JPH0359134B2

JPH0359134B2 -

Info

Publication number: JPH0359134B2
Application number: JP60078192A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Mimura; Shoichi Matsuda; Koichi Yamamoto; Masazumi Hirai; Masakata Imagunbai
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1985-04-12
Filing date: 1985-04-12
Publication date: 1991-09-09
Also published as: JPS61238940A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は溶接性の優れた低温強靭鋼に係わり、
特に、溶接熱影響部の低温切欠靭性の優れた鋼材
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、大型鋼構造
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。一般に鋼材に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1232頁においては、TiNを微細析出させ、
50Kg／mm²高張力鋼の大入熱溶接時のHAZ靭性を
改善する手段が開示されているが、これらの析出
物は、大入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
性の劣化が避けれ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
巻第２号49頁には、CaOによりHAZ組織に粒内
フエライトを生成し、結晶粒を実効的に微細化す
る方法が、また、特公昭55−31389公報には、希
土類元素（REM）の酸化物により同様に結晶粒
を微細化する方法が記載されているが、CaO、
REM酸化物は鋼中において微細分散させること
が極めてむずかしく、粒内フエライトの生成に必
要な核生成サイトを十分に提供することができな
い。一方、本発明者らの一部は、溶鋼のAl脱酸に
替るTi単独脱酸により鋼中にTi酸化物を微細分
散させ、溶接時の冷却過程において粒内変態を促
進させることによりHAZ靭性を著るしく改善で
きることを特願昭59−101732号、特願昭59−
203099号、特願昭59−237784号において示した。
しかし、その後の検討により、Ti単独脱酸鋼は
低入熱多層溶接継手のHAZ靭性は極めて優れて
いるが、大入熱１〜２層溶接溶接継手のHAZ靭
性にばらつきが生じ、北海あるいは北極海など厳
寒地域で使用される海構材の低温大入熱溶接部靭
性を保証するためにばらつきの原因究明とそれを
制御する新しい技術思想の導入が必要であること
が判明した。かくて、本発明は、小入熱から大入熱の全入熱
領域にわたる鋼の溶接に際し、HAZの低温靭性
が大幅に改善され、溶接性の優れた大型構造用鋼
の提供を目的とする。（問題点を解決するための手段、作用）本発明の要旨は、重量％で、Ｃ：0.02〜0.18、
Si：0.5％以下、Mn：0.4〜1.8％、Ti：0.030％以
下、Ｐ：0.015％以下、Ｎ：0.00％以下、Ｓ：
0.005％以下を基本成分とし、またはこれにさら
にNi3.0％以下、Cu1.5％以下の１種または２種
を、あるいはNb0.05％以下、V0.1％以下、
Ta0.05％以下、Cr1.0％以下、Mo0.5％以下の１
種または２種以上を、さらに本基本成分にＢを
0.002％以下添加した上で、上記Ni、Cuの１種ま
たは２種、あるいは上記Nb、Ｖ、Ta、Cr、Mo
の１種または２種以上を含有し、残部はFe及び
不可避不純物からなり、鋳込み前の溶鉄の残存酸
素濃度を５〜60ppmとし、かつA1、Ce、Ca及び
Mgの強脱酸元素の無添加により該元素で構成さ
る１次脱酸生成物を実質的に含まず、弱脱酸元素
Ti、Si、Nb、Ｖ、Taの脱酸により生成する２次
脱酸生成物として、粒子径が0.1〜3.0μｍの粒子
