JP3256401B2 - 入熱５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼およびその製造方法 - Google Patents
入熱５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼およびその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、建築、橋梁、造船、圧
力容器などに用いられる溶接構造用鋼材に係わり、特に
入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼およびその製造方法
に関するものである。
力容器などに用いられる溶接構造用鋼材に係わり、特に
入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼およびその製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に溶接部の靱性は、主として母材の
熱影響部とくに溶接ボンド部の靱性によって定まる。す
なわちボンド部は溶融点直下の高温に加熱されるために
結晶粒は非常に粗大化して焼入性が増し、引き続いての
冷却により、フェライト変態がしにくくなるため、脆弱
な上部ベイナイト組織が生成したり、島状マルテンサイ
トが生成され、切欠靱性が低下するからであり、とくに
エレクトロスラグ溶接や多電極サブマージアーク溶接な
どのいわゆる大入熱溶接による溶接熱影響部ではこの傾
向が顕著である。
熱影響部とくに溶接ボンド部の靱性によって定まる。す
なわちボンド部は溶融点直下の高温に加熱されるために
結晶粒は非常に粗大化して焼入性が増し、引き続いての
冷却により、フェライト変態がしにくくなるため、脆弱
な上部ベイナイト組織が生成したり、島状マルテンサイ
トが生成され、切欠靱性が低下するからであり、とくに
エレクトロスラグ溶接や多電極サブマージアーク溶接な
どのいわゆる大入熱溶接による溶接熱影響部ではこの傾
向が顕著である。
【０００３】このような溶接ボンド部の靱性向上対策と
して、低C 当量化や P、S といった不純物元素の低減と
ともに、TiN 、BNといった窒化物の微細析出物を析出さ
せて固溶N の固定をはかるとともに微細フェライトを析
出させる方法が採られている。例えば、特開昭51-41621
号公報および特開昭51-43309号公報では、CaまたはLa、
CeとTiの複合添加により、微細TiN を鋼材中に分散さ
せ、これをフェライトの変態核として大入熱溶接ボンド
部を（フェライト＋パーライト）組織とすることにより
靱性の改善をはかっている。さらに、Nb、V 、B の窒化
物を加えると効果をより安定化させるとされている。
して、低C 当量化や P、S といった不純物元素の低減と
ともに、TiN 、BNといった窒化物の微細析出物を析出さ
せて固溶N の固定をはかるとともに微細フェライトを析
出させる方法が採られている。例えば、特開昭51-41621
号公報および特開昭51-43309号公報では、CaまたはLa、
CeとTiの複合添加により、微細TiN を鋼材中に分散さ
せ、これをフェライトの変態核として大入熱溶接ボンド
部を（フェライト＋パーライト）組織とすることにより
靱性の改善をはかっている。さらに、Nb、V 、B の窒化
物を加えると効果をより安定化させるとされている。
【０００４】しかし、入熱500kJ/cm以上の溶接ボンド部
では、高温にさらされる時間は長くなりオーステナイト
結晶粒はますます粗大化し、その後の冷却もはなはだ遅
くなるため微細なフェライト生成は困難となり、粗大な
粒界フェライトが析出して靱性改善効果がなくなる。ま
たフェライト形成元素であるSiを多量添加する方法も考
えられるが、島状マルテンサイトが生成し、やはり靱性
改善効果がなくなる。
では、高温にさらされる時間は長くなりオーステナイト
結晶粒はますます粗大化し、その後の冷却もはなはだ遅
くなるため微細なフェライト生成は困難となり、粗大な
粒界フェライトが析出して靱性改善効果がなくなる。ま
たフェライト形成元素であるSiを多量添加する方法も考
えられるが、島状マルテンサイトが生成し、やはり靱性
改善効果がなくなる。
【０００５】特開昭61-190016 号公報にもTiN とBNの利
用による微細フェライト析出と、Nの固定による溶接ボ
ンド部の靱性改善が開示されているが、微細フェライト
析出のためにC 当量に制限が必要な上、やはり入熱500k
J/cm以上の溶接ボンド部では上記と同様な問題が生じ
る。ことにBNは溶接時の加熱により固溶し、冷却中にγ
粒界に再析出するため、粗大な粒界フェライトの析出核
として作用し、悪影響を及ぼす。
用による微細フェライト析出と、Nの固定による溶接ボ
ンド部の靱性改善が開示されているが、微細フェライト
析出のためにC 当量に制限が必要な上、やはり入熱500k
J/cm以上の溶接ボンド部では上記と同様な問題が生じ
る。ことにBNは溶接時の加熱により固溶し、冷却中にγ
粒界に再析出するため、粗大な粒界フェライトの析出核
として作用し、悪影響を及ぼす。
【０００６】特開昭59-159968 号公報では、REM の酸・
硫化物およびTiN 分散鋼において、粒界固溶B により網
目状の粗大な粒界フェライトの析出を防止するとされて
いるが、通常では固溶B の存在はボンド部より少し離れ
た、 800〜1000℃の加熱部において島状マルテンサイト
が生成し、靱性を害する。
硫化物およびTiN 分散鋼において、粒界固溶B により網
目状の粗大な粒界フェライトの析出を防止するとされて
