JPS58213855A - 大入熱溶接構造用鋼 - 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】 本発明は大入熱溶接構造用鋼、さらに詳しくは大入熱溶
接を施しても溶接熱影響部の脆化の少ない溶接構造用鋼
に関する。

近時、船舶をはじめとする各種構造物の溶接には、溶接
作業能率の向上を図って溶接施工費を低減するという目
的から、大入熱溶接が広く採用されるに至っている。

しかしながら、一般の溶接構造用鋼では大入熱溶接によ
り溶接熱影響部が脆化し、鋼材の強度レベルが高くなる
ほど著しくなる傾向が見られる。

この原因は大入熱溶接によって熱影響部、特にボンド近
傍が少なくとも１１００Ｃ以上の高温に加（Ｒ） 熱され、しかもその後の冷却が緩慢なため結晶粒が著し
く粗大化すると同時に靭性の極めて悪い粗大な上部ベイ
ティ１−組織になるためと考えられている。

従来、大入熱溶接における溶接熱影響部の脆化を軽減す
るため、ＴｉＮ　　の微細分散によるγ粒の粗大化防市
およびフェライト変態核となるＴｉＮあるいはＢＮ、Ｒ
ＥＭ化合物、Ｃａ化合物などの分散を利用し、組織の微
細なフェライト・パーライト化を図った各種の大入熱溶
接用鋼が開発されているが、特に合金元素を比較的多量
必要とする高強度鋼ならびに低温での要求品質が厳しい
低温用鋼では大入熱溶接用鋼を使用する場合でも要求品
質を満足するためには溶接入熱量を制限する必要がある
のが実情である。

そこで、本発明者は種々研究の結果、Ｔｉ　およびＢを
複合添加するとともに鋼中Ｎ量をＴｉ　およびＢの総添
加量に応じて調節すれば、エレクトロスラグ溶接等の大
入熱溶接によっても溶接ボンド部の所要の靭性が保持さ
れることを見い出し、本　　　　　。

（Ａ′Ｘ 発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の目的は、Ｃ０，０１〜０．２３％、
　　Ｓ　１　０．１〜０．８　％、　　Ｍｎ　　　Ｏ，
５〜　２．　５　　％、　　Ａ４０、００５〜０．１％
、Ｔｉ０．００５〜００２５％、Ｂｏ、００２〜０．０
０５５％、ＮＯ，００６〜０．０１２％を含有し、かつ
０．８　Ｔｉ　＋１．８　Ｂ　０．００４〜０．０１０
％および０．３Ｔｉ　＋１．８Ｂ−１，７Ｎ〈−０，０
０６％を満足し、さらにＮｂＯ，０７％以下、ｖｏ、ｉ
ｏ％以下、Ｃｕ０．５０％以下、Ｎｉ１．００％以下お
よびＭｏ０．６０％以下の１種または２種以上および／
またはＣａＯ，００５％以下およびＣｅ００５％以下の
１種以上を含有し、残部鉄および不純物からなり、大入
熱溶接時における溶接ボンド部近傍の靭性が極めて優れ
た大入熱溶接構造用鋼を提供することにある。

本発明において、Ｔｉ　、　ＢおよびＮが冶金学的にど
のような作用を及ぼして溶接ボンド部近傍の靭性向上に
寄与しているかは充分に解明されていないが、Ｔ１はＴ
ｉＮ　として鋼中に微細に分散析出し、溶接熱による結
晶粒の粗大化を抑制するだ（４〕 けでなくフェライト変態核となる一方、Ｂが溶接後の冷
却過程でｒ粒内に析出して強力なフェライト変態核とな
るＢＮの生成を助長するため、ＴｉＮとＢＮが共存して
ｒ粒内の組織のフェライト化をより一層促進するものと
判断され、Ｎ量はＴｉＮおよびＢＮが形成される際析出
粒子の大きさ、数および析出粒子間の間隔を支配してい
るものと考えられる。

本発明鋼は圧延のままでも所定の効果を奏し得るが、適
宜圧延後加速冷却処理（直接焼入れを含む）、焼ならし
、焼入れ一焼戻し、さらに加速冷却後焼戻して製造され
る鋼板においても同等の効果を得ることができる。した
がって、本発明鋼は大入熱溶接が施される構造用鋼、例
えば船体構造用鋼、低温用鋼をはじめ、Ｈ’ｒ−６（ｌ
よびラインパイプ用鋼などに最適である。