５×10⁴〜10⁶個〜mm³を含有することを特徴とする
溶接部靭性の優れた低温強靭鋼である。本発明者らは、前述の現状を踏まえ、大入熱
HAZ靭性のばらつき原因とその制御法について
鋭意検討を加え、以下の結果を得た。まず、第１図はTi単独脱酸鋼の大入熱溶接時
のHAZ組織における各種フエライトの形態を示
す模式図であつて、図面においてＡは粒界フエラ
イト、Ｂはフエライトサイドプレート、Ｃは粒内
フエライトを示す。なお、フエライトサイドプレ
ートＢ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。同図にみられ
るように、HAZ組織に粒内フエライトＣが多数
存在する場合においても、100％粒内フエライト
Ｃにすることは不可能であり、必ず粒界フエライ
トＡおよびフエライトサイドプレートＢが存在す
る。つぎに、HAZ組織における脆性破壊形態につ
いて詳細に調べたところ、脆性破壊は必ず粒界フ
エライトＡあるいはフエライトサイドプレートＢ
から発生しており、発生点を含む脆性破面の大き
さは伝播部の破面の大きさ（粒内フエライト組織
部の破面）に比べてかなり大きことが判つた。こ
の場合、HAZ靭性は発生点を含む脆性破面の大
きさのマイナス２分の１乗と比例関係にあるの
で、混粒組織の靭性は粗粒、すなわち粒界フエラ
イトおよびサイドプレート組織の大きさで支配さ
れることを意味している。特にHAZ靭性のばら
つきの中で、靭性の悪い集団に属する試料には粒
界フエライトＡ、サイドプレートＢが極めて多い
ことが認められた。さらに、Ti酸化物の分散形態を調べると、
HAZ組織に粒界フエライトＡおよびフライトサ
イドプレートＢが多い場合には微細なTi酸化物
が少なく、粗大なTi酸化物が存在するが、それ
に対して粒界フエライトＡ、フエライトサイドプ
レートＢが少ない場合には粗大なTi酸化物は存
在せず、微細な介在物が数多く存在することが認
められた。したがつて、HAZ靭性の改善をはか
るためには酸化物を微細かつ均一に分散させるこ
とが必要であることがわかる。つぎに、Ti酸化物の生成過程を詳細に調べる
と、粗大な酸化物はすべて１次脱酸生成物（溶鋼
中で生成）で、溶鋼中における衝突、凝集によつ
て粗大化したものであるのに対し、微細な酸化物
は溶鋼の凝固過程において固相／液相界面で生成
した２次脱酸生成物であることが認められた。ま
た、１次脱酸生成物が溶鋼中で完全に浮上分離さ
れない場合には、２次脱酸生成物が１次脱酸生成
物を核にして生成するため、微細化が極めてむず
かしくなることもわかつた。上記の結果に基づき、１次脱酸生成物を実質的
に含まず、Ti、Siなど弱脱酸元素の使用により
２次脱酸生成物を鋼中に微細分散させた鋼材につ
いて、HAZ組織を調べてみると、第１図に示し
たような粒内フエライトＣが著るしく発達し、粒
界フエライトＡ、フエライトサイドプレートＢの
生成は非常に少なくなることが明らかになつた。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、１
次脱酸生成物を実質的に含まず、所定の寸法の２
次脱酸生成物を適量存在させるならば、小入熱か
ら大入熱の全入熱領域にわたる鋼の溶接に際し、
HAZの低温靭性が著るしく改善され、溶接性の
優れた海洋構造物、船舶、貯槽など大型構造用鋼
の開発が可能であるとの結論に達し、前述の本発
明を成した。以下、本発明について詳細に説明する。まず最初に、本発明鋼の基本成分の限定理由に
ついて述べる。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、0.02〜0.18％とした。 Siは母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸および２
次脱酸生成物の形成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。 Mnは母材の強度、靭性の確保のために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1.8％とした。 Tiは弱脱酸元素のうち２次脱酸生成物の形成
に最も有効な元素であるが、0.030％超の過剰の
添加は粗大な１次脱酸生成物を形成し、それが靭
