JPS621842A - 溶接部靭性の優れた強靭性高張力鋼 - 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、溶接性の優れた強靭性高張力鋼に係わり、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） 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り、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、
オーステナイト結晶粒の粗大化により、溶接熱影響部（
以下、ＨＡＺと称する）の靭性が着るしく低下する。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。

例えば、昭和５４年６月発行の鉄と鋼第６５巻第８号１
２３２頁においては、　ＴｉＮを微細析出させ、５　Ｑ
ｋｇ　／　ｉｎ２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、ボンド部における粗粒
化と固溶Ｎの増加とにより、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、ＣａＱによりＨＡＺ組織に粒内フェライト
が生成し、結晶粒を実効的に微細化する方法が、また、
特公昭５５−３１３８９号公報には、希土類元素（ＲＥ
Ｍ）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、Ｃａｂ、　ＲＥＭ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な核生成サイトを十分に提供す
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Ｔｉ
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
より、ＨＡＺ靭性な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。

また、極く最近において、１次脱酸生成物を実質的に含
まず、２次脱酸生成物のみを鋼中に微細かつ均一分散さ
せることにより、粒内変態が非常に促進され、バラツキ
の少ない極めて安定したＨＡＺ靭性が得られることを示
した。

しかし、その後ＨＡＺ組織の脆性破壊形態を詳細に検討
した結果、２次脱酸生成物のみを含有する鋼においても
、脆性破壊の発生点近傍の破面単位はかなり大きく、特
に、北極海域など厳寒地域で使用される海構材の溶接部
靭性を保証するためには、さらにＨＡＺ靭性を飛躍的に
向上させる技術思想の導入が必要であることが判明した
。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明者らは、上記の現状を踏まえ、ＨＡＺ組織の脆性
破壊発生点近傍の粗大破面形成原因とその制御法につい
て鋭意検討を加え、以下の結果を得た。

第１図は、２次脱酸生成物のみを含有する鋼の大入熱溶
接時のＨＡＺ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、（Ａ）　粒界塊状フェ
ライト、（Ｂ）粒界フィルム状フェライト、（のフェラ
イトサイドグレート（Ｄ）粒内７エライトを示すもので
ある。なお、７エライトサイドプレート（Ｃ）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
イトをまた、粒界塊状７エライト（Ａ）は、多角形状を
した結晶粒の細かい粒界７エライトを指す。

同図にみられるように、ＨＡＺ組織に粒内７エライ）　
（Ｄ）が多数存在する場合においても、１００％粒内フ
ェライト（Ｄ）十粒界塊状フェライト（Ａ）にすること
はむずかしく、必ず粒界フィルム状７エライト（Ｂ）、
７エ２イトサイドプレート（Ｃ）が存在する。このうち
、フェライトサイドプレート（Ｃ）は１粒界フィルム状
７エライト（Ｂ）の界面で核生成する場合が多く、粒界
塊状フェライト（Ａ）の界面で核生成することは、非常
に稀であることが判った。

つぎに、ＨＡＺ組織における脆性破壊形態について、発
生点近傍に形成される粗大破面と組織との関係を調べて
みると、脆性破壊は粒界塊状フェライト（Ａ）から発生
することはほとんどなく、大部分粒界フィルム状フエラ
イ）　（Ｂ）や、粒界フィルム７エライト（Ｂ）とフェ
ライトサイドグレート（Ｃ）の境界付近から発生してお
り、粗大破面の大きさは、粒界フィルム状フェライト（
Ｂ）＋フェライトサイドプレート（Ｃ）の大きさに正確
に一致することがわかった。

したがって、ＨＡＺ靭性を抜本的に改善するためには、
粒内７エライト（Ｄ）に加えて、粒界塊状フェライト（
Ａ）の形成を促進し、粒界フィルム状７エライト（Ｂ）
と、７エライトサイドプレート（Ｃ）の形成をできるだ
け抑えることが重要であることがわかる。

つぎに、ＨＡＺの組織と鋼中の介在物、析出物などとの
関係を調べると、粒界フィルム状フェライト（Ｂ）、フ
ェライトサイドプレート（Ｃ〕が多く観察される領域に
は、２次脱酸生成物は存在するが、その他の析出物は実
質的にほとんどないのに対して、粒界塊状フエライ）　
（Ａ）の観察される領域には、微細な２次脱酸生成物の
他に、Ｔｉの窒化物＋ＭｎＳの複合体が数多く観察され
ることがわかった。

上記の結果に基づき、微細な２次脱酸生成物と併せて、
ＴｉＮ　＋　ＭｎＳの複合体を鋼中に数多く、かつ、均
一に分散させた鋼材について、ＨＡＺ組織を調べてみる
と、第１図に示した粒内フェライト（Ｄ）に加えて、粒
界塊状７エライ）　（Ａ）が著るしく発達し、粒界フィ
ルム状フエライ）　（Ｂ）およびフェライトサイドグレ
ート（ｃ）は非常に少なくなることが判った。

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次脱酸生成物と、Ｔ
ｉ窒化物＋Ｍｒｒ　Ｓの複合体を同時に適量存在させる
ならば、小人熱から大入熱の全入熱領域にわたる鋼の溶
接に際し、ＨＡＺの低温靭性が飛躍的に向上し、溶接性
の優れた海洋構造物、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、本発明を成したもの
である。

（問題点を解決するための手段） 本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、
その要旨は、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％　、
　Ｓｌ　ｌ　□、５％、Ｍｎ　：　０．４〜２．０％、
Ｓ：０．０００７〜０．００５０％、Ｔｉ−＜０．０３
０％を含有し、ｐ≦０．０１５％、Ｎイ０．００４％に
制限し、または、これにさらＫ　Ｎ　ｉ　ｌ　３．０％
、Ｃｕ　ｌ　１，５％、Ｎｂ≦０．０５％、Ｖ≦０．１
％、Ｔａ　ｌ　Ｏ，０５％、　Ｃｒ　１１．０　％、Ｍ
ｏ１Ｏ９５％、ＢｚＯ，ｏｏ２％の１種または２種以上
な含有し、残部はＦｓ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、夫々の粒子径が０．１
〜３．０μｍの範囲にある２次脱酸生成物と、Ｔｉ窒化
物＋ＭｎＳの複合体とを、夫々５×１０４〜ｌ×１０６
個／ｍ”の粒子径範囲で同時に含有することを特徴とす
る溶接部靭性の優れた強靭性高張力鋼にある。

以下、本発明について詳細に説明する。

最初に本発明鋼の基本成分範囲の限定理由について述べ
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ぐ低下させるので、上
限を０．１８％とした。

つぎに、Ｓｉは、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、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、母材の強度、靭性の確保およびＭｎＳの
析出のためなどに、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２
．０％とした。

つぎに、Ｓについては、複合体のＭｎＳを析出させるの
に０．０００７％以上必要であるが、０．００５０％超
の過剰の添加は、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ため、０．０００７〜
０．００５％とした。

さらにＴｉは、弱脱酸元素のうち、２次脱酸生成物とＴ
ｉ窒化物の形成に必要な元素であるが。

０．０３％超の添加は、粗大な１次脱酸生成物の形成と
、ＨＡＺ硬さの上昇により、靭性に極めて有害となるた
め、０．０３％以下とした。

一方、Ｐは、シクロ偏析による溶接部靭性１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り、上限
を０．０１５％に制限した。

また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％に制限した。

以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度の上昇、
および母材、ＨＡＺの靭性向上の目的で、Ｎｉ＋　Ｃｕ
ｔ　Ｎｂ　ｒ　Ｖ＋　Ｔａ＋　Ｃｒ＋　Ｍｏ＋　Ｂの１
種または２種以上を含有することができる。

まず、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％を超す過
剰の添加は、焼入性の増加により、本発明鋼に必須の粒
内７エライトの形成が抑制されるため、上限を３．０％
とした。

つぎに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、上限なＪ、５
％とした。

さらに、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より、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、上限を０．０５％、０，１％
。

０．０５％とした。

さらにまた、ＣｒｔＭｏは焼入性の向上と析出硬化とに
より、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極めて有害となるため、Ｃｒ
・Ｍｏのそれぞれについて、上限を１．０％、０．５％
とした。

またＢは、焼入性の向上による母材強度の上昇と粒界フ
ィルム状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、０．００
２％を超える過剰の添加は。

Ｆｅ、２３０Ｂ６の析出による靭性低下と、ＨＡＺの硬
化性の増加を招くため、上限を０．００２％とした。

つぎに、本発明においては、前述の通り、ＨＡＺ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、粒界フィルム状フェライトとフェ
ライトサイドプレートの抑制と、粒内フェライトおよび
粒界塊状７エライトの生成促進とにより、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、このような粒界フィルム状フェライト１、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
促進を計るためには、まず、Ａｌ、Ｃｅ。

ＣａおよびＭｇのような強脱酸元素の添加により形成さ
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く、
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＋　Ｓｉ＋　Ｎｂｒ　Ｖ＋　Ｔ
ａ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、および凝固後の冷却過程において析出す
るＴｉＮ　＋　ＭｎＳの複合体の粒子径は、　０．１〜
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、３．０
μｍ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り、ＨＡＺ靭性が著
るしく低下する。

つぎに、該粒子数については、２次脱酸生成物、および
ＴｉＮ　＋　ＭｎＳ複合体の粒子数があまりにも少なす
ぎると、溶接時に十分なフェライト生成核が得られない
ので、夫々について５　Ｘ　１０’　個／ｍｖｔ３以上
存在させることが必要である。該粒子数が増加するにし
たがって、粒内７エライトの個数も増え。

有効結晶粒も細かくなるが、該粒子のそれぞれについて
、ｌＸｌ０’ケ／１１ｔ１１．３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、
該粒子数の上限はｌＸｌ０’ケ／ｍｍ３でなければなら
ない。

上記における２次脱酸生成物の形成手段は、例えば、Ｔ
ｉｔ　Ｓｉ＋　Ｎｂｒ　Ｖ＋　Ｔａなどの弱脱酸元素の
みを添加し、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℃／ｍ　ｉ　ｎで鋳造するこ
とにより得られる。またＴｉＮ　＋　ＭｎＳの複合体に
ついては、スラブ凝固後９５０〜７００℃の温度範囲を
、２℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で緩冷却することによっ
て得られる。

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たは焼準および両者を組合せ
たものであっても、該化合物の効果は何ら影響を受ける
ことはない。

以下に実施例により本発明の効果をさらに具体的に示す
。

（実施例） 第１表は、試作鋼の化学成分を示す表であり、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１〜８，
２４〜２８は４０キロ級鋼、９〜１６．２９〜３１は５
０キロ級鋼、１７〜２１．３２〜３４は６０キロ級鋼、
２２．２３．３５．３６は８０キロ級鋼である。

いずれの試作材も圧延により３Ｑｍｍ鋼板とし、それぞ
れＸ開先により、電流１０００Ａ　（Ｌ極）９５０Ａ　
（Ｔ極）、電圧３６Ｖ（Ｌ極）、４０Ｖ（Ｔ極）、溶接
速度４４ｃｒＩＬ／　ｍｉｎ　、入熱１００ＫＪ−ｃｒ
ＩＬ−’の２電極潜弧溶接を行なった。

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１を形成させた後、切欠位置４を溶接ポ
ンド部６からＨＡＺ２側に２龍入った所とし、シャルピ
ー衝撃試験片３を採取した。

試験は、−６０℃、−７５℃で実施した。

第１表には、脱酸生成物および複合体の種類、粒子径、
粒子数を示した。また、第２表には、母材特性とあわせ
て、ＨＡＺ靭性も示した。

第２表から明らかなように、本発明鋼は比較鋼に比し優
れたＨＡＺ靭性を有することがわかる。

即ち、本発明鋼１〜２３は、いずれの強度レベルの鋼に
おいても、すべて１次脱酸生成物は存在せず、微細な２
次脱酸生成物および複合体においても、３．０８℃超の
粗大なものはな（，０，１〜３．０μｍ範囲のものが５
×１０４〜ｌＸｌ０’個／ｍ冨３の範囲にあり、−６０
℃２−７５℃の靭性は極めて優れている。

一方、４０キロ級の比較鋼において、２４はＮが本発明
の要件とする範囲外にあり、２次脱酸生成物１、・複合
体は微細に分散しているにも拘らず。

ＨＡＺ靭性は悪い。また、２５は、Ｓが本発明の要件と
する範囲外にあり、３．０８℃超の複合体が存在するた
め、ＨＡＺ靭性は悪い。

また、２６〜２８のうち、２６はＡｌの存在による粗大
１次脱酸生成物の存在、２７は微量Ｓによる複合体粒子
数の不足、２８はＣａの存在による２次脱酸生成物、複
合体の粒子数の不足により、本発明鋼に比べてＨＡＺ靭
性は著るしく低下する。

次に５０キロ級の比較鋼において、２９　、３０　、３
１はそれぞれ強脱酸元素Ｃｅ＋　Ｍｇ＋　Ａｌ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
成物の不足により、本発明鋼に比べてＨＡＺ靭性が著る
しく低下する。

また、６０キロ級の比較鋼において、３２．３４はそれ
ぞれｋｌ　＋　Ｃｅ・　Ｃｅ　＋　Ｍｇ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
不足などにより、また、３３は微量Ｓによる微細な複合
体の不足により５本発明鋼に比べて、ＨＡＺ靭性が著る
しく低下する。

最後に８０キロ級の比較鋼において、３５．３６はそれ
ぞれ強脱酸元素Ｃｅ　＋　Ｃａ　、　Ｃｅ　＋　Ｃａ　
＋　Ｍｇの存在による粗大な１次脱酸生成物の形成と、
微細な２次脱酸生成物および複合体の不足とにより、Ｈ
ＡＺ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、
溶接熱影響部の靭性の極めて優れた海洋構造物、船舶、
貯槽など大型溶接構造物に使用される鋼を得ることが可
能となるものであり、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、各種フェライトの形態を示す模式図、第２図
は実施例における試験片採取位置を示す図である。 １・・・溶接金属　　　　　　２・・・溶接熱影響部３
・・・シャルピー衝撃試験片　４・・・切欠位置５・・
・鋼材　　　　　　　　６・・・溶接ボンド部第１図 第２図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ≦０．
   ５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｓ：０．０００７〜０
   ．００５０％、Ｔｉ≦０．０３０％を含有し、 Ｐ≦０．０１５％、Ｎ≦０．００４％に制限し、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、夫々の粒子径が０．１〜３．０μｍの範
   囲にある２次脱酸生成物と、Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳの複合
   体とを、夫々５×１０＾４〜１×１０＾６個／ｍｍ＾３
   の粒子径範囲で同時に含有することを特徴とする溶接部
   靭性の優れた強靭性高張力鋼。 ２、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ≦０．
   ５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｓ：０．０００７〜０
   ．００５０％、Ｔｉ≦０．０３％を含有し、 Ｐ≦０．０１５％、Ｎ≦０．００４％に制限し、さらに
   Ｎｉ≦３．０％、Ｃｕ≦１．５％、 Ｎｂ≦０．０５％、Ｖ≦０．１％、 Ｔａ≦０．０５％、Ｃｒ≦１．０％、 Ｍｏ≦０．５％、Ｂ≦０．００２％ 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、
   夫々の粒子径が０．１〜３．０μｍの範囲にある２次脱
   酸生成物と、Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳの複合体とを、夫々５
   ×１０＾４〜１×１０＾６個／ｍｍ＾３の粒子径範囲で
   同時に含有することを特徴とする溶接部靭性の優れた強
   靭性高張力鋼。