JPH0527703B2

JPH0527703B2 -

Info

Publication number: JPH0527703B2
Application number: JP62316142A
Authority: JP
Inventors: Yoshio Terada; Rikio Chijiiwa; Hiroshi Tamehiro
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1987-12-16
Filing date: 1987-12-16
Publication date: 1993-04-22
Also published as: JPH01159356A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は小入熱溶接から大入熱溶接に至るまで
熱影響部（HAZ）低温靱性が優れた高張力鋼に
関する。また、この鋼は圧力容器、造船、橋梁、
建築、ラインパイプなど溶接鋼構造物に用いるこ
とができる。（従来の技術）低合金鋼のHAZ靱性は、(1)結晶粒のサイズ、
(2)高炭素島状マルテンサイト（Ｍ＊）、上部ベイ
ナイト（Bu）などの硬化相の分散状態、(3)粒界
脆化の有無、(4)元素のミクロ偏析など種々の金学
冶的要因に支配される。なかでもHAZの結晶粒のサイズは低温靱性に
大きな影響を与えることが知られており、HAZ
組織を微細化する数多くの技術が開発実用化され
ている。たとえば、TiN、ZrNなど高温でも比較的安定
な窒化物を鋼中に微細分散させ、これによつて
HAZのオーステナイト（γ）粒の粗大化を抑制
する技術が開発されているが、鋼が溶融する溶融
線近傍では、TiN、ZrNは粗大化もしくは溶解し
γ粒の粗大化抑制能力は消失する。これに対して特開昭59−190313号公報によれ
ば、溶鋼をTiあるいはTi合金で脱酸し、次いで
Zrを添加することにより、Ti酸化物とZrNを分
散させた鋼は、溶融線近傍でのTi酸化物を主成
分とした微細な放射状アシキユラーフエライト
（AF）の生成と、ZrNによるγ粒の粗大化抑制効
果によつてHAZ組織を小さくすることができ、
TiNあるいはZrN鋼に比較して優れた低温靱性が
得られる。（発明が解決しようとする問題点）しかしながら本発明者らはその後の研究によれ
ば、Ti酸化物を微細分散させた鋼は溶融線近傍
のγ粒が粗大化した（粗粒域：1400℃以上に加熱
される領域）領域のHAZ組織を小さくする効果
は大きいが、TiN、ZrNの一部が粗大化したγ粒
がやや大きい領域（亜粗粒域：1200〜1400℃に加
熱される領域）では、Ti酸化物によるHAZ組織
の微細化効果は粗粒域に比較して小さく、HAZ
靱性が劣化することがわかつてきた。とくに大入熱溶接を行なつた場合には、亜粗粒
域の幅が大きくなるためにHAZ全域で安定して
高靱性を得ることができない。本発明は溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼を
提案するもので、本発明の高張力鋼は溶融線近傍
を含めたHAZ全域で組織が微細化し、優れた低
温靱性を有する。（問題点を解決するための手段）本発明は、重量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：
0.5％以下、Mn：0.5％〜2.2％、Ｐ：0.025％以
下、Ｓ：0.010％以下、Al：0.005％以下、Ti：
0.003〜0.020％、Zr：0.002〜0.018％、Ｎ：0.0040
％以下、Ｏ：0.0010〜0.0080％、0.005％≦Ti＋Zr
≦0.022％を満足し、残部鉄および不可避的不純
物を含み、かつ粒子径が0.05〜10μｍ、粒子数が
３×10⁵〜１×10¹⁰ケ／mm³のTiとZrの複合酸化物
を含有する溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼を
特定発明とする。以下本発明について説明する。本発明者らの研究によれば、HAZ靱性は、 (1)鋼の化学成分、(2)組織（結晶粒の大きさと硬
化相の分布状態）に大きく依存し、鋼成分の適正
化とこれによる結晶粒の微細化が高靱性化に不可
欠であると考えられる。そこで実質的にAlを含有しない溶鋼中にTiと