以下、本発明における成分限定理由を述べる。

Ｃはその含有量が低いほどボンド部近傍の靭性および耐
溶接割れ感受性が良くなるが、Ｃが０．０１％以下では
大入熱溶接した熱影響部の軟化が犬きくなり、また母材
強度が低下するので、下限を０．０１％とする。一方、
Ｃが０２３％を越えると、大入熱溶接時のボンド部が脆
化するとともに鋼板の耐溶接割れ感受性および溶接部の
延性も劣化し、本発明鋼の特性を阻害する原因となるの
で、」１限を０．２３％とした。

Ｓｌは脱酸のために０．１％以」−必要とするが、０．
８％を超えると、母材靭性が劣化するので、０゜１〜０
．８％の範囲が適当である。

Ｍｎは強度付与のだめの元素である。０５％未満では大
入熱溶接した熱影響部の軟化が大きくなる傾向を示し、
１だ母相強度も充分でないので、下限を０５％とする。

一方、Ｍｎが２５％を超えると、大入熱溶接した熱影響
部および母相の靭性が劣化するので、その上限を２５％
とする。

Ａ４は脱酸および結晶粒調整元素として必要不可欠であ
るが、０００５％未満ではその効果を十分に発揮するこ
とができない。一方、０．１％を超えると砂キズ等の欠
陥の原因となるので、０．００５％〜０．１％の範囲が
適当である。

本発明では後述の実施例から明らかにされるように、特
にＴｉ　およびＢを複合添加し、かつＮとの関係を規制
することを特徴とする。

すなわち、ＴｉはＴｉＮ　として鋼中に微細分散析出し
て溶接熱による結晶粗大化を防止するとともにγ粒内の
フェライト化を促進する元素であり、その効果は０．０
０５％から現われるが、０．０２５％を超えるとＴｉ　
の非金属介在物が増加したり、ＴｉＮ　　の大きさが大
きくなり、またＴｉＮ　粒子の数が少なくなり、大入熱
溶接した熱影響部だけでなく母材の靭性も劣化する。し
たがって、０００５〜０．０２５％の範囲が適当である
。

他方、ＢもＢＮを形成し、γ粒内のフェライト化を促進
する元素であり、ＴｉＮによりＢＮの生成が助長される
。したがって、Ｔｉ　　とともに複合添加されるが、０
．００２％未満ではＢＮが生成せず、ｓｏｌ、Ｂ　によ
る焼入性向上効果のため、組織が」二部ベーナイトとな
り、靭性が低下する。一方、０．００５５％を超えると
、Ｂ化合物量が増加し、ボンド部の靭性のみならず母材
の靭性も著しく劣（７） 化する。したがって、０．００２〜０．０５５％が適当
である。

なお、Ｎは一般にボンド部靭性の向上を図るためには低
い方が好ましいとされていたが、本発明においては、ト
述のようにＴｉＮ　およびＢＮ析出粒子の形成を利用す
るため、高Ｎ含有化を図る。しかしながら、過剰のＮは
固溶Ｎの増加をもたらし、ボンド部のみならず、母材の
靭性も著しく劣化するので、Ｎの含有量は０００６〜０
．０１２％が適当である。

もちろん、Ｔ１およびＢの総添加量は互いに調整される
必要があるとともにＮ量との関係で規制する必要がある
。すなわち、Ｔｉ　およびＢの総添加量は０．３　Ｔｉ
　＋１．３　Ｂ換算で０．００４〜００１０％の範囲が
適当である。０．８　Ｔｉ　＋　１．：９　Ｂ換算で０
．００４％以下ではＢＮが生成せず、固溶Ｎ量が増加し
てボンド部靭性が劣化する傾向が見られる。他方、０．
８　Ｔｉ　＋１．３　Ｂ換算で０．０１０％を越えると
、ＢＮ以外のＢ化合物が多量に生成してボンド部のみな
らず母材の靭性が劣化する傾向が（８） 見られるためである。さらに、０．８　Ｔｉ　　＋　１
．８　Ｂ換算で０００４〜０．０１”　０％の範囲にあ
ってもＮ量が０．００６％〜０．０１２％の範囲ではＱ
、３Ｔｉ＋１．３Ｂは１．７Ｎ−０，００６％以下であ
るのが好ましい。なぜなら、Ｎ量に比してＴｉ　、Ｂ量
が多いと、母材の状態で粗大なＴｉ化合物あるいはＢ化
合物が生成し、母材靭性が著しく劣化するためである。

