JPH0428474B2

JPH0428474B2 -

Info

Publication number: JPH0428474B2
Application number: JP60182982A
Authority: JP
Inventors: Hiroyuki Honma; Hiroshi Iwami; Shigeru Ookita
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1985-08-22
Filing date: 1985-08-22
Publication date: 1992-05-14
Also published as: JPS6264486A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、溶接金属の靭性に優れた低合金高張
力鋼の溶接法に係わり、特に、低合金高張力鋼
を、例えば電子ビーム溶接法の如き低酸素溶接法
にて溶接する場合の溶接金属の高靭化法に関する
ものである。（従来の技術）近年、石油、ガスなどのエネルギー開発が、北
極圏などの寒冷地で大規模に行われるようにな
り、その結果そこで使用される海洋構造物あるい
はラインパイプなどの溶接部の材質保証について
は特に厳しいものとなつている。溶接金属の低温
靭性については、−40℃におけるシヤルピー衝撃
値が、3.5Kgfm程度の苛酷な要求もみられ、これ
に対処するには溶接手段として、高度に清浄な溶
接金属を提供できるものを考慮する必要がある。このような要望に応える溶接手段としては、溶
接継手の低酸素化を計ることが溶接金属素地の延
性、ひいては靭性を向上させるために重要であ
り、そのための溶接手段の一つとして、電子ビー
ム溶接が知られている。この電子ビーム溶接の継手性能は、一般的には
清浄な高真空中での低入熱溶接であることから、
大気中でのアーク溶接等に比較して良好な性能が
予測され、また実用化も一部進んでいる。しか
し、50〜60キロ級鋼厚板材の溶接では、例えば
「溶接学会誌」第54巻（1985）第２号105〜106頁
に見られるように、溶接金属の靭性はかならずし
も良好ではなく、その改良が検討されていた。一
つの手段として、溶接後熱処理があるが、工程が
増えるため電子ビーム溶接適用の利点を相殺しか
ねない。また、特公昭56−50793号公報には、溶接まま
での靭性を向上させるために、電子ビーム溶接時
に再溶融される鋼材の部分にあらかじめ100〜
300ppmの酸素量を含むアーク溶接あるいはスラ
グ溶接によつて得られる軟鋼あるいは低合金鋼成
分相当の物質を挿入する方法を提案している。こ
れにより電子ビーム溶接金属のミクロ組織が微細
な針状フエライト組織となるので、低温靭性が向
上するとしている。しかしながら後者の方法は、
工場溶接などによりあらかじめ開先となる部分に
アーク肉盛溶接を行い、かつ電子ビーム溶接に必
要な精度を有する開先を加工する必要があるの
で、公定が極めて煩雑となる。さらに、電子ビー
ム溶接においては一般に鋼材の酸素量が高くなる
と気泡が生成し易くなる傾向が認められており、
この点からも技術上の限界があると考えられる。（発明が解決しようとする問題点）このようなことから、本発明は電子ビーム溶接
などの低酸素溶接手段によつて得られる溶接金属
の低温靭性を、溶接ままの状態で飛躍的に向上出
来る溶接法の提供を目的とする。（問題点を解決するための手段）そこで本発明者らは、これら従来技術の限界を
超える新しい技術の研究を行い、電子ビーム溶接
の際の高温においても溶接金属内にて溶解したり
粗大化したりすることの無い優れた特性を持つ微
細な析出物を鋼中に均一に分散させ、これを電子
ビーム溶接時にそのまま溶接金属中に均一に分散
させることによつてミクロ組織を微細化し、その
低温靭性を優れたものとする技術の確立に成功し