いるが、通常では固溶B の存在はボンド部より少し離れ
た、 800〜1000℃の加熱部において島状マルテンサイト
が生成し、靱性を害する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】近年、溶接施工の高能
率化とそのコストダウンへの要望はますます高く、従来
には殆ど適用されなかった500kJ/cm以上というさらに大
入熱の溶接の採用を増加させようという気運がある。し
かし、この場合には溶接ボンド部が高温にさらされる時
間はさらに長くなり、オーステナイト結晶粒はますます
粗大化し、その後の冷却もはなはだ遅くなるために、脆
弱な上部ベイナイト組織や島状マルテンサイトの生成も
さらに容易となる。このため、500kJ/cm程度に満たない
入熱を対象としている上記の従来法によっては、溶接熱
影響部の靱性改善効果は充分とはいえない。
率化とそのコストダウンへの要望はますます高く、従来
には殆ど適用されなかった500kJ/cm以上というさらに大
入熱の溶接の採用を増加させようという気運がある。し
かし、この場合には溶接ボンド部が高温にさらされる時
間はさらに長くなり、オーステナイト結晶粒はますます
粗大化し、その後の冷却もはなはだ遅くなるために、脆
弱な上部ベイナイト組織や島状マルテンサイトの生成も
さらに容易となる。このため、500kJ/cm程度に満たない
入熱を対象としている上記の従来法によっては、溶接熱
影響部の靱性改善効果は充分とはいえない。
【０００８】本発明は、このような問題を解決し、従来
の大入熱溶接よりもさらに入熱の大きな500kJ/cm以上の
大入熱溶接においても、その溶接熱影響部の靱性が良好
な溶接構造用鋼およびその製造方法を提供することを目
的とするものである。
の大入熱溶接よりもさらに入熱の大きな500kJ/cm以上の
大入熱溶接においても、その溶接熱影響部の靱性が良好
な溶接構造用鋼およびその製造方法を提供することを目
的とするものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、500kJ/cm
以上の大入熱溶接熱影響部で良好な靱性を有する鋼材を
種々検討した結果、利用すべき靱性改善メカニズムが、
高々300kJ/cm程度までの入熱を対象としている従来鋼と
異なると結論するに至った。すなわち、TiN とREM の酸
・硫化物を分散させることにより、溶接ボンド部旧γ粒
径を250 μm 以下に微細化することは必要であるが、こ
れら分散粒子がフェライト変態核として作用すると、50
0kJ/cm以上の大入熱溶接のように冷却速度が遅い場合、
粗大フェライトが析出し、却って靱性を害する。そこ
で、これを防止するためには、TiNとREM の酸・硫化物
を複合化させず、別個に分散させ、またさらにフェライ
ト形成元素であるSi量を0.08重量％（以下単に％と表示
する。）以下に低減することが必要であることを見出し
た。
以上の大入熱溶接熱影響部で良好な靱性を有する鋼材を
種々検討した結果、利用すべき靱性改善メカニズムが、
高々300kJ/cm程度までの入熱を対象としている従来鋼と
異なると結論するに至った。すなわち、TiN とREM の酸
・硫化物を分散させることにより、溶接ボンド部旧γ粒
径を250 μm 以下に微細化することは必要であるが、こ
れら分散粒子がフェライト変態核として作用すると、50
0kJ/cm以上の大入熱溶接のように冷却速度が遅い場合、
粗大フェライトが析出し、却って靱性を害する。そこ
で、これを防止するためには、TiNとREM の酸・硫化物
を複合化させず、別個に分散させ、またさらにフェライ
ト形成元素であるSi量を0.08重量％（以下単に％と表示
する。）以下に低減することが必要であることを見出し
た。
【００１０】また、本発明者らは、粗大な粒界フェライ
ト防止のためにさらに微量のB を利用できるが、0.0015
％以上の析出B は却って粗大な粒界フェライトの析出核
となるので、析出B は0.0015％未満とすることと、この
場合も低Si化の効果により、800 〜1000℃の加熱部の島
状マルテンサイトの析出は防止され、その靱性劣化防止
に有効なことを見出した。
ト防止のためにさらに微量のB を利用できるが、0.0015
％以上の析出B は却って粗大な粒界フェライトの析出核
となるので、析出B は0.0015％未満とすることと、この
場合も低Si化の効果により、800 〜1000℃の加熱部の島
状マルテンサイトの析出は防止され、その靱性劣化防止
に有効なことを見出した。
【００１１】以上のようにして、大入熱溶接後の溶接ボ
ンド部の旧γ粒径を250 μm 以下、かつ島状マルテンサ
イトを含まないベイナイトを主体とし、粒界フェライト
を20％以下に抑えることができ、500kJ/cm以上の大入熱
溶接熱影響部の靱性改善に成功した。すなわち、本発明
は、重量％で、C:0.10％超0.20％以下、Si:0.08 ％以
下、Mn:0.4〜2.0 ％、Al:0.010％超0.04％未満、Ti:0.0
02〜0.020 ％、REM:0.003 〜0.030 ％、N:0.0040％未
満、B:0.0003％以上0.0020％未満を含有し、残部は実質
的にFeと不可避的不純物の組成からなり、ただし析出B
は0.0015％未満であり、鋼中にREM の酸・硫化物とTiN
が各々別個に分散している組織を有することを特徴とす
る入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼であり、また、本
発明は、重量％で、C:0.10％超0.20％以下、Si:0.08 ％
