JPH01176016A - 溶接継手部のじん性に優れた鋼材の製造方法 - 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） この発明は、海洋構造物や低温圧力容器に適用される、
溶接部からのぜい性破壊の発生について特に厳しい条件
での要請がある厚鋼板などの鋼材の製造方法に関する。

溶接部のじん性の評価はシャルピー衝撃値にて行ってい
るが、近年これに加えさらに、ぜい性破壊の発生に対す
る評価試験として、イギリス規格Ｂ５５７６２　（１９
７９）に準拠したＣｒａｃｋ　Ｔｉｐ　Ｏｐｅｎｉｎｇ
　Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ　（ＣＴＯＤ）が行われる
ようになり、特に溶接部のＣＴＯＤ特性の優れた鋼材の
供給が望まれている。

（従来の技術） 従来、溶接部のＣＴＯＤ特性の向上について、特開昭５
８−２１７６２９号公報には、多量のＮｉ添加によって
継手部のＣＴＯＤ値を改善する技術が開示されている。

しかし、高価なＮｉを多量に添加するため、鋼材価格が
著るしく上昇し経済的にきわめて不利であるばかりか、
Ｎｉ添加量の増加とともに溶接部の最高硬さが上昇し、
溶接性を損なうなどの問題点がある。

また特開昭５５−４７３６６号公報には、ＰとＮ量を低
減し、さらにＡｌ＋　Ｔｉ、　Ｚｒ、　Ｎｂ、　　Ｖ＋
　Ｔａ、　Ｈｆ、　　Ｙ。

Ｂ及びＲＥＭの窒化物、炭化物の粒径を０．０５μｍ以
上とし、かつ５０％含ませる方法が提案されているが、
これら窒化物、炭化物を分散させるのは容易でなく、さ
らに母材のじん性を劣化させるおそれがあり、またＰを
低下させるのは経済的に不利である。

（発明が解決しようとする問題点） この発明は上記した問題点を有利に解決しようとするも
ので、溶接部じん性の優れた鋼材を提供することが目的
である。

（問題点を解決するための手段） 発明者らは、厚鋼板の溶接部の溶接部じん性の劣化原因
について研究したところ、次のことを知見をした。

厚鋼板の接合には、通常の入熱量が７ｋＪ／ｍｍ以下で
サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）又はシールドメタルア
ーク溶接が用いられ、板厚が厚いことから多層溶接とな
る。多層溶接を行った場合、溶接熱により生成した粗大
粒が次バスによりＡｃ３点とＡｃ。

点の２相域に加熱された領域（ＩＣＣＧＨＡＺと称す）
が、ＣＴＯＤ特性が最も悪いことは知られている。これ
は、母材がＡｃ＝とＡｃｌの２相域に加熱された際、旧
オーステナイト粒界に島状マルテンサイトが生成するた
めであり、この島状マルテンサイトは耐ぜい性破壊発生
特性を悪化させる。

しかしながらＩＣＣＧＨＡＺは更に次のパスにより溶接
熱を受け、島状マルテンサイトはフェライトと炭化物と
なり、ＩＣＣＧ）ＩＡＺのじん性は回復し、ＣＴＯＤ特
性が向上する。ところが、ＩＣＣＧＨＡＺ部と通常の鋼
板では不可避に存在するＰの局部的濃化部とが重畳する
と、ＩＣＣＧＨＡＺの島状マルテンサイトは分解せず、
じん性は回復せず従ってＣＴＯＤも低くなる。

Ｐの局部的濃化部を無（すのは、従来困難であったが、
脱酸したのちＣａを添加し、引続きＲＥＭを添加するこ
とにより解決できることを見出しこの発明を完成させた
。

すなわちこの発明は、脱酸処理後の溶鋼にＣａ、ついで
ＲＥ）１を添加し、 Ｃ：　０．０１〜０．２　ｗｔ％（以下単に％と示す）
、Ｓｉ　：　０．０１〜０．５％、 Ｍｎ　：　０．５〜２．５％、 Ｔｉ　：　０．００４〜０．０３％、 Ａｌ　：　０．００５〜０．０５％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ　：　０．００８％以下および Ｎ　：　０．００８％以下 を含み、さらにＲＥＭ　：　０．１・Ｐ〔％〕〜２・Ｐ
〔％〕を含有する組成になる鋼に溶製し、引続き鋳造を
行うことを特徴とする溶接継手部のじん性に優れた鋼材
の製造方法である。