たものである。即ち本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.30％、Si：0.80％以下、
Mn：0.30〜2.0％、Ｐ：0.025以下、Ｓ：0.025％
以下、Ａ：0.007％以下、Ti：0.003〜0.050％、
Ｏ：0.0010〜0.0100％を基本成分とし、又はこれ
にさらに、Ni：4.5％以下、Cr：１％以下、
Mo：0.5％以下、Nb：0.15％以下、Ｖ：0.15％以
下、Cu：1.5％以下、Ｂ：0.003％以下、希土類元
素：0.01％以下、Ca：0.01％以下の１種または２
種以上を含有し、残部鉄、および不純物元素を含
有し、かつ粒子径が0.05〜5.0ミクロンのTi酸化
物を均一に分散含有する鋼を、低酸素溶接手段を
用いて溶接部に酸素源を付加することなく溶接す
ることを特徴とする溶接金属の靭性に優れた低合
金高張力鋼の溶接法である。以下に本発明を詳細に説明する。（作用）最初に本発明に言う低酸素溶接手段とは、前記
の電子ビーム溶接の他、レーザー溶接、TIG溶
接、プラズマ溶接の如き一般に不活性ガス雰囲気
中にて行われる溶接法を指し、これらはいずれも
先に述べた電子ビーム溶接の場合と同様に靭性の
優れた溶接金属ミクロ組織を得る上で問題を有す
るものである。次に、本発明の対象とする鋼の成分等を上記の
如く限定した理由は次の通りである。まずＣは鋼の強度、靭性等の機械的性質や溶接
性に影響を与える元素であり、0.30％を超えると
低温靭性が低下し、かつ溶接性が悪化するので、
上限を0.30％とした。また、0.01％より低くなる
と鋼としての必要な強度を確保することが困難に
なるため、下限を0.01％とした。次にSiは脱酸および強度確保のために添加する
が、0.80％を超えて添加すると溶接性、靭性が劣
化するため上限を0.80％とした。またMnは脱酸および強度、溶接性、靭性の確
保に重要なものであるが、0.30％未満ではこれら
の効果が十分ではなく、また2.0％を超えると溶
接性、靭性にむしろ悪影響を与えるので、0.30〜
2.0％とした。一方Ｐは靭性を低下させ、溶接割れの原因とも
なるため、可及的に少なくすることが望ましい。
Ｐ濃度が低い程、溶接部靭性が優れたものとな
る。0.025％を超えると靭性の低下が大きく、本
発明の目的に合わないため、上限を0.025％とし
た。さらにＳもＰと同様靭性を低下させ、溶接割れ
の原因となるので、可及的に少なくすることが望
ましい。また0.025％を超えると割れ感受性を高
めるため、上限を0.025％とした。次にＡは予備脱酸、母材の靭性向上のために
添加されるが、0.007％を超えるとフエライト核
生成に効果のあるTi酸化物が、低酸素溶接手段
により得られる溶接金属中に生成し難くなるた
め、上限を0.007％とした。またTiはTi酸化物によるミクロ組織微細化に
より、母材熱影響部ならびに溶接金属の低温靭性
向上効果をはかる上で必須の元素であるが、
0.003％未満ではその効果が見られないため、下
限を0.003％とした。また0.050％超ではその効果
が飽和し、むしろ不要な析出物を増加させるた
め、上限を0.050％とした。低酸素溶接手段によ
り鋼から溶接金属に移行するTiの歩留まりは、
約90〜95％であり、上記の量のTiが鋼中に存在
すれば、所期の目的である溶接金属ミクロ組織の
微細化は十分に達成できる。さらにＯは適切なTi酸化物を生成させ低温靭
性を向上させるために、適切な濃度とするもので
あるが、0.0010％未満では低温靭性向上効果が見
られないため下限を0.0010％とした。また0.0100
％超の濃度では低温靭性向上効果が飽和し、むし
ろ介在物を増加させるため上限を0.0100％とし
た。次にTi酸化物は低酸素溶接手段によつて形成
される溶接金属の溶接ままにおける低温靭性向上
