JPS61117213A - 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 - Google Patents
溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法Info
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- JPS61117213A JPS61117213A JP23697184A JP23697184A JPS61117213A JP S61117213 A JPS61117213 A JP S61117213A JP 23697184 A JP23697184 A JP 23697184A JP 23697184 A JP23697184 A JP 23697184A JP S61117213 A JPS61117213 A JP S61117213A
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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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造法に係わ
シ、特に、溶接熱影響部の切欠靭性の優れた鋼材の製造
法に関するものである。
シ、特に、溶接熱影響部の切欠靭性の優れた鋼材の製造
法に関するものである。
（従来の技術および問題点）
近年、海洋構造物、船舶、貯槽など、大型構造物の材質
特性に対する要求は厳しさを増しておシ、特に溶接部に
おける低温靭性の抜本的改善が望まれている。一般に、
鋼材をサラマージアーク溶接、゛エレクトロガス溶接、
あるいはエレクトロスラグ溶接などの大入熱自動溶接を
行なうと、オーステナイト結晶粒の粗大化によシ、溶接
熱影響部（以下ＨＡＺと称する）の靭性が著るしく低下
する。
特性に対する要求は厳しさを増しておシ、特に溶接部に
おける低温靭性の抜本的改善が望まれている。一般に、
鋼材をサラマージアーク溶接、゛エレクトロガス溶接、
あるいはエレクトロスラグ溶接などの大入熱自動溶接を
行なうと、オーステナイト結晶粒の粗大化によシ、溶接
熱影響部（以下ＨＡＺと称する）の靭性が著るしく低下
する。
そこで、従来、ＨＡｚ靭性の向上策として、ＨＡｚ組織
を微細化する方法が各種提案されている。
を微細化する方法が各種提案されている。
例えば、昭和５４年６月発行の鉄と調温６５巻第８号の
１２３２頁においては、ＴｉＮを微細析出させ、５０
’ｌｉ’／ｉｎｎ” 高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ
靭性を改善する手段がとられているが、これらの析出物
は、大入熱溶接時に大部分が溶解し、メンド部における
粗粒化と固溶Ｎの増加とによｆｉ、ＨＡＺ靭性の劣化が
避けられないという欠点が存在する。
１２３２頁においては、ＴｉＮを微細析出させ、５０
’ｌｉ’／ｉｎｎ” 高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ
靭性を改善する手段がとられているが、これらの析出物
は、大入熱溶接時に大部分が溶解し、メンド部における
粗粒化と固溶Ｎの増加とによｆｉ、ＨＡＺ靭性の劣化が
避けられないという欠点が存在する。
また、昭和５８年２月発行の溶接学会誌第５２巻第２号
４９頁には、ＴｉＮに加えてＣａＯを形成させ、オース
テナイトの細粒化とＣａＯを核とした粒内フェライトの
生成によるフェライトの細粒化を計る方法が提案されて
いる。しかし、ＴＩＮが上記欠点を持つ一方、ＣａＯを
鋼中に微細かつ均一に分散させることが困難なため、実
用化の段階には至りていない。
４９頁には、ＴｉＮに加えてＣａＯを形成させ、オース
テナイトの細粒化とＣａＯを核とした粒内フェライトの
生成によるフェライトの細粒化を計る方法が提案されて
いる。しかし、ＴＩＮが上記欠点を持つ一方、ＣａＯを
鋼中に微細かつ均一に分散させることが困難なため、実
用化の段階には至りていない。
さらに、特公昭５５−３１３８９号公報には、希土類元
素（ＲＥＭ ） 、 Ｈの複合添加によシ、鋼中Ｋ Ｒ
ＥＭ酸化物、ＲＥＭ硫化物とＢＮの複合体を形成させ、
これらを核とした粒内フェライトの生成により、ＨＡＺ
組織を実効的に微細化する方法が提案されている。しか
し、この場合も、上記ＣａＯと同様に、ＲＥＭ酸化物、
硫化物を鋼中に均一かつ微細に分散させることは極めて
困難であシ、実用化の目途は立っていない。
素（ＲＥＭ ） 、 Ｈの複合添加によシ、鋼中Ｋ Ｒ
ＥＭ酸化物、ＲＥＭ硫化物とＢＮの複合体を形成させ、
これらを核とした粒内フェライトの生成により、ＨＡＺ
組織を実効的に微細化する方法が提案されている。しか
し、この場合も、上記ＣａＯと同様に、ＲＥＭ酸化物、
硫化物を鋼中に均一かつ微細に分散させることは極めて
困難であシ、実用化の目途は立っていない。
一方、本発明者らの一部は、大入熱ＨＡＺ靭性の改善に
は、溶接後の冷却過程においてオーステナイト粒内に９
０個／ １１１１Ｌ”以上の粒内フェライトを生成させ
ることが必要であり、粒内フェライト生成核としてＴｉ
