JPH03177535A - 溶接用低温高靭性鋼の製造方法 - 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） 本発明は溶接入熱が２００ｋＪ／Ｃｍ程度の大入熱溶接
に至る広範な入熱の溶接においても、良好な溶接熱影響
部の低温靭性を有する溶接用低温高靭性鋼の製造方法に
かかわるものである。

（従来の技術） 近年、海洋構造物、船舶等、大型構造物の材質に対する
要求は安全性確保の点から厳しさを増している。特に母
材に比べて材質が劣化する傾向にある溶接熱影響部の低
温靭性の向上が望まれている。一般に鋼材をサブマージ
アーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱の大
きい自動溶接を行うと、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと
称する）のオーステナイト結晶粒が粗大化することによ
りＨＡＺの組織が粗くなり、ＨＡＺ靭性が著しく低下す
る。

ＨＡＺ靭性向上のためにはＨＡＺ、特に高温にさらされ
る融合部（フュージョンライン、以下ＦＬと称する）近
傍のＨＡＺ組織を微細化する必要があり、従来、以下に
示すような種々のＨＡＺ組織微細化方法が提案されてい
る。

例えば、昭和５４年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８
号１２３２頁においては、ＴｉＮを微細析出させること
によりＨＡＺのオーステナイト粒を微細化して、５Ｑｋ
ｇ　ｆ　／　ｍ４級高張力鋼の大人熱溶接時のＨＡＺ靭
性を改善する技術が開示されているが、ＴｉＮはＦＬ直
近では溶接時に大部分が溶解し、オーステナイトの粗粒
化と固溶Ｎの増加とにより、ＨＡＺ靭性の劣化が避けら
れないという欠点が存在する。

ごく最近では、例えば特開昭６１−１１７２１３号公報
に見られるように、オーステナイトの細粒化によらずに
粒内フェライトを生成させることにより、ＨＡＺ組織の
微細化を図る技術が開発されている。

本発明者らの一部は粒内フェライトの生成核としてＴｉ
酸化物が有効であり、ＴＩ酸化物は高温にさらされても
溶解することがなく、ＦＬ直近でも粒内フェライトの核
として働き、組織微細化が可能で、ＴｉＮ等を利用した
鋼に比較してＦＬ近傍のＨＡＺ靭性の著しい改善が可能
であることを、例えば特開昭６１−１１７２４５号公報
に示した。

（発明が解決しようとする課題） ＴＩ酸化物を粒内フェライトの変態核とした場合は、Ｔ
ｉＮや他の複合単室化物等を核とした場合に比べて高温
安定性には優れているが、酸化物であるため、凝固時に
その分散状態が決定され、単室化物に比べて分散状態の
制御が困難であり、またＴＩ酸化物の個数自体も現状の
製鋼、凝固法においてはＴｉＮ等と比べて非常に少ない
などの問題がある。

さらに、粗大なＴＩ酸化物ができやすく、その場合には
酸化物自身が脆性破壊の起点となってＨＡＺ靭性劣化を
招く。従って、酸化物を用いた鋼材で安定したＨＡＺ靭
性を確保し、−層のＨＡＺ靭性向上を図るためには粒内
フェライトの核となり得る酸化物を＠細、多量且つ均一
に分布できる手法が必要となる。

本発明は過酷な使用条件に対して安全性の高い溶接用低
温高靭性鋼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） 本発明は鋼中に安定して微細分散し、且つ粒内フェライ
トの生成核となる酸化物の検討を種々行った結果発明に
至ったものであり、その要旨とするところは、Ｃ：　０
．０２〜０．１８％、Ｓ　ｉ：ｏ、５％以下、Ｍｎ：０
．４〜２．０％、Ｓ　：Ｏ，ＯＯｌ　〜ｏ、ｏｔ％、Ｎ
：ｏ、ｏｏａ％以下、Ａ、Ｑ　：０．００８％以下を基
本成分とし、必要に応じてさらに、Ｃｒ：１．０％以下
、Ｎ　Ｉ：３．０％以下、Ｍ　ｏ　：　０　、５％以下
、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｃｕ：１
．５％以下の１種または２種以上を含有し、不純物とし
てＰ　：０．０１５％以下、残部はＦｅ及び不可避不純
物からなる溶鋼中のＯｎを０．００３０〜０．０１５％
とし、ＴｉとＹをＴ　ｉ：ｏ、００５〜０．０２０％、
Ｙ　：　０．００１０〜０．０１０％の範囲で添加後、
凝固させることを特徴とする溶接用低温高靭性鋼の製造
方法にある。