を図る上で必須の化合物であり、鋼中に少なくと
も0.05ミクロン以上で存在することが必要である
が、0.05ミクロン未満では溶接中に溶解し、溶接
金属中においてフエライト微細化効果を消失する
ので、下限を0.05ミクロンとした。また5.0ミク
ロン超になるとその効果が飽和し、むしろ破壊の
発生の点から有害な介在物となるため大きさの上
限を5.0ミクロンとした。なおTi酸化物を鋼中に
0.05〜5.0ミクロンに均一に分散させるには、例
えばRH等の真空脱ガス装置において鋼中酸素濃
度を制御したのち、Tiを添加する方法により達
成できる。なお、上述のTi酸化物は、鋼中に単体の形で
存在しても、窒化物あるいは炭化物との複合化合
物の形で存在しても、粒子径、存在重量％が上述
の範囲にあれば、その効果はなんら変わるもので
はない。 Ti酸化物の効果がおよぶ鋼材の基本成分範囲
は上に述べた通りであるが、またこれにさらに
Ni：4.5％以下、Cr：１％以下、Mo：0.5％以下、
Nb：0.15％以下、Ｖ：0.15％以下、Cu：1.5％以
下、Ｂ：0.003％以下、希土類元素：0.01％以下、
Ca：0.01％以下の１種または２種以上を添加した
鋼であつても低酸素溶接手段により得られた溶接
金属におけるTi酸化物の効果は有効である。まずNiは鋼材の強度と靭性を同時に高める元
素であるが、4.5％超の濃度ではその効果が飽和
し、又強度も過大となることがあるので、上限を
4.5％とした。次にCrは鋼材、溶接金属の焼き入れ性を高め
る元素であるが、１％超の濃度では強度が過大と
なるので上限を１％とした。 MoもCrと同様に焼き入れ性を高める元素であ
るが、0.5％超では溶接金属の強度が過大となる
ため上限を0.5％とした。 Nb，Ｖは焼き入れ性を高めたり、炭窒化物を
形成することにより鋼材の強度、靭性を向上させ
る。しかしながら、0.5％超ではHAZの靭性劣化
を招くので、上限をそれぞれ0.5％とした。 CuはNiと同様に鋼材の強度と靭性を高める元
素であるが、1.5％超では強度が過大となるので
上限を1.5％とした。Ｂは鋼材の焼き入れ性を高める元素であり、又
フエライト、パーライト組織を微細化させる効果
があるが、0.003％超では靭性を劣化させるので
上限を0.003％とした。希土類元素、Caは鋼材の硫化物形状制御のた
めに添加するが、0.01％超ではTi酸化物の形成を
妨げて本発明の対象となる効果が得られなくなる
ので、上限をそれぞれ0.01％とした。また本発明の対象となる鋼材は通常の圧延のま
まのもの、強度、靭性を向上させるために制御圧
延または制御冷却を施したもの、焼き入れ焼き戻
しまたは焼準および両者を組み合わせた熱処理を
施したものであつても、Ti酸化物の有効性は何
らの影響も受けることはない。また低酸素溶接手段については、すでに述べた
ように、電子ビーム溶接、レーザー溶接、TIG溶
接、プラズマ溶接等、溶接金属の酸素値が0.01％
以下となる低酸素溶接法であれば効果は変わりな
い。次に本発明の効果を実施例によつて更に具体的
に述べる。実施例１第１表に示す化学組成を有する鋼を転炉にて溶
製し、本発明例の鋼はRH処理を行つて鋼中に
0.05〜５ミクロンのTi酸化物を均一に分散させた
のち、常法によりスラブとなし、熱間圧延、必要
に応じて制御圧延、制御冷却を施して厚板を製造
した。比較例の鋼は本発明の成分組織を満足しな
い従来鋼で、転炉で溶製後常法によりスラブとな
し、熱間圧延もしくは制御圧延、制御冷却を施し
て厚板を製造した。また第１表はTi酸化物の分散状態、ならびに
Ti酸化物と共存するTi炭窒化物の分散状態も示
す。粒子径は、走査型電子顕微鏡（SEM）写真
による直後測定により求めた。また、Ti炭窒化
物は、SEM内に装填されているエネルギー分散
型（EDAX）解析装置により存在を確認した。次に、第２表に示す溶接条件により、各厚板を