性に極めて有害となるため0.030％以下とした。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0.015％とした。Ｎは母材、溶接部の地の靭性とHAZにおける
高炭素マルテンサイトの生成抑制という点から低
い方が望ましいため、上限を0.004％とした。Ｓについては、過剰の添加は粗大な硫化物系介
在物を形成し、母材の延性低下と異方性の増加を
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。以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度
の上昇、および、母材、HAZの靭性向上の目的
で、本基本成分にNi、Cuの１種または２種を、
あるいはNb、Ｖ、Ta、Cr、Moの１種または２
種以上を、さらに本基本成分にＢを0.002％以下
添加した上で、Ni、Cuの１種または２種、ある
いはNb、Ｖ、Ta、Cr、Moの１種または２種以
上を含有することができる。 Niは母材の強度、靭性とHAZの靭性を同時に
高める極めて有効な元素であるが、3.0％を超す
過剰の添加は焼入性の増加により本発明鋼に必須
の粒内フエライトの形成が抑制されるため、上限
を3.0％とした。 Cuは母材強度を高めるわりに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を考慮して上限を
1.5％とした。 Nb、Ｖ、Taは２次脱酸生成物の形成、焼入性
の向上および析出硬化などにより、母材強度の上
昇、HAZ靭性の改善などに有効であるが、各成
分の上限を超える過剰の添加はHAZ靭性および
硬化性の観点から有害となるため、Nb、Ｖ、Ta
のそれぞれについて上限を0.05％、0.1％、0.05％
とした。 Cr、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、また、適切な製造プロセスを
付す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、Cr、Moのそれぞれについて上限を
1.0％、0.5％とした。Ｂは焼入性の向上による母材強度の上昇と粒界
フエライトおよびフエライトサイドプレートの抑
制によるHAZ靭性の向上が期待されるが、0.002
％を超える過剰の添加はFe₂₃CB₆の析出による靭
性低下とHAZの硬化性の増加を招くため、上限
を0.002％とした。つぎに、本発明鋼は前述の通り、HAZの粗粒
域において、その冷却時におけるオーステナイト
→フエライト変態を制御し、粒界フエライトとフ
エライトサイドプレートの抑制と粒内フエライト
の生成促進とにより、たとえHAZのオーステナ
イト粒径が大きくても、オーステナイト→フエラ
イト変態後のフエライト粒径を実効的に微細化す
ることができる。而して、このような粒界フエライト、フエライ
トサイドプレートの抑制と粒内フエライトの生成
促進とを計るためには、Al、Ce、CaおよびMg
のような強脱酸元素の添加により形成される１次
脱酸生成物を実質的に含まないようにする必要が
ある。その理由は、１次脱酸生成物は寸法が大き
く、3.0μｍ超が圧倒的に多く、なおかつ１次脱酸
生成物の存在は２次脱酸生成物の粗大化を招くた
めである。つぎに、弱脱酸元素Ti、Si、Nb、Ｖ、Taのみ
を溶鋼中に溶存させることによつて形成される２
次脱酸生成物の粒子径は0.1〜3.0μｍの範囲にあ
ることが必要である。本発明者らの知見によれ
ば、該粒子径が0.1μｍ未満では粒内フエライトの
核生成効果は極めて弱く、また3.0μｍ超になると
フエライト生成能は有するものの、それ自身が破
壊の発生箇所となり易くなり、HAZ靭性が著る
しく低下する。つぎに、該粒子径については、２次脱酸生成物
の粒子数があまりにも少なすぎると溶接時に十分
なフエライト生成核が得られないので、５×10⁴
個／mm³以上の該粒子径の粒子を存在させることが
必要である。該粒子径の粒子数が増加するにした
がつて粒内フエライトの個数も増え、有効結晶粒
も細かくなるが、１×10⁶個／mm³を超える過剰な
存在は母材および溶接部の延性低下を招く傾向が
あるので、該粒子径の粒子数の上限は１×10⁶
個／mm³でなければならない。２次脱酸生成物は、例えばTi、Si、Nb、Ｖ、
Taなどの弱脱酸元素のみを添加し、鋳込み前の