しかしながら、この場合でも溶接熱により、粗大なり化
合物も一部溶解し、以後の冷却過程で微細なり化合物に
変化するため、ＨＡＺ　靭性は比較的良好である。

実験例 Ｃ０，１０％、ＳｉＯ，３５％、Ｍｎ１．４０％および
ＮｂＯ，０２０％を基本組成とする鋼にＴｉ　および／
またはＢを添加して鋳造した鋳塊を分塊後板厚２０Ｉ＋
０＋＋まで圧延して製造した降伏点８６　ｋｆＩ／　ｔ
ｄ級ＨＴ−５０鋼板を用い、入熱量４００ＫＪ／ｃｎ１
相当の熱サイクル試験（８００〜５００Ｃの冷却時間Ｔ
ｃ＝１８０秒）を行ない、Ｔｉ　、Ｈの添加量とボンド
部靭性の関係を検討した。結果を第１図に示す。なお、
添字は各成分の含有量（ｐｐｍ）を表わす。

第１図から明らかなようにＴｉ　十Ｂの複合添加鋼はＴ
ｉ　単独添加鋼より２０ｔｌｌ’、Ｂ単独添加鋼より３
０Ｃ破而遷移温度（ｖＴｒｓ　）が低温に移行し、靭ｉ
生が向北することがわかる。

上記知見につき更に詳細に検討すべく、実験例を追加し
、ボンド部の靭性を調べた。その結果を第２図に示す。

（○印肉の数値は破面遷移温度（ｖＴｒｓ　、　’Ｃ）
　　を示す。）第２図において斜線部が本発明の範囲で
あり、Ｎが０．０１２％以上（斜線部右側）、０．３　
Ｔｉ　　＋１．３　Ｂが０．００４％以下（斜線部下側
）ではいずれも固溶Ｎの増大によりボンド部の靭性が劣
化し、また０、３Ｔｉ　＋０．３Ｂが０．０１０％を越
える（斜線部上側）とＢＮ以外のＢ化合物の増大により
やはりボンド部の靭性が劣化する。更に０．３　Ｔｉ　
＋　１．８　Ｂが１．７　Ｎ　−０，００６％を越える
（斜線部左側）の場合には、ボンド部の靭性は比較的良
好であるが、母材の状態では、粗大なＴｉ化合物あるい
はＢ化合物が生成し、母材　靭性が著しく劣化する。

その他、本発明鋼には不可避的不純物がボンド部の靭性
を阻害しない範囲で含寸れることを許容される。

上記本発明鋼には強度向」二の目的で、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ
　、　Ｎｉ　およびＭｏの１種または２種以上が添加さ
れてよい。

Ｎｂ添加によって、制御圧延により強度は向上するが、
０．０７％を超えると、ボンド部の靭性が急激に低下す
る。したがって、その上限は０．０７％とする。

■添加によって、Ｎｂ　と同様に制御圧延により強度は
向上するが、０１０％以上添加してもその効果は少なく
、かえって靭性劣化が大きくなるので、その上限は０．
１０％とする。

ＣｕおよびＮｉはその添加によって、母材強度を増加さ
せるだけでなく、ボンド部の靭性を向」ニさせる。した
がって、強度レベルおよび低温靭性に応じて広範囲にわ
たって添加量を変えて使用す（ｌｌ） ることかできるが、添加量が多くなると、製造コストが
向上するので、実用面からその」１限はＣｕＯ１５０％
、Ｎ１１００％とするのが好ましい。

Ｍｏの添加によって、母材の強度を増加させるので、×
７０以上のラインパイプ用鋼には有効な元素である。し
かし、あまり多量に添加すると、溶接熱影響部を硬化さ
せ、耐溶接割れ性劣化の原因となるので、その上限は０
．６０％とした。