この発明でＲＥＭとは、ランタナイドをさす。

次にこの発明の基礎となった実験について述べる。

ＡＩおよびＳｉで脱酸処理後の組成が、Ｃ：　０．０９
％、Ｓｉ　：　０．３％、Ｍｎ　：　１．５％、Ｔｉ　
：　０．０１％、Ａｌ　：　０．０３％、Ｐ　：　０．
０１５％、Ｓ　：　０．００３％およびＮ　：　０．０
０４％からなる溶鋼に、ＲＥＭをＯ〜２．５・Ｐ〔％〕
まで変化させて添加した後、造塊し、ついで圧延して板
厚５０Ｍとした鋼板と、同様に脱酸後Ｃａを０．０１％
添加し、ついでＲＥＭを０〜２．５・Ｐ〔％〕まで変化
させて添加した後造塊し、引続き圧延して板厚５０ＩＩ
Ｉ１１とした鋼板と、について、０．５　ｍｍＸ０．５
鵬のビーム径のミクロアナライザー（ＥＰＭＡ）で板厚
方向にわたるＰの濃度を調査した結果を、第１図に示す
。

同図から、Ｃａ添加後にＲＥＭを添加するとＰの最大値
は顕著に低下していることがわかる。またこのときＲＥ
Ｍ／　Ｐを０．１以上にすることでとくにその効果は大
となる。

一方従来、溶接部じん性を向上させるためＲＥＭを添加
する例はあったが、ＲＥＭのオキシサルファイドを鋼中
に分散させ、溶接熱サイクル時のオーステナイト粒の粗
大化防止や、変態中のフェライトの析出核として利用す
るものであり、この発明におけるＲＥＭ添加の技術思想
とはまったく異なる。

すなわちこの発明においてはＲＥＭ添加前にＣａを添加
することにより、Ｃａのオキサイド、サルファイドを生
成せしめることが肝要で、Ｃａ添加後ＲＥＭを添加する
ことによりＲＥＭはＲＥＭのリン化物として鋼中に存在
することとなり、はじめて最終鋼板中のＰの局部的濃化
部を軽減することができ、ＩＣＣＧＨＡＺとＰの濃化部
の重畳によるしん性劣化を防止し、ひいてはＣＴＯＤ特
性の向上が実現できる。

一方、上記の比較的少入熱の多層溶接の場合に比べて、
板厚が薄い場合（通常４０ＩＩＩ１１以下）には、溶接
施工の能率を向上させる目的で；片面ｌパスあるいは２
パス、あるいは両面２パス程度のサブマージアーク溶接
やエレクトロガス溶接にていわゆる大入熱溶接（入熱が
７ｋＪ／ｍｍを超える）が指向されており、その場合の
溶接部じん性の劣化について以下のことを見出した。

すなわち大入熱溶接の場合には上記多層溶接の場合と異
なり、もつともしん性の劣化する部分は、いわゆる粗粒
域であり、この領域は次バスの熱影響を受けない。この
粗粒域のミクロ組織は大入熱であることから、粗大なア
ッパーベイナイトになりやすく、ベイナイトのラス間に
島状マルテンサイトが生成しこれがじん性を劣化させる
。そしてこの島状マルテンサイトはＰの局部的濃化部と
一致すると出現しやすく、またじん性も極端に劣化する
。したがってＰの局部的濃化部を減少させることが大入
熱溶接部のじん性を改善するのに有利である。

（作　用） つぎに各成分の限定理由を述べる。

Ｃ：　Ｃ含有量は、石油生産用ジャケット型プラットホ
ーム等の構造用鋼として必要な強度を得るためには、０
．０１％以上添加する必要がある。−方、溶接硬化性及
び溶接割れ感受性を考慮して、その上限を０．２％以下
とする。

Ｓｉ：　　Ｓｉは脱酸の都合０．０１％以上必要である
。

Ｓｉの添加量を増加させれば強度は上昇するが０．５０
％を超えると、母材のじん性を劣化させるために上限を
０．５０％とする。

Ｍｎ：　　Ｍｎは、母材に延性と強度を与えるために、
０．５％以上添加する必要がある。しかし、その添加量
が２．５％を超えると、溶接硬化性を著しく上昇させる
ので、その上限を２．５％とする。

