JPH04297547A - 応力除去焼鈍後の溶接熱影響部靱性の優れた極厚超大入熱用鋼 - 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】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は板厚が１００ｍｍ以上の
水力発電所水車用ケーシング等の超大入熱溶接後、応力
除去焼鈍（ＰＷＨＴ）を必要とする構造用綱に関するも
のである。

【０００２】

【従来の技術】溶接構造物の安全性確保から、板厚が厚
く、外部応力が問題になる場合、一般に溶接後、残留応
力除去のためのＰＷＨＴが行われる。

【０００３】一方、最近の構造物建造コストの削減から
、板厚１００ｍｍを超える極厚鋼でも１パス溶接が可能
なエレクトロスラグ溶接が適用されている。しかしなが
ら、この溶接法は、板厚が厚くなるのに伴い溶接入熱が
著しく増大し、例えば１００ｍｍ程度の板厚の鋼材を溶
接するためには１５００ｋＪ／ｃｍ程度と非常に大きな
溶接入熱を与える必要がある。このため溶接熱影響部（
以降、ＨＡＺと呼ぶ）のミクロ組織は著しく粗大化をす
る。一般の構造用鋼を溶接した場合、８０Ｋ鋼等の高張
力鋼を除いて、ＰＷＨＴ後の靱性低下はあまり顕著でな
い。しかしながら、先に述べたエレクトロスラグ溶接等
の超大入熱溶接を実施した鋼材では、通常のＨＡＺ組織
に比べ粗大なミクロ組織、すなわち、旧オーステナイト
粒界から成長する粗大な粒界フェライト、粒内に成長す
る上部ベイナイト的な粗いフェライト組織等を呈するた
めに、溶接ままでの靱性低下が生じるばかりでなく、Ｐ
ＷＨＴにより粒界炭化物の粗大化やＰによる粒界脆化が
起こり靱性が低下する。

【０００４】このために、現状、ＰＷＨＴ後、再度、焼
準処理等の熱処理を実施して靱性の回復を図っており、
この再熱処理により大幅なコスト増が問題となっている
。

【０００５】以上の問題に対し、例えば特開昭５８ー３
１０６５公報に開示されているような造船用、海洋構造
物用等に開発されている大入熱用鋼の適用も検討された
が、溶接入熱が極めて大きいエレクトロスラグ溶接では
、ＴｉＮ等の結晶粒の粗大化を抑える析出部が溶解する
ため、靱性の改善効果は小さく、かつＰＷＨＴを実施す
ると、先に述べた粒界炭化物の粗大化によりさらに靱性
が低下する。また、これら既存の大入熱鋼は一般にＣ添
加量は０．１ｗｔ％以下であり、１００ｍｍ以上の極厚
鋼への適用には強度確保からその適用に問題がある。

【０００６】また、最近では、ＨＡＺ靱性の積極的向上
の観点から粒内フェライトによる靱性改善も検討されて
いる。これは、特開昭６２ー１８４２号公報に開示され
ているように、脱酸生成物＋ＴｉＮ＋ＭｎＳの複合析出
物を変態核としたもの、あるいは特開昭５９−１８５７
６０号公報および特開昭６０ー２４５７６８号公報に開
示されているＴｉの酸化物、窒化物とＭｎＳの複合析出
物を変態核としたもの等、多くの発明がある。しかしな
がらこれらの発明は造船用鋼、海洋構造物用鋼への適用
を考えており、板厚も薄く、入熱範囲も本発明で意図し
ている極厚鋼の超大入熱溶接よりも低い範囲である。こ
のような従来発明鋼に対し、本発明の意図している超大
入熱溶接を適用すると、入熱が著しく高いために、高温
での滞留時間が非常に長く、母材中に析出しているＴｉ
窒化物が溶解してしまい、粒内フェライトの変態核およ
び微細拆出物による結晶粒の細粒化効果が消失してしま
う欠点があった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は超大入熱溶接
を行う極厚鋼において、ＰＷＨＴ後でも良好な靱性を有
する鋼材を提供し、従来実施してきた靱性回復のための
熱処理を省略せしめ、大型構造物の制作コストを大幅に
低減することを目的としてなされたものである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
として、Ｃ：０．１〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１〜０
．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｓ：０．００２〜０
．００８％、Ｐ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ａｌ：０．
００５〜０．０６％、Ｂ：０．０００４〜０．００２０
％、Ｎ：０．００５０〜０．０１５０％を含有し、また
はこれに強度改善のためＣｕ：０．２〜１．５％、Ｎｉ
：０．２〜３．０％の１種または２種を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる応力除去焼鈍後の溶
接熱影響部靱性の優れた極厚超大入熱用鋼である。