、Ｚｒ、Ｔａ窒化物十Ｆ＠２．ＣＢ６．Ｆｅ２Ｂ、Ｆ＠
ｘ（ＣＢ）ｙの複合体が有効であることを特開昭５８−
１１０６５８号公報において示した。しかし、これとて
も鋼塊、鋳片の大きさくよって、ＨＡｚ靭性が変化する
ため、よυ安定したＨＡＺ靭性が得られる製造法を検討
する余地がある。
は、溶接後の冷却過程においてオーステナイト粒内に９
０個／ １１１１Ｌ”以上の粒内フェライトを生成させ
ることが必要であり、粒内フェライト生成核としてＴｉ
、Ｚｒ、Ｔａ窒化物十Ｆ＠２．ＣＢ６．Ｆｅ２Ｂ、Ｆ＠
ｘ（ＣＢ）ｙの複合体が有効であることを特開昭５８−
１１０６５８号公報において示した。しかし、これとて
も鋼塊、鋳片の大きさくよって、ＨＡｚ靭性が変化する
ため、よυ安定したＨＡＺ靭性が得られる製造法を検討
する余地がある。
（問題点を解決するための手段）
本発明者らは、その後、上記複合体の詳細についてさら
に鋭意検討を加えた結果、適正成分範囲の選択に加えて
特定の製造手段の選択によｐ、Ｔｌ。
に鋭意検討を加えた結果、適正成分範囲の選択に加えて
特定の製造手段の選択によｐ、Ｔｌ。
Ｚｒ 、 Ｔａ窒化物＋ＭｎＳの複合体を鋼中に微細分
散せしめることが可能でアシ、これが粒内フェライト形
成核として極めて有効であることを見出した。
散せしめることが可能でアシ、これが粒内フェライト形
成核として極めて有効であることを見出した。
すなわち、溶接後の冷却過程において粒内フェライトは
ＴＩ、Ｚｒ、Ｔａ窒化物十ＭｎＳ複合体を核にして生成
する。
ＴＩ、Ｚｒ、Ｔａ窒化物十ＭｎＳ複合体を核にして生成
する。
これらの複合体は、鋼塊あるいは鋳片の凝固後の冷却過
程において、凝固組織のうち、おもに欄間に形成するも
のであって、その構造としては、芯がＴ１．、Ｚｒ、Ｔ
ａ窒化物、外殻がＭｎＳから構成されておシ、ＭｎＳの
析出温度は９５０〜７００℃でおる。
程において、凝固組織のうち、おもに欄間に形成するも
のであって、その構造としては、芯がＴ１．、Ｚｒ、Ｔ
ａ窒化物、外殻がＭｎＳから構成されておシ、ＭｎＳの
析出温度は９５０〜７００℃でおる。
さらに複合体の粒子径は、ＭｎＳの析出量によりて決マ
シ、析出温度域の緩冷却、あるいはＳ含有量の増加によ
シ、粒子径は大きくなる。また粒内７エライトの生成核
として、複合体の粒子径が大きいほど有利である。
シ、析出温度域の緩冷却、あるいはＳ含有量の増加によ
シ、粒子径は大きくなる。また粒内７エライトの生成核
として、複合体の粒子径が大きいほど有利である。
また鋼塊あるいは鋳片を高温で均熱拡散させ、ミクロ偏
析を軽減するととＫよシ、粒内フェライトはさらに容易
に生成する。
析を軽減するととＫよシ、粒内フェライトはさらに容易
に生成する。
さらに粒内フェライトが十分発達する場合においても、
第１図に示すように、必ず粒界フェライト（Ｆｐ ）と
フェライトサイドグレート（ｐ’ｓｐ）が存在し、Ｉ（
ＡＺ靭性は、粒界フェライト＋フェライトサイドプレー
トの幅が広くなるほど低下する。即ち、第１図は旧オー
ステナイト粒界および粒内における各種フェライトの形
態を模式的に示す図であって、図面において、（４）、
（Ｂ）はおのおの、Ａ型。
第１図に示すように、必ず粒界フェライト（Ｆｐ ）と
フェライトサイドグレート（ｐ’ｓｐ）が存在し、Ｉ（
ＡＺ靭性は、粒界フェライト＋フェライトサイドプレー
トの幅が広くなるほど低下する。即ち、第１図は旧オー
ステナイト粒界および粒内における各種フェライトの形
態を模式的に示す図であって、図面において、（４）、
（Ｂ）はおのおの、Ａ型。
Ｂ型の粒内フェライトを示し、Ｌは長さ、Ｃは幅であシ
、またＦ、は粒界フェライト、Ｔ６．はフェライト・サ
イドグレートを示すものである。なおフェライト・サイ
ドプレートとは、旧オーステナイト粒内に向って鋸歯状
に発達したフェライトを指す。なお添加元素のうち、Ｂ
は、その一部がオーステナイト粒界、およびオーステナ
イト／フェライト界面に偏析してＡ靭性に有害な粒界７
エライトとフェライト・サイドグレートの発達を抑制す
るものである。
、またＦ、は粒界フェライト、Ｔ６．はフェライト・サ
イドグレートを示すものである。なおフェライト・サイ
ドプレートとは、旧オーステナイト粒内に向って鋸歯状
に発達したフェライトを指す。なお添加元素のうち、Ｂ
は、その一部がオーステナイト粒界、およびオーステナ
イト／フェライト界面に偏析してＡ靭性に有害な粒界７
エライトとフェライト・サイドグレートの発達を抑制す
るものである。
そこで、本発明者らは、これらの検討結果に基づいて、
適正な合金設計を行なった鋼について、特定の製造手段
を選択することによ、ｊ） 、Ｔｉ 、Ｚｒ、Ｔａ窒化
物＋ＭｎＳ複合体を鋼中に微細分散せしめることが可能
で１ＬこれＫよりて溶接部靭性の優れた構造用鋼を得る
ことが可能でおるとの結論に達し、本発明を成したもの
である。
適正な合金設計を行なった鋼について、特定の製造手段
を選択することによ、ｊ） 、Ｔｉ 、Ｚｒ、Ｔａ窒化
物＋ＭｎＳ複合体を鋼中に微細分散せしめることが可能
で１ＬこれＫよりて溶接部靭性の優れた構造用鋼を得る
ことが可能でおるとの結論に達し、本発明を成したもの
である。
すなわち本発明は、以上の知見に基づいてなされたもの
であシ、その要旨は、重ｔ％で、Ｃ：０．０２〜０．１
８％、 Ｓｉ≦Ｏ−５ＴｏｌＭｎ ： ０．４〜１．８