（作　　用） 本発明はＦＬ直近の高温にさらされるＨＡＺにおいても
、安定に存在し得る酸化物の内で、粒内フェライトの生
成核として有効に働き、且つ従来のＴＩ酸化物を利用し
た鋼以上に鋼中に安定して、多量に均一微細分散し、Ｈ
ＡＺ靭性を著しく改善することができる酸化物を含む鋼
について種々検討した結果、発明に至ったものである。

以下、本発明の要旨を実験結果に基づいて詳細に説明す
る。

本発明者らはＣ：　０．０６％、Ｓ　１：Ｏ，１％、Ｍ
ｎ：１．４％、Ｎ　ｉ：０．３％、Ｃｕ：０．３％、Ｎ
ｂ：０．０１５％、Ｐ　：（１，００５％、Ｓ　：　［
１，００３０％、Ｎ：０．００３％程度の化学成分を有
する鋼を真空溶解炉で溶製し、ＴＩ酸化物及び種々の酸
化物を鋼中に分散させることを目的として、出鋼前５〜
ｌＯ分の間にＴｉを約０．０１５％添加し、さらに以下
にのべる１種類の元素を０．００５〜０．０１０％の範
囲で添加した後、鋳型に鋳込んで重ｆｆ１２５ｋｇのイ
ンゴットとした。

Ｔｉ以外の添加元素としてはＬａ、　　Ｃａ、　Ｃｅ。

Ｙを選んだ。

各々のインゴットを熱間圧延し、焼入れ焼戻し処理を加
えて素材とした。素材より採取した試験片にＦＬ近傍の
ＨＡＺの受ける熱履歴をシミュレートした溶接再現熱サ
イクルを加えた。

溶接再現熱サイクル条件は加熱温度１４００℃、保持時
間１秒で、８００〜５００℃までの冷却時間（Δ８１５
）がサブマージアーク（ＳＡＷ）溶接の中入熱溶接に相
当する４０秒と大入熱溶接に相当するｉｅｉ秒の２種類
とした。

再現熱サイクルを施した後、酸化物の調査及び２ＩＩＩ
ＩＩＶノツチシヤルピー特性を調査した。

先ず、抽出レプリカの電子顕微鏡観察により酸化物の調
査を行った結果、Ｔｉ以外にＬａ、　　Ｃａ。

Ｃｅ、Ｙを複合添加した鋼においては、鋼中に含まれる
主要な酸化物は、何れもＴＩ　と添加したもう一つの元
素の複合酸化物であることが判明した。

複合酸化物の分布状態は第１図に示す通りで、ＴｉとＹ
の複合酸化物が他の複合酸化物に比べて、粒子径が２．
０ｕｎ以下の微細な酸化物個数が多く、平均サイズも小
さい。

即ち、同一の溶解、凝固条件で比較した場合、ＴＩとＹ
の複合酸化物は、従来からＨＡＺ靭性改善に有効として
用いられているＴＩ単独の酸化物よりも一層、微細分散
が可能であることが判明した。

第２図、第３図に０．１〜２．０ｕｎの粒子径の酸化物
個数とシャルピー特性（５０％破面遷移温度：ｖＴｒｓ
）の関係を調べた結果を示す。

ＴＩとＣｅの複合酸化物以外はＴｉ単独の酸化物も含め
て、０．ｌ〜２．０−の粒子径の酸化物個数とｖＴｒｓ
は概略直線関係にあり、酸化物個数が増加するにつれて
ｖＴｒｓは向上し、酸化物が微細分散する分、ＴｉとＹ
の複合酸化物の方がＴｉ単独酸化物によるよりも一層の
ＨＡＺ靭性向上が図れる。ＴＩとＣｅの複合酸化物は比
較的多量且つ微細分散するが、熱サイクル組織に粒内フ
ェライトの生成が認められず、靭性も低い。

即ち、Ｔｉとｃｅの複合酸化物は粒内フェライト生成能
を有しないため、有効でない。その他は何れも粒内フェ
ライト生成能を有するが、ＴｉとＬａの複合酸化物は個
数が非常に少ないため、第２図、第３図の熱サイクル条
件においては粒内フェライトの生成量が少なく、靭性は
著しく劣っている。

