JPH0583625B2

JPH0583625B2 -

Info

Publication number: JPH0583625B2
Application number: JP62191757A
Authority: JP
Inventors: Masahiro Obara; Hiroyuki Pponma; Hiroshi Iwami; Hisashi Inoe
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1987-07-31
Filing date: 1987-07-31
Publication date: 1993-11-26
Also published as: JPS6434598A

Description

【発明の詳細な説明】

［産業上の利用分野］本発明は石油掘削用プラツトフオーム等の海洋
構造物に使用される鋼に関わり、特に電子ビーム
によつて溶接された部分の溶接金属が、高靱性を
示す鋼に関するものである。［従来の技術］電子ビーム溶接法は、従来のアーク溶接法に比
較して狭いビード幅で深い溶け込みが得られる高
能率な溶接法であることから、近年引張り強さが
40〜60Kg／mm²クラスの鋼材を用いた石油掘削用プ
ラツトフオーム等の海洋構造物等の大型鋼構造物
の溶接に適用が進められようとしている。しかし、電子ビーム溶接法は原則的には溶接ワ
イヤ、フラツクス等の溶接材料を用いず、被溶接
物である鋼材が電子ビームによつて溶融された部
分がそのまま溶接金属になるという特徴があり、
種々な熱処理を経て作り上げられた鋼材の靱性に
比較して、一般的には溶接金属の靱性は遥かに劣
る。したがつて、電子ビーム溶接を適用するにあた
つて、溶接金属の靱性確保が重要な課題となつて
いる。一般に、良好な靱性の溶接金属を得るには、次
に示すように２通りの方法がある。第一の方法は溶接金属部にマルテンサイト主体
の組織を形成し、応力除去焼鈍等の溶接後熱処理
による焼き戻しによつて良好な靱性を得る方法で
ある。 50mm以下の比較的薄い鋼板の電子ビーム溶接で
は、従来のアーク溶接に比較して入熱を低く出来
ることから、40〜60キロ級鋼の電子ビーム溶接金
属部でも、マルテンサイト主体のミクロ組織を得
ることが可能であり、したがつて溶接後熱処理に
よつて良好な靱性の溶接金属を得ることが可能で
ある。しかるに本発明が対象としているような50mmを
超える厚鋼板の電子ビーム溶接においては、電子
ビームのとけ込み特性、実施工時の継手精度等の
制約から溶接入熱を大きくせざるをえない。このような入熱条件においては、40〜60キロ級
鋼の成分からなる電子ビーム溶接金属では焼入性
が不足し、マルテンサイト組織が形成されず、上
部ベイナイト主体の組織が形成される。したがつ
て、溶接後熱処理によつても大きな靱性の改善が
みられず溶接金属の靱性は低い。第二の方法はサブマージアーク溶接、MAG溶
接、被覆電極溶接において一般に用いられる方法
であるが、溶接金属に含まれる酸素含有量を適度
にコントロールすることによつて、微細な針状フ
エライト主体のミクロ組織を形成し、靱性の優れ
た溶接金属を得る方法である。これは溶接後の冷却過程に於て多数形成される
微細な酸化物系非金属介在物を、オーステナイト
からフエライトへの変態に際しその変態の核とし
て有効に利用し、良好な靱性を示す微細な針状フ
エライトを多く含むミクロ組織を形成させること
によつて達成される。このためには、一般的に
100〜400ppmの酸素含有量が必要とされている。ところが、溶融溶接される鋼材中にこの程度の
酸素量が含まれると、真空中で溶接される電子ビ
ーム溶接においては、溶接金属に含まれている酸
素と炭素が激しく反応する結果、ガスが発生し溶
接部に割れ、ブローホール等の溶接欠陥発生の原
因になる。 50mm以下の厚さの鋼材の電子ビーム溶接の場合
には、溶接中に形成されるビーム孔からガスの排
出が比較的容易であることから、比較的広い酸素
含有量範囲に於て溶接欠陥なく溶接が可能である
が、50mmを超える厚鋼板においては、溶接欠陥の
発生から鋼材に許容される酸素含有量には厳しい