溶存酸素濃度５〜60ppm、かつ１次脱酸生成物を
実質的に含まない溶鋼を、凝固時の冷却速度20〜
400℃／minで鋳造することにより得られる。また、鋼材は通常の圧延ままのもの、制御圧延
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、該生
成物の効果は何ら影響を受けることがない。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を示す表であり、40
キロから80キロ級鋼まで試作した。ここで、１〜
23が本発明鋼、24〜36が比較鋼であり、このうち
１〜８、24〜28は40キロ級鋼、９〜16、29〜31は
50キロ級鋼、17〜21、32〜34は60キロ級鋼、22、
23、35、36は80キロ級鋼である。いずれの試作材
も圧延により30mm鋼板とし、それぞれＸ開先によ
り、電流1000A（Ｌ極）、950A（Ｔ極）、電圧36V
（Ｌ極）、40V（Ｔ極）、溶接速度44cm／min、入熱
100kJ.cm^-1の２電極潜弧溶接を行ない、第２図に
試験片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側に２mm入つた所とし、
シヤルピー衝撃試験片３を採取した。試験は−40
℃、−60℃で実施した。第１表には脱酸生成物の種類とその粒子径およ
び粒子数も併せて示した。また、第２表には母材
特性とあわせてHAZ靭性も示した。第２表から明らかなように、本発明鋼は比較鋼
に比し優れたHAZ靭性を有することがわかる。 40キロ級鋼のうち本発明鋼１〜８は１次脱酸生
成物は存在せず、また２次脱酸生成物においても
3.0μｍ超の粗大なものはなく、0.1〜3.0μｍ範囲の
ものが５×10⁴〜１×10⁶個／mm³の範囲にあり、−
40℃、−60℃の靭性は極めて優れている。一方、
比較鋼において、24、25はそれぞれＳおよびＮが
本発明の要件とする範囲外にあり、２次脱酸生成
物は微細に分散しているにも拘らずHAZ靭性は
悪い。また26、27は0.1〜3.0μｍ範囲にある２次
脱酸生成物の不足、過剰、28は強脱酸元素Alの
存在による3.0μｍ超の１次脱酸生成物の存在と
0.1〜3.0μｍの微細な２次脱酸生成物の不足とに
より、本発明鋼に比べてHAZ靭性は著るしく低
下する。 50キロ級鋼のうち、本発明鋼９〜16も40キロ級
鋼と同様に、１次脱酸生成物は存在せず、微細な
２次脱酸生成物の粒子数は本発明の要件とする範
囲にあり、靭性も優れている。一方、比較鋼にお
いて、29、30はそれぞれ強脱酸元素Ce、Caの存
在、31はTi過剰とMgの存在による粗大な１次脱
酸生成物の存在と微細な２次脱酸生成物の不足と
により、本発明鋼に比較して靭性は低下する。 60キロ級鋼のうち、本発明鋼17〜21は40、50キ
ロ級鋼と同様に１次脱酸生成物は存在せず、0.1
〜3.0μｍの微細な２次脱酸生成物が本発明の要件
とする範囲の５×10⁴〜１×10⁶個／mm³にあり、い
ずれの試験温度においても靭性は優れている。一
方、比較鋼において、32、33はそれぞれ強脱酸元
素Al＋Ce、Ca＋Mgの存在、34は、Ti過剰およ
び、強脱酸元素Ce＋Mgの存在による粗大な１次
脱酸生成物の形成と微細な２次脱酸生成物の不足
とにより、HAZ靭性は本発明鋼に比べて著るし
く低下する。最後に80キロ級鋼のうち、本発明鋼22、23は、
40〜60キロ級鋼と同様に粗大な１次脱酸生成物は
存在せず、0.1〜3.0μｍの微細な２次脱酸生成物
が本発明の要件とする範囲にあり、靭性は優れて
いる。一方、比較鋼において35、36はそれぞれ強
脱酸元素Al＋Ce＋Ca、Ce＋Ca＋Mgの存在によ
る粗大な１次脱酸生成物の形成と微細な２次脱酸
生成物の不足とによりHAZ靭性は本発明鋼に比
べて低下する。

【表】

【表】 ○ 存在 × 存在せず △ わずかに存在

【表】

【表】（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、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
構造物に使用される鋼を提供することが可能とな