％、Ｐ≦０．０１５％、Ａ／、：０．００７〜０．１
％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｂ ：０．０００
２〜０．００３Ｌ、Ｎ≦Ｏ，ＯＯ４チで、かつＴｉ ：
０．００３〜０．０２％、Ｚｒ ： ０．００３〜０
．０２％、Ｔａ ： ０．００３〜０．０２％の１種ま
たは２種以上を基本成分として含有し、さらに（Ａ）Ｎ
ｉ≦２．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｖ
≦０．１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍ。
であシ、その要旨は、重ｔ％で、Ｃ：０．０２〜０．１
８％、 Ｓｉ≦Ｏ−５ＴｏｌＭｎ ： ０．４〜１．８
％、Ｐ≦０．０１５％、Ａ／、：０．００７〜０．１
％、Ｓ：０．００１〜０．００５％、Ｂ ：０．０００
２〜０．００３Ｌ、Ｎ≦Ｏ，ＯＯ４チで、かつＴｉ ：
０．００３〜０．０２％、Ｚｒ ： ０．００３〜０
．０２％、Ｔａ ： ０．００３〜０．０２％の１種ま
たは２種以上を基本成分として含有し、さらに（Ａ）Ｎ
ｉ≦２．０％、Ｃｕ≦１．０％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｖ
≦０．１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍ。
≦０．５％の１種または２種以上、または（Ｂ）希土類
元素、ＣａおよびＭｇのｌＷｉまたは２種以上を合計で
０．００５％以下の、（Ａ）（Ｂ）いずれか一方または
両方を含有し、Ｃｅｑ≦０．４５％を満足し残部はＦ′
ｅおよび不可避不純物からなる鋼を製造するにあたシ、
鋼塊あるいは鋳片の冷却過程において、９５０〜７００
℃の温度範囲を２ Ｃ／ｓ ｅ ｃ以下の冷却速度で緩
冷却し、ついで鋼塊あるいは鋳片を１２５０℃以上の温
度に５時間以上加熱保定することを特徴とする溶接部靭
性の優れた構造用鋼の製造方法にある。
元素、ＣａおよびＭｇのｌＷｉまたは２種以上を合計で
０．００５％以下の、（Ａ）（Ｂ）いずれか一方または
両方を含有し、Ｃｅｑ≦０．４５％を満足し残部はＦ′
ｅおよび不可避不純物からなる鋼を製造するにあたシ、
鋼塊あるいは鋳片の冷却過程において、９５０〜７００
℃の温度範囲を２ Ｃ／ｓ ｅ ｃ以下の冷却速度で緩
冷却し、ついで鋼塊あるいは鋳片を１２５０℃以上の温
度に５時間以上加熱保定することを特徴とする溶接部靭
性の優れた構造用鋼の製造方法にある。
以下、本発明について膠細に説明する。
最初に、本発明の対象とする鋼の基本成分範囲の限定理
由について述べる。
由について述べる。
まずＣは、鋼の強度を向上させる有効な成分として添加
するもので、０．０２％未満では溶接構造用鋼として必
要な強度が得られず、また０、１８％を超える過剰の添
加は、溶接割れ性などを著るしく低下させるので、上限
を０．１８チとした。
するもので、０．０２％未満では溶接構造用鋼として必
要な強度が得られず、また０、１８％を超える過剰の添
加は、溶接割れ性などを著るしく低下させるので、上限
を０．１８チとした。
つぎにＳｔは、母材強度、溶鋼の予備脱酸などに必要で
あるが、０．５％を超える過剰の添加はＨＡＺに高炭素
マルテンサイトを生成し、靭性を低下させるため、上限
を０．５％とした。
あるが、０．５％を超える過剰の添加はＨＡＺに高炭素
マルテンサイトを生成し、靭性を低下させるため、上限
を０．５％とした。
またＭｎは、母材強度、靭性の確保とあわせて、複合体
の外殻となるＭｎＳの形成のため、０．４％以上添加す
る必要があるが、溶接部靭性、割れ性など許容できる範
囲で上限を１８８チとした。
の外殻となるＭｎＳの形成のため、０．４％以上添加す
る必要があるが、溶接部靭性、割れ性など許容できる範
囲で上限を１８８チとした。
一方、Ｐは、ミ・クロ偏析による溶接部靭性、割れ性な
どの低下を防止する上から、極力低減すべきであシ、上
限を０．１５％とした。
どの低下を防止する上から、極力低減すべきであシ、上
限を０．１５％とした。
つぎにＡｌは予備脱酸、母材の細粒化、固溶Ｎの固定な
どに必要な元素で、０．００７％以上必要であるが、０
．１％を超える過剰の添加は、鋼の清浄度を著るしく低
下させるので上限を０．１チとした。
どに必要な元素で、０．００７％以上必要であるが、０
．１％を超える過剰の添加は、鋼の清浄度を著るしく低
下させるので上限を０．１チとした。
また、Ｓは本発明における重要な元素の１つで１７、複
合体の外殻となるＭｎＳの形成にはｏ、ｏｏｉチ以上必
要であるが、０．００５チを超える過剰の添加は、複合
体とは別途に粗大なＡ系介在物を形成し、母材の延靭性
の低下、異方性を招く上から避けるべきであシ、シたが
って、上限を０．００５％とした。
合体の外殻となるＭｎＳの形成にはｏ、ｏｏｉチ以上必
要であるが、０．００５チを超える過剰の添加は、複合
体とは別途に粗大なＡ系介在物を形成し、母材の延靭性
の低下、異方性を招く上から避けるべきであシ、シたが
って、上限を０．００５％とした。
また、Ｂも、本発明における重要な元素の１つであシ、
大入熱溶接時のＨＡＺ靭性に有害な粒界フェライト、フ
