JPS63439A - 高入熱溶接用調質高張力鋼 - 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Ｙｆ） 本発明は溶接構造物に使用される引張強さ７０Ｋｇｆ／
１１１１′以上の母材強度を有し、且つ溶接入熱８０Ｋ
Ｊ／ｃｍでも良好な低温靭性を有する高入熱溶接用調質
高張力鋼に関するものである。

（従来の技術） 近年、溶接構造物においては鋼材特性の極限使用が図ら
れているが、さらに、溶接施工において商人熱溶接を用
いることにより、能率向上によるコストダウンが検討さ
れており、溶接人熱８０ＫＪ／ｃ■でも高い靭性を有す
る引張強さ７０　Ｋｇｆ／ｒａｗ”以上の高張力鋼の開
発が要望されている。

しかして従来の高張力鋼においては可能な溶接入熱とし
て、使用温度が高い場合は４０　ＫＪ／Ｃ１１程度、使
用温度が低い場合には２０〜３０　ＫＪ／Ｃｍでしか施
工できず、この溶接入熱の拡大が望まれている。

溶接入熱の拡大のためには、引張強さ５０　Ｋｇｆ／ｌ
ｌｌ１′級鋼では、特開昭４９−９１０１２号公報に見
られるように、ＴｉＮ等の高温で安定な析出物により、
オーステナイト粒界のピンニング効果を利用し、粗粒域
の大きさを抑制し、細粒のフェライト・パーライト組織
を得ることによって達成されてきた。

しかしながら、引張強さ７０　Ｋｇｆ／＋ｗ’以上の高
張力鋼では、低温靭性は基地のミクロ組織を下部ベーナ
イトとすることにより確保されており、上記ＴｉＮ等の
高温で安定な析出物を利用する方法は採用できない、ま
た、溶接性に悪影響を与えないＮｉを大量に添加して改
善することはＯＴ　を走であるが、この場合高価にな・
）すぎ工業製品とはならない。

（発明が解−決すべき問題点） このため本発明は引張強さ７０　Ｋｇｆ／ａｍ’以上の
母材強度を有し、且つ溶接入熱８０　Ｋ１１ｃｍでも良
好な低温靭性を有する高入熱溶接用調質高張力鋼を安価
に提供することを目的とする。

（問題点を解決するための手段） 本発明はこのような問題点を有利に解決するため種々の
基礎的実験にもとすきなしたものであり、その要旨とす
るところは （り重量２にて Ｃ：　０．０２〜０．２０％　　、　Ｓ　ｉ　　：　０
．１５％　以下Ｍｒ＋　　：　０．５０〜２．００％　
　、　Ｃｒ　：　０．０５〜２．Ｏ＄Ｎ　ｉ　　：　０
．０５〜５．０Ｘ　　、　Ｍｏ　：　０．０５〜１．０
％Ｖ　：　０．００５〜０．ｌＯ＄　、　Ｂ　：　０．
０００５〜０．００２５％Ｃｕ　　：　０．０５〜１．
０％　　、　ｓａｌ、Ａｌ　：　０．０２〜０．Ｉ（Ｈ
Ｏ：　０．０００２〜０．００３０％、Ｎ　：　０．０
００５〜０．００３５％かつＢ、Ｎは上記範囲内でＢ／
Ｎ　：　０．３５〜２，０を満たして含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなることを特徴とする高入熱溶
接用調質高張力鋼。

（２）上記（１）ニ更ニ、　Ｔｉ　　：　０．００５〜
０．０２％Ｎｂ　　：　　０．００５　〜０．１０％　
　、Ｃａ　　：　０．０００５〜０．００５０％のうち
１種または２種以上含有したことを特徴とする高入熱溶
接用調質高張力鋼 に関するものである。

（作用） すなわち１本発明は種々の実験結果により引張強さ７０
　Ｋｇｆ／ａｍ’以上の鋼における溶接部低温靭性支配
因子を明らかにしたこと、及びその結果から低コストで
溶接入熱向上策を開発したことに基づいてなしたもので
ある。先にも述べた如くこの種の高張力鋼ではＢ添加に
よる焼入性向、ヒ効果を用い、ｎＪ材のミクロ組織を下
部ベーナイトとすることにより良好な低温靭性を得るの
が一般的であるが、溶接部、特にＦｕＳｉｏｎ　Ｌｉｎ
ｅ部においては低温靭性が著しく低下する。