以上の実験結果から酸化物を用いたｍ材で安定したＨＡ
Ｚ靭性を確保し、Ｔｉ酸化物を利用した鋼以上の一層の
ＨＡＺ靭性向上を図るための方法として、ＴｉとＹを溶
鋼中に添加することにより、粒内フェライトの咳となり
、且つ微細、多量且つ均一に分布できるＴｉとＹの複合
酸化物を形成させることが極めて有効であるとの結論に
至った。

なお、本発明におけるＴｉとＹの複合酸化物とは、ＴＩ
とＹと○を主要元素とする酸化物のことで、この酸化物
には鋼中や原料の不純物から持ちきたされる他の元素が
微量に含まれることもあるが、これらの元素もフェライ
ト生成能を有する限りはＴＩとＹの複合酸化物に包含す
る。

具体的には微量のＦｅ、　Ｍｎ、　　Ｃａ、　Ａｌ１等
がＴＩ、Ｙ、Ｏ以外に含有される場合が多いが、何れも
十分な粒内フェライト生成能を有する。

ＴＩとＹの量は、以下に述べる理由から、添加量として
溶鋼重量に対し、Ｔ　ｌ：ｏ、００５〜０．０２０％、
Ｙ二〇、００１０〜０．０１０％の範囲が好ましい。

先ず、Ｔｊは０．００５％未満では必要な酸化物ユが確
保できないので、０．００５％以上は必要である。

ＴｉはＴＩとＹの複合酸化物を形成する以外に、ＴｉＮ
を形成することによって、母材の加熱オーステナイトの
細粒化や、ＨＡＺのＦＬから遠い領域でのオーステナイ
ト細粒化を生じさせ、母材、ＨＡＺの靭性向上に有効で
あるので、酸化物を形成する量以上に含有させることが
可能であるが、０．０２０％を超えると粗大なＴｉＮが
形成されたり、析出脆化を生じる恐れがあるため、０．
００５〜０．０２０％の範囲とした。

次に、ＹはＴｉと複合酸化物を形成することにより、酸
化物の均一微細分散を可能にしている元素で、多量の添
加は不要であるが、０．００１０％以上添加しないと十
分な効果が得られない。一方、０．０１０％を超える添
加では粗大な酸化物を生じて、酸化物の微細分散に有効
でなく、さらに靭性上も好ましくないので、ｏ、ｏｏｉ
ｏ〜０．０１０％の範囲とした。

ＴｉとＹの添加手段は、溶鋼に純チタンもしくはチタン
合金及び純イツトリウムもしくはイツトリウムを含む母
合金を、同時にあるいは順次添加して鋳造・凝固させる
手段でもよいし、予め前記粒度の範囲内に調整したＴｉ
とＹの複合酸化物を溶鋼に噴射添加し、そのまま、鋳造
・凝固させてもよい。ＴＩ　とＹの添加順序は問わない
。

加えて、ＴＩとＹの複合酸化物は溶鋼中にＴｉとＹを添
加することによって形成されるので、ＴｌとＹを添加す
るときのＯ濃度が重要となる。

本発明者らの検討結果によれば、０が０．００３０％未
満では粒内フェライト生成に十分なＴＩとＹの複合酸化
物が形成され難い。

一方、０．０１５％を超えたＯａ度の溶鋼中にＴｉ。

Ｙ７ｉ−添加すると、粗大な酸化物を形成して、複合酸
化物の数が減少するとともに、粗大な酸化物が破壊の起
点となることにより靭性が劣化するようになる。従って
、ＴｉとＹを添加するときの溶鋼中のＯ濃度は０．００
５〜０．０１５％とする必要がある。

凝固後の鋼材は何らかの手段により、所望の形状とする
が、鋼材は通常の圧延ままのもの、制御圧延をしたもの
、さらにこれに制御冷却と焼戻しを加えたもの、及び焼
入れ・焼戻しまたは焼ならし及び両者を組み合わせたも
のであっても、該酸化物の効果は何ら影響を受けること
はない。

次に、本発明鋼の基本成分範囲の限定理由について述べ
る。

先ず、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％未満では構造溶鋼に必要な強度
の確保が困難であり、また、０．１８％を超える過剰の
添加は耐溶接割れ性などを著しく低下させるので、０．
０２〜０．１８％の範囲とした。

次に、Ｓｌは母材の強度確保に有効な元素であるが、０
．５％を超える過剰の添加はＨＡＺに高炭素島状マルテ
ンサイトを生成して靭性を低下させるため、上限を０．
５％とした。

また、Ｍｎは母材の強度靭性の確保に必要な元素であり
、最低限０．４％以上添加する必要があるが、溶接部の
靭性、割れ性など許容できる範囲で上限を２．０％とし
た。

一方、Ｐは母材、溶接部とも靭性に悪影響を及ぼすので
、極力低減するべきであり、上限を０．０１５％とした
。

ＳについてはＭｎＳを形成して粒内フェライト生成を助
長する元素であるので、０．００１％以上必要であるが
、０．０１％を超える過剰の添加は粗大なＡ系介在物を
形成して母材の延性、靭性の低下と機械的性質の異方性
の増加を措く上から避けるべきであり、従って、Ｓはｏ
、ｏｏｔ〜０．０１％の範囲とした。

ＮはＴｉＮとして母材の細粒化に寄与するが、特に大入
熱溶接時に高炭素島状マルテンサイトを生成して靭性を
低下させるため、上限を０．００６％とした。

Ａρは通常の鋼では脱酸、母材の細粒化等に必要な元素
であるが、通常アルミキルド程度の添加でも溶鋼酸素量
を著しく低下させ、フェライト生成核となるＴＩとＹの
複合酸化物の形成が難しくなるため、上限を０．００６
％とした。

以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度の上昇、
母材及びＨＡＺ靭性向上の目的で、必要に応じてＣｒ、
Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｕの１種または２種以上を含
有することができる。

先ず、Ｎｉは母材の強度、靭性とＨＡＺの靭性を同時に
向上できる極めて有効な元素であるが、３．０％を超す
過剰の添加をすると焼入性のｊ曽加により本発明鋼に必
要な粒内フェライトの形成が抑制され、ＨＡＺ靭性が劣
化するため、上限を３．０％とした。

次に、Ｃｕは母材強度を高める割にはＨＡ　Ｚの硬さ上
昇が少ないという点で有効な元素であるが、応力除去焼
ｔｔｉによるＨＡＺの硬化、靭性劣化の恐れがあること
から、上限を１．５％とした。

さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂは焼入性の向上と析出硬化
により母材の強度上昇に有効な元素であるが、上限値を
超える添加はＨＡＺ靭性の劣化を招くので、Ｃｒ、Ｍｏ
、Ｖ、Ｎｂのそれぞれについて上限を１．０％、０．５
％、０．１％、　０．０５％とした。

次に、本発明の効果を実施例によってさらに具体的に述
べる。

（実　施　例） 第１表に本発明に従って試作した鋼及び比較鋼の化学成
分、Ｔｉ、Ｙ等の酸化物形成元素の種類、添加量、酸化
物のサイズ、個数、溶接部の靭性等を示す。

ここで、Ｎｉ１Ｌ１〜弘１０が本発明鋼であり、！１１
Ｇ、１１〜Ｎａｌ＆が比較鋼である。

本発明鋼、比較鋼とも圧延により２０ｍ＋ｓ及び３０ｍ
ｍの鋼板とした。

２０闘材についてはＸ開先で、電流７００Ａ、電圧３２
Ｖ、溶接速度３０ｃｍ／ｌｌ１ｎ、入熱４５ｋＪ／ａｍ
の両面１層１電極潜弧溶接（サブマージアーク溶接）を
行った。

３０ｍｍ材についてはＹ開先で、電流１３８０Ａ　（Ｌ
極）　、１１５０Ａ　（Ｔ　１極）　、１０４０Ａ　（
Ｔ２極）、電圧３８Ｖ（Ｌ極）　、４２Ｖ　（Ｔｉ極）
　、４６Ｖ　（Ｔ２極）、溶接速度４５ｃｍ／ｓｉｎ、
人熱１９４ｋＪ／ｃｍの片面１層３電極サブマージアー
ク溶接を行い、いずれも２ｍｍＶノツチシャルピー衝撃
試験片を板表面から７１１Ｉ１１の位置が試験片の中心
部となり、溶接金属とＨＡＺの境界（融合部：ＦＬ）か
らＨＡＺ側に１ｍｍ入った位置がノツチ位置となるよう
採取し、６０℃で試験を実施した。