り、産業上の効果は極めて顕著なものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は各種フエライトの形態を示す模式図、
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……溶接
ボンド部。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％で、Ｃ：0.02〜0.18％ Si：0.5％以下 Mn：0.4〜1.8％ Ti：0.030％以下Ｐ：0.015％以下Ｎ：0.004％以下Ｓ：0.005％以下を基本成分とし、残部はFe及び不可避不純物か
らなり、鋳込み前の溶鉄の残存酸素濃度を５〜
60ppmとし、かつA1、Ce、Ca及びMgの強脱酸
元素の無添加により該元素で構成される１次脱酸
生成物を実質的に含まず、弱脱酸元素Ti、Si、
Nb、Ｖ、Taの脱酸により生成する２次脱酸生成
物として、粒子径が0.1〜3.0μｍの粒子５×10^4〜1
×10⁶個／mm³を含有することを特徴とする溶接部
靭性の優れた低温強靭鋼。２重量％で、Ｃ：0.02〜0.18％ Si：0.5％以下 Mn：0.4〜1.8％ Ti：0.030％以下Ｐ：0.015％以下Ｎ：0.004％以下Ｓ：0.005％以下を基本成分とし、これに重量％で、 Ni：3.0％以下 Cu：1.5％以下の１種または２種を含有し、残部はFe及び不可
避不純物からなり、鋳込み前の溶鉄の残存酸素濃
度を５〜60ppmとし、かつA1、Ce、Ca及びMg
の強脱酸元素の無添加により該元素で構成される
１次脱酸生成物を実質的に含まず、弱脱酸元素
Ti、Si、Nb、Ｖ、Taの脱酸により生成する２次
脱酸生成物として、粒子径が0.1〜3.0μｍの粒子
５×10⁴〜１×10⁶個／mm³を含有することを特徴と
する溶接部靭性の優れた低温強靭鋼。３重量％でＣ：0.02〜0.18％ Si：0.5％以下 Mn：0.4〜1.8％ Ti：0.030％以下Ｐ：0.015％以下Ｎ：0.004％以下Ｓ：0.005％以下を基本成分とし、これに重量％で、 Nb：0.05％以下Ｖ：0.1％以下 Ta：0.05％以下 Cr：1.0％以下 Mo：0.5％以下の１種または２種以上を含有し、残部はFe及び
不可避不純物からなり、鋳込み前の溶鉄の残存酸
素濃度を５〜60ppmとし、かつA1、Ce、Ca及び
Mgの強脱酸元素の無添加により該元素で構成さ
れる１次脱酸生成物を実質的に含まず、弱脱酸元
素Ti、Si、Nb、Ｖ、Taの脱酸により生成する２
次脱酸生成物として、粒子径が0.1〜3.0μｍの粒
子５×10⁴〜１×10⁶個／mm³を含有することを特徴
とする溶接部靭性の優れた低温強靭鋼。４重量％で、Ｃ：0.02〜0.18％ Si：0.5％以下 Mn：0.4〜1.8％ Ti：0.030％以下Ｐ：0.015％以下Ｎ：0.004％以下Ｓ：0.005％以下を基本成分とし、これに重量％で、Ｂ：0.002％以下を含有し、さらに、 Ni：3.0％以下 Cu：1.5％以下の１種または２種以上を含有し、残部はFe及び
不可避不純物からなり、鋳込み前の溶鉄の残存酸
素濃度を５〜60ppmとし、かつA1、Ce、Ca及び
Mgの強脱酸元素の無添加により該元素で構成さ
れる１次脱酸生成物を実質的に含まず、弱脱酸元
素Ti、Si、Nb、Ｖ、Taの脱酸により生成する２
次脱酸生成物として、粒子径が0.1〜3.0μｍの粒
子５×10⁴〜１×10⁶個／mm³を含有することを特徴
とする溶接部靭性の優れた低温強靭鋼。５重量％で、Ｃ：0.02〜0.18％ Si：0.5％以下 Mn：0.4〜1.8％ Ti：0.030％以下Ｐ：0.015％以下Ｎ：0.004％以下Ｓ：0.005％以下を基本成分とし、これに重量％で、Ｂ：0.002％以下を含有し、さらに、 Nb：0.05％以下Ｖ：0.1％以下 Ta：0.05％以下 Cr：1.0％以下 Mo：0.5％以下の１種または２種以上を含有し、残部はFe及び
不可避不純物からなり、鋳込み前の溶鉄の残存酸
素濃度を５〜60ppmとし、かつA1、Ce、Ca及び
Mgの強脱酸元素の無添加により該元素で構成さ
れる１次脱酸生成物を実質的に含まず、弱脱酸元
素Ti、Si、Nb、Ｖ、Taの脱酸により生成する２
次脱酸生成物として、粒子径が0.1〜3.0μｍの粒
子５×10⁴〜１×10⁶個／mm³を含有することを特徴
とする溶接部靭性の優れた低温強靭鋼。