Zrを同時に添加し、微細なTiZrの複合酸化物
（Ti−Zr−Ｏ系）を形成、分散させ、これによつ
て組織を微細化する新しい方法を発明した。 TiとZrの複合酸化物はTi酸化物（Ti−Ｏ系）
あるいはZr酸化物（Zr−Ｏ系）に比較して生成
温度が高く、凝固冷却速度の影響を受け難いので
鋼中に微細に分散される。とくに鋳片中心部の
TiとZrの複合酸化物の個数は従来のTiあるいは
Zrの酸化物に比較して著しく増加する。微細なTiとZrの複合酸化物はγ粒の粗大抑制
効果が極めて大きく、1400℃以下に加熱される領
域ではγ粒の粗大化がTiN、ZrN、Ti酸化物お
よびZr酸化物に比較して極力抑制されるために、
亜相粒域の幅が非常に小さくなる。このためHAZ組織は微細化し、TiN鋼、ZrN
鋼、Ti酸化物あるいはZr酸化物を含有する鋼に
比較して極めて優れた低温靱性が得られる。 TiとZrの複合酸化物を微細分散した鋼は、溶
融線近傍の1400℃以上に加熱される領域において
も、γ−α変態時にγ粒内に存在するTiとZrの
複合酸化物を核として、放射状に微細なアシキユ
ラーフエライトを生成し、HAZ組織を著しく微
細化する。その結果、溶接部は全域にわたつて微
細化し、極めて優れた低温靱性が得られる。このようにTiとZrの複合酸化物がHAZ組織を
微細化する効果を有するためには、まずTiとZr
の複合酸化物の粒子径が0.05〜10μｍの範囲にあ
ることが必要である。本発明者らの抽出レプリカによる電子顕微鏡観
察結果によれば、該粒子径を0.05μｍ未満ではγ
粒の粗大化抑制効果および粒内アシユキラーフエ
ライト核としての生成効果が極めて弱く、また
10μｍ超になるとそれ自身が破壊の発生点となり
やすいためHAZ靱性は低下する。また酸化物の個数に関して粒子数が少なすぎる
と、溶接時にγ粒の粗大化抑制効果および粒内ア
シユキラーフエライト核としての生成効果が得ら
れないので、３×10⁵以上の粒子を存在させるこ
とが必要である。１×10¹⁰を超えた過剰な酸化物
は母材およびHZの靱性あるいは延性の低下を招
くのでその上現は１×10¹⁰でなければならない。 TiとZrの複合酸化物を微細に分散させるため
には、溶鋼中にTiとZrを同時に添加し脱酸する
ことが特に重要である。特開昭59−190313号公報
に開示されているように、TiあるいはTi合金で
脱酸し、次いでZrを添加した場合、Ti酸化物と
ZrNが生成し、TiとZrの複合酸化物は生成しな
い。酸化物によつてHAZ靱性を改善する方法には、
特開昭61−79745号公報のようにTi酸化物を利用
するものがあるが、TiとZrの複合酸化物は、Ti
酸化物に比較して生成温度が高いために凝固冷却
速度の影響を受け難いので、鋳片全厚にわたつて
微細均一分散が可能な点、さらにはγ粒の粗大化
制御効果が極めて大きい点で優れている。この結果、板厚中心部を含めた全ての板厚位置
において、HAZの全域で組織が微細化され、極
めて優れた低温靱性を有する。鋼中にTiとZrの複合酸化物を微細分散させる
ためには、とくにTi、ZrおよびＯ量とTi、Zr量
のバランスの適正化が必須である。このためTi、
ZrおよびＯ量をそれぞれTi：0.003〜0.020％、
Zr：0.002〜0.018％、Ｏ：0.0010〜0.080％に限定
し、かつTi、Zr量のバランスを0.005％≦Ti＋Zr
≦0.022％とする必要がある。 Ti量の下限0.003％はHAZにおいてTiとZrの複
合酸化物を生成するための必要最小量である。ま
たTiCの生成による低温靱性の劣化を防止するた
め上限を0.020％とした。 Zr量の下限は0.002％はHAZにおいてTiとZrと
複合酸化物を生成するための必要最小量である。
またHAZ靱性の劣化を防止するため上限を0.018
％とした。Ｏ量の下限は0.0010％はHAZにおいてTiとZr
の複合酸化物を生成するための必要最小量であ
る。また非金属介在物の生成による鋼の清浄１度
靱性の劣化を防止するためのＯの上限を0.0080％
とした。 Ti＋Zr量の下限0.005％はHAZにおいてTiとZr
の複合酸化物を生成するための必要最小量であ
る。また低温靱性およびHAZ靱性の劣化を防止
するため上限を0.022％とした。たとえTiとZrの複合酸化物が鋼中に微細分散
