JPS61238940A - 溶接部靭性の優れた低温強靭鋼 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は、溶接性の優れ次低温強靭鋼に係わり、特に、
溶接熱影響部の低温切欠靭性の優れた鋼材に関するもの
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、大型鋼構造物の材質
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
材にサブマージアーク溶接、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自動溶接を行なうと、
オースブナイト結晶粒の粗大化にエフ溶接熱影響部（以
ＴＨＡＺＪ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１、例えば、昭和５
４年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号工２３２頁に
おいては、ＴｉＮｆｒ微細析出させ、５０　Ｋｖ／ｍｍ
２高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する手段
が開示されているが、これらの析出物は、大入熱溶接時
に大部分が溶解し、ゼンド部における粗粒化と固溶Ｎの
増加とによりＨＡ、　Ｚ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、ＯａＯによ、９ＨＡＺ組織に粒内フ
エライトヲ生成し、結晶粒を実効的に微細化する方法が
、また、特公昭５５−３１３８９公報には、希土類元素
（ＲＥＭ）の酸化物により同様に結晶粒を微細化する方
法が記載されているが、ＯａＯ％　ＦＬＦｉＭ酸化物は
鋼中において微細分散させることが極めてむずかしく、
粒内フェライトの生成に必要か核生成サイ）ｌ十分に提
供することができない。

一方、本発明者らの一部は、溶鋼の　ＡＪ脱酸に替るＴ
ｉ単独脱酸により鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させ、溶
接時の冷却過程において粒内変態を促進させることに工
５ＨＡＺ靭性を著るしく改善できることを特願昭５９−
１０１７３２号、特願昭５９−２０３０９９号、特願昭
５９−２３７７９８号において示した。しかし、その後
の検討にニジ、Ｔｉ単独脱酸鋼は低入熱多層溶接継手の
ＨＡＺ靭性は極めて優れているが、大入熱１〜２層溶接
溶接継手のＨＡＺ靭性にばらつきが生じ、北海あるいは
北極海など厳寒地域で使用される海構材の低温大入熱溶
接部靭性を保証するためにはばらつきの原因究明とそれ
を制御する新しい技術思想の導入が必要であることが判
明した。

（問題点を解決するための手段、作用〕本発明の要旨は
、重量％で、ａ　：　ｏ、ｏｚ〜０．工８チ、Ｓｉ　：
　０．５％以下、Ｍｎ　：　０−４　＝　１．８％、Ｔ
ｉ二０．０３０％以下、Ｐ　：　０．０１５％以下、Ｎ
：０−００４チ以下、Ｓ：０．００５％以下を基本成分
とし、またはこれにさらにＮｉ　：　３．０％以下、Ｃ
ｕ　：　１．５　％以下、Ｎｂ　：　０．０５　％以下
、ｖ：　０．１　％以下、Ｔａ：　Ｏ，ＯＳ％以下、Ｃ
ｒ　：　１．０％以下、Ｍｏ　：　０．５　％以下、Ｂ
：０．００２％以下の１種または２種以上金含有し、残
部は　Ｆｅおよび不可避不純物からなシ、１次脱酸生成
物を実質的に含まず、２次脱酸生成物として粒子径が０
．１〜３．０μｍの粒子５×１０４〜１×１０６個／　
ｆｆ１ｌｎ３金含有することを特徴とする溶接部靭性の
優れた低温強靭鋼である。

本発明者らは、前述の現状を踏まえ、大入熱ＨＡＺ靭性
のばらつき原因とその制御法について鋭意検討を加え、
以下の結果を得九〇 まず、第１図は　Ｔｉ単独脱酸鋼の大入熱溶接時のＨＡ
Ｚ組織における各種フェライトの形態を示す模式図であ
って、図面において（ＡＬＵ粒界フェライト、（Ｂ）は
フェライトサイドプレー）　、（０）は粒内フェライト
全示す。なお、フェライトサイドプレート（Ｂ）トは、
旧オーステナイト粒内に向って、鋸歯状に発達しｔフェ
ライトを指す。同図にみられるように％ＨＡＺ組織に粒
内フェライト（Ｃ）が多数存在する場合においても、１
００％粒内フェライト（Ｃ）にすることは不可能であう
、必ず粒界フェライト（Ａ）およびフェライトサイドプ
レート（Ｂｌが存在する。