以下、Mn:0.4〜2.0 ％、Al:0.010％超0.04％未満、Ti:
0.002〜0.020 ％、Ca:0.001〜0.005 ％、N:0.0040％未
満、B:0.0003％以上0.0020％未満を含有し、残部は実質
的にFeと不可避的不純物の組成からなり、ただし析出B
は0.0015％未満であり、鋼中にCaの酸・硫化物とTiN が
各々別個に分散している組織を有することを特徴とする
入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼であり、また、本発
明は、上記発明記載の組成・組織の鋼に、さらに重量％
で、Cu:0.05 〜0.5 ％、Ni:0.05 〜1.0 ％、Mo:0.05 〜
0.5 ％、Nb:0.005〜0.10％、V:0.005 〜0.15％、Cr:0.0
5 〜0.5 ％の１種または２種以上を含有することを特徴
とする入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼であり、ま
た、本発明は、上記発明記載の組成の鋼を鋳造後、Ａc3
変態点以上に加熱し、圧延仕上げ温度 800〜1000℃かつ
累積圧下率50％以上となる熱間圧延を行い、その後鋼板
組織が（フェライト＋パーライト）および／またはベイ
ナイトとなる冷却速度で空冷または加速冷却を行うこと
を特徴とする入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼の製造
方法である。
ンド部の旧γ粒径を250 μm 以下、かつ島状マルテンサ
イトを含まないベイナイトを主体とし、粒界フェライト
を20％以下に抑えることができ、500kJ/cm以上の大入熱
溶接熱影響部の靱性改善に成功した。すなわち、本発明
は、重量％で、C:0.10％超0.20％以下、Si:0.08 ％以
下、Mn:0.4〜2.0 ％、Al:0.010％超0.04％未満、Ti:0.0
02〜0.020 ％、REM:0.003 〜0.030 ％、N:0.0040％未
満、B:0.0003％以上0.0020％未満を含有し、残部は実質
的にFeと不可避的不純物の組成からなり、ただし析出B
は0.0015％未満であり、鋼中にREM の酸・硫化物とTiN
が各々別個に分散している組織を有することを特徴とす
る入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼であり、また、本
発明は、重量％で、C:0.10％超0.20％以下、Si:0.08 ％
以下、Mn:0.4〜2.0 ％、Al:0.010％超0.04％未満、Ti:
0.002〜0.020 ％、Ca:0.001〜0.005 ％、N:0.0040％未
満、B:0.0003％以上0.0020％未満を含有し、残部は実質
的にFeと不可避的不純物の組成からなり、ただし析出B
は0.0015％未満であり、鋼中にCaの酸・硫化物とTiN が
各々別個に分散している組織を有することを特徴とする
入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼であり、また、本発
明は、上記発明記載の組成・組織の鋼に、さらに重量％
で、Cu:0.05 〜0.5 ％、Ni:0.05 〜1.0 ％、Mo:0.05 〜
0.5 ％、Nb:0.005〜0.10％、V:0.005 〜0.15％、Cr:0.0
5 〜0.5 ％の１種または２種以上を含有することを特徴
とする入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼であり、ま
た、本発明は、上記発明記載の組成の鋼を鋳造後、Ａc3
変態点以上に加熱し、圧延仕上げ温度 800〜1000℃かつ
累積圧下率50％以上となる熱間圧延を行い、その後鋼板
組織が（フェライト＋パーライト）および／またはベイ
ナイトとなる冷却速度で空冷または加速冷却を行うこと
を特徴とする入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼の製造
方法である。
【００１２】
【作用】まず、本発明の大入熱溶接用鋼の組成の限定理
由について説明する。 C:0.10％超0.20％以下 C は0.10％以下では、低Si化の影響もあり、所期の母材
強度を確保するのが難しく、また、0.20％を超えると、
溶接後の冷却で島状マルテンサイトを生成させ、溶接部
の靱性の確保ができない。また、さらに小入熱溶接時に
は著しい硬化を起こし、溶接割れ感受性を高める。
由について説明する。 C:0.10％超0.20％以下 C は0.10％以下では、低Si化の影響もあり、所期の母材
強度を確保するのが難しく、また、0.20％を超えると、
溶接後の冷却で島状マルテンサイトを生成させ、溶接部
の靱性の確保ができない。また、さらに小入熱溶接時に
は著しい硬化を起こし、溶接割れ感受性を高める。
【００１３】Mn:0.4〜2.0 ％ Mnは、C と同様に強度向上に寄与する元素であり、溶接
構造用鋼として必要な強度を確保するためには0.4 ％以
上必要とするが、2.0 ％を超えて添加すると溶接時の割
れ感受性を高めるとともに、溶接部の靱性への悪影響が
大きくなるので、0.4 〜2.0 ％の範囲とした。
構造用鋼として必要な強度を確保するためには0.4 ％以
上必要とするが、2.0 ％を超えて添加すると溶接時の割
れ感受性を高めるとともに、溶接部の靱性への悪影響が
大きくなるので、0.4 〜2.0 ％の範囲とした。
【００１４】Al:0.010％超0.04％未満 Alは通常の製鋼過程において脱酸のために少なくとも0.