ェライト・サイドプレートの抑制、ＢＮの析出によるＨ
ＡＺ固溶Ｎの固定などから０．０００２チ以上必要であ
るが、０．００２％を超える過剰の添加は、Ｆｅ２３Ｃ
Ｂ６の析出による靭性低下とフリーＢによるＨＡＺの硬
化性の増加などを招くため、上限を０．００２％とした
。
大入熱溶接時のＨＡＺ靭性に有害な粒界フェライト、フ
ェライト・サイドプレートの抑制、ＢＮの析出によるＨ
ＡＺ固溶Ｎの固定などから０．０００２チ以上必要であ
るが、０．００２％を超える過剰の添加は、Ｆｅ２３Ｃ
Ｂ６の析出による靭性低下とフリーＢによるＨＡＺの硬
化性の増加などを招くため、上限を０．００２％とした
。
Ｎも、Ｓ、Ｂと同様に本発明における重要な元素の１つ
でアシ、複合体の芯となるＴｉ 、Ｚｒ 、Ｔａ窒化物
の析出のため、ある一定量のＮの存在は必要であるが、
０．００４％を超える過剰の添加は、マトリックスの靭
性低下、ＨＡｚにおける高炭素マルテンサイトの生成促
進などを招くため、上限を０．００４チとした。
でアシ、複合体の芯となるＴｉ 、Ｚｒ 、Ｔａ窒化物
の析出のため、ある一定量のＮの存在は必要であるが、
０．００４％を超える過剰の添加は、マトリックスの靭
性低下、ＨＡｚにおける高炭素マルテンサイトの生成促
進などを招くため、上限を０．００４チとした。
つぎに、ＴＩ、Ｚｒ、Ｔａは、複合体の芯となる窒化物
の形成に必要であシ、１種または２種以上を選択して添
加するが、粒内フェライトの生成核として有効に機能す
るためには、それぞれの元素について０．００３％以上
必要であるが、おのおの０．０２％を超える過剰な添加
は鋼の清浄度の低下を招くため、上限を０．０２チとし
た。
の形成に必要であシ、１種または２種以上を選択して添
加するが、粒内フェライトの生成核として有効に機能す
るためには、それぞれの元素について０．００３％以上
必要であるが、おのおの０．０２％を超える過剰な添加
は鋼の清浄度の低下を招くため、上限を０．０２チとし
た。
以上が本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、（４
）母材強度の上昇、および母材、ＨＡｚの靭性向上の目
的で、Ｎｉ 、Ｃｕ 、Ｃｒ 、Ｍｏ 、Ｎｂ 、Ｖの
１種または２種以上、また（Ｂ） ＨＡＺの結晶粒粗大
化防止と母材の異方性の軽減の目的で、ＲＥＭ、Ｃａお
よびＭｇの１種または２種以上、の（Ａ）、Φ）いずれ
か一方または両方を含有することができる。
）母材強度の上昇、および母材、ＨＡｚの靭性向上の目
的で、Ｎｉ 、Ｃｕ 、Ｃｒ 、Ｍｏ 、Ｎｂ 、Ｖの
１種または２種以上、また（Ｂ） ＨＡＺの結晶粒粗大
化防止と母材の異方性の軽減の目的で、ＲＥＭ、Ｃａお
よびＭｇの１種または２種以上、の（Ａ）、Φ）いずれ
か一方または両方を含有することができる。
まず、（Ａ）群の成分として、Ｎｉは母材強度・靭性と
ＨＡＺ靭性を同時に高める極めて有効な元素であるが、
２．０％を超える過剰な添加は、焼入性の増加によｐ、
ＨＡＺにおける粒内フェライトの形成が抑制されるため
、上限を２． Ｏ％とした。
ＨＡＺ靭性を同時に高める極めて有効な元素であるが、
２．０％を超える過剰な添加は、焼入性の増加によｐ、
ＨＡＺにおける粒内フェライトの形成が抑制されるため
、上限を２． Ｏ％とした。
つぎにＣｕは母材強度を高める割シに、ＨＡＺの硬さ上
昇が少なく有効な元素であるが、応力除去焼鈍によるＨ
ＡＺの硬化性の増加など考慮して、上限を１．０チとし
た。
昇が少なく有効な元素であるが、応力除去焼鈍によるＨ
ＡＺの硬化性の増加など考慮して、上限を１．０チとし
た。
さらに、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏは、焼入性の向上と析出
硬化とによシ母材強度を高め、また、適切な製造プロセ
スを付することによシ、母材の低温靭性の向上も期待さ
れる。しかし、各成分の上限値を超える過剰の添加は、
ＨＡｚ靭性および硬化性の観点から極めて有害となるた
め、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏのそれぞれについて、上限を
０．０５％、０．１％１１．０％、０．５％とした。
硬化とによシ母材強度を高め、また、適切な製造プロセ
スを付することによシ、母材の低温靭性の向上も期待さ
れる。しかし、各成分の上限値を超える過剰の添加は、
ＨＡｚ靭性および硬化性の観点から極めて有害となるた
め、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏのそれぞれについて、上限を
０．０５％、０．１％１１．０％、０．５％とした。
また、（Ｂ）群の成分として、前述の１通シＨＡｚのオ
ーステナイト結晶粒粗大化防止のため、酸化物および硫
化物生成元素である原子番号５７〜７１のランタイノド
系元素およびＹの１種または２種以上から選ばれた希土
類元素（ＲＥＭ）と、ＣｍおよびＭｇ 、ＲＥＭ 、Ｃ
ａ 、Ｍｇの三者のうち１種または２種以上を添加する
ことができる。これらの元素は、酸化物、硫化物もしく
は酸硫化物を形成させ、ＨＡＺの結晶粒粗大化防止とあ
わせて、母材の異方性の軽減のために添加される。しか
し、これらの元素の１種または２種以上の合計がｏ、ｏ
ｏｓ＊超となると、粒内フェライトの生成核となるＭｎ