つぎに、ＨＡＺ組織における脆性破壊形態について詳細
に調べたところ、脆性破壊は必ず粒界フェライト囚ある
いはフェライトサイドプレート（Ｂ）から発生しておシ
、発生点を含む脆性破面の大きさは伝播部の破面の大き
さく粒内フェライト組織部の破面〕に比べてかな抄大き
いことが判つｔ。

この場合、）ＴＡＺ靭性は発生点を含む脆性破面の大き
さのマイナス２分の１乗と比例関係にあるので、混粒組
織の靭性は粗粒、すなわち粒界フェライトおよびサイド
プレート組織の大きさで支配されることを意味している
。特にＨＡＺ靭件のばらつきの中で、靭性の悪い集団に
属する試料には粒界フェライト（Ａ）、サイドプレート
（刑が極めて多いことが認められた。

さらに、　Ｔｉ酸化物の分散形態を調べると、１（ＡＺ
組織に粒界フェライト（Ａ）およびフェライトサイドプ
レート（Ｂｌが多い場合にＦｉ微細な　Ｔｉ酸化物が少
なく、粗大なＴ５酸化物が存在するが、それに対して粒
界フェライト（Ａ）、フェライトサイドプレート（Ｂ）
が少ない場合には粗大な　Ｔｉ酸化物は存在せず、微細
な介在物が数多く存在することが認められた、したがっ
て、ＨＡＺ靭性の改善をはかるためには酸化物を微細か
つ均一に分散させることが必要であることがわかる。

つぎに、　Ｔｉ酸化物の虫取過程を詳細に調べると、粗
大な酸化物はすべて１次脱酸生成物（溶鋼中で生成〕で
、溶鋼中における衝突、凝集に２って粗大化したもので
あるのに対し、微細な酸化物は溶鋼の凝固過稈において
固相／液相界面で生成し穴２次脱酸生成物であることが
認められた。また、工次脱酸生敬物が溶鋼中で完全に浮
上分離されない場合には、２次脱酸生成物が１次脱酸生
成物を核にして生成する究め、微細化が極めてむずかし
くなることもわかつｔ。

上記の結４に基づき、１次脱酸生成物を実質的に含まず
、Ｔｉ　、　Ｓｉなど弱脱酸元素の使用により２次脱酸
生成物を鋼中に微細分散させた儒材について、ＨＡＺ組
織を調べてみると、第１図に示したような粒内フェライ
ト（０が著るしく発達し、粒界フェライト（Ａ）、フェ
ライトサイドプレート（Ｂ）の生ＦＭ、は非常に少なく
なることが明らかになった。

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、１次脱酸生成物を
実質的に含まず、所定の寸法の２次脱酸生成物を適量存
在させるならば、小入熱から大入熱の全入熱領域にわす
る鋼の溶接に際し、ＨＡＺの低温靭性が著るしく改善さ
れ、溶接性の優れ之海洋構造物、船舶、貯槽など大型構
造用鋼の開発が可能であるとの結論に達し、前述の本発
明ｆｊｒ：成し比。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず最初に、本発明鋼の基本成分の限定理由について述
べる。

Ｃは鋼の強度全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、０．０２
〜０．１８％とした。

Ｓｉｆ’ｉ母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸および２次
脱酸生成物の形成などに必要であるが、０，５％を超え
る過剰の添加はＩ（ＡＺ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。

ＭｎＦｉ　母材の強度、靭性の確保のために０．４％以
上添加する必要があるが、溶接部の靭性、割れ性など許
容できる範囲で上限を１．８チとした。

ＴｉＦｉ　弱脱酸元素のうち２次脱酸生成物の形成に最
も有効な元素であるが、０．０３０％超の過剰の添加は
粗大な１次脱酸生成物を杉皮し、それが靭性に極めて有
害となるため０．０３０　％以下とした。