横向き姿勢にてルートギヤツプ無しの開先突き
合わせにより電子ビーム溶接した。各溶接部か
ら、第１図に示す要領でシヤルピー衝撃試験片を
採取し、繰り返し数を３として、−60〜−20℃の
範囲で衝撃試験を行つた。その結果を第２表に示
す。なお第１図において、１は溶接金属、２は衝撃
試験片、３はその切り欠き位置、４は被溶接鋼材
である。溶接継ぎ手表面からの試験片採取位置の
深さをｓ＝１mmとした。本発明例１は、Ｃ濃度が低い鋼を用いた例であ
る。厚板中にTi酸化物は適正に分布しているが、
TiN等は存在していない。第２表から明らかな
ように、−40〜−60℃における靭性値は十分高い
ものとなつている。比較例13は、本発明例１の鋼と化学組成がほと
んど同じであるが、本発明の範囲を超えてＡが
高目に外れ、Ti酸化物がまつたく存在していな
いため靭性は極めて低い。ミクロ組織も後者が微
細な針状のフエライト主体であるのに対し、粗い
ラス状のフエライトと粒介フエライトからなつて
いた。本発明例２は、Ａ含有量が上限に近い鋼を用
いた例である。Ti酸化物は適正に分布している
がTiN等は存在していない。靭性値は本発明例
１に比較してさらに良好である。比較例14は、本発明例２と化学組成がほとんど
同じであるが、Tiが、本発明の下限値未満でほ
とんど含まれておらず、従つてTi酸化物もTiN
等もまつたく含まないので靭性は極めて低い。ミ
クロ組織も後者が微細な針状フエライト主体の組
織であるのに対し、前者は粗い上部ベイナイト組
織であつた。本発明例３は、Ｃ含有量が比較的高い鋼を用い
た例である。Ti（CN）が共存するがTi酸化物は
適正に分散している。−20℃における靭性値は10
Kgｆｍ以上と安定している。一方比較例15は、本発明例３と化学組成がほと
んど同じであるが、本発明の範囲を超えてＡが
高目に外れ、Ti酸化物がまつたく存在しないた
め−20℃における靭性値は３Kgｆｍ弱と低い。ミ
クロ組織も前者が針状フエライト主体の組織であ
るのに対し、後者は上部ベイナイト組織であつ
た。本発明例４は、同３と同様にＣ含有量が比較的
高いがMn含有量が低い。Ti（CN）が共存するが
Ti酸化物が適正に分散している。靭性値は本発
明例３と同程度であり安定している。本発明例５は、同２と化学組成がほとんど同じ
であるが、Ti含有量が比較的高い。しかしなが
らTi酸化物は適正に分散しており、−40℃におけ
る靭性値は同２のそれに匹敵している。本発明例６は、同２と化学組成がほとんど同じ
であるが、Ti含有量が下限値に近い。しかしな
がらTi酸化物はほぼ適正に分散しており、靭性
値は本発明例５に比較していくぶん低いながらも
良好な値を示している。本発明例７は、同２よりいくぶんMnが低い成
分系にNiを添加したものである。Ti酸化物の分
散は適正であり、−60℃における靭性値は約19Kg
ｆｍと本発明例２に匹敵する値を示している。本発明例８は、基本成分系にCr−Mo−Ｖ−Ｂ
を添加したものである。Ti（CN）と共存しつつ
Ti酸化物は適正に分散しており、本発明例３、
４と同様の良好な靭性値を示す。本発明例９は、基本成分系にNi−Nb−Cu−
Caを添加したものである。Ti酸化物の分散は適
正であり、−60℃における靭性値は本発明例７と
同様の優れた値を示す。本発明例10は、基本成分系にＢを添加したもの
である。Ti酸化物の分散は適正であり、−60℃に
おける靭性値は約15Kgfmと良好な値を示す。本発明例11は、基本成分系にNb−REMを添加
したものである。Ti酸化物の分散は適正であり、
−60℃における靭性値は本発明例７と同様の良好
な値を示す。本発明例12は、基本成分系にNi−Cuを添加し
たものである。Ti酸化物の分散は適正であり、−
60℃における靭性値は本発明例２に匹敵する優れ
た値を示す。比較例16は、本発明例12と同様の化学組成を有