Ｓの形成が困難になるため、上限を０．００５１とした
。なお、とくに、Ｒ・腹、Ｃａ 、Ｍｇの単独添加では
、おのおの上限を０．００３％８度に抑えることが好ま
しい。
ーステナイト結晶粒粗大化防止のため、酸化物および硫
化物生成元素である原子番号５７〜７１のランタイノド
系元素およびＹの１種または２種以上から選ばれた希土
類元素（ＲＥＭ）と、ＣｍおよびＭｇ 、ＲＥＭ 、Ｃ
ａ 、Ｍｇの三者のうち１種または２種以上を添加する
ことができる。これらの元素は、酸化物、硫化物もしく
は酸硫化物を形成させ、ＨＡＺの結晶粒粗大化防止とあ
わせて、母材の異方性の軽減のために添加される。しか
し、これらの元素の１種または２種以上の合計がｏ、ｏ
ｏｓ＊超となると、粒内フェライトの生成核となるＭｎ
Ｓの形成が困難になるため、上限を０．００５１とした
。なお、とくに、Ｒ・腹、Ｃａ 、Ｍｇの単独添加では
、おのおの上限を０．００３％８度に抑えることが好ま
しい。
さらに本発明の対象とする鋼は、そのＣｅｑが０、４５
％以下を満足することが必要である。この場合のＣ６
ｑは次式で算出される値で、０．４５％を超えると焼入
性の増大によシ、粒内フェライトの生成を極めて困難に
しＨＡＺ靭性を低下せしめるとともに、溶接割れ感受性
を著るしく増加せしめる。
％以下を満足することが必要である。この場合のＣ６
ｑは次式で算出される値で、０．４５％を超えると焼入
性の増大によシ、粒内フェライトの生成を極めて困難に
しＨＡＺ靭性を低下せしめるとともに、溶接割れ感受性
を著るしく増加せしめる。
Ｃ＠ｑ＠）＝ Ｃ！ｔｓ）＋ Ｓ ｉ Ｋ’２４＋Ｍｎ
＃Ｖ６ ＋Ｎ１ｆｌｌ；ｐ’４０＋Ｃｕ（％）／４０＋
Ｃｒ＠Ｖ５＋Ｍｏｆ！ＥＶ４＋ＶｆｌＶ１４つぎに本発
明の最大の特徴とする鋼の製造条件について説明する。
＃Ｖ６ ＋Ｎ１ｆｌｌ；ｐ’４０＋Ｃｕ（％）／４０＋
Ｃｒ＠Ｖ５＋Ｍｏｆ！ＥＶ４＋ＶｆｌＶ１４つぎに本発
明の最大の特徴とする鋼の製造条件について説明する。
まず、第一に、鋼塊あるいは鋳片の冷却過程において、
９５０〜７００℃の温度範囲を２℃／ｓＣＣ以下の速度
で緩冷却することが必要である。溶接時の冷却過程にお
いて、ＨＡｚに粒内フェライトを生成せしめるためには
、前述のごとく、鋼塊あるいは鋳片段階でＴｉ 、Ｚｒ
、Ｔａ窒化物＋ ＭｎＳの複合体を形成せしめること
が重要である。
９５０〜７００℃の温度範囲を２℃／ｓＣＣ以下の速度
で緩冷却することが必要である。溶接時の冷却過程にお
いて、ＨＡｚに粒内フェライトを生成せしめるためには
、前述のごとく、鋼塊あるいは鋳片段階でＴｉ 、Ｚｒ
、Ｔａ窒化物＋ ＭｎＳの複合体を形成せしめること
が重要である。
さらに、複合体が粒内フェライト核として有効に機能す
るためには、少なくとも、その粒子径が０、１μｍ以上
であることが極めて重要であシ、したがって、１００チ
凝固直後の１４００℃〜１０００℃の温度範囲において
、樹間に析出したＴＩ 、Ｚｒ 、Ｔａの窒化物のまわ
シにＭｎＳを析出させるためには、ＭｎＳが析出する９
５０〜７００℃の温度範囲を２℃／ｓｅａ以下の速度で
緩冷却して、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ窒化物＋ＭｎＳ複合体の
粒子径を０．１μｍ以上の大きさにすることが必要であ
る。９００℃超および７００℃未満では、たとえ緩冷却
しても、Ｔｌ、Ｚｒ、Ｔａ窒化物のまわシにＭｎＳは析
出せず、また２℃／ｓ ｅ ｃ超の急冷では、ＭｎＳが
たとえ析出しても、その量はわずかであシ、粒子径を０
．１μｍ以上の大きさにすることはできない。
るためには、少なくとも、その粒子径が０、１μｍ以上
であることが極めて重要であシ、したがって、１００チ
凝固直後の１４００℃〜１０００℃の温度範囲において
、樹間に析出したＴＩ 、Ｚｒ 、Ｔａの窒化物のまわ
シにＭｎＳを析出させるためには、ＭｎＳが析出する９
５０〜７００℃の温度範囲を２℃／ｓｅａ以下の速度で
緩冷却して、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ窒化物＋ＭｎＳ複合体の
粒子径を０．１μｍ以上の大きさにすることが必要であ
る。９００℃超および７００℃未満では、たとえ緩冷却
しても、Ｔｌ、Ｚｒ、Ｔａ窒化物のまわシにＭｎＳは析
出せず、また２℃／ｓ ｅ ｃ超の急冷では、ＭｎＳが
たとえ析出しても、その量はわずかであシ、粒子径を０
．１μｍ以上の大きさにすることはできない。
第二に、鋼塊あるいは鋳片は、１１５０℃以上の温度に
５時間以上加熱保定することが必要である。
５時間以上加熱保定することが必要である。
ＴＩ、Ｚｒ、Ｔａ窒化物＋Ｍｎ Ｓ複合体は、前述のご
とく、凝固組織の欄間に形成される。この場合、樹間は
ミＪ ｃＩ偏析によシ、樹枝に比べてＣ、Ｍｎ 、 Ｐ
、その他の合金元素が濃化し、局所的に焼入性を高め
ている。したがって溶接時にミクロ偏析帯からのフェラ
イトの生成をよシ活発にするためには、高温における均
熱処理によシ、合金元素をできるだけ拡散させ、ミクロ
偏析帯の合金濃度を低下させておくことが極めて重要で
ある。その意味から、１１５０℃未満では、特にＭｎな
ど置換型固溶元素の拡散が不十分であシ、また、１１５
０℃以上においても、５時間未満では同様に拡散が十分