していても基本成分が適当でないと優れたHAZ
靱性は得られない。以下この点について説明する。Ｃ量の下限0.005％は母材および溶接部の強度
の確保ならびにNb、Ｖなどの添加時にこれらの
効果を発揮させるための最小量である。しかしＣ
量が多すぎると、母材、溶接部の低温靱性に悪影
響を及ぼすだけでなく溶接性、HAZ靱性も劣化
させる元素であるため、その上限を0.20％に限定
した。 Siは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、溶接
性、HAZ靱性を劣化させる元素であるため上限
を0.5％とした。 Mnは強度靱性を確保する上で不可欠な元素で
あり、その下限は0.6％である。しかしMnが多す
ぎると鋼の焼入れ性が増加して溶接性、HAZ靱
性を劣化させるので上限を2.2％とした。本発明鋼において不純物であるＰ、Ｓをそれぞ
れ0.02％以下、0.010％以下とした理由は、母材、
HAZの低温靱性をより一層向上させるためであ
る。Ｐ量の低減は、接合部における粒界破壊傾向
を減少させ、Ｓ量の低減は、粒界フエライトの生
成を抑制する傾向がある。最も好ましいＰ、Ｓ量
は、それぞれ0.01％、0.0050％以下である。 Alは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、
本発明では好ましくない元素であり、0.005％以
下と限定した、これはAlが鋼中に含まれている
とＯと結合して、TiとZrの複合酸化物ができな
いためである。脱酸はTiおよびZrだけでも可能
であり、本発明においてAl量は少ないほど良く、
0.003％以下が望ましい。Ｎは鋼中に不可避的に混入し、鋼の低温靱性を
低下させる。とくに多量の固溶ＮはHAZに高炭
素の島状マルテンサイトを生成し易く、靱性を大
幅に劣化させる。このためＮの上限を0.0040％に
限定した。つぎにCu、Ni、Nb、Cr、Mo、Ｖ、Ｂ、Ca、
を添加する理由について説明する。基本成分にさらに、これらの元素を添加する主
たる目的は本発明鋼の特徴を損なうことなく、強
度、靱性など特性の向上をはかるためである。し
たがつて、その添加量は自ら制限されるべき性質
のものである。 CuはNiとほぼ同様の効果とともに耐食性、耐
水素誘起割れ性などにも効果があるが、1.0％を
超えると熱間圧延時にCu−クラツクが発生し、
製造困難となる。このため上限を1.0％とした。 Niは溶接性、接合部靱性に悪影響をおよぼす
ことなく、母材の強度、靱性を向上させるが、
4.0％を超えると溶接性に好ましくないため上限
を4.0％とした。 Nbはγ粒界に生成するフエライトを抑制し、
TiとZrの複合酸化物を核とする微細なAFの生成
を促進する働きがある。この効果を得るためには
最低0.003％のNb量が必要である。しかしながら
Nb量が多すぎると、逆に微細なAFの生成を妨げ
るのでその上限を0.06％とした。 Crは母材、溶接部の強度を高めるが、多すぎ
ると溶接性や接合部靱性を劣化させる。その上限
は1.0％である。 Moは母材の強度、靱性をともに向上させる元
素であるが、多すぎるとCrと同様に母材、接合
部の靱性、溶接性の劣化を招き好ましくない。そ
の上限は0.4％である。ＶはNbとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、
0.01％以下では効果が少なく、上限は0.08％まで
許容できる。なおCu、Ni、Cr、Moの添加域の下限は、材
質上での効果が得られるための最小量とすべき
で、いずれも0.05％である。Ｂは鋼の焼入れ性を増大させ強度を増加させる
元素である。接合部のγ粒界に偏析した固溶Ｂは
フエライトの生成を抑制し、TiとZrの複合酸化
物からの微細はAFの生成を助ける。またＮと結合したBNはフエライト発生核とし
ての作用をもちHAZ組織を微細化する。このよ
うなＢの効果を得るためには、最低0.0005％のＢ
量が必要である。しかしＢ量が多すぎるとFe₂₃
（CB）₆などの粗大な析出物がγ粒界に析出して低
温靱性を劣化させる。このためＢ量の上限を
0.0020％に制限する必要がある。 Caは硫化物（MnS）の形態を制御し、低温靱
性を向上（シヤルピー吸収エネルギーを増加）さ
せるほか、耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発
揮する。しかしCa量0.001％以下では実用上効果がなく、
また0.005％を超えて添加するとCaO、CaSが多
量に生成して大型介在物となり、鋼の靱性のみな
らず清浄度も害し、また溶接性にも悪影響を与え
る。このため添加量の範囲を0.001〜0.005％に制
限した。さて、この鋼は工業的には連続鋳造法、大型鋼
塊による造塊−分塊法のいずれの方法で製造して
もかまわない。また鋳片の再加熱は必ずしも実施
する必要はなく、ホツトチヤーヂ圧延やダイレク
ト圧延を行なつても全く問題ない。本発明における鋳片再加熱後の圧延方法として
は、とくに限定しないが、いわゆる加工熱処理や
圧延後の焼入れ焼戻し、焼きならし処理が強度、
靱性を確保する上で適切である。これは、たとえ
優れたHAZ靱性が得られても、母材の靱性が劣
つていると鋼材としは不十分なためである。母材
の低温靱性を優れたものとするには、鋼の結晶粒
を微細化する必要がある。加工熱処理の方法としては、(1)制御圧延、(2)制
御圧延−加速冷却、(3)圧延直接焼入れ−焼戻しな
どがある。最も好ましいのは制御圧延と加速冷却
の組合せである。なお、製造後脱水素などの目的
でAc₁変態点以下の温度に再加熱しても本発明の
特徴を損なうものではない。このようにして製造された鋼板は、鋼中にTi
とZrを含有する複合酸化物が微細分散しており、
溶接入熱の広い範囲にわたり極めて優れた低温靱
性を有する。また鋼板の溶接方法としてはサブマ
ージアーク溶接、電子ビーム溶接等が挙げられ、
いずれの溶接方法で溶接を行つても本発明の特徴
を損なうものではない。（実施例）転炉−連続鋳造または（造塊−分塊）−厚板工
程において種々の成分の鋼板（厚み30mm）を製造
し、溶接熱サイクル再現装置を使用して、HAZ
靱性を２mmＶノツチシヤルピー試験によつて調査
した。再現熱サイクル試験は、板厚1/4ｔから採取し
たシヤルピー試験片を用い、ピーク温度（最高到
達温度）を1400℃および1300℃とし、 800〜500℃の冷却時間を192秒の条件で行なつ
た。この条件は溶接入熱200KJ／cmに相当し、それ
ぞれ溶融線近傍の粗粒域および亜粗粒域の熱サイ
クルを模したものである。表１に実施例を示す。本発明で製造した鋼板（本発明鋼）は全て良好
な母材特性およびHAZ靱性を有するのに対して、
本発明法によらない比較鋼はHAZ靱性が劣り、
厳しい環境下で使用される溶接構造用鋼として適
切であい。比較鋼において鋼19はAl量が多すぎるために、
TiとZrの複合酸化物の個数が不足し、HAZの組
織が微細化されず、HAZ靱性が悪い。鋼20はTi
酸化物が生成しているためPT1400℃の粗粒域で
は良好な靱性が得られるが、PT1300℃の亜粗粒
域ではHAZの組織の微細化効果が小さく靱性が
悪い。鋼21はZr酸化物が生成するが、HAZの組織の
微細化効果が小さく靱性が悪い。鋼22はTi量が
多すぎるためにTiCが生成して、靱性が悪い。鋼
23はZr量が多すぎるために母材およびHAZの靱
性が悪い。鋼24はTi＋Zr量が多いためにHAZ靱性が悪
い。鋼25はTi＋Zr量が少なくTiとZrの複合酸化
物が少ないためにHAZ靱性が悪い。鋼26はAl脱
酸によるTiN鋼であるが、PT1400℃の粗粒域で
組織が微細化されず、靱性が悪い。鋼27はTiとZrの複合酸化物の個数が少ないた
めHAZの組織が微細化されず、HAZ靱性が悪
い。鋼28はTiとZrの複合酸化物の個数が多すぎ
るために、Ｈ組成が悪い。が悪い。鋼29はtiとZrの複合酸化物の粒子径が小
さく、HAZ靱性が悪い。鋼30はTiとZrの複合酸化物の粒子径が大きく、
HAZ靱性が悪い。鋼31は溶鋼をTiで脱酸した後
Zrを添加しているために、Ti酸化物とZiNが生
成し、PT1300℃の亜粗粒域でHAZの組織の微細
化効果が小さく靱性が悪い。鋼32は溶鋼をZrで脱酸した後Tiを添加してい
るために、Zr酸化物とTiNが生成し、PT1300℃
の亜粗粒域でHAZの組織の微細化効果が小さく
靱性が悪い。

【表】

【表】＊は比較条件を示した。

【表】

【表】 ○ 存在、△ わずかに存在、× 存在
せず
（発明の効果）本発明により溶接熱影響部の低温靱性が優れた
鋼は、厳しい環境下で使用される圧力容器、造
船、橋梁、建築、ラインパイプなど溶接構造物の
施工能率を著しく向上させるとともに、その安全
性を大きくさせることができた。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でＣ：0.01〜0.20％、 Si：0.5％以下、 Mn：0.5％〜2.2％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.010％以下、 Al：0.005％以下、 Ti：0.003〜0.020％、 Zr：0.002〜0.018％、Ｎ：0.0040％以下、Ｏ：0.0010〜0.0080％、 0.005％≦Ti＋Zr≦0.022％、を満足し、残部鉄および不可避的不純物を含み、
かつ粒子径が0.05〜10μｍ、粒子数が３×10⁵〜１
×10¹⁰ケ／mm³のTiとZrの複合酸化物を含有する溶
接熱影響部靱性の優れた高張力鋼。２重量％でＣ：0.01〜0.20％、 Si：0.5％以下、 Mn：0.5％〜2.2％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.010％以下、 Al：0.005％以下、 Ti：0.003〜0.020％、 Zr：0.002〜0.018％、Ｎ：0.0040％以下、Ｏ：0.0010〜0.0080％、 0.005％≦Ti＋Zr≦0.022％、を満足し、 Cu：0.05〜1.0％、 Ni：0.05〜4.0％、 Nb：0.003〜0.060％、Ｖ：0.005〜0.080％、Ｂ：0.0003〜0.0020％、 Ca：0.001〜0.005％、のうちいずれか一種を含有し、残部鉄および不可
避的不純物を含み、かつ粒子径が0.05〜10μｍ、
粒子数が３×10⁵〜１×10¹⁰ケ／mm³のTiとZrの複
合酸化物を含有する溶接熱影響部靱性の優れた高
張力鋼。３重量％でＣ：0.01〜0.20％、 Si：0.5％以下、 Mn：0.5％〜2.2％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.010％以下、 Al：0.005％以下、 Ti：0.003〜0.020％、 Zr：0.002〜0.018％、Ｎ：0.0040％以下、Ｏ：0.0010〜0.0080％、 0.005％≦Ti＋Zr≦0.022％、を満足し、 Cu：0.05〜1.0％、 Ni：0.05〜4.0％、 Nb：0.003〜0.060％、 Cr：0.05〜1.0％、 Mo：0.05〜0.4％、Ｖ：0.005〜0.080％、Ｂ：0.0003〜0.0020％、のうちいずれか二種を含有し、残部鉄および不可
避的不純物を含み、かつ粒子径が0.05〜10μｍ、
粒子数が３×10⁵〜１×10¹⁰ケ／mm³のTiとZrの複
合酸化物を含有する溶接熱影響部靱性の優れた高
張力鋼。４重量％でＣ：0.01〜0.20％、 Si：0.5％以下、 Mn：0.5％〜2.2％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.010％以下、 Al：0.005％以下、 Ti：0.003〜0.020％、 Zr：0.002〜0.018％、Ｎ：0.0040％以下、Ｏ：0.0010〜0.0080％、 0.005％≦Ti＋Zr≦0.022％、を満足し、次の(イ)〜(ヘ)の３元素からなる組合わせ
のいずれか一種を含有し、残部鉄および不可避的
不純物を含み、かつ粒子径が0.05〜10μｍ、粒子
数が３×10⁵〜１×10¹⁰ケ／mm³のTiとZrの複合酸
化物を含有する溶接熱影響部靱性の優れた高張力
鋼。 (イ) Cu：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜4.0％、Nb：
0.003〜0.060％、 (ロ) Cu：0.05〜1.0％、Ni：0.05〜4.0％、Ｂ：
0.0003〜0.0020％、 (ハ) Ni：0.05〜4.0％、Mo：0.05〜0.4％、Nb：
0.003〜0.060％、 (ニ) Ni：0.05〜4.0％、Mo：0.05〜0.4％、Ｂ：
0.0003〜0.0020％、 (ホ) Ni：0.05〜4.0％、Cr：0.05〜1.0％、Nb：
0.003〜0.060％、 (ヘ) Ni：0.05〜4.0％、Cr：0.05〜1.0％、Ｖ：
0.005〜0.080％。