Ａｔ：　　Ａｌは、鋼の脱酸のために０．００５％以上
必要であるが、その添加量が０．０５０％を超えると溶
接部のじん性が著しく劣化するので、上限を０．０５０
％とする。

Ｐ：　Ｐは、結晶粒界に偏析して粒界破壊の原因となる
と共にしん性を大幅に劣化させる。また、ＩＣＣＧＨＡ
Ｚ部の島状マルテンサイト量を増加させ、耐ぜい性破壊
発生特性を大幅に劣化させる。上述のように鋼板中での
局部的濃化部を減少させることが、溶接部ＣＴＯＤ特性
を向上させるので、含有量は低いほど好ましいが、鋼中
のＰを低下させるにはコストがかかるため、この発明で
は通常のＰレベルである０、０３％を上限とする。

Ｓ：　ＳはＣａ添加前に、０．００８％より多いとＣａ
を添加した場合に鋼塊の沈殿高部あるいは、連鋳鋳片の
１７４周辺の介在物集積部に著しく介在物が集積し、鋼
材の機械的性質を損うのでＳは０．００８％以下にする
必要がある。

Ｔｉ：　　Ｔｉは溶接部のじん性を向上させるために必
須の元素であり、ＴｉＮを形成して溶接熱サイクル時の
オーステナイトを微細化させるために添加するが０．０
０４％以下では効果がなく、一方０．０３％を超えて添
加するとかえって溶接部のじん性を劣化させる。

Ｎ：　Ｎは０．００８％を超えると溶接部のじん性を劣
化させるので、ｏ、ｏｏｓ％を上限とする。

溶鋼脱酸後のＣａ添加は、後に添加するＲＥＭをＲＥＭ
酸化物、ＲＥＭ硫化物としないために必須である。

したがってＣａは溶鋼中の０およびＳをそれぞれＣａオ
キサイドおよびＣａＳとして固定できる量、好適には０
．００２％は必要で、またその添加量の上限は２．５Ｘ
Ｏ（％）　＋１．２５Ｘ　Ｓ　［％］とするのが好まし
い。

ＲＥＭはＣａ添加後添加するが、その量の下限は第１図
に示したように（ＰＸｏ、１）％であり、一方Ｐの局部
的濃化部を軽減するには上限を規制する必要はないが、
多量に添加するとＣａと同じく鋼の清浄性を害するので
、（ＰＸ２）％を上限とする。

さらに上記の成分の他に、Ｎｂ、　　Ｖ＋　Ｎｉ、　Ｃ
ｕ＋　Ｃｒ。

ＭｏおよびＢのうちから選ばれる１種または２種以上を
必要に応じてそれぞれＮｂ　：　０．０５％以下、■：
０．１％以下、Ｎｉ　：　１．５％以下、Ｃｕ　：　１
．５％以下、Ｃｒ：１％以下、Ｍｏ　：　０．５％以下
およびＢ　：　０．００２％以下、の範囲で含有させて
も良い。

各成分の添加目的と添加量の限定理由は以下のとおりで
ある。

Ｎｂ：　　Ｎｂは、熱間圧延において、未再結晶領域を
拡大してオーステナイト中に変態後のフェライト粒を小
さくしてじん性゛を向上させるばかりでなく、熱間圧延
後の加速冷却において最終組織のベイナイート、マルテ
ンサイト等の低温変態生成物の量を増加でき強度を大幅
に上昇させることができる。しかし、０．０５％を超え
て添加すると、割れ性を劣化さると共に溶接部の応力除
去焼鈍後のじん性を劣化させるので、Ｎｂの添加量の上
限は０．０５％とする。

■：　■は、Ｎｂと同様に強度とじん性を向上させるた
めに添加するが、０．１％を超えると溶接部の応力除去
焼鈍後のじん性を劣化させるので、その上限は０．１％
とする。

Ｎｉ：　　Ｎｉは、溶接熱影響部の硬化性及びじん性に
悪い影響を与えることなく鋼の強度とじん性を向上させ
ることができるために添加するが、コスト面よりその上
限を１．５％とする。