【０００９】本発明者らは上記の大型構造部の制作のネ
ックになる溶接熱影響部におけるＰＷＨＴ後の靱性改善
方法を考察し、■溶接ままでのミクロ組織を細粒化させ
ること、■溶接ままのミクロ組織中の炭化物サイズを小
さくし分散させること、■Ｐ等粒界脆化元素の靱性阻害
効果を低減させること、がＰＷＨＴ後の靱性向上につな
がると考えた。

【００１０】すなわち、■は溶接ままでの靱性改善を図
ることでＰＷＨＴ後の靱性向上を図ることである。■は
ＰＷＨＴ時の靱性低下要因を検討した結果見いだしたも
ので、本発明の対象とする鋼材では、溶接ままのミクロ
組織がフェライト、パーライトの混合組織となり、ＰＷ
ＨＴ中に炭化物が凝集、粗大化し、これが靱性低下の最
も大きな要因であることが分かった。従って、靱性の抜
本的改善のためには、炭化物のサイズを小さくすると同
時に、凝集しにくくするために炭化物の分散を図ること
が重要である。■は一般に言われている粒界脆化元素の
低減である。

【００１１】上記の靱性向上に関わる基本的な考えをベ
ースに、本発明者らは具体的な方法を多くの実験から考
察した結果、以下の２点を究明するにいたった。

【００１２】（１）入熱量が極めて大きい超大入熱溶接
では、粒内フェライト組織による組織微細化にはＮを多
量に添加し、かつＢを適量添加することにより、溶接ま
までの靱性が大幅に向上する。

【００１３】（２）Ｍｏを適量添加すると溶接時のフェ
ライトをより微細化でき、かつ、炭化物サイズを小さく
し、その分散を図りＰＷＨＴ後の靱性低下を抑制できる
。

【００１４】

【作用】以下、本発明の作用を詳細に説明する。

【００１５】まず、本発明において鋼成分を上記のよう
に限定した理由を述べる。

【００１６】Ｃ：Ｃは強度確保に必要な元素であるが、
本発明の意図する板厚が１００ｍｍ以上の極厚鋼の製造
には０．１％を超える量の添加が必要であるが、０．２
５％を超えるとＨＡＺ靱性の低下を招くために、その含
有量の範囲を０．１〜０．２５％とする。

【００１７】Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な
元素であり、鋼中に０．０１％は含有されるが、０．５
％を超えると母材、ＨＡＺ靱性を低下させる。したがっ
て、その範囲を０．０１〜０．５％とする。

【００１８】Ｍｎ：Ｍｎは強度、靱性の確保に必要な元
素である。しかしながら、２．０％を超えるとＨＡＺ靱
性が著しく低下し、逆に、０．５％未満では母材の強度
確保が困難になるためにその範囲を０．５〜２．０％に
制限する。

【００１９】Ｓ：Ｓは本発明において、ＨＡＺ靱性の向
上をもたらす粒内フェライトの変態核として働くＭｎＳ
の析出に必要な元素であり、０．００２％以上の添加を
必要とするが，多量な添加はＭｎＳの粗大化を招くため
その上限を０．００８％とする。

【００２０】Ｐ：Ｐは粒界脆化元素であり出来るだけ低
減するのが望ましいが、０．０１ｗｔ％以下では脆化の
程度が小さいためその上限を０．０１ｗｔ％とする。

【００２１】Ｔｉ：Ｔｉは本発明においてＨＡＺ靭性の
向上をもたらすＴｉＮを析出させるのに必須な元素であ
り、０．０２０％を超える添加では窒化物だけでなく炭
化物も形成され、母材の靱性が著しく低下し、逆に、０
．００５％未満の含有量ではＨＡＺ靱性向上に有効なＴ
ｉＮが確保されない。したがって、その範囲を０．００
５〜０．０２０％に制限する。