本発明者等はこの原因を究明するため、Ｎ含有量を異な
らせた７０　Ｋｇｆ／ｍ１以上の強度を有する調質型Ｂ
添加鋼、すなわち Ｃ：　　０．１０ｚ　　　　　　　　Ｓ　　ｉ　　：　
　０．ｌ１％Ｍｎ　　：　　０．８８％　　　　　　　
Ｃｒ　　：　　０．５５％Ｎ　ｉ　　：　　１．９！Ｊ
　　　　　　　Ｍｏ　　：　　０．５２＄Ｖ　　：　　
０．０３５％　　　　　　　　Ｃｕ　　：　　０．２５
％ｓｏ１．Ａｌ　：　　０．０６５＄　　　　　Ｂ　　
：　　０．００１０％０　　：　　０．００１８＄　　
　　　　　Ｎ　　：　０．００２０％　　、０．００４
０％を含有した鋼を通常圧延した後焼入れ（９３０℃）
・焼戻しく６３０℃）した鋼を用い、溶接部の熱サイク
ル再現法にて熱サイクル温度と低温靭性の関係を調査し
第１図の結果を得た。

すなわち、従来の高Ｎ　（Ｎ　＝　０．００４０％）材
ハ、２パス［Ｉの溶接ビードによりＡｃ３直−ヒからオ
ーステナイト域の８５０〜１１００℃に再加熱昇温する
と、著しい靭性低下が生じることが分る。この現象を更
に深く追求するため、このサンプルについてγ粒度、Ｂ
の分４ｊを調査したところ、第２図に示すように、この
温度範囲では旧γ粒界付近に新しく生成するオーステナ
イト粒が、１１１粒であること、およびこの新オーステ
ナイト粒界へのＢの再分布がなされないことの２つの１
ｒｔ金的現象があり、これによって焼入性が低下し上部
ベーナイトを生成し著しい靭性低下を引きおこすことを
知見した。一方、従来よりも大巾にＮｉを低下した低Ｎ
（Ｎ＝０．００２０り材は、２パス目の溶接ビードによ
り同様の温度領域に再加熱昇温をしても靭性低下が少な
いことが分る。

このため高Ｎ材と同様にこのサンプルについてγ粒度、
Ｂの分布を調査したところ、第２図に示すように、低Ｎ
材は？パス目の溶接ビードによる再加熱によって、新し
く生成するオーステナイト粒界を比較的大きな粒界に変
えて、粒界面積を減少していること、及び新オーステナ
イト粒界にＢの偏析が多く見られること、すなわち固定
されない自由なりを多くして粒界への再分布を容易にす
る。２つの作用によって焼入性が向−ヒレ、下部ベーナ
イトを生成し高靭性を達成することを見い出したもので
ある。

更に溶接入熱が高くなると溶接後の冷却速度が低下し、
上部ベーナイトへの変態が生じ易くなるが、これを防虫
するため多数の実験にもとすき、これを解析して第３図
を得た。すなわち第３図はＣ：０．０９％　、　Ｓｉ　
　：０．１２％　、Ｍｎ　：０．８８％　、　Ｃｒ：０
．５５Ｘ　　、　Ｎｉ　　：２．２５％　　、　Ｍｏ　
　：０．５０Ｘ　、　Ｖ　：０．０３Ｘ　　、　Ｃｕ　
　：　０．２５駕　、　ｓｏｌ、ＡＩ　：　０．０８５
Ｌ　Ｂ　：０．０００８〜０．００２８％　、　Ｏ：　
０．００１８％　、　Ｎ　：　０．００１０〜０．００
４８％　、を含有した鋼を通常の熱間圧延をしたのち、
焼入（９３０℃）−焼戻しく６３０℃）した板厚３８■
１の厚鋼板からサンプルを取り出し、　ＳＡＷ溶接人熱
８０　ＫＪ／ｃｍの継手？！＆Ｆｕｓｉｏｎ　Ｌｉｎｅ
における【ハ部（７）　２　ｍｍＶ　／　＋７チシヤル
ビー値ｖＥ　−８０（Ｋｇｆ　−ｍ）を示すもので、○
内数値はマＥ−８０の値を示し、就中斜線部は継手靭性
の望ましい達成レベルとして一６０℃で５０Ｋｇｆ−ｍ
を確保するＢ、Ｈの範囲を示す。