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０．０１５％とした。

Ｎは母材、溶接部の地の靭性とＨＡＺにおける高炭素マ
ルテンサイトの生成抑制という点から低い方が望ましい
ため、上限を０．００４％とした。

ＳＫついては、過剰の添加は粗大な硫化物系介在物を形
成し、母材の延性低下と異方性の増加を招く上から避け
るべきであり、シ九がって上限をｏ、ｏ　ｏ　ｓ％とじ
九〇 以上が本発明鋼の基本取分であるが、母材強度の上昇、
および母材、ＨＡＺの靭性向上の目的で、Ｎｉ　、　Ｃ
ｕ　、　Ｎｂ　、　Ｖ　、　Ｔａ　、　Ｃｒ　、　Ｍｏ
　、　Ｈの１種または２種以上を含有することができる
。

Ｎｉは母材の強度、靭性とＨＡＺの靭性を同時に高める
極めて有効な元素であるが、３．０’ｆｉを超す過剰の
添加は焼入性の増加によシ本発明鋼に必須の粒内フェラ
イトの形成が抑制されるため、上限を３．０％とした。

Ｃｕは母材強度を高めるわりに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ＨＡＺの
硬化性の増加などを考慮して上限を１．５％とした。

Ｎｂ　、　Ｖ　、　Ｔａは２次脱酸生成物の形成、焼入
性の向上および析出硬化などにエフ、母材強度の上昇、
ＨＡＺ靭性の改善などに有効であるが、各成分の上限を
超える過剰の添加はＨＡＺ靭性および硬化性の観点から
有害となるため、Ｎｂ　、　Ｖ　、　Ｔａのそれぞれに
ついて上限ｅｏ、０５％、０．１％、０．０５％とした
。

Ｃ！ｒ　、　Ｍｏは焼入性の向上と析出硬化とにニジ、
母材の強度を高め％また、適切な製造プロセスを付すこ
とにより母材の低温靭性の向上も期待される。しかし、
各取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、Ｃｒ　、　Ｍ
ｏのそれぞれについて上限を１．０％、０．５％とし友
。

Ｂは焼入性の向上による母材強度の上昇と粒界フェライ
トおよびフェライトサイドプレートの抑制によるＨＡＺ
靭性の向上が期待されるが、（ＬＯＯＺチを超える過剰
の添加はＦｅ　２３０Ｂ６の析出による靭性低下とＨＡ
Ｚの硬化性の増加を招く九め、上限を０．００２％とし
た。

つぎに、本発明鋼は前述の通シ、ＨｋＺの粗粒域におい
て、その冷却時におけるオーステナイト→フェライト変
態を制御し、粒界フェライトとフェライトサイドプレー
トの抑制と粒内フェライトの生成促進とにニジ、たとえ
ＨＡＺのオーステナイト粒径が大きくても、オーステナ
イト→フェライト変態後のフェライト粒径を実効的に微
細化することができる。

而して、このような粒界フェライト、フェライトサイド
プレートの抑制と粒内フェライトの生成促進とを計る九
めにＶｉ、）Ｊ　、　Ｃｅ　、　ＯａおよびＭｆのよう
な強脱酸元素の添加にニジ形成される１次脱酸生成物を
実質的に含まないようにする必要がある。その理由は、
１次脱酸生成物は寸法が大き（，３，０μｍ超が圧倒的
に多く、なおかつ１次脱酸生成物の存在は２次脱酸生成
物の粗大化を招くためである。

つぎに、弱脱酸元素Ｔｉ　、　８ｉ　、　Ｎｂ　、　Ｖ
　、　Ｔａのみを溶鋼中に溶存させることによって形成
される２次脱酸生成物の粒子径Ｆｉ０．１〜３．０μｍ
の範囲にあることが必要である。本発明者らの知見によ
れば、該粒子径が０．１μｍ未満では粒内フェライトの
核生成効果は極めて弱く、また３、０μｍ超になるとフ
ェライト生成能は有するものの、それ自身が破壊の発生
箇所となり易くなシ、ＨＡＺ靭性が著るしく低下する。