010 ％を超える添加含有が必要であるが、一方0.04％以
上の含有は却って溶接熱影響部のみならず溶接金属の靱
性も劣化させるので、0.010 ％超0.04％未満の範囲とし
た。 Ti:0.002〜0.020 ％、N:0.0040％未満 TiとN は、TiN を生成し、REM またはCaの硫・酸化物に
よる効果を補完し、溶接による加熱時にオーステナイト
結晶粒の粗大化を防ぐ。ここで、靱性改善効果を発揮す
るためには、Tiは0.002 ％以上、N は望ましくは0.002
％以上必要である。ただし、0.0040％以上のN を含有す
ると固溶N により却って鋼の靱性を害する上、粒界にBN
として析出し、粒界粗大フェライト析出の原因となるた
め、N 含有量の上限は0.0040％未満とし、さらにこの場
合、0.020 ％を超えるTiを含有しても、その効果はない
ばかりでなく、むしろN 量に対してバランスを欠いた過
剰なTiは靱性を害すると考えられる上、TiN とREM また
はCaの硫・酸化物の複合化とそれによる粗大フェライト
析出の原因となるので、Ti含有量の上限を0.020 ％とし
た。
010 ％を超える添加含有が必要であるが、一方0.04％以
上の含有は却って溶接熱影響部のみならず溶接金属の靱
性も劣化させるので、0.010 ％超0.04％未満の範囲とし
た。 Ti:0.002〜0.020 ％、N:0.0040％未満 TiとN は、TiN を生成し、REM またはCaの硫・酸化物に
よる効果を補完し、溶接による加熱時にオーステナイト
結晶粒の粗大化を防ぐ。ここで、靱性改善効果を発揮す
るためには、Tiは0.002 ％以上、N は望ましくは0.002
％以上必要である。ただし、0.0040％以上のN を含有す
ると固溶N により却って鋼の靱性を害する上、粒界にBN
として析出し、粒界粗大フェライト析出の原因となるた
め、N 含有量の上限は0.0040％未満とし、さらにこの場
合、0.020 ％を超えるTiを含有しても、その効果はない
ばかりでなく、むしろN 量に対してバランスを欠いた過
剰なTiは靱性を害すると考えられる上、TiN とREM また
はCaの硫・酸化物の複合化とそれによる粗大フェライト
析出の原因となるので、Ti含有量の上限を0.020 ％とし
た。
【００１５】B:0.0003％以上0.0020％未満 B は、溶接による加熱時にオーステナイト粒界に偏析
し、靱性に悪影響を及ぼす粗大な粒界フェライトの析出
を抑制する。特に本発明が対象としているような従来の
範疇を越える、さらに大きな入熱の溶接における熱影響
部の靱性改善のために、REM およびTiによるγ粒細粒化
を利用するためには、これらと併せての添加が必要であ
る。このためには0.0003％以上の添加が必要である。し
かし、0.0020％以上添加しても効果が飽和し却って粒界
に析出したBNにより粗大な粒界フェライトを析出させる
弊害を伴うため0.0020％未満の範囲とした。
し、靱性に悪影響を及ぼす粗大な粒界フェライトの析出
を抑制する。特に本発明が対象としているような従来の
範疇を越える、さらに大きな入熱の溶接における熱影響
部の靱性改善のために、REM およびTiによるγ粒細粒化
を利用するためには、これらと併せての添加が必要であ
る。このためには0.0003％以上の添加が必要である。し
かし、0.0020％以上添加しても効果が飽和し却って粒界
に析出したBNにより粗大な粒界フェライトを析出させる
弊害を伴うため0.0020％未満の範囲とした。
【００１６】REM:0.003 〜0.030 ％ REM は硫・酸化物として析出し、それ自体にもγ粒の粗
大化防止効果がある。従来の大入熱溶接よりもさらに入
熱の大きい500kJ/cm以上の大入熱溶接熱影響部の靱性改
善のためには0.003 ％以上を前記Tiと併せて添加するこ
とが必要である。しかしながら0.030 ％を超える添加は
鋼の清浄性を害するために0.003 〜0.030 ％の範囲とし
た。
大化防止効果がある。従来の大入熱溶接よりもさらに入
熱の大きい500kJ/cm以上の大入熱溶接熱影響部の靱性改
善のためには0.003 ％以上を前記Tiと併せて添加するこ
とが必要である。しかしながら0.030 ％を超える添加は
鋼の清浄性を害するために0.003 〜0.030 ％の範囲とし
た。
【００１７】Ca:0.001〜0.005 ％ CaはREM と同様の効果を有するが、0.001 ％以上の含有
が必要であり、また0.005 ％を超えて添加すると鋼の清
浄度を害するために、添加範囲を0.001 〜0.005 ％とし
た。 Si:0.08 ％以下 Siは、強度を上昇させることから通常添加されるが、本
発明においては靱性に有害な粗大フェライト析出防止の
ため、ならびに島状マルテンサイト析出防止のために、
0.08％以下に低減することが必須である。これなくして
は、他成分の作用をいかに利用しても、粗大フェライト
の析出と島状マルテンサイトの析出により、入熱500kJ/
cm以上の大入熱溶接熱影響部の靱性改善は達成できな
い。
が必要であり、また0.005 ％を超えて添加すると鋼の清
浄度を害するために、添加範囲を0.001 〜0.005 ％とし
た。 Si:0.08 ％以下 Siは、強度を上昇させることから通常添加されるが、本
発明においては靱性に有害な粗大フェライト析出防止の
ため、ならびに島状マルテンサイト析出防止のために、
0.08％以下に低減することが必須である。これなくして
は、他成分の作用をいかに利用しても、粗大フェライト
の析出と島状マルテンサイトの析出により、入熱500kJ/
cm以上の大入熱溶接熱影響部の靱性改善は達成できな
い。
【００１８】図１に、REM とTi、B を適正量を含有させ
た0.14C −1.3Mn −0.025Al −0.015REM−0.01Ti−0.00
25B −0.003N鋼の場合における、入熱800kJ/cm相当の大
入熱溶接ボンド部を模擬した再現溶接熱影響部(HAZ) の
vE0 と鋼中Si量の関係を示す。なお、Si低減による強度
低下は、他の強度改善元素の添加、または制御圧延や加
速冷却などの製造方法により補うことができる。
た0.14C −1.3Mn −0.025Al −0.015REM−0.01Ti−0.00
25B −0.003N鋼の場合における、入熱800kJ/cm相当の大
入熱溶接ボンド部を模擬した再現溶接熱影響部(HAZ) の
vE0 と鋼中Si量の関係を示す。なお、Si低減による強度
低下は、他の強度改善元素の添加、または制御圧延や加
速冷却などの製造方法により補うことができる。
【００１９】上記した基本成分に加えて、さらに強度を
上昇させる元素として、Cu:0.05 〜0.5 ％、Ni:0.05 〜
1.0 ％、Mo:0.05 〜0.5 ％、Nb:0.005〜0.10％、V:0.00
5 〜0.15％、Cr:0.05 〜0.5 ％の中から１種または２種
以上を含有することができるが、Cuは、過剰に添加する
と熱間加工性を害するとともに、溶接割れ感受性が増大
するために、NiおよびMoは、高価な元素であり、過剰の
添加は経済性を損なうために、それぞれ上限を0.5 ％、
1.0 ％および0.5 ％とした。さらにMoは、過剰に添加す
ると溶接熱影響部の硬化性を高め、溶接割れ感受性を高
めるために、その点からも上限を0.5 ％とした。NbとV
は、過剰に添加すると母材や溶接熱影響部に多量の析出
物を生成して析出脆化を引き起こすために、それぞれ上
限を0.10％、0.15％とした。また、Crは、過剰の添加は
溶接性を害するため、上限を0.5％とした。
上昇させる元素として、Cu:0.05 〜0.5 ％、Ni:0.05 〜
1.0 ％、Mo:0.05 〜0.5 ％、Nb:0.005〜0.10％、V:0.00
5 〜0.15％、Cr:0.05 〜0.5 ％の中から１種または２種
以上を含有することができるが、Cuは、過剰に添加する
と熱間加工性を害するとともに、溶接割れ感受性が増大
するために、NiおよびMoは、高価な元素であり、過剰の
添加は経済性を損なうために、それぞれ上限を0.5 ％、
1.0 ％および0.5 ％とした。さらにMoは、過剰に添加す
ると溶接熱影響部の硬化性を高め、溶接割れ感受性を高
めるために、その点からも上限を0.5 ％とした。NbとV
は、過剰に添加すると母材や溶接熱影響部に多量の析出
物を生成して析出脆化を引き起こすために、それぞれ上
限を0.10％、0.15％とした。また、Crは、過剰の添加は
溶接性を害するため、上限を0.5％とした。
【００２０】また、これら強化元素のそれぞれの下限
は、強化作用を現すのに望ましい最小量を示している。
次に本発明鋼の組織についての限定理由を述べる。 析出B は0.0015％未満 析出B は、BNまたはFe23(C,B)6として、主にオーステナ
イト粒界に析出する。これら析出B は粗大な粒界フェラ
イトを析出させる弊害を伴い、析出B 量が0.0015％以上
となると、溶接熱影響部靱性を著しく低下させるため、
その範囲を0.0015％未満とした。
は、強化作用を現すのに望ましい最小量を示している。
次に本発明鋼の組織についての限定理由を述べる。 析出B は0.0015％未満 析出B は、BNまたはFe23(C,B)6として、主にオーステナ
イト粒界に析出する。これら析出B は粗大な粒界フェラ
イトを析出させる弊害を伴い、析出B 量が0.0015％以上
となると、溶接熱影響部靱性を著しく低下させるため、
その範囲を0.0015％未満とした。
【００２１】 REM の酸・硫化物とTiN の各々別個の分散 REM の酸・硫化物とTiN が複合化して存在すると、その
分散粒子が粗大化し、オーステナイト粒粗大化防止効果
を減じる。また、この複合分散粒子は、500kJ/cm以上の
大入熱溶接熱影響部において、オーステナイト粒内に存
在しても粒内フェライト析出促進効果を示さないが、オ
ーステナイト粒界に存在すると、析出Bと同様に粗大な
粒界フェライト析出の原因となり、熱影響部靱性を低下
させる。このため、REM の酸・硫化物とTiN は各々別個
に分散させるものとした。
分散粒子が粗大化し、オーステナイト粒粗大化防止効果
を減じる。また、この複合分散粒子は、500kJ/cm以上の
大入熱溶接熱影響部において、オーステナイト粒内に存
在しても粒内フェライト析出促進効果を示さないが、オ
ーステナイト粒界に存在すると、析出Bと同様に粗大な
粒界フェライト析出の原因となり、熱影響部靱性を低下
させる。このため、REM の酸・硫化物とTiN は各々別個
に分散させるものとした。
【００２２】 Caの酸・硫化物とTiN の各々別個の分散 Caの酸・硫化物とTiN が複合化して存在すると、その分
散粒子が粗大化し、オーステナイト粒粗大化防止効果を
減じる。また、この複合分散粒子は、500kJ/cm以上の大
入熱溶接熱影響部において、オーステナイト粒内に存在
しても粒内フェライト析出促進効果を示さないが、オー
ステナイト粒界に存在すると、析出B と同様に粗大な粒
界フェライト析出の原因となり、熱影響部靱性を低下さ
せる。このため、Caの酸・硫化物とTiN は各々別個に分
散させるものとした。
散粒子が粗大化し、オーステナイト粒粗大化防止効果を
減じる。また、この複合分散粒子は、500kJ/cm以上の大
入熱溶接熱影響部において、オーステナイト粒内に存在
しても粒内フェライト析出促進効果を示さないが、オー
ステナイト粒界に存在すると、析出B と同様に粗大な粒
界フェライト析出の原因となり、熱影響部靱性を低下さ
せる。このため、Caの酸・硫化物とTiN は各々別個に分
散させるものとした。
【００２３】次に本発明での大入熱溶接用鋼の製造方法
における限定理由を述べる。 Ａc3変態点以上に加熱 鋳造ままの状態で存在する粗大なB 析出物は、そのまま
では溶接加熱時に充分に固溶せず、熱影響部靱性に悪影
響を及ぼす可能性があるので、これを固溶させるため
に、また、Nb、V 等の強化元素を添加した場合、これら
を充分に固溶させるためにも、鋳造後Ａc3変態点以上に
加熱する。
における限定理由を述べる。 Ａc3変態点以上に加熱 鋳造ままの状態で存在する粗大なB 析出物は、そのまま
では溶接加熱時に充分に固溶せず、熱影響部靱性に悪影
響を及ぼす可能性があるので、これを固溶させるため
に、また、Nb、V 等の強化元素を添加した場合、これら
を充分に固溶させるためにも、鋳造後Ａc3変態点以上に
加熱する。
【００２４】圧延仕上げ温度 800〜1000℃ 500kJ/cm以上の大入熱溶接が適用される鋼板は板厚40mm
以上の厚肉となるが、この場合圧延仕上げ温度が1000℃
を超えると、母材結晶粒の細粒化が不充分となり、母材
靱性確保が困難となる。また、圧延仕上げ温度が 800℃
未満では、圧延歪や転位の導入により、B の析出が促進
されて析出B 量が0.0015％以上となる恐れがある。この
ため圧延仕上げ温度は 800〜1000℃とした。
以上の厚肉となるが、この場合圧延仕上げ温度が1000℃
を超えると、母材結晶粒の細粒化が不充分となり、母材
靱性確保が困難となる。また、圧延仕上げ温度が 800℃
未満では、圧延歪や転位の導入により、B の析出が促進
されて析出B 量が0.0015％以上となる恐れがある。この
ため圧延仕上げ温度は 800〜1000℃とした。
【００２５】熱間圧延の累積圧下率50％以上 厚肉鋼板の製造の場合、板厚中心部まで結晶粒を細粒化
し、母材靱性を確保するために、累積圧下率を50％以上
とした。熱間圧延後の冷却速度を鋼板組織が（フェライ
ト＋パーライト）および／またはベイナイトとなる空冷
または加速冷却とすること 大入熱溶接が適用される構造材料として、必要な母材強
度を確保するために、熱間圧延後の冷却速度は、鋼板組
織が（フェライト＋パーライト）および／またはベイナ
イトとなるようにする。
し、母材靱性を確保するために、累積圧下率を50％以上
とした。熱間圧延後の冷却速度を鋼板組織が（フェライ
ト＋パーライト）および／またはベイナイトとなる空冷
または加速冷却とすること 大入熱溶接が適用される構造材料として、必要な母材強
度を確保するために、熱間圧延後の冷却速度は、鋼板組
織が（フェライト＋パーライト）および／またはベイナ
イトとなるようにする。
【００２６】
【実施例】表１に試作鋼の化学組成を示す。試作鋼の強
度レベルは400 〜490MPa級鋼である。これらの鋼を鋳造
後、1150℃に再加熱し、圧延仕上げ温度900 ℃で板厚80
mmにし、かつ1000℃以下の累積圧下率62％の熱間圧延を
した後、 1.5℃/sの加速冷却を行った。なお、各供試鋼
のＡc3変態点はいずれも 890℃以下であった。
度レベルは400 〜490MPa級鋼である。これらの鋼を鋳造
後、1150℃に再加熱し、圧延仕上げ温度900 ℃で板厚80
mmにし、かつ1000℃以下の累積圧下率62％の熱間圧延を
した後、 1.5℃/sの加速冷却を行った。なお、各供試鋼
のＡc3変態点はいずれも 890℃以下であった。
【００２７】実施例Ａ〜Ｈ、比較例Ｉ〜Ｌいずれも析出
B は0.0015％未満を満足しているが、比較例Ｍは析出B
量が過剰となっている。実施例Ａ〜Ｅは、REM の酸・硫
化物とTiN が各々別個に分散している組織を有し、ま
た、実施例Ｆ〜Ｈは、Caの酸・硫化物とTiN が各々別個
に分散している組織を有しているのに対し、比較例Ｊ
は、REM の酸・硫化物とTiN が複合化していた。また、
比較例Ｌは、Caの酸・硫化物とTiN が複合化していた。
B は0.0015％未満を満足しているが、比較例Ｍは析出B
量が過剰となっている。実施例Ａ〜Ｅは、REM の酸・硫
化物とTiN が各々別個に分散している組織を有し、ま
た、実施例Ｆ〜Ｈは、Caの酸・硫化物とTiN が各々別個
に分散している組織を有しているのに対し、比較例Ｊ
は、REM の酸・硫化物とTiN が複合化していた。また、
比較例Ｌは、Caの酸・硫化物とTiN が複合化していた。
【００２８】
【表１】
【００２９】表２に表１の鋼の引張強さ(T.S.)および入
熱800kJ/cm相当の溶接再現熱サイクルによる溶接ポンド
部の０℃におけるシャルピー吸収エネルギー(vE0 )値と
ボンド部の金属組織を示す。なお、vE0 は３本試験を実
施して得られた値の平均値である。
熱800kJ/cm相当の溶接再現熱サイクルによる溶接ポンド
部の０℃におけるシャルピー吸収エネルギー(vE0 )値と
ボンド部の金属組織を示す。なお、vE0 は３本試験を実
施して得られた値の平均値である。
【００３０】
【表２】
【００３１】鋼Ａ〜Ｈは実施例であり、低Si−低N −RE
M −Ti−B 処理または低Si−低N −Ca−Ti−B 処理によ
り溶接熱影響部の旧γ粒が細粒化された上に、粗大フェ
ライトや島状マルテンサイトの生成も抑制された結果、
良好な靱性を示している。鋼Ｉ〜Ｌは比較鋼である。鋼
ＩはＢの添加量が少ないため、粗大フェライトが形成さ
れており、鋼ＪはTiの含有量が過剰であるために溶接熱
影響部においてその靱性が実施例に比較して低いものと
なっている。鋼ＫはAl含有量が多すぎるために、鋼の内
質が劣化するとともに過剰N による悪影響により溶接熱
影響部の靱性が劣化したものと考えられる。鋼L はSi含
有量が多すぎ、Caの酸・硫化物とTiN が複合化したため
に、やはり溶接熱影響部の靱性が実施例に比較して低い
ものとなっている。これは、溶接熱影響部において生成
した島状マルテンサイトが靱性に悪影響を及ぼしている
ためと考えられる。
M −Ti−B 処理または低Si−低N −Ca−Ti−B 処理によ
り溶接熱影響部の旧γ粒が細粒化された上に、粗大フェ
ライトや島状マルテンサイトの生成も抑制された結果、
良好な靱性を示している。鋼Ｉ〜Ｌは比較鋼である。鋼
ＩはＢの添加量が少ないため、粗大フェライトが形成さ
れており、鋼ＪはTiの含有量が過剰であるために溶接熱
影響部においてその靱性が実施例に比較して低いものと
なっている。鋼ＫはAl含有量が多すぎるために、鋼の内
質が劣化するとともに過剰N による悪影響により溶接熱
影響部の靱性が劣化したものと考えられる。鋼L はSi含
有量が多すぎ、Caの酸・硫化物とTiN が複合化したため
に、やはり溶接熱影響部の靱性が実施例に比較して低い
ものとなっている。これは、溶接熱影響部において生成
した島状マルテンサイトが靱性に悪影響を及ぼしている
ためと考えられる。
【００３２】
【発明の効果】この発明により、建築、橋梁、造船およ
び圧力容器などの構造物の製作に、入熱500kJ/cm以上の
大入熱溶接を用いることができ、溶接施工の大幅な能率
向上とその大幅なコストダウンが図られる。
び圧力容器などの構造物の製作に、入熱500kJ/cm以上の
大入熱溶接を用いることができ、溶接施工の大幅な能率
向上とその大幅なコストダウンが図られる。
【図１】Si含有量と、入熱800kJ/cm相当の大入熱溶接ボ
ンド部を模擬した再現HAZ のvE0 との関係を示すグラフ
である。
ンド部を模擬した再現HAZ のvE0 との関係を示すグラフ
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 天野 虔一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎 製鉄株式会社 技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭63−103051（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 301 C21D 8/00 C22C 38/14 C22C 38/50
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、C:0.10％超0.20％以下、Si:
0.08 ％以下、Mn:0.4〜2.0 ％、Al:0.010％超0.04％未
満、Ti:0.002〜0.020 ％、REM:0.003 〜0.030％、N:0.0
040％未満、B:0.0003％以上0.0020％未満を含有し、残
部は実質的にFeと不可避的不純物の組成からなり、ただ
し析出B は0.0015％未満であり、鋼中にREM の酸・硫化
物とTiN が各々別個に分散している組織を有することを
特徴とする入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼。 - 【請求項２】 重量％で、C:0.10％超0.20％以下、Si:
0.08 ％以下、Mn:0.4〜2.0 ％、Al:0.010％超0.04％未
満、Ti:0.002〜0.020 ％、Ca:0.001〜0.005 ％、N:0.00
40％未満、B:0.0003％以上0.0020％未満を含有し、残部
は実質的にFeと不可避的不純物の組成からなり、ただし
析出B は0.0015％未満であり、鋼中にCaの酸・硫化物と
TiN が各々別個に分散している組織を有することを特徴
とする入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接用鋼。 - 【請求項３】 請求項１又は２記載の組成・組織の鋼
に、さらに重量％で、Cu:0.05 〜0.5 ％、Ni:0.05 〜1.
0 ％、Mo:0.05 〜0.5 ％、Nb:0.005〜0.10％、V:0.005
〜0.15％、Cr:0.05 〜0.5 ％の１種または２種以上を含
有することを特徴とする入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接
用鋼。 - 【請求項４】 請求項１、２又は３記載の組成の鋼を鋳
造後、Ａc3変態点以上に加熱し、圧延仕上げ温度 800〜
1000℃かつ累積圧下率50％以上となる熱間圧延を行い、
その後鋼板組織が（フェライト＋パーライト）および／