【００２２】Ｍｏ：Ｍｏは一般に炭窒化物を形成し、強
度の向上をもたらす元素であるが、本発明においては一
部フェライト中に固溶し、フェライトの変態温度を下げ
、粒内フェライトを細粒化すると同時に、ＰＷＨＴ時の
セメンタイトの粗大化を抑える働きがある。したがって
、そのためには、０．０５％以上の添加が必要になるが
、過剰な添加は炭窒化物の多量な生成を招くために、そ
の上限を０．５％とする。

【００２３】Ａｌ：Ａｌは脱酸元素として通常の溶製法
である限り、鋼中に０．００５％は含有されるが、０．
０６％を超えると靱性を阻害するためにその上限を０．
０６％とする。

【００２４】Ｂ：Ｂは周知のように。粒界からのフェラ
イト成長を抑制する元素であり、本発明では溶接後のミ
クロ組織細粒化の観点から、粒界フェライトを抑制する
作用を利用している。従って、０．０００４％以上の添
加が必要になるが、過剰な添加は多量の窒化物の形成を
伴い、靱性を低下させる。　　従って、その上限を０．
００２０％とする。

【００２５】Ｎ：ＮはＨＡＺ靱性の向上をもたらすＴｉ
Ｎの形成に必要な元素である。本発明においては、超大
入熱溶接を行っても靱性の向上を図るために、ＴｉＮの
個数を確保する必要からＮ量を制限する。すなわち、そ
の添加量が０．００５％未満になると、必要なＴｉＮの
個数を確保することができず、０．０１５０％を超える
と、鋼中に多量に固溶し、脆化組織の生成を招く。

【００２６】また、本発明では、強度の確保からＣｕ、
Ｎｉの１種または２種を選択して添加できる。

【００２７】Ｃｕ：Ｃｕは靱性を低下させずに強度を上
昇させるのに有効であるが、０．２％未満ではその効果
がなく、１．５％を超えると鋼片加熱時や溶接時の溶接
部に熱間割れを生じやすくする。したがって、その含有
範囲を０．１〜１．５％とする。

【００２８】Ｎｉ：Ｎｉは焼入れ性を上昇させ、強度の
向上が得られるとともに、マトリックスに固溶し靱性も
向上させるが、０．２％未満の含有量ではその効果が認
められず、３．０％以上では溶接性が低下するためその
上限を３．０％とする。

【００２９】図１に図中の基本成分系を有するＮ添加量
を変化させた鋼において、超大入熱相当の熱サイクルを
与えた後、０℃での衝撃値を調べた結果を示す。先に引
用した従来の発明では、Ｎ量は脆化組織の低減から、０
．００４〜０．００５％が上限であった。しかしながら
、本発明の意図する超大入熱溶接の場合、明らかに本発
明範囲である。０．００５％〜０．０１５％のＮ添加に
より靱性が急激に向上する傾向が認められる。これは、
先に述べたように、超大入熱溶接では高温での滞留時間
が長く、変態核として多量のＴｉ窒化物を生成させる必
要から、通常の溶接における最適値（０．００５％以下
）とはその範囲が異なるためである。

【００３０】また、図２にＭｏ無添加鋼および０．１％
Ｍｏ添加鋼（板厚１２０ｍｍ）において、入熱２０００
ｋＪ／ｃｍの超大入熱溶接後のミクロ組織の変化を示す
。図で明らかなように、０．１％のＭｏ添加で粒内フェ
ライト組織がより微細化しており、それと共にフェライ
ト間に存在する炭化物群のサイズが小さくなると同時に
、Ｍｏ無添加鋼に比較して明らかに細かく分散している
。以上の実験結果から、ＮおよびＭｏの適量を同時に添
加することで、微細なフェライト組織が得られると同時
に、炭化物サイズの細粒化、その分散が図れることが分
かる。

【００３１】図３は同じ同一成分系を６２５℃で８時間
ＰＷＨＴを行った後の溶接ままからの靱性変化を示した
図である。図中、本発明鋼である０．１％Ｍｏ添加鋼は
、Ｍｏ無添加鋼に比べ、ＰＷＨＴ後の靱性低下が小さく
、本発明鋼が優れた靱性を有することが分かる。

【００３２】鋼板の製造にあたっては、上記の成分系を
有する鋼を転炉、電気炉等で溶製し、連続鋳造、あるい
は造塊分塊法により鋼片を鋳造する。その後、厚板加熱
、熱間圧延を施し所定の厚みの鋼板を製造する。厚板加
熱以降の製造条件については、現在公知になっている技
術の種々の技術を適用してもＨＡＺの性質にはなんら影
響を及ぼさない。また、母材の機械的性質を向上させる
ために、熱間圧延後、適当な熱処理を施しても差し支え
ない。