図中イ９ロ、ハ、二、ホ、へはそれぞれイ　　（Ｂ　　
　：　　０．０００５　　　　　、　　　Ｎ　　　：　
　０．０００５）口（Ｂ　：　０．００１０　　、　Ｎ
　：　０．０００５）ハ（Ｂ　：　Ｑ−００２５、Ｎ　
：　Ｑ、ＱＱ１２３）二（Ｂ　：　０．００２５　　、
　Ｎ　：　０．００３５）ホ（Ｂ　：　０．００１４　
　、　Ｎ　：　０．００３５）へ（Ｂ　：　０．０００
５　　、　Ｎ　：　０．ＱＯ１４１）を示す、すなわち
図から Ｂ　：　０．０００５〜０．００２５％Ｎ　：　０．０
００５〜０．００３５％の範囲内でかつＢ／Ｎ　：　０
．３５〜２．０を満たすようにすれば十分な焼入性が確
保でき、高い溶接入熱でも下部ベーナイトが得られるこ
とを見い出したものである。

ところで従来一般にＢ添加鋼においては母材の焼入性向
上のため低Ｎ化が有効と言われているが、溶接部靭性に
関する検討はほとんどない、わずかに引張強さ５０　Ｋ
ｇｆ／ｍ１ｍ′級鋼の考え方の延長として、固溶Ｎを減
少する効果により低Ｎ化が溶接部に対して有効との考え
方はあった。しかし、本発明が対象とする引張強さ７０
　Ｋｇｆ／ｍ１１′以−ヒのＢ添加鋼では、継手靭性向
旧の機構が異なる故、５０キロ級鋼と同じ対策が採用で
きないのは前記したとおりであり、且つＢ添加鋼におけ
る低・Ｎ化の作用自身も固溶Ｎを減らすといった弔純な
ものでないことも前記したとおりである。つまりＢ添加
鋼溶く、ＢがＢＮとなって固定され新オーステナイト粒
界に再分布されないためである。このような作用は全く
知られていなかったものである。更に言えば、低Ｎ化に
より溶接熱サイクルの如き短時間サイクルでもＢの再分
布が可能であることも新たな発見である。

次に本発明における成分限定理由は以下の通りである。

Ｃは、鋼の強度を確保する為に、０．０：２＄以−Ｌの
含有が必要であるが、０．２０％を超えると溶接熱影響
部でマルテンサイト主体の組織を形成し、ｍ手出の低温
靭性を著しく劣化することから、含有量を０．０２〜０
．２０％　ニ限定シタ。

Ｓｉは脱醜元素であるとともに鋼の強度を上昇する作用
があるが、入熱８０　ＫＪ／Ｃｍの高入熱溶接において
は、多着の添加はかえって好ましくないため０．１５％
以下とした。尚、脱酸上好ましい下限は０．０２％であ
る。

Ｍｎは、安価で焼入性を向上させる効果があり、　ＩＪ
鋼板の強度及び靭性な確保する一ヒで不可欠であり、こ
の為には０．５０％以上が必要である。一方、Ｍｎは２
．Ｏｚを超えて含有すると、鋼中のＳと反応しＭｎＳを
形成し、ＢＮの核となり、上部ベーナイトや高炭素マル
テンサイトの形成を促進し靭性を損なう１以上からＭｎ
の含有量は０．５０〜２．００％に限定した。

Ｃ「は、焼入性を高め強度・靭性を確保する作用がある
。所望の作用を発揮するには０．０５％以上の含有が必
要である。一方２．Ｏ１を超える含有は、溶接性をそこ
なう為避けるべきである。このため含有量は０．０５％
〜２．Ｏｚに限定した。

Ｎｉは溶接性を損なわず強度及び靭性を向上しうる唯一
の元素である。そのためには０．０５％以−ヒの添加が
必要であるが、高価な元素であるため多量の添加は著し
いコスト上昇に結びつくので上限は５ｚ以下とする。

Ｍｏは焼入性を向上する作用があるが、その含有量が０
．０５％未満では所望の作用が得られない。

一方１．Ｏｚを超える含有は溶接性の劣化及び溶接後熱
処理による靭性低下を生ずる為避けるべきである。この
為Ｍｏの含有には０．０５〜１．００１に限定した。

■は炭化物を形成し易く焼戻し中に２次硬化を生じ、焼
戻し後の強度を確保する。このような作用は０．００５
２未満の含有では得られない、一方０．１０２を超えて
含有すると溶接性、靭性の低下を招く、このため■の含
有量は０．００５〜０．１０χに限定した。

Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、微量添加で焼入性
を向上する作用がある６ｍ母材造時には０．０００５％
以−ヒの含有量で焼入性向上作用が生ずる。一方、０．
ＱＯ２５Ｘを超えて含有させると、焼入時に粒界に巨大
析出物を形成し、靭性を低下させるとともに、溶接後熱
処理中にオーステナイト粒界に、巨大炭硼化物を析出し
靭性劣化をもたらす、ヨッテ全Ｂ量ヲ０．０００５〜０
．００２５Ｘ　ニ限定した。