またはベイナイトとなる冷却速度で空冷または加速冷却
を行うことを特徴とする入熱500kJ/cm以上の大入熱溶接
用鋼の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03806195A JP3256401B2 (ja) | 1995-02-27 | 1995-02-27 | 入熱５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼およびその製造方法 |
| KR1019960004587A KR100260578B1 (ko) | 1995-02-27 | 1996-02-26 | 입열 500kj/cm이상의 대입열 용접용강 및 그 제조방법 |
| CN96105706A CN1071802C (zh) | 1995-02-27 | 1996-02-27 | 热量输入500KJ/cm以上的大热量输入焊接用钢及其制造方法 |
| TW085102255A TW389793B (en) | 1995-02-27 | 1996-02-27 | A large heat input welding steel with a heat input of 500 Kj/cm or more, and a method for making the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03806195A JP3256401B2 (ja) | 1995-02-27 | 1995-02-27 | 入熱５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼およびその製造方法 |
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| JPH08232043A JPH08232043A (ja) | 1996-09-10 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03806195A Expired - Fee Related JP3256401B2 (ja) | 1995-02-27 | 1995-02-27 | 入熱５００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接用鋼およびその製造方法 |
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| KR100431610B1 (ko) * | 1999-12-27 | 2004-05-17 | 주식회사 포스코 | 초대 입열 용접부 충격인성이 우수한 조선용 탄소강 및 그 제조 방법 |
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| KR100362679B1 (ko) * | 2000-07-04 | 2003-01-24 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재, 그제조방법 및 이를 이용한 용접구조물 |
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| KR100482208B1 (ko) * | 2000-11-17 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
| KR100470053B1 (ko) * | 2000-11-23 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의 복합산화물을 갖는용접구조용 강재와 그 제조방법 및 이를 이용한 용접구조물 |
| KR100470054B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의 복합산화물을 갖는 고강도용접구조용 강재와 그 제조방법 |
| KR100482188B1 (ko) * | 2000-11-28 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 재결정제어압연에 의한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법 |
| KR100709521B1 (ko) * | 2001-11-13 | 2007-04-20 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 대입열용접의 용접이음매 및 그 용접방법 |
| EP1444373B1 (en) | 2001-11-16 | 2007-09-12 | Posco | Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and method for manufacturing the same, welding fabric using the same |
| KR100568359B1 (ko) * | 2001-12-24 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법 |
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