つぎに、該粒子径については、２次脱酸生成物の粒子数
があまシにも少なすぎると溶接時に十分なフェライト生
収核が得られないので、５Ｘ１０４個／　ｆｆｌｌｎ以
上の該粒子径の粒子を存在させることが必要である。該
粒子径の粒子数が増加するにし九がって粒内フェライト
の個数も増え、有効結晶粒も細かくなるが、ｌＸｌ０　
　個／　ｍｎｌ　　を超える過剰な存在は母材および溶
接部の延性低下を招く傾向があるので、該粒子径の粒子
数の上限はｌＸｌ０６個／ｍｍ３でなければならない。

Ｚ　ｖｃ脱ｅ生生成は、例えばＴｉ　、　Ｓｉ　、　Ｎ
ｂ　、　Ｖ。

Ｔａなどの弱脱酸元素のみ全添加し、鋳込み前の溶存酸
素濃度５〜６０　ｐｐｍ　、かつ１次脱酸生成物を実質
的に含まない溶鋼を、凝固時の冷却速度２０〜４００℃
／ｍｉｎで鋳造することによシ得られる。

また、鋼材は通常の圧延ままのもの、制御圧延したもの
、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、ま念は焼型、および両者を組合せ
たものであっても、該生成物の効果は何ら影響を受ける
ことがない。

つぎに、本発明の効果全実施例によってさらに具体的に
述べる。

（実施例〕 第１表は試作鋼の化学底分全示す表であシ、４０キロか
ら８０キロ級鋼まで試作した。ここで、１〜２３が本発
明鋼、２４〜３６が比較鋼であり、このうち工〜８．２
４〜２８は４０キロ級鋼、９〜１６．２９〜３工は５０
キロ級鋼、■７〜２工、３２〜３４は６０キロ級鋼、２
２，２３．３５゜３６は８０キロ級鋼である。いずれの
試作材も圧延に工Ｆ）　３０　ｍｍ鋼板とし、それぞれ
Ｘ開先により、電流１０００Ａ（Ｌ極）、９５０人（Ｔ
極）、電圧３６　Ｖ（Ｌ極）、４０　Ｖ（Ｔ極ン、溶接
速度４４ｃｍ／ｍ　ｉ　ｎ、入熱１００ｋＪ、ｃｍ　　
の２電極潜弧溶接音行ない、第２図に試験片採取位置を
示すように、鋼材５．５を溶接して溶接金属工を形成さ
せた後、切欠位置４ｔ−溶接ゼンド部６から）（ＡＺ　
Ｚ側に２ｍｍ入った所とし、シャシぎ一衝撃試験片３を
採取した。試験は一４０’Ｃ１−６０℃で実施し九。

第１表には脱酸生成物の種類とその粒子径および粒子数
も併せて示した。ま交、第２表には母材特性とあわせて
ＨＡＺ靭性も示した。

第２茂から明らかなように、本発明鋼は比較鋼に比し優
れ九ＨＡＺ靭性を有することがわかる１゜４０キロ級鋼
のうち本発明鋼１〜８は１次脱酸生成物は存在せず、ま
ｔ２次脱酸生成物においても３．０μｍ超の粗大なもの
はなく、０．１〜３．０μｍ範囲のものが５×１０〜工
刈０６個／　ｍｍ３の範囲にあり、−４０℃、−６０℃
の靭性は極めて優れている。一方、比較鋼において、２
４．２５はそれぞれＳおよびＮが本発明の要件とする範
囲外にあシ、２次脱酸生成物は微細に分散しているにも
拘らずＨＡＺ靭性は悪い。また２６．２７は０．１〜３
．０μｍ範囲にある２次脱酸生成物の不足、過剰、２８
は強脱酸元素人ｌの存在による３、０μｍ超の１次脱酸
生成物の存在と０．１〜３．０μｍの微細な２次脱酸生
成物の不足とにより、本発明鋼に比べてＨＡＺ靭性は著
るしく低下する。

５０キロ級鋼のうち、本発明鋼９〜１６も４０キロ級鋼
と同様に、１次脱酸生成物は存在せず、微細な２次脱酸
生成物の粒子数は本発明の要件とする範囲にあり、靭性
も優れている。一方、比較鋼において、２９．３０はそ
れぞれ強脱酸元素Ｏｅ。