Ｃｕは、鋼の強度を上昇させる働きがあるが、本作用を
発揮するには、　０．０５％以上の含有が必要である。

一方、　１．００ｍを超える含有は、溶接高温割れを生
じる為避けるべきである０以上からＣｕの含有量は、　
０．０５〜１．００１に限定した。

ｓｏｌ、ＡＩは、母鋼板製造時に、　ＡＩＮを形成し、
γ粒の粗大化を防止しかり固溶Ｎｉを低減し、γ粒界に
偏析可能な固溶Ｂ量を確保する。所望の作用を得るには
０．０２ｇ以上の含４１が必要である。一方、０．　ｌ
ｏ＄を超える含有では、鋳造時に表面疵を生じかつ、鋼
板の清浄度が著しく低下する０以上からｓｏｌ、ＡＩの
含有量は０．０２〜０．１０％に限定した。

Ｏは鋼中において酸化物系介在物として存在するため、
含有量が多いと介在物が多量に生成し靭性低下をもたら
す。このため−上限は０．００３０％とする。一方、下
限は少ない程良い訳であるが、精錬コストの極端な上昇
を避けるため０．０００２＄を下限とする。

Ｎは本発明のポイントとなる元素である。その作用は前
述のとおりである。即ち、多層盛溶接部Ｆｕｓｉｏｎ　
Ｌｉｎｅ付近ではＡｃ３直上の８５０〜１１００℃の範
囲でＢをＢＮとして固定して、Ｂの新オーステナら生成
する新オーステナイト粒を細粒にするという２つの作用
によって焼入性の低下を生じ、上部ベーナイトを生成し
て低温靭性の低下を生じる。

低Ｎ化によって、Ｂの再分布が容易になると共に、新オ
ーステナイト粒の形態も比較的大きな粒となって焼入性
が向上し、低温靭性が向上する。

Ｎは０．００３５Ｘ　ａではかくの如きＮの悪影響が顕
著になり、所望の効果が得られないため０．００３５％
をＬ限とする。望ましくは０．００２５Ｘ以下である。

また、　０．０００５％未満ではＡＩＭによる母材の細
粒化効果が小さくなるため０．０００５％を下限とする
。

Ｂ／Ｎ　　：　０．３５〜２．０の制限は、本発明鋼に
おいて溶接入熱８０　ＫＪ／ｃｍの高入熱でも良好な低
温靭性を確保するための重要な要件である。第３図に示
すヨ’）　ニＢ　：　０．０００５〜０．００２５Ｘ　
、　Ｎ　：　　０．０００５〜０．００３５２　ニ第１
．’−ｒ　Ｂ／Ｎを０．３５〜２．０　＋７）　ａ　囲
ニ制ｔｉｌすることにより、溶接入熱８０　ＫＪ／ｃｍ
においても十分な焼入れ性が得られ、−上部ベーナイト
への変態が抑制されて、溶接熱影響部のミクロ組織を下
部ベー＋メｋ　Ｌｊナス−″シバ面体で本人　子ｆ、−
ｂ　ｋＢ／Ｎが０６３５未満では溶接熱影響部における
焼入性改善効果が得られない、またＢ／Ｎが２．０８で
は硼化物が多量に生成して靭性を低下させる弊害を生ず
る。

本発明は以上の成分を基本とするが１本発明の第２発明
は、上記成分に加えて鋼の要求特性に応じて更に下記の
成分を１種または２種以上添加する。

Ｃａは硫化物系介在物の形態制御を通じ靭性向上に好適
で添加される。＃４中の８μ含有りが低くてもＭｎＳが
析出し、板厚方向の性能の劣化やＯＮの核として作用し
、溶接熱影響部の靭性低下を招＜、ｉ化物の形態を制御
するにはＣａが必要であるが、０．０００５＄未満の場
合は、所望の作用が得られない、一方、ＣａがＱ、００
５０＄を超えると鋼の清浄度が低下し、母材の靭性が低
下する０以上からＣａは０．０００５〜０．００５０＄
に制限する。

Ｔｉは窒化物形成能が高く、窒化物を形成し、硼化物を
形成し得る固溶Ｎを低減する作用がある。　０．００５
Ｘ未満の含有においては効果がなく、含イ１ｒｉが０．
Ｑ２Ｘを超える場合には、過剰Ｔｉの為、ＴｉＣ等の析
出により靭性低下を生ずるので、Ｔ１は０．００５〜０
．０２％に制限した。

ＮｂはＮｂ自体の焼入性向上作用と炭化物の析出による
２次硬化のために強度を一ヒ昇させる０本作用は０．０
０５Ｘ未満の含有では得られない、一方。

０、１０％を超えて含有すると、溶接性・靭性の低下を
招く、このためＮｂの含有量は、０．００５〜０．１０
２に制限した。

本９ｉすｊは以上の成分組成からなる高入熱溶接用調質
高張力鋼である。製造に際しては、転炉又は電気炉で溶
製した後、従来公知の真空脱ガス処理等により、Ｎ、０
を低下し、造塊−分塊又は連続鋳造によりスラブとなし
、通常の加熱・圧延・焼入れ一焼戻しにより、製造すれ
ばよい、加熱圧延後制御冷却により製造することも可能
である。この場合は低温加熱−高温仕Ｆ−制御冷却−焼
戻しによる方法でも良い。

（実施例） 第１表に示す化学成分を有する本発明鋼Ａ−Ｇと比較鋼
Ｈ−Ｋをそれぞれ転炉で溶製後、ＲＨ脱ガス処理を行な
い、造塊−分塊法にてスラブを！Ａ造した。該スラブを
１２５０℃に加熱後圧延を開始し圧延仕上温度を１００
０℃とし、第１表に示す板厚に圧延したのち室温まで放
冷した。その後調質熱処理として焼入れ（９３０°Ｃ）
−焼戻しく６３０℃）を施した。制ｇｌＩ冷却によるＧ
ｍは、１０５０℃で加熱し圧延後Ａｒ３変態点より高温
である８００℃より制御冷却を開始し、室温まで冷却し
、次いで焼戻しく６３０°Ｃ）を施した。このようにし
て得られた鋼板からサンプルを切出しＩ′ｉｔ材性能、
！１手性能を調査した。その結果を第２表に示すが本発
明に従ったＡ−Ｇｆｉは、比較鋼に比してＬｒＬ材性能
はもちろん溶接ｍ手出靭性が優れていることが明らかで
ある。

（発明の効果） 以上詳細に説明した如く、本発明は７０　ＫｇＦ＃＋ｍ
”以上の調質高張力鋼において、溶接部靭性低下は固溶
Ｎによるのではなく、ＢがＢＮとなって固定され新オー
ステナイト粒界に再分布されないためであることを明ら
かにしたうえで、低ＮとＢＩＮの制御により特別高価な
合金元素を多μに用いることなく、入Ｆ！！８０　ＫＪ
／ｃ謬という高入熱でも良好な溶接部靭性を備えた高入
熱溶接用調質高張力鋼を提供しうるようにしたものであ
り、産業−ヒその効果は多大なものである。

【図面の簡単な説明】

第１　ＩＮは溶接部の熱サイクル温度と低温靭性の関係
を示す説明図、第２図は高Ｎと低ＮのＢ添加鋼における
継手靭性の低下とγ粒及びＢの分布の関係を説明するた
めの金属組織の顕微鏡写真、第３図はＢ、Ｎの含有範囲
と高入熱における継手靭性を確保するＢＩＮの適正範囲
を示す説明図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％にて Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５％以下Ｍｎ
   ：０．５０〜２．００％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％Ｎ
   ｉ：０．０５〜５．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％Ｖ
   ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．０
   ０２５％Ｃｕ：０．０５〜１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０
   ．０２〜０．１０％Ｏ：０．０００２〜０．００３０％
   、Ｎ：０．０００５〜０．００３５％かつＢ、Ｎは上記
   範囲内でＢ／Ｎ：０．３５〜２．０を満たして含有し、
   残部Ｆｅおよび不可避不純物からなることを特徴とする
   高入熱溶接用調質高張力鋼。
2. （２）重量％にて Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５％以下Ｍｎ
   ：０．５０〜２．００％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％Ｎ
   ｉ：０．０５〜５．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％Ｖ
   ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００５〜０．０
   ０２５％Ｃｕ：０．０５〜１．０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０
   ．０２〜０．１０％Ｏ：０．０００２〜０．００３０％
   、Ｎ：０．０００５〜０．００３５％かつＢ、Ｎは上記
   範囲内でＢ／Ｎ：０．３５〜２．００を満たして含有し
   、更に Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．００５〜０
   ．１０％Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ のうち１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不
   可避不純物からなることを特徴とする高入熱溶接用調質
   高張力鋼。