ではなく５時間以上の保定か上記合金元素の拡散に必要
である。なお、加熱温度・時間の上限は特に定めないが
、鋼塊、鋳片表層部の溶融、脱炭表どの見地から加熱温
度は１４００℃程度まで、また、加熱時間は２０時間程
度までが実用的である。
とく、凝固組織の欄間に形成される。この場合、樹間は
ミＪ ｃＩ偏析によシ、樹枝に比べてＣ、Ｍｎ 、 Ｐ
、その他の合金元素が濃化し、局所的に焼入性を高め
ている。したがって溶接時にミクロ偏析帯からのフェラ
イトの生成をよシ活発にするためには、高温における均
熱処理によシ、合金元素をできるだけ拡散させ、ミクロ
偏析帯の合金濃度を低下させておくことが極めて重要で
ある。その意味から、１１５０℃未満では、特にＭｎな
ど置換型固溶元素の拡散が不十分であシ、また、１１５
０℃以上においても、５時間未満では同様に拡散が十分
ではなく５時間以上の保定か上記合金元素の拡散に必要
である。なお、加熱温度・時間の上限は特に定めないが
、鋼塊、鋳片表層部の溶融、脱炭表どの見地から加熱温
度は１４００℃程度まで、また、加熱時間は２０時間程
度までが実用的である。
また、本発明法によって得られる鋼材は、通常圧延まま
のもの、制御圧延をしたもの、さらに、これに制御冷却
と焼もどしを組合せたもの、および、焼入れ・焼もどし
または規準および両者を組合せたものでありても、効果
は何ら影響を受けない。
のもの、制御圧延をしたもの、さらに、これに制御冷却
と焼もどしを組合せたもの、および、焼入れ・焼もどし
または規準および両者を組合せたものでありても、効果
は何ら影響を受けない。
つぎに、本発明の効果を実施例によって、さらに具体的
に述べる。
に述べる。
（実施例）
第１表は、試作鋼の化学成分であり、４０キロ級鋼から
８０キロ級鋼まで試作した。ここで、１〜１７が本発明
対象鋼、１８〜２８が比較材であシ、これらのうち、１
〜７．１８は４０キロ級鋼、８〜１３．１９〜２２．２
５〜２７は５０キロ級鋼、１４〜１７，２３，２４は６
０キａ級鋼、２８は８０キロ級鋼である。いずれの試作
材も、圧延によ、９３０ＷＩＫの鋼板とし、それぞれ、
Ｘ開先による両面一層溶接を行なった。溶接入熱は１０
０に、ｊ’６ｙ＋−’および２００ ｋＪ’ｃｍ−’の
２条件とし、第２図に試料採取位置を示すように、鋼材
５，５を溶接して溶接金属１を形成させた後、切欠位置
４を溶接メンド部６から掘２側へ２ｎ入うた所とし、シ
ャルピー試験片３を採取した。なお、シャルピー試験は
、−４０℃、−６０℃において実施した。
８０キロ級鋼まで試作した。ここで、１〜１７が本発明
対象鋼、１８〜２８が比較材であシ、これらのうち、１
〜７．１８は４０キロ級鋼、８〜１３．１９〜２２．２
５〜２７は５０キロ級鋼、１４〜１７，２３，２４は６
０キａ級鋼、２８は８０キロ級鋼である。いずれの試作
材も、圧延によ、９３０ＷＩＫの鋼板とし、それぞれ、
Ｘ開先による両面一層溶接を行なった。溶接入熱は１０
０に、ｊ’６ｙ＋−’および２００ ｋＪ’ｃｍ−’の
２条件とし、第２図に試料採取位置を示すように、鋼材
５，５を溶接して溶接金属１を形成させた後、切欠位置
４を溶接メンド部６から掘２側へ２ｎ入うた所とし、シ
ャルピー試験片３を採取した。なお、シャルピー試験は
、−４０℃、−６０℃において実施した。
第１表に、供試材の化学成分と製造条件を、第２表には
ＨＡＺ靭性を示す。
ＨＡＺ靭性を示す。
第２表から明らかなように、本発明対象材は比較材に較
べ、優れたＨＡＺ靭性を有することがわかる。すなわち
、４０キロ級鋼のうち、本発明対象材１〜７は鋼塊の９
５０〜７００℃における冷却速度が１．０ ’Ｃ／ｓｅ
ａ 、鋼塊の加熱・保定条件が１２５０℃×１０ｈで本
発明の範囲内にあシ、溶接入熱１’０ＯｋＪ−け−１゜
２００ ｋＪ−ｃｙｒ＋−’のいずれにおいても粒内フ
ェライトが９０ケ／ｍ” 以上の多数存在し、−４０
℃、−６０℃の再試験温度において、ＨＡＺ靭性は極め
て優れている。一方、比較材１８は鋼塊の冷却条件が本
発明範囲外の１５．０℃／Ｓｅｅと速く、粒内フェライ
トの生成が不十分で、その結果、１００ 、２００ｋＪ
−ｃｌｎ−’いずれの溶接条件の場合においても、ＨＡ
ｚ靭性はかな夛低下する。５０キロ級鋼のうち、本発明
対象材８〜１３は、４０キロ級鋼と同様に、冷却条件、
加熱保定条件いずれも本発明の範囲内にあシ、いずれの
入熱、いずれの試験温度においても、掘靭性は優れてい
る。一方、比較材において、１９゜２２は加熱保定時間
、２０．２１は冷却速度において本発明の範囲外にあシ
、その結果、本発明対象材に比べてＨＡＺ靭性は著るし
く低下する。また、２５〜２７は成分構成が本発明範囲
外にあシ、２５は１１Ｍ過剰、２６はＢ不足、２７はＳ
不足によシ、本発明対象材に比べてＨＡＺ靭性は著るし
く低下する。６０キク級鋼のうち本発明対象材１４〜１
７は、４０，５０４−口数鋼と同様に、冷却条件、加熱
保定条件いずれも、本発明の範囲内にあシ、いずれの入
熱、いずれの試験温度においても、ＨＡｚ靭性は優れて
いる。一方比較材において、２３は加熱保定時間、２４
は冷却速度が本発明の範囲外にあシその結果、発明鋼に
比べてＨＡＺ靭性は低下する。最後に８０キロ級鋼につ
いては、鋼種２８に示す如く、Ｃｅｑを０．４５％以下
で製造することは不可能であシ冷却条件、加熱保定条件