するが、本発明の範囲を超えてTiを過剰に含む。
そのために、Ti酸化物の一部が必要以上に粗大
化し、靭性値は１Kgｆｍ程度となつている。ミク
ロ組織は、Ti過剰のため上部ベイナイト主体の
組織となり、針状フエライト主体の本発明例12の
組織とは大きく異なつていた。比較例17は、本発明例12と同様の化学組成を有
するが、本発明の範囲を越えてＡが高目に外れ
ている。そのためTi酸化物はまつたく存在せず、
従つて靭性値も本発明例２と比較すると極めて低
い。ミクロ組織は上部ベイナイト主体の組織であ
つた。実施例２第１表に示す化学組成の鋼のうち、本発明例12
と比較例17において用いられた鋼を選び、板厚を
12mmに減厚後実施例１の場合と同じ開先形状を用
い、レーザー溶接とプラズマ溶接を行つた。レー
ザー溶接条件は、レーザー出力６〓、速度42cm／
min、He流量15／minであり、プラズマ溶接条
件は、電流240A、電圧23V、Ar流量３／min、
速度10cm／minである。第１図に示す要領にてシ
ヤルピー衝撃試験片を採取し、−60と−40℃にお
いて衝撃試験を行つた。繰り返し数は３とした。
その結果を第３表に示す。第３表から明らかなように、第１表に示した鋼
材１２をレーザーならびにプラズマ溶接した場合
の−40〜−60℃における靭性値は13〜17Kgｆｍと
安定しており、ミクロ組織も均一微細な針状フエ
ライトとなつている。一方第１表中に示した鋼材１７を同じ溶接法に
て溶接した場合の靭性値は約２〜５Kgｆｍと低
く、かつミクロ組織も上部ベイナイト組織であつ
た。

【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、鋼中に0.05〜5.0ミンロンのTi酸化物を
均質に分散含有せしめた鋼を電子ビーム溶接法な
どの低酸素溶接手段で溶接することによつて、海
洋構造物や、ラインパイプなどの溶接構造物にお
ける溶接金属の靭性向上が計れるものであり、産
業上の効果は極めて顕著である。

【図面の簡単な説明】

第１図は溶接部からのシヤルピー衝撃試験片の
採取要領を示す図である。１……溶接金属、２……衝撃試験片、３……切
り欠き位置、４……鋼材。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％で、Ｃ：0.01〜0.30％、Si：0.80％以
下、Mn：0.30〜2.0％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：
0.025％以下、Ａ：0.007％以下、Ti：0.003〜
0.050％、Ｏ：0.0010〜0.0100％を基本成分とし、
残部鉄、および不純物元素を含有し、かつ粒子径
が0.05〜5.0ミクロンのTi酸化物を均一に分散含
有する鋼を、低酸素溶接手段を用いて溶接部に酸
素源を付加することなく溶接することを特徴とす
る溶接金属の靭性に優れた低合金高張力鋼の溶接
法。２重量％で、Ｃ：0.01〜0.30％、Si：0.80％以
下、Mn：0.30〜2.0％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：
0.025％以下、Ａ：0.007％以下、Ti：0.003〜
0.050％、Ｏ：0.0010〜0.0100％を基本成分とし、
さらに、Ni：4.5％以下、Cr：１％以下、Mo：
0.5％以下、Nb：0.15％以下、Ｖ：0.15％以下、
Cu：1.5％以下、Ｂ：0.003％以下、希土類元素：
0.01％以下、Ca：0.01％以下の１種または２種以
上を含有し、残部鉄、および不純物元素を含有
し、かつ粒子径が0.05〜5.0ミクロンのTi酸化物
を均一に分散含有する鋼を、低酸素溶接手段を用
いて溶接部に酸素源を付加することなく溶接する
ことを特徴とする溶接金属の靭性に優れた低合金
高張力鋼の溶接法。