制約があり、その値は50ppm程度以下である。この酸素含有量は上述したサブマージアーク溶
接、MAG溶接、被覆電極溶接による溶接金属に
於て、良好な靱性を示す微細な針状フエライトを
多く含むミクロ組織を得るに必要とされている
100〜400ppm程度の酸素含有量に比べてはるかに
少ない。したがつて、電子ビーム溶接においては先に述
べた酸化物系の非金属介在物数に不足をきたし、
その溶接金属では粗大な上部ベイナイト主体の組
織しか得られず、溶接金属の靱性は良好ではな
い。以上、述べてきたように特に50mmを超える板厚
の40〜60キロ級鋼の電子ビーム溶接金属の靱性は
必ずしも良好ではなく、電子ビーム溶接の適用に
あたつて重大な問題となつている。そこで、従来から溶接金属の靱性改善方法が検
討されている。特開昭56−50793号公報には溶接
ままの状態で靱性を向上させるために、電子ビー
ム溶接時に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低合金鋼成分相当の
物質を供給する方法を提案している。これにより、溶接金属のミクロ組織が微細な針
状フエライト主体の組織になるので靱性が向上す
るとしているが、先に述べたように溶接金属中に
過剰な酸素があると溶接欠陥が生じ易くなるた
め、実際には50mmを超えるような厚鋼板の溶接施
工に於ては技術上の問題点があると考えられる。［発明が解決しようとする問題点］本発明は以上のような事情を背景としてなされ
たもので、電子ビーム溶接施工に適するものとす
べく低酸素含有量にすると同時に、低酸素含有量
の電子ビーム溶接金属においても、優れた低温靱
性が得られる鋼材の提供を目的とする。［問題点を解決するための手段］本発明者らの一部は上記の現状を踏まえて、電
子ビーム溶接の際の高温に於ても溶接金属内にて
溶解したり、粗大化することのない微細なTi酸
化物を均一に分散含有する鋼を用い、この微細な
Ti酸化物を針状フエライトの変態核として、そ
のまま溶接金属中に導入することによつて組織の
微細化を計り、低酸素含有量の溶接金属に於ても
その靱性を優れたものとする技術を特開昭62−
64486号公報に於て示した。しかし、その後、本発明者らが電子ビーム溶接
法による溶接金属の変態挙動を詳細に検討した結
果、溶接金属中に含まれるsol.Al量が非常に少な
い場合には、従来溶接金属で微細な針状フエライ
ト主体の組織を得るために必要と考えられてきた
非金属介在物数よりもはるかに少ない介在物数で
あつても、すなわち酸素含有量が50ppm以下の鋼
材の電子ビーム溶接金属に不可避的に存在する程
度の介在物数においても、高酸素含有量の溶接金
属と同等の微細なミクロ組織が得られることが判
つた。そこで本発明者らは以上の検討結果に基づき、
鋼材に含まれるAl量を適切な範囲に調整し、電
子ビーム溶接金属のsol，Al量を低く抑えれば低
酸素含有量であつても、しかも意識的に非金属介
在物を導入することなくミクロ組織を微細化し、
溶接まま及び応力除去焼鈍等の後熱処理の状態で
優れた靱性を持つ溶接金属を得ることができると
の結論に達し、本発明を成したものである。すなわち本発明の要旨は、重量％でＣ：0.04〜
0.16％、Si：0.5％以下、Mn：0.8〜1.6％、Ｐ：
0.020％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.005％以下
を基本成分とし、Alを0.005％未満かつＯを
0.0035％以下に制限され、又はこれにさらに、
Ni：1.5％以下、Cr：0.5％以下、Mo：0.3％以
下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下、Cu：1.0％
以下、Ｂ：0.002％以下の１種または２種以上を
含有し、残部鉄および不可避不純物元素よりな
り、電子ビームによつて溶接された部分の溶接金
属が微細な針状フエライトを形成することを特徴
とする引張り強さが40〜60キロの海洋構造物用鋼
にある。［作用］最初に本発明に言うsol.Alとは次式で示すAl量
とする。 sol.Al＝（全Al量）−（insol.Al）−（AlNとしての
Al量）次に、本発明の対象とする鋼の成分を上記の如
く限定した理由は次の通りである。まず、Ｃは溶接金属の強度を向上させる有効な
成分として添加するものであるが、0.16％を超え
る過剰な添加は靱性を劣化させ、さらに電子ビー
ム溶接においては溶接割れを生じ易くするので上
限を0.16％とした。また、0.04％より低くなると
溶接金属としての必要な強度を確保することが困
難となるために、下限を0.04％とした。 Siは、主として強度確保のために添加するが、
0.5％を超える過剰な添加は溶接性および靱性が
低下するために上限を0.5％とした。またMnは、溶接金属の強度、靱性の確保に重
要なものであるが、0.8％未満の添加ではこれ等
の効果が十分ではなく、また1.6％を超えると靱
性にむしろ悪影響を与えるので0.8〜1.6％の範囲
とした。一方、ＰおよびＳは、特に電子ビーム溶接に於
ては溶接割れの原因となることから、それぞれ上
限を0.020％および0.010％とした。次にAlは0.005％未満としたが、これは次に示
す理由による。すなわち、鋼が溶接されたのちの
冷却過程に於て、オーステナイトからフエライト
が生成する時に、オーステナイト粒界と同様に溶
接金属中の非金属介在物の存在は、フエライトの
核生成に対してエネルギー的に有利な箇所であ
り、まずこれらの箇所から変態が開始する。溶接金属中に固溶したAlはＣとの間に排斥作
用が働くことからsol.Alが多く存在するときに
は、変態中のフエライトから未変態のオーステナ
イトへのＣの排斥が促進され、sol.Alが少ない場
合に比較してオーステナイト中のＣの濃化はより
著しくなる。その結果、未変態オーステナイトの変態温度は
低下し、微細な針状フエライトが変態し得なくな
り、さらに変態温度の低いベイナイトが生成され
る様になる。従つて一般鋼材の溶接金属の様にsol.Alが多量
に存在する場合には、微細な針状フエライト主体
のミクロ組織を得るためには溶接金属中に多数の
非金属介在物が存在し、その介在物から未変態オ
ーステナイト中にＣの濃化が生じフエライト核生
成が困難になる以前に、ほぼ同時にフエライト核
生成が始まることが必須の条件となる。従来、微細な組織を得るために溶接金属中に
100〜400ppmの酸素含有量に相当する多量の介在
物数が必要とされていたのは以上の様な理由によ
る。一方、sol.Alが非常に少ない場合には、溶接金
属中の非金属介在物からフエライト核生成した後
も、未変態オーステナイト中へのＣの濃化は顕著
ではない。従つて、ある程度の非金属介在物が存在すれば
その後の冷却過程に於て、過冷が進んだ未変態オ
ーステナイトが、介在物を核として変態したフエ
ライトの刺激によつて、たとえばフエライトとオ
ーステナイトの界面の様な介在物以外の場所から
もフエライトの核生成が始まる。その結果、酸素含有量が35ppm以下の鋼材の電
子ビーム容接金属に於て形成される程度の量の酸
化物系、硫化物系等の非金属介在物数でも、波及
的にフエライト核生成が起こり、微細な針状フエ
ライト主体のミクロ組織が形成されるのである。この様な溶接金属のミクロ組織に及ぼす低Al
化の効果を得るには、鋼材中に含まれるAlを
0.005％未満とする必要がある。ここで鋼中に含
まれるAl量の制限をsol.Al量ではなく全Al量とし
たのは次の理由による。すなわち、鋼中においては一部のAlは酸化物
もしくは窒化物として存在しているが、両者とも
電子ビーム溶接時の高温で分解された後、酸化物
は溶接中に起こる酸素の減少によつて、また窒化
物は一般的な電子ビーム溶接時の急速な冷却速度
によつて、すべてのAlが再び酸化物、窒化物と
なるわけではなく、大部分がsol.Alとして溶接金
属中に残るようになるからである。次にＯは先に説明した様に、50mmを超える厚鋼
板の電子ビーム溶接に於ては溶接割れ、ブローホ
ール等の溶接欠陥の発生につながる元素であるた
めその上限を0.0035％とした。また、この酸素レ
ベルを達成する脱酸方法としてはAl，Ti，Si，
Zr，Ca，Ce等の脱酸元素を１種または２種以上
用いて脱酸する方法、RH設備等を用いた真空脱
酸による方法、もしくはこれらの組合せによる方
法のいずれかによつても良い。ただし、Alを用
いる場合にはAl含有量が本発明範囲内になるよ
うに留意する必要があることは言うまでもない。また、Ｎは電子ビーム溶接金属の冷却速度にお
いては先に述べたように窒化物を形成しないた
め、固溶窒素となり靱性を劣化させるため、その
上限を0.005％とした。また板厚は50mmを超える範囲と限定したが、こ
れは次に示すような理由による。すなわち、すでに述べたように50mm以下の鋼板
の電子ビーム溶接では、従来技術の延長である方
法によつて、すなわち、マルテンサイト主体のミ
クロ組織を得た後、溶接後熱処理を施す方法、も
しくは例えば特開昭56−50793号公報に見られる
ような酸素富化により、微細なフエライト主体の
ミクロ組織を得ることによつて、良好な靱性の電
子ビーム溶接金属を得ることが可能である。しかしながら、50mmを超える鋼板の電子ビーム
溶接においては適用可能な溶接条件、溶接欠陥の
発生等による制約から従来技術の適用は不可能で
あつて、本発明の効果が特に顕著に得られること
から、50mmを超える板厚範囲と限定した。以上が本発明で用いる鋼の基本成分および板厚
範囲であるが、またこれにさらにNi：1.5％以下、
Cr：0.5％以下、Mo：0.3％以下、Nb：0.05％以
下、Ｖ：0.1％以下、Cu：1.0％以下、Ｂ：0.002
％以下の１種または２種以上を含有した鋼であつ
ても、鋼の低Al化によつて得られる効果は有効
である。まずNiは溶接金属の強度と靱性を同時に高め
る元素であるが、1.5％を超える濃度ではその効
果が少なくなり、また強度も過大となることがあ
るので上限1.5％とした。次にCrは溶接金属の焼入性を高める元素であ
るが、0.5％を超える濃度ではSR割れ感受性が高
くなるため上限を0.5％とした。 MoもCrと同様に焼入性を高める元素である
が、0.3％を超えると溶接金属の強度が過大とな
る。上限を0.3％とした。 Nb，Ｖは焼入性を高めたり炭化物を形成する
ことにより、鋼材の強度、靱性を向上させるため
に添加されるが、溶接金属でそれぞれ0.05％、
0.1％を超えると焼入性が過大となつたり、SR脆
化により靱性が低下するため、その上限はそれぞ
れ0.05％、0.1％とした。 CuはNiと同様に溶接金属の強度と靱性を高め
る元素であるが、1.0％を超えると強度が過大と
なつたり、表面肉盛り溶接に於て割れ感受性が高
くなるため上限を1.0％とした。Ｂは溶接金属中ではオーステナイト粒界に偏析
し、粒界フエライトの析出を抑制することにより
靱性の向上に寄与するが、0.002％を超えた過剰
な添加は逆に靱性を劣化させるため、その上限を
0.002％とした。［実施例］第１表は試作鋼の化学組成および熱処理条件を
示す表であり、板厚60mmから100mmまでの40キロ
から60キロ級鋼までを試作した。これらの鋼板に
Ｉ開先加工を施し、同鋼種同士を対にして突き合
わせ溶接を第２表に示す電子ビーム溶接条件を用
いて行つた。溶接後、溶接ままの状態および板厚に応じた応
力除去焼鈍（SR）を施された各溶接部から、第
１図に示す要領で板厚中央部からシヤルピー衝撃
試験片を採取し、同一温度での繰り返し数を３と
して20〜−60℃の範囲で衝撃試験を行なつた。その結果を第２表に併記する。本発明例１および２は40キロ鋼の例であるが、
鋼材のAl量が本発明範囲で十分少なく、その電
子ビーム溶接金属のミクロ組織は微細な針状フエ
ライト主体の組織が得られ、第２表に示すごとく
応力除去焼鈍後はもちろん溶接ままでも十分に良
好な靱性が得られている。一方、比較例12は本発明例１とほぼ同一成分で
あるが、Alが本発明範囲を超えて多く含まれて
おり、その電子ビーム溶接金属のミクロ組織は本
発明例１とは全く異なり粗い上部ベイナイト組織
となつて、溶接ままの靱性は非常に悪い。この例に見られるように、電子ビーム溶接金属
の靱性におよぼす鋼材中のAlの有害性は顕著で
ある。本発明例３および４は、それぞれ基本成分およ
び基本成分にＢを含んだ50キロ級鋼の例である。
いずれの鋼材もAlの量は十分に低く抑えられて
いるため、電子ビーム溶接金属のミクロ組織は微