【００３３】

【実施例】次に本発明の実施例について示す。

【００３４】表１に示す組成を有する鋼を溶製して得た
鋼片を、それぞれ厚板加熱、熱間圧延および熱処理を実
施し、板厚１２０〜３２０ｍｍの鋼板を製造した。その
後、母材の機械試験を実施した。また、超大入熱溶接の
ＨＡＺ靱性を調べるために、最高加熱温度１４００℃、
８００から５００℃の冷却時間が７５０秒の熱サイクル
を与えた後、６２５℃で８時間のＰＷＨＴを行い、同じ
く衝撃試験を行った。表２に製造条件と試験結果を示す
。

【００３５】

【表１】

【００３６】

【表２】

【００３７】本発明鋼（Ａ，Ｃ，Ｇ，Ｈ，Ｋ，Ｌ，Ｍ，
Ｎ，Ｏ）の母材の引張強度はすべて４０ｋｇｆ／ｍｍ２
　以上および熱サイクルままの衝撃値は、すべて良好な
値を示しており、ＰＷＨＴ後の靱性低下も−５〜−１２
℃程度と小さい。

【００３８】これに対し、鋼Ｂ，Ｄ，Ｅ，Ｆ，Ｉ，Ｊは
本発明範囲を逸脱しているものである。その中で、鋼Ｄ
，Ｅ，Ｆは本発明の重要な元素であるＴｉ、Ｂ、Ｎの範
囲を逸脱しているものであり、母材の強度は良好な値を
示しているが、熱サイクル衝撃値が著しく低下している
。

【００３９】鋼Ｂ，ＪはＭｎおよびＣ量が低く、本発明
範囲外である。この場合、ＨＡＺ靱性は良好であるが、
母材の引張強度が４０ｋｇｆ／ｍｍ２　未満であり強度
確保が困難になる。

【００４０】鋼Ｉは強度改善元素の中で、Ｎｉ添加量が
本発明範囲を超えて多量に添加された例である。この場
合、母材強度は優れているが、焼入れ性の増加によりＨ
ＡＺミクロ組織に島状マルテンサイト等の脆化組織が生
成し、ＨＡＺ靱性が低下する。

【００４１】

【発明の効果】本発明の組成範囲をもった板厚１００ｍ
ｍ以上の極厚鋼を製造することで、従来、靱性の確保か
ら実施していたＰＷＨＴ後の熱処理を省略でき、大幅な
コストダウンを実現できると同時に、構造物の安全性が
飛躍的に増大させることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】図中の基本成分系を有するＮ添加量を変化させ
た鋼において、超大入熱相当の熱サイクルを与えた後、
０℃での衝撃値を調べた図である。

【図２】Ｍｏ無添加鋼および０．１％Ｍｏ添加鋼（板厚
１２０ｍｍ）において、入熱２０００ｋＪ／ｃｍの超大
入熱溶接後のミクロ金属組織の変化を示す写真である。

【図３】同じ同一成分系を６２５℃で８時間ＰＷＨＴを
行った後の溶接ままからの靱性変化を示す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量％として、Ｃ　　：０．１　　　
   　　　〜０．２５％、Ｓｉ：０．０１　　　　〜０．５
   ％、Ｍｎ：０．５　　　　　　〜２．０％、Ｓ　　：０
   ．００２　　〜０．００８％、Ｐ　　：０．０１％以下
   、Ｔｉ：０．００５　　〜０．０２０％、Ｍｏ：０．０
   ５　　　　〜０．５％、Ａｌ：０．００５　　〜０．０
   ６％、Ｂ　　：０．０００４〜０．００２０％、Ｎ　　
   ：０．００５０〜０．０１５０％を含有し、残部がＦｅ
   および不可避的不純物からなる応力除去焼鈍後の溶接熱
   影響部靱性の優れた極厚超大入熱用鋼。
2. 【請求項２】　　重量％として、Ｃｕ：０．２〜１．５
   ％、Ｎｉ：０．２〜３．０％の１種または２種を含有す
   る請求項１記載の応力除去焼鈍後の溶接熱影響部靱性の
   優れた極厚超大入熱用鋼。