Ｏａの存在、３１はＴｔ過剰とＭｌ　の存在による粗大
な１次脱酸生成物の存在と微細な２次脱酸生成物の不足
とにニジ、本発明鋼に比較して靭性は低下する。

６０キロ級鋼のうち、本発明鋼１７〜２工は４０．５０
キロ級鋼と同様に１次脱酸生成物は存在せず、Ｏ０１〜
３．０μｍの微細な２次脱酸生成物が本発明の要件とす
る範囲の５×１０〜■Ｘ１０６個／　ｒｎｒｎ’にあシ
、いずれの試験温度においても靭性は優れている。一方
、比較鋼において、３ｚ。

３３はそれぞれ強脱酸元素Ａｌ＋Ｏｅ％Ｏａ＋ＭＰの存
在、３４（ｌ″ｔ、　　’ｒｔ過剰および、強脱酸元素
Ｏｅ＋Ｍ２の存在゛による粗大な１次脱酸生成物の形成
と微細な２次脱酸生成物の不足とにより、ＨＡＺ靭性は
本発明鋼に比べて著るしく低下する。

物は存在せず、０．１〜３．０μｍの微細な２次脱酸生
成物が本発明の要件とする範囲にあり、靭性は優れてい
る。一方、比較鋼において３５．３６はそれぞれ強脱酸
元素ｋｌ　＋　Ｏｅ　＋　Ｏａ　％Ｏｅ＋Ｃａ＋　Ｍｌ
の存在による粗大な１次脱酸生成物の形成と微細な２次
脱酸生成物の不足とによｐ　ＨＡ　Ｚ靭性は本発明鋼に
比べて低下する。

（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、各種の溶接施工を必要とする海洋構
造物、船舶、貯槽など、大型溶接構造物に使用される鋼
を提供することが可能となり、産業上の効ｉは極めて顕
著なものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は各種フェライトの形態を示す模式図、第２図は
衝撃試験片の採取位置を示す図である。 工・・・溶接金属、２・・・ＨＡＺ、３・・・衝撃試験
片、４・・・切欠位置、５・・・鋼材、６・・・溶接ヂ
ンド部。 代理人　弁理士　　秋　沢　政　光 信２名 弁１図 井２図 自発手続補正書 昭和６０年５月２９日 特Ｓｌｒ庁艮′自′殿 １゜事件の表示 特願昭６０　’−７８１９２号 ２、発明の名称 溶接部靭性の優れた低温強靭鋼 ３、補正をする者 事件との関係　　出　願　人 住　　　　所　東京都千代田区大手町２丁目６番３号名
　　　　称　（６６５）新日本製鐵株式会社４゜代理人 居　　　　所　東京都中央区日本橋兜町１２番１号゛〈
τ＼４・ｂ／ 補正の内容 １、明細書第４頁第１８行の「特願昭５９−２３７７９
８Ｊとあるのを「特願昭５９−２３７７８４Ｊに改める
。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０
   ．５％以下、 Ｍｎ：０．４〜１．８、 Ｔｉ：０．０３０％以下、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００４％以下、 Ｓ：０．００５％以下 を基本成分とし、残部はＦｅおよび不可避不純物からな
   り、１次脱酸生成物を実質的に含まず、２次脱酸生成物
   として粒子径が０．１〜３．０μｍの粒子５×１０＾４
   〜１×１０＾６個／ｍｍ＾３を含有することを特徴とす
   る溶接部靭性の優れた低温強靭鋼。
2. （２）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０
   ．５％以下、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 Ｔｉ：０．０３０％以下、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｎ：０．００４％以下、 Ｓ：０．００５％以下 を基本成分とし、これに、 Ｎｉ：３．０％以下、 Ｃｕ：１．５％以下、 Ｎｂ：０．０５％以下、 Ｖ：０．１％以下、 Ｔａ：０．０５％以下、 Ｃｒ：１．０％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、 Ｂ：０．００２％以下 の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
   避不純物からなり、１次脱酸生成物を実質的に含まず、
   ２次脱酸生成物として粒子径が０．１〜３．０μｍの粒
   子５×１０＾４〜１×１０＾６個／ｍｍ＾３を含有する
   ことを特徴とする溶接部靭性の優れた低温強靭鋼。