壕だ、本発明鋼は圧延のままで使用されてよいが、圧延
後加速冷却処理、焼ならし、焼入れ一焼戻し、さらに加
速冷却後焼戻し処理をする場合は、ＣａおよびＣｅの１
種または２種を製鋼時において添加し、硫化物形状を調
整することにより品質の安定および向上を図るのがよい
。ただし、Ｃａ添加量は０．００５％以下、Ｃｅ添加量
は０．０５％以下に抑えるのがよい。なお、Ｃａの場合
、Ｃａ−８ｉ等のＣａ合金形またはＣａ　（ＣＮ　）２
等のＣａ化合物のいずれの形で添加されてもよい。

実施例１ 下記第１表に示す鋼組成にてＳｉ　−Ｍｎ系５０（１２
） ｋｐ　／　ｍ４級高張力鋼を製造し、板厚３０石に圧延
して得られる降伏点８６ｋｐ／−級Ｈ’ｒ　−５０鋼板
を用い、エレクｌ−ロスラグ溶接（入熱量５０００Ｉ（
Ｊ／、＋）を行ない、その溶接熱影響部のボンド部の衝
撃試験結果を第２表に示す。なお、第１表および第２表
において、（ＣＪとは制御圧延、（Ｎ）とは焼ならし処
理を施したことを意味する。

第２表の結果から明らかなように、本発明鋼１〜５はい
ずれも大入熱溶接ボンド部において非常に優れた靭性を
示すのに対し、Ｔｉ　、ＢおよびＮが本発明の範Ｈにあ
っても０．８　Ｔｉ　＋　１．８　Ｂが所定の範囲内に
ない比較鋼６〜９およびＴＩおよび／またはＢを含まな
い従来鋼１０〜１１は靭性において本発明鋼よりかなり
劣化したものとなっている。

第２表　　降伏点３６に、ｙ／−級ＨＴ　−５０鋼の母
材特性および溶接継手衝撃特性 （１５） 実施例２ 下記第３表に示す鋼組成を有する５１−Ｍｎ系３３ｋｐ
／−級低温用人ｔキルド鋼を製造し、板厚３０嫡に圧延
し、圧延ままあるいは焼入れ一焼戻し、加速冷却処理に
付した後、エレクトロスラグ溶接（入熱量５００ＫＪ／
ｃｒｎ）を行ない、その溶接熱影響部のボンド部の衝撃
試験結果を第４表に示す。なお、第３表および第４表中
（ＱＴ）とは焼入れ一焼戻し処理を、（ＣＦＬ）とは制
御圧延処理を施したととを示す。

第４表の結果から明らかなように、本発明鋼１２〜１４
はシ）ずれもボンド部の靭性は非常に優れているのに対
し、Ｂを含まない従来鋼１５〜１６は本発明鋼に比しボ
ンド部の靭性は極めて劣化している。

したがって、本発明によれば、低温用鋼はエレクトロス
ラグ溶接の適用が可能であることがわかる。

ｒ　　１　ｏｓ 第４表　　降伏点３８ｋｐ／−級低温用Ａ４キルド鋼の
母材特性および溶接継手衝撃特性 （１１５） 実施例３ 下記第５表に示す鋼組成を有する板厚２５陥の圧延鋼板
を入熱量８０〜１００ＫＪ／ｃｒｎで溶接し、その溶接
継手ボンド部の衝撃試験結果を第６表に示す。

第６表の結果から明らかなように、Ｎｉ　およびＶを微
量添加した６０ｋｙ／ｍＡ級高張力鋼である本発明鋼１
７および１８、Ｎｂ、　Ｃｕ、　ＮｉおよびＭＯの１種
以上を添加したラインパイプ用鋼である本発明鋼１９お
よび２０は優れたボンド部靭性を示すのに対し、同一用
途に使用されるが、Ｔｉ　およびＢの少なくともいずれ
か一方を含まない従来鋼２１〜２４は本発明鋼に比し極
めて劣化したものとなっている。