が本発明範囲内にある場合でも、粒内フェライトはほと
んど生成せず、ＨＡｚ靭性は極めて悪い。
べ、優れたＨＡＺ靭性を有することがわかる。すなわち
、４０キロ級鋼のうち、本発明対象材１〜７は鋼塊の９
５０〜７００℃における冷却速度が１．０ ’Ｃ／ｓｅ
ａ 、鋼塊の加熱・保定条件が１２５０℃×１０ｈで本
発明の範囲内にあシ、溶接入熱１’０ＯｋＪ−け−１゜
２００ ｋＪ−ｃｙｒ＋−’のいずれにおいても粒内フ
ェライトが９０ケ／ｍ” 以上の多数存在し、−４０
℃、−６０℃の再試験温度において、ＨＡＺ靭性は極め
て優れている。一方、比較材１８は鋼塊の冷却条件が本
発明範囲外の１５．０℃／Ｓｅｅと速く、粒内フェライ
トの生成が不十分で、その結果、１００ 、２００ｋＪ
−ｃｌｎ−’いずれの溶接条件の場合においても、ＨＡ
ｚ靭性はかな夛低下する。５０キロ級鋼のうち、本発明
対象材８〜１３は、４０キロ級鋼と同様に、冷却条件、
加熱保定条件いずれも本発明の範囲内にあシ、いずれの
入熱、いずれの試験温度においても、掘靭性は優れてい
る。一方、比較材において、１９゜２２は加熱保定時間
、２０．２１は冷却速度において本発明の範囲外にあシ
、その結果、本発明対象材に比べてＨＡＺ靭性は著るし
く低下する。また、２５〜２７は成分構成が本発明範囲
外にあシ、２５は１１Ｍ過剰、２６はＢ不足、２７はＳ
不足によシ、本発明対象材に比べてＨＡＺ靭性は著るし
く低下する。６０キク級鋼のうち本発明対象材１４〜１
７は、４０，５０４−口数鋼と同様に、冷却条件、加熱
保定条件いずれも、本発明の範囲内にあシ、いずれの入
熱、いずれの試験温度においても、ＨＡｚ靭性は優れて
いる。一方比較材において、２３は加熱保定時間、２４
は冷却速度が本発明の範囲外にあシその結果、発明鋼に
比べてＨＡＺ靭性は低下する。最後に８０キロ級鋼につ
いては、鋼種２８に示す如く、Ｃｅｑを０．４５％以下
で製造することは不可能であシ冷却条件、加熱保定条件
が本発明範囲内にある場合でも、粒内フェライトはほと
んど生成せず、ＨＡｚ靭性は極めて悪い。
（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、
鋼材の溶接に際し低入熱から大入熱まで各種の溶接施工
を必要とする海洋構造物、船舶、貯槽など大型溶接構造
物等に使用し得る鋼を提供することが可能となるもので
あシ、産業上の効果は、極めて顕著ものがある。
鋼材の溶接に際し低入熱から大入熱まで各種の溶接施工
を必要とする海洋構造物、船舶、貯槽など大型溶接構造
物等に使用し得る鋼を提供することが可能となるもので
あシ、産業上の効果は、極めて顕著ものがある。
第１図は、各種のフェライト型態を示す模式図、第２図
は、衝撃試験片の採取位置を示す図である。 １・・・溶接金属、２・・・ＨＡＺ、３・・・衝撃試験
片、４・・・切欠位置、５・・・鋼材、６・・・プント
部。 特許用原人 新日本裂鐵株式會社 第１図 第２図
は、衝撃試験片の採取位置を示す図である。 １・・・溶接金属、２・・・ＨＡＺ、３・・・衝撃試験
片、４・・・切欠位置、５・・・鋼材、６・・・プント
部。 特許用原人 新日本裂鐵株式會社 第１図 第２図
Claims (1)
- 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ≦０．５％
、Ｍｎ：０．４〜１．８％、Ｐ≦０．０１５％、Ａｌ：
０．００７〜０．１％、Ｓ：０．００１〜０．００５％
、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｎ≦０．００４％
で、かつ、Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、Ｚｒ：０．
００３〜０．０２％、Ｔａ：０．００３〜０．０２％の
１種または２種以上を基本成分として含有し、またはこ
れに、さらに（Ａ）Ｎｉ≦２．０％、Ｃｕ≦１．０％、
Ｎｂ≦０．０５％、Ｖ≦０．１％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍ
ｏ≦０．５％の１種または２種以上、または（Ｂ）希土
類元素、Ｃａ、およびＭｇの１種または２種以上を合計
で０．００５％以下含有し、Ｃｅｑ≦０．４５％を満足
し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を製造する
にあたり、鋼塊あるいは鋳片の冷却過程において、９５
０〜７００℃の温度範囲を２℃／ｓｅｃ以下の冷却速度
で緩冷却し、ついで、鋼塊あるいは鋳片を１１５０℃以
上の温度に５時間以上加熱保定することを特徴とする溶
接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23697184A JPS61117213A (ja) | 1984-11-10 | 1984-11-10 | 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23697184A JPS61117213A (ja) | 1984-11-10 | 1984-11-10 | 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61117213A true JPS61117213A (ja) | 1986-06-04 |