細は針状フエライトが主体の組織となり、優れた
靱性値を示している。本発明例５は本発明範囲の上限にちかい量の
Alを含んだ50キロ級鋼の電子ビーム溶接金属の
例である。溶接金属のsol.Al量が高目になるた
め、微細な針状フエライトに一部上部ベイナイト
が混合したミクロ組織となり、本発明例３および
４に比較して靱性値はいくぶん低下しているもの
の、この程度の上部ベイナイトの生成量であれ
ば、溶接金属の靱性値はまだ十分に良好な値を示
す。本発明例６および７はそれぞれ基本成分にNi，
Nb，Ｖ，CuおよびNi，Nb，Cuを含んだ50キロ
級鋼の例である。合金元素の添加に拘らず鋼材の
低Al化の効果に変わりはなく、電子ビーム溶接
金属のミクロ組織は微細な針状フエライトが主体
の組織となり、優れた靱性値を示している。それに対して比較例13は、本発明例６と化学組
成がほぼ同じであるが、本発明の範囲を超えて
Alを多く含有している鋼であるため、溶接金属
中に含まれるsol.Al量が過剰になつた結果、前述
の本発明例６のミクロ組織と大きく異なり粗い上
部ベイナイト主体の組織となつた。この様なミクロ組織が形成されると、応力除去
焼鈍によつてもその靱性は余り改善されず、従来
から電子ビーム溶接金属部で観察されていた程度
の極めて低い靱性値を示している。また、比較例14は本発明例７と化学組成がほぼ
同じであるが、本発明の範囲を超えて酸素含有量
が高いため、電子ビーム溶接金属にブローホール
状の溶接欠陥が多発し、実用上使用不可能な溶接
部が得られた。本発明例８から11は、60キロ級鋼の例であり、
Alは適正範囲に調整されている結果、電子ビー
ム溶接金属は良好な靱性値を示している。それに対して比較例15は本発明例10と化学組成
がほとんど同じであるにもかかわらず、Alの量
が本発明範囲を超えて高い鋼であるため、その電
子ビーム溶接金属では微細な針状フエライト主体
の本発明例10のミクロ組織とは一変した粗いベイ
ナイト組織となりその靱性値は低い。

【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
よれば従来から課題とされてきた電子ビーム溶接
金属の大幅な靱性向上が酸素を付加することなく
計れることから、溶接欠陥の発生がなく、しかも
ミクロ組織の微細化によつて極めて優れた靱性の
溶接金属を得ることが可能となるものであつて、
石油掘削用プラツトフオーム等の海洋構造物の溶
接分野において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
採取要領を示す説明図である。１……溶接金属、２……シヤルピー衝撃試験
片、３……切り欠き位置、４，５……接合部材。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％でＣ：0.04〜0.16％、Si：0.5％以下、 Mn：0.8〜1.6％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.005％以下、を基本成分とし、Alを0.005％未満かつＯを
0.0035％以下に制限され、残部がFeおよび不可避
不純物元素よりなり、電子ビームによつて溶接さ
れた部分が微細な針状フエライト組織を形成する
ことを特徴とする引張り強さが40〜60キロ級の海
洋構造物用鋼。２重量％でＣ：0.04〜0.16％、Si：0.5％以下、 Mn：0.8〜1.6％、Ｐ：0.020％以下、Ｓ：0.010％以下、Ｎ：0.005％以下、を基本成分とし、Alを0.005％未満かつＯを
0.0035％以下に制限され、さらに Ni：1.5％以下、Cr：0.5％以下、 Mo：0.3％以下、Nb：0.05％以下、Ｖ：0.1％以下、Cu：1.0％以下、Ｂ：0.002％以下の１種または２種以上を含有し、残部がFeおよ
び不可避不純物元素よりなり、電子ビームによつ
て溶接された部分が微細な針状フエライト組織を
形成することを特徴とする引張り強さが40〜60キ
ロ級の海洋構造物用鋼。３板厚が50mmを超える特許請求の範囲第１項ま
たは第２項記載の引張り強さが40〜60キロ級の海
洋構造物用鋼。