第１表から明らかなように、本発明鋼は比較鋼に比べて
優れたＨＡＺ靭性を有し、−６０℃の低温でも構造物の
安全性確保に十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを
示すことが分かる。即ち、本発明鋼はいずれもＯを０．
００３０〜０．０１５％とした溶鋼中にＴＩとＹを添加
することによりＯ９ｌ〜２．０μｓ径の微細なＴＩとＹ
の複合酸化物が多量に鋼中に分散しており、その結果と
して、入熱４０ｋＪ／ｃｍの両面１層溶接だけでなく、
入熱１９４ｋＪ／Ｃｍの片面１層大入熱溶接においても
極めて優れたシャルピー特性を示している。

一方、比較鋼においてＮｏ、ｌｆ、　Ｎｏ、１２はＴｉ
単独の酸化物を分散させた鋼であるが、ｋｌｌは酸化物
個数が十分確保できておらず、またＮａ、　１２は２．
Ｏｕｎを超える酸化物が存在するために、何れも本発明
鋼に比べてＨＡＺ靭性が若干劣る。比較鋼Ｎｏ、　１３
〜Ｎｏ。

１５は複合酸化物を含有する鋼であるが、複合酸化物が
ＴｉとＹの複合酸化物ではないため、酸化物数が不十分
であったり、酸化物自体に粒内フェライト生成能がない
ために極めて低い靭性値となっている。比較Ｍｋ１Ｇは
Ａ、ｌ）を含有した鋼で、Ｔ＋酸化物は少なく、ＴｉＮ
により組織の微細化を図った鋼であるが、ＦＬ直近でＴ
ｉＮが溶解してオーステナイト粒径の粗大化が生じ、固
溶Ｎｚも増加したためにＦＬ近傍のＨＡＺ靭性は本発明
鋼に比べて劣っている。

以上の実施例から本発明によれば、２００ｋＪ／ｃｍ程
度の大入熱溶接に至るまで、−６０℃でも十分な吸収エ
ネルギーを示す、極めて優れたＨＡＺ靭性が得られるこ
とが明白である。

（発明の効果） Ｔｉ酸化物を利用してＨＡＺ組織に粒内フェライトを生
成させて組織の微細化を図る技術は、ＨＡＺ靭性向上の
ための優れた技術である。本発明に従えばＴｉとＹの複
合酸化物の微細分散により、Ｔｉ酸化物によるよりも一
層のＨＡＺ靭性向上が図れることが以上の実施例からも
明らかである。

従って、本発明は、より過酷な使用条件に対しても安全
性の高い溶接構造用低温高靭性鋼を提供することを可能
とするものであり、その効果は極めて顕著である。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼中に含有される各Ｓ複合酸化物の粒子径と粒
子数の関係を示す図表、第２図は酸化物粒子数とΔ８１
５−４０秒の溶接再現熱サイクルを加えたときのシャル
ピー特性の関係を示す図表、第３図は酸化物粒子数とΔ
８１５−１６１秒の溶接再現熱サイクルを加えたときの
シャルピー特性の関係を示す図表である。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　失策 図 粒子径Ｏ７〜２．０．ａｍの酸イと拘個数（ｌんｍＪ） １０　’　　　　　　　　ＩＯ５／θ６位子ｆＬＯ，ｆ
−２，０ｍｍノｅｌｉ化勿個数　（／／ｇｍ３）第 ３図 １０’　　　　　　　　１０５ 粒子径ＯＩ〜２へｍの酸化物個装 ０６ （／／Ｑ、％り）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ｓ：０．００１〜０．０１％ Ｎ：０．００６％以下 Ａｌ：０．００６％以下 を基本成分とし、不純物としてＰ：０．０１５％以下、
   残部はＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼中のＯ量を０
   ．００３０〜０．０１５％とし、ＴｉとＹをＴｉ：０．
   ００５〜０．０２０％、Ｙ：０．００１０〜０．０１０
   ％の範囲で添加後、凝固させることを特徴とする溶接用
   低温高靭性鋼の製造方法。 ２、重量％で Ｃｒ：１．０％以下 Ｎｉ：３．０％以下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｖ：０．１％以下 Ｎｂ：０．０５％以下 Ｃｕ：１．５％以下 の１種または２種以上を含有することを特徴とする特許
   請求の範囲第１項記載の溶接用低温高靭性鋼の製造方法
   。