第６表　　Ｈ’Ｉ’　−６０およびラインパイプ用鋼の
母相特性および溶接継手衝撃特性 米　　ｖＥＯのｒ直 （２１）

【図面の簡単な説明】

第１図は板厚２０祁に圧延して製造した降伏点８６ｋｐ
／−級Ｊ（Ｔ　−５０鋼板を用い、入熱量４０Ｑ　ＫＪ
　／　ｃｍ相当の熱サイクル試験（ＴＣ＝１８０秒）を
行ない、Ｔｉ　およびＢの添加量とボンド部靭性（ｖ’
Ｉ’ｒｓ　）との関係を表示したグラフであり、第２図
はその場合のＴｉ＋ＢとＮ量の調整により得られる靭性
最適領域を示したグラフである。 特許出願人　株式会社　神戸製鋼所 代理人　弁理士青白　葆外１名 第１図 Ｔｉ　４　（％） 第２図 Ｎ−１（％）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 （１）ＣＯ，０１〜０．２８％、Ｓｉ　　Ｏ，１〜０．
   ８％、Ｍｎ０．５〜２．５％、Ａｔ０．００５〜０，１
   ％、ＴｉＱ、９０５〜０．０２５％、Ｂｏ、００２〜０
   ．００５５％、ＮＯ，００６〜０．０１２％を含有し、
   かつＱ、３Ｔｉ十１．ａ　Ｂ　Ｏ，’００４〜０．０１
   ０％およびＯ，ａＴｉ＋１．８　Ｂ　−１，７Ｎ（−０
   ，００６％を満足し、残部鉄および不純物からなり、大
   入熱溶接時における溶接ボンド部近傍の靭性が極めて優
   れた大入熱溶接構造用鋼。 （２）ＣＯ，０１〜０．２８％、Ｓｉ　　Ｏ，１〜０．
   ８％、Ｍｎ０．５〜２．５％、Ａ４０．００５〜０．１
   ％、ＴｉＱ、Ｑ０５〜０．０２５％、Ｂｏ、００２〜０
   ．００５５％、Ｎｏ、００６〜０．０１２％を含有し、
   かつＱ、３Ｔｉ＋１．８Ｂ０．００４〜０．０１０％お
   よび０．９Ｔｉ　＋１．８　Ｂ　−１，７Ｎ（−０，０
   ０６％を満足し、さらにＮｂ０．０７％以下、ｖ　ｏ、
   　ｉ　ｏ％以下、ＣｕＯ，５０％以下、Ｎｉ１．００％
   以下およびＭｏｂ、６０％の１種または２種以上を含有
   し、残部鉄および不純物からなり、大入熱溶接時におけ
   る溶接ボンド部近傍の靭性が極めて優れた大入熱溶接構
   造用鋼。 （８）ＣＯ，０１〜０．２３％、Ｓ　ｉ　　Ｏ，１〜０
   ．８％、Ｍｎ０．５〜２．５％、Ａ４０．００５〜０．
   １％、Ｔ１０００５〜００２５％、Ｂｏ、００２〜０．
   ００５５％、Ｎｏ、００６〜０．０１２％を含有し、か
   つＱ、３Ｔｉ＋１．３Ｂ０．００４〜０．０１０％およ
   び０．３Ｔ皿　＋１．８　Ｂ　−１，７Ｎ（−０，００
   ６％を満足し、さらにＣａ０．００５％以下およびＣｅ
   Ｏ，０５％以下の１種以上を含有し、残部鉄および不純
   物からなり、大入熱溶接時における溶接ボンド部近傍の
   靭性が極めて優れた大入熱溶接構造用鋼。 （４）ＣＯ，０１〜０．２８％、Ｓｉ　　Ｏ，１〜０．
   ８％、Ｍｎ０．５〜２．５％、Ａ４０．００５〜０．１
   ％、ＴｉＱ、９０５〜００２５％、８０．００２〜０．
   ００５５％、ＮＯ，００６〜００１２％を含有し、かつ
   Ｑ、３Ｔｉ＋１．３Ｂ０．００４〜００１０％および０
   ．３Ｔｉ＋１．８　Ｂ−１，７Ｎ（−０，００６％を満
   足し、さらにＮｂＯ，０７％以下、７０１０％以下、Ｃ
   ｕ０．５０％以下、Ｎｉ１．００％以下およびＭＯｏ、
   ６０％以下の１種または２種以上、ならびにＣａＯ，０
   ０５％以下およびＣｅＯ，０５％以下の１種以上を含有
   し、残部鉄および不純物からなり、大入熱溶接時におけ
   る溶接ボンド部近傍の靭性が極めて優れた大入熱溶接構
   造用鋼。