化により、粒内フェライトの変態咳としての複合析出物
の適切な個数密度が低下すると同時に、熱処理コストも
増大するために、その上限は１０時間とする。

また、この前処理後に場合によっては分塊圧延を加えて
も何らさしつかえない。

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、旬月の強度、靭性を確保するためと前述した熱処
理により、Ｔ　ｉ　Ｎ　−Ｍ　ｎ　Ｓ析出物の形態を変
化さぜないために１１５０’ｃ以下にする必要がある。

なお、加熱後の圧延については、母材の強度、靭性の向
上を計るために、制御圧延を施したり、制御圧延後、水
冷しても何’：Ｇ’　Ｔ　ｉ　Ｎ　−Ｍ　ｎ　Ｓ複合析
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４イの化学成分を第２表に示す。

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

また、第３表には供試料の製造条件および母材、溶接熱
影響部の靭性値を合イつせて示している。

／ ／ ／ これらの鋼板は転炉で溶製、連続鋳造機により、厚み２
４０ｍｍ、幅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３２ｍｍの鋼板として製
造された。なお、溶接熱影響部の靭性は、片面１層の渇
弧溶接（入熱：２００ｋＪ／ｃｍ）後の衝撃試験により
評価した。

本発明により製造された鋼板（板書：コ、４６、　７．
　９．１０．１．１）は、母料、溶接熱影響部共に優れ
た靭性を示している。

これに対し、板書２は前処理温度が高いため溶接熱影響
部の靭性が低下し、板書３は圧延前のスラブ加熱温度が
高いために母材の靭性が低下している。板書５は前処理
後の冷却が徐冷であるために溶接熱影響部の靭性の低下
か見られ、板書８は前処理温度か低いために同じく溶接
熱影響部の靭性が低下している。

さらに板書１２．１３．１４は成分範囲が本発明から逸
脱しているものである。ずなわち板書１２はＮｂ含有量
が多いために母材強度は高いものの、溶接熱影響部の靭
性か低下し、板書１３はＴＩ　／Ｎが本発明条件から逸
脱しているために、同じく溶接部の靭性が低下している
。また、板書Ｊ４はＳ量か高いためにやはり、溶接熱影
響部の靭性低下か認められる。

（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
ても溶接熱影響部の低温靭性が安定して高水僧の銅相が
得られるため、産業」−極めて有用なものである。

【図面の簡単な説明】

第１図はＴ　ｉ　Ｎ　−Ｍ　ｎ　Ｓ　７Ｍ合物と溶接熱
サイクル後の靭性の変化を示す図表、第２図ζ；ｉＴｉ
ＮＭｎＳ複合析出物の析出状態を前処理温度とその保定
時間に対して表した図表、第３図は片面１層潜弧溶接（
入熱：２００ｋＪ／ｃｍ）後の溶接熱影響部の靭性に及
ぼすＳ量の影響を示した図表である。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫（ｗ、ｇメ）
０夕９Ａ （り、）λゴ　キ潤

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．３％ Ｓｉ：０．３％以下 Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｎｉ：０．２〜４．５％ Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％ Ｃｕ：０．２〜２．０％ Ｎ：０．０１％以下 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、熱間圧延に先立ち、１１５０℃〜１２５０℃に加熱
   し、３時間以上１０時間以下に保定する前処理を施した
   後、５００℃以下まで冷却し、その後１１５０℃以下に
   加熱し、熱間圧延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法。 ２、重量％として、 Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｖ：０．０１〜０．２％ Ｍｏ：０．１〜１．０％ からなる強度改善元素群のうちの１種または２種以上を
   更に含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる
   鋼である請求項１記載の低温靭性の優れた大入熱溶接用
   鋼の製造法。