| JPH021208B2 JPH021208B2 (ja) | 1990-01-10 |
Family
ID=17008474
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23697184A Granted JPS61117213A (ja) | 1984-11-10 | 1984-11-10 | 溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61117213A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61270354A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性溶接用鋼 |
| JPS6314843A (ja) * | 1986-07-07 | 1988-01-22 | Kawasaki Steel Corp | 入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼 |
| JPH02133520A (ja) * | 1988-07-02 | 1990-05-22 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造方法 |
| KR100470049B1 (ko) * | 2000-10-30 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법 |
| KR100470055B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의복합산화물을 갖는 용접구조용 강재의 제조방법 |
| US6909347B2 (en) | 2001-12-14 | 2005-06-21 | Hitachi, Ltd. | Magnet for magnetic resonance imaging apparatus |
| KR100568361B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용강재의 제조방법 |
| CN109136743A (zh) * | 2018-07-13 | 2019-01-04 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种核电项目核1级设备用大型钢锭及其生产方法 |
-
1984
- 1984-11-10 JP JP23697184A patent/JPS61117213A/ja active Granted
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61270354A (ja) * | 1985-05-27 | 1986-11-29 | Kawasaki Steel Corp | 高靭性溶接用鋼 |
| JPH0454734B2 (ja) * | 1985-05-27 | 1992-09-01 | Kawasaki Steel Co | |
| JPS6314843A (ja) * | 1986-07-07 | 1988-01-22 | Kawasaki Steel Corp | 入熱７０ＫＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼 |
| JPH02133520A (ja) * | 1988-07-02 | 1990-05-22 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れた溶接構造用鋼板の製造方法 |
| KR100470049B1 (ko) * | 2000-10-30 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재의 제조방법 |
| KR100470055B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의복합산화물을 갖는 용접구조용 강재의 제조방법 |
| US6909347B2 (en) | 2001-12-14 | 2005-06-21 | Hitachi, Ltd. | Magnet for magnetic resonance imaging apparatus |
| KR100568361B1 (ko) * | 2001-12-26 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용강재의 제조방법 |
| CN109136743A (zh) * | 2018-07-13 | 2019-01-04 | 舞阳钢铁有限责任公司 | 一种核电项目核1级设备用大型钢锭及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH021208B2 (ja) | 1990-01-10 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |