JPS63103051A - 高靭性溶接用鋼 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は、高靭性溶接用鋼に関し、特にＴｉＮの粒径を
制御した点に特徴をもつ鋼についての提案である。

一般に、極地で使用される海洋構造物や船舶、液化ガス
貯蔵用タンク等に供される鋼材は、溶接工数を削減する
ために、大入熱で溶接されるが、その溶接継手部につい
ては、低温でも高靭性を示すことが要求される。以下に
示す鋼はかかる要求を満すものについての提案である。

（従来の技術） 近年、大入熱溶接用鋼については各方面において種々研
究され、実用化も試みられている。例えば、特公昭５１
−４４０８８号公報刊行物には、０．０１８ｗｔＸ（以
下は単に「％」のみで表示する）以下のＴｉを含有させ
てボンドのｍ織を微細化する対策が示されている。しか
し、前記刊行物に開示された技術内容を見ると、Ｎｉが
、０．００７５％以上と高いレベルであることから、大
入熱溶接部ポンドの低温での靭性が十分でないと推定さ
れる。

これに対し、特公昭６０−４２６１号公報刊行物に開示
された技術では、Ｎ量を０．００１３％〜０．００３２
％とし、Ｔｉを０．００７％〜０．０１３％含有させて
鋼中固溶Ｎを低減することにより、８０ｋＪ／ｃ１１１
相当の入熱で溶接したと同等の溶接再現熱サイクル付与
後の衝撃試験結果では低温靭性が改善される旨報告して
いる。しかしながら、Ｎを低減した鋼にＴｔを添加し、
単にＴｉＮを析出させて靭性の改善を試みてもそれだけ
では大入熱溶接部の靭性は十分でない。

（発明が解決しようとする問題点） そこで、本発明者らは、大入熱溶接部の低温靭性をさら
に向上させるべく　ｏ、ｏｏｓ％以下のＮおよび、０．
０１５％以下のＴｉを添加した鋼を用い、この鋼に析出
するＴｉＮの粒径を変化させて、大入熱溶接部ポンドの
靭性を調査した結果、粒径が０．０２μｍ以上０．０４
μｍ以下であるところのＴｉＮ０量が鋼中に多い程、低
温でも優れた靭性を有することを知見するに至った。

要するに本発明の目的は、十分に低Ｎ化した鋼を用いて
Ｔｉを適宜量添加し、析出したＴｉＮのうち多くのＴｉ
Ｎの粒径を０．０２μｍから０．０４μｍにすることに
より、大入熱溶接したときの溶接部ポンドの一６０℃の
吸収エネルギーが３．５ｋｇｆ−ｍ以上およびボンドの
一５０℃の限界ＣＯＯ値が０．２５ｎ＋ｍ以上となる鋼
を得ることにある。

（問題点を解決するための手段） 極地で使用される海洋構造物や船舶、液化ガス貯蔵用タ
ンクに供される大入熱溶接用材料として用いられる上記
目的によく適合する鋼として本発明は、 第１に、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、　　Ｓｉ：０
．０５〜０．５０−ｔχ、　Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ
１．　Ｔｉ：０．００２〜０．０１５ｗｔχ。

Ａ４　：０．００５〜０．０６０ｗｔＺ、　Ｎ　＜０．
００５ｗｔχを含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純
物からなり、かつ全添加Ｔｉ量に対し、０．０２〜０．
０４μｍのＴｉＮとして鋼中に含有するＴｉ１ｉの割合
が５０％以上である高靭性溶接用鋼、 第２に、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、　Ｓｉ：０．
０５〜０．５０ｉｖｔχ。

Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、　　Ｔｉ：０．００２〜
０．０１５ｗｔ％、Ａｊ２：０．００５〜０．０６０ｗ
ｔ％、　Ｎ　＜　０．００５ｗｔχを含有し、上記基本
成分に対し、強度および靭性改善合金成分とを含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ全添加
Ｔｉ量に対し、０．０２〜０．０４μｍのＴｉＮとして
鋼中に含有するＴｉ量の割合が５０％以上である高靭性
溶接用鋼、 第３に、Ｃ：　０．０３〜０．１５ｗｔ％、　Ｓｉ：０
．０５〜０．５０ｗｔχ。

Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔＸ、　　　Ｔｉ：０．００２
〜０．０１５ｉｖｔχ、　　　　Ａ　　Ｊ　　：０．Ｏ
０５〜０．０６０ｗｔ％、　Ｎ　＜　０．００５ｗｔＸ
を含有し、上記基本成分に対し、靭性安定化合金成分と
して、ＲＥＭ：０．００５〜０．０１５ｗｔＸ、Ｃａ：
０．００３〜０．０１０ｗｔＸの１種または２種を含存
し、残部がＰｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、
全添加Ｔｉ量に対し、０．０２〜０．０４μｍのＴｉＮ
として鋼中に含有するＴｉ量の割合が５０％以上である
高靭性溶接用鋼、第４に、Ｃ：　０．０３〜０．１５ｗ
ｔ％、　Ｓｉ：０．０５〜０．５０ｗｔＺ。

Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、　　Ｔｉ：０．００２〜
０．０１５ｗｔ％、ＡｌＯ，００５〜０　、０６０ｗ　
ｔχ、Ｎ　＜０．００５ｗｔχを含有し、上記基本成分
に対し、強度および靭性改善合金成分として、Ｎｔ＜１
．０ｗｔ％、　Ｎｂ＜　０．０３ｗｔ％、　Ｖ　＜０．
１　ｗｔχ。

Ｂ　＜　０．００１ｗｔ％、　Ｃｕ−≦−１，０ｗｔ％
の１種または２種以上を含有する他、靭性安定化合金成
分として、Ｒ口＝０．００５〜０．０１５ｗｔ％、Ｃａ
：０．００３〜０．０１０ｗｔχの１種または２種を含
有し、残部がＰｅおよび不可避的不純物からなり、かつ
、全添加Ｔｉ量に対し、０．０２〜０゜０４μ…のＴｉ
Ｎとして鋼中に含有するＴｉ１ｉが５０％以上である高
靭性溶接用鋼、 を提案する。

（作　用） 以下に本発明の着想の根拠と成分組成限定の理由につい
て説明する。

本発明者らの研究によると、鋼中に析出するＴｉＮは、
凝固から厚鋼板となるまでの熱履歴により分散状態が異
なることが判った。従って、Ｎを低下させてＴｋを添加
するだけでは、大入熱溶接部の靭性改善は期待できない
。すなわち、本発明者らは、鋼中に分散したＴｉＮのう
ち粒径が０．０２μｍ〜０．０４μｍを示すものの量を
制御して、はじめて大入熱溶接部の靭性が改善されるこ
とをつきとめた。

次に、本発明鋼の成分組成限定の理由について説明する
。

Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るために０．０３
％を下限とし、一方溶接硬化性、溶接割れ感受性を考慮
して上限を０．１５％とする。

Ｓｉは、製鋼の都合上０’ＬＯ５％以上必要とされ、一
方Ｓｔを増加すると強度は上昇するが、０．５％を超す
Ｓｔは母材の靭性を劣化さすため、上限を０．５％とす
る。

Ｍｎは、母材に延性と強度を与えるために０．５％以上
の含有が必要とされる。しかしながら２．０％を超える
と溶接部の硬度を著しく上昇させるので上限を２．０％
とする。

Ｔｉは、鋳造後の冷却過程および再加熱時に、ＴｉＮと
して析出することによって溶接部のオーステナイト粒の
成長を抑制する。ただし、０．００２％以下のＴｉ１ｌ
ではその効果が弱く、一方０．０１５％を超すＴｉ量は
、融点付近まで急熱されるポンド部で一部のＴｉＮが分
解し、固溶Ｔｉが多くなり却って靭性を劣化さす。従っ
てＴｔの含有量は０．００２〜０．０１５％とする。

Ａｌは、鋼の脱酸のために最低０．００５％含有させる
ことが必要である。一方ｓｏ１．Ａｊｌが０．０６％以
上になるとＨＡＺの靭性のみならず溶接金属の靭性も著
しく劣化するので、含有量は０．００５〜０．０６％と
する。

Ｎは、大入熱溶接部ボンドの靭性を劣化させる元素であ
る。Ｎは溶接時の冷却途中に、未変態オーステナイトを
安定化して靭性に有害な島状マルテンサイトを析出させ
る作用をもつからである。

このためＮ含有量をできるだけ低下させる必要があるが
、０．００５％以下のＮ量であれば、靭性への悪影響は
ない。そこでＮ含有量はｏ、ｏｏｓ％以下とする。

さらに、上記の基本成分の他に本発明では、高張力化（
強度）および靭性改善のためにＣｕ、　Ｎｉ。

Ｎｂ、　Ｖ、　Ｂのうちから選んだ少なくとも１種また
は２種以上のもの、および／または溶接熱影響部の靭性
安定化作用をもつ合金元素としてＲ１１１ＭまたはＣａ
のうちの少な（とも１種を含有させることができる。

まず、Ｎｉは、ＨＡＺの硬化性および靭性に悪い影響を
与えることなく鋼板の強度と靭性を向上させるために添
加するが、高価であるので１．０％を上限とする。

Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様に強度と靭性に効果があるだけ
でなく、耐食性をも向上させるが、１．０％を超えると
熱間脆性を生じやすく、鋼板の表面性状が低ギするので
１・０％を上限とする・Ｎｂは、母材の強度と靭性およ
び溶接継手強度確保のために添加するが、０．０３％を
超えて添加すると溶接金属やＨＡＺの靭性を低下させる
ので、上限を０．０３％とする。

■は、強度と靭性向上のために添加するが、０．１％を
超えて添加すると母材とＨＡＺの靭性を劣化させるので
０．１％を上限とする。

Ｂは、鋼板の強度向上のため添加するが、ｏ、ｏｏｉ％
を超えるＢ添加は溶接熱影響部において島状マルテンサ
イトを生成させて靭性を劣化させる。このため上限を０
．００１％とした。

ＲＥＭは、たとえばミツシュメタルとして添加すればよ
く、溶鋼中で鋼中の０またはＳと反応してＲＥＭの硫・
酸化物となる。このＲＥＭの硫・酸化物は熱に対して非
常に安定で、ポンドにおいてＴｉＮと同様な効果をもち
靭性を安定化させる効果がある。０．００５％未満のＲ
ＥＭは添加効果が無く、また０、０１５％を超すＲＥ）
’Ｉの添加は鋼の清浄度を低下させ銅板の靭性を低下さ
す。このためＲＥＭをｏ、ｏｏｓ〜０．０１５％とした
。

Ｃａは、ＲＥＭと同じ効果を持つ。Ｃａの場合０．００
３％未満の添加では効果が無（、またｏ、ｏｉｏ％を超
すＣａの添加は鋼の清浄度を低下させ鋼板の靭性を低下
さす。このためＣａを０．００３〜０．０１０％とした
。

次に、添加全Ｔｉ量に対して粒径０．０２〜０．０４μ
ｍのＴｉＮ０量を制御しなければならない理由につき説
明する。

本発明鋼は、粒径が０．０２〜０．０４μｍのＴｔＮと
してのＴｉ量が添加Ｔｉに対して少なくとも５０％以上
であることを要件とするが、これは次の理由による。

すなわち、０．０２μｍ以下の粒径をもつＴｉＮは、比
表面エネルギー（表面エネルギーを体積で割った値）が
大きいため非常に不安定である。第１図に、０．０６％
Ｃ−０，２５％５ｔ−１，４５％Ｍｎ−０，０２５％Ａ
＊−０．０１％Ｐ−０．００３％Ｓ−０，００８％Ｔｔ
−０，００４１％Ｎを含む鋼を用い、最高加熱温度を１
３５０″Ｃとし、８００℃から５００℃の冷却時間を２
３０秒とした溶接再現熱サイクル付与前後のＴｊＮのヒ
ストグラムを示す。溶接部は母材に比べると、溶接熱サ
イクルを付与することにより、０．０２μｍ以下のＴｉ
Ｎは大半は溶解している。

つまり、０．０２μｍ以下の粒径を持つＴｔＮは、不安
定であるためにオーステナイト粒成長抑制効果が無いこ
とがわかる。従って、溶接部ボンドにおいてオーステナ
イト粒成長抑制に効果があるＴｉＮは０．０２μｍ以上
の粒径をもつものである。

次に、第２図に、０．０６％Ｃ−０，２５％５ｔ−１，
４５，％Ｍｎ−０．０２５％＾ｌ１−０．０１％Ｐ−０
，００３％Ｓ　−０，００８％Ｔｉ−０，００４１％Ｎ
を含む鋼を用い、製造方法を変えることによりＴｉＮの
分布を変化させた鋼の０．０２〜０．０４μｍの粒径を
もつＴｉＮとしてのＴｉ量を添加全Ｔｉ量で割った値と
、最高加熱温度１３５０℃、８００℃から５００℃まで
の冷却時間が２３０秒である溶接再現熱サイクル付与後
の靭性ならびに１３５０℃でのオースティト粒径との関
係を示した。

なお、ｒＴｉＮの粒径」は、ＴｉＮを直方体とみなした
ときの一辺の長さく１）とした。そして全添加Ｔｉｌに
対し、０．０２〜０．０４　ｐ　ｍのＴｉＮとして鋼中
に含有するＴｉ１ｉの割合とは、ＴｉＮを透過電子顕微
鏡で観察し、任意に１００個程度測定して、各々のＴｉ
Ｎの体積を１３とし、０．０２〜０．０４．１７＋１に
あるＴｉＮの体積の和を、添加した全部の　ＴｉＮの体
積の和で割った値のことである。

この図より、１３５０℃のオーステナイト粒径および靭
性は、０．０２〜０．０４／ｊ＋ｗのＴｔＮが全ＴｉＩ
に対する比率と関係があることがわかる。この値が５０
％以上となると急激にオーステナイト粒径は小さくなり
、靭性が改善されることが明らかである。

この事実より、本発明鋼としの必要な条件は０．０２〜
０．０４　ｐ　ｍのＴｉＮとしてのＴｉ量が添加Ｔｉに
対して少なくとも５０％以上あることが必要である。

（実施例） 表１に示した成分組成の鋼のうち、鋼記号Ａ〜Ｐは本発
明にかかる鋼であり、鋼記号ＱはＮ、　Ｔｉともに本発
明で限定する範囲外の従来鋼である。

これらの鋼について、表２に示すようにＴｉＮ量の分布
を変化させた。これらの名調に対し入熱２３０ｋＪ／ａ
ｍに相当する溶接再現熱サイクルを付与し、２ｍｍＶノ
ツチフルサイズシャルピー試験片および断面が１０　Ｘ
　２０ｍｍ”のＣＯＯ試験片を採取し、靭性を評価した
。この結果を表２にあわせて示す。

記号ＡＩおよびＢ１は、組成は本発明の範囲内にあるが
、０．０２〜０．０４　μｍのＴｉＮの量が、５０％を
満たさないために、靭性が劣化している。一方、記号Ａ
２．　Ａ３およびＢ２は、０．０２〜０．０４μｍの　
ＴｉＮの量が、本発明範囲内にあるために、大入熱溶接
部のシャルピー吸収エネルギーおよび限界ＣＯＯ値は、
優れていた。低Ｎでかつ低Ｔｉの成分系であっても、Ｔ
ｔＮの分布が、本発明範囲内にないと、靭性が劣化する
ことがわかる。

また記号Ｑ１は、ＮＩおよびＴｉｌとも本発明範囲外に
ある綱である。この鋼のＴｉＮの分布は、本発明範囲内
にあるがＮＩおよびＴｉ１ｉが本発明範囲外にあるため
に靭性は劣化していた。

記号ＤＩ、　Ｅｌ　〜ＰＩは、Ｃｕ＋　Ｎｉ、　Ｎｂ＋
　Ｖ＋　Ｂ＋　ＲＥＭ、　Ｃａを添加したものであって
、何れも０．０２〜０．０４μｍのＴｉＮが５０％以上
存在するために、大入熱溶接部の靭性は優れていた。

（発明の効果） 以上説明したように本発明鋼は、優れた低温靭性を示す
溶接用銅であるから、極地で使用される海洋構造物や船
舶および液化天然ガスを貯蔵するタンクの製作に当って
、大入熱溶接しても靭性を劣化させることがなく、しか
も大幅なコストダウンを実現できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、溶接再現熱サイクル付与前後の母材と溶接部
ボンドにおけるＴｉＮの分布状態を示すグラフ、 第２図は０．０２〜０．０４μｍ粒径の有効Ｔｉ量と溶
接再現熱サイクル付与後の靭性および１３５０℃でのオ
ーステナイト粒径の関係を示したグラフである。 第１図 Ｔ＃Ｖｎａ径　ら１１１１１）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
   ０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、Ｔｉ：
   ０．００２〜０．０１５ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０
   ．０６０ｗｔ％、Ｎ≦０．００５ｗｔ％を含有し、残部
   がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ全添加Ｔｉ
   量に対し、０．０２〜０．０４μｍのＴｉＮとして鋼中
   に含有するＴｉ量の割合が５０％以上である高靭性溶接
   用鋼。 ２、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
   ０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、Ｔｉ：
   ０．００２〜０．０１５ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０
   ．０６０ｗｔ％、Ｎ≦０．００５ｗｔ％を含有し、上記
   基本成分に対し、強度および靭性改善合金成分として、 Ｎｉ≦１．０ｗｔ％、Ｎｂ≦０．０３ｗｔ％、Ｖ≦０．
   １ｗｔ％、Ｂ≦０．００１ｗｔ％、Ｃｕ≦１．０ｗｔ％
   の１種または２種以上を含有し、 残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ全添加
   Ｔｉ量に対し、０．０２〜０．０４μｍのＴｉＮとして
   鋼中に含有するＴｉ量の割合が５０％以上である高靭性
   溶接用鋼。 ３、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
   ０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、Ｔｉ：
   ０．００２〜０．０１５ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０
   ．０６０ｗｔ％、Ｎ≦０．００５ｗｔ％を含有し、上記
   基本成分に対し、靭性安定化合金成分として、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０１５ｗｔ％、Ｃａ：０．０
   ０３〜０．０１０ｗｔ％の１種または２種を含有し、残
   部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、全添加
   Ｔｉ量に対し、０．０２〜０．０４μｍのＴｉＮとして
   鋼中に含有するＴｉ量の割合が５０％以上である高靭性
   溶接用鋼。 ４、Ｃ：０．０３〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．０５〜
   ０．５０ｗｔ％、Ｍｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、Ｔｉ：
   ０．００２〜０．０１５ｗｔ％、Ａｌ：０．００５〜０
   ．０６０ｗｔ％、Ｎ＜０．００５ｗｔ％を含有し、上記
   基本成分に対し、強度および靭性改善合金成分として、 Ｎｉ≦１．０ｗｔ％、Ｎｂ≦０．０３ｗｔ％、Ｖ≦０．
   １ｗｔ％、Ｂ＜０．００１ｗｔ％、Ｃｕ＜１．０ｗｔ％
   の１種または２種以上を含有する他、靭性安定化合金成
   分として、 ＲＥＭ：０．００５〜０．０１５ｗｔ％、Ｃａ：０．０
   ０３〜０．０１０ｗｔ％の１種または２種を含有し、残
   部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ、全添加
   Ｔｉ量に対し、０．０２〜０．０４μｍのＴｉＮとして
   鋼中に含有するＴｉ量が５０％以上である高靭性溶接用
   鋼。