Ｃｕ：　　Ｃｕは、Ｎｉと同じ作用効果を奏する他に耐
食性を向上させ得るが、１．５％を超えて添加すると熱
間ゼい性が生じ易くなるので、その上限を１．５％とす
る。

Ｃｒ、Ｍｏ：　　ＣｒおよびＭＯは焼入性の向上と析出
硬化とにより母材の強度を高め、また母材の低温じん性
を向上し得る。しかし、各成分の上限値を超える過剰の
添加はＩＣＣＧＨＡＺのじん性および硬化性の観点から
極めて有害となるため、Ｃｒ、　Ｍｏの上限はそれぞれ
１．０％、０．５％とした。

Ｂ：　Ｂは焼入性の向上により母材の強度およびじん性
の向上が期待できるが、０．００２％を超える過剰の添
加はＩＣＣＧＨＡＺの硬化を招くため、上限を０．００
２％とした。

次にＣａとＲＥＭの好ましい添加方法について説明する
。通常、転炉より出鋼した溶鋼にＲＨ処理により合金化
および脱酸を施すが、このＲ）ｌ処理の最末期にＣａＦ
ｅ合金の形でＣａを添加する。

ここでＣａ添加前の溶鋼中の０はｏ、ｏｏｓ％より多い
と酸化物系介在物が鋼塊の沈殿高部あるいは連鋳鋳片の
１７４厚周辺の介在物集積部に著しく集積し、鋼材の機
械的性質を損うので０．００５％以下にするのが望まし
い。しかるのちＲＥＭを添加するが、レードルやあるい
は連鋳タンデイツシュにミツシュメタルとして投入して
もよい。また連続鋳造の場合にはモールド内にＲＥＭを
ワイヤー形状として添加するのが有利である。

Ｃａの添加は上記の方法の他に連鋳タンデイツシュで行
い、引続きＲＥＭを添加するかあるいは、モールドでＲ
ＥＭの添加の前に添加を行っても良い。

なお鋳造された鋼材は圧延して鋼板とするが、母材の強
度、じん性の確保の目的からノルマライジング、制御圧
延、加速冷却あるいは直接焼入れ方法などを採用するこ
とが好ましい。

（実施例） 表１に示す成分組成になる鋼を同表に示す製鋼条件に従
って溶製し、ついで連続鋳造にてスラブとした後、同表
に示す板厚にそれぞれ圧延して鋼板とした。なお脱酸は
、ＡＩおよびＳｉを用いて行った。

得られた鋼板のうち阻１〜１４については、多層溶接を
施した。すなわち第２図（ａ）に示すように、Ｋ形に開
先加工後、最大入熱量５ｋＪ／＋ｎｍでサブマージアー
ク溶接を行った。溶接後に溶接継手から断面がｔ（板厚
）×２ｔで疲労ノツチを図示の位置としたＣＴＯＤ試験
片を採取し、ＣＴＯＤ試験に供した。

なお疲労ノツチの導入および試験方法はイギリス規格Ｂ
Ｓ　５７６２（１９７９）に準じた。

一方鋼板ｋ１５〜１８については、大入熱溶接を施し、
すなわち第２図（ｂ）に示すように、■形に開先加工後
、最大入熱量２３ｋＪ／、でサブマージアーク溶接を１
バスで行った。そして溶接金属と母材とが１：１となる
位置に板厚の１７２からノツチを導入したシャルピー試
験片を採取し、シャルピー衝撃試験に供した。

表１に、鋼板の強度、じん性、溶接部の一１０°ＣのＣ
ＴＯＤ特性（多層溶接の場合）及び−４０°Ｃでのシャ
ルピー特性（大入熱溶接の場合）を示す。なお、ＣＴＯ
Ｄ試験及びシャルピー試験は１つの試験温度につき各３
本づつ行った。

まず多層溶接の場合鋼板Ｎα１．２，３，４．５及び９
は鋳造までのプロセスがこの発明の方法によらないもの
であり、いずれも溶接部のＣＴＯＤ特性が劣っていた。

鋼板Ｎα６はＴｉが添加されていないのでＣＴＯＤ値は
低かった。これに対しこの発明法に従う鋼板Ｎｏ、７は
優れたＣＴＯＤ値を示した。

更に、鋼板Ｎ１１８はＮｂを、同１０．１１はＣｕ、　
Ｎｉ、　Ｎｂを、同１２はＮｂ、　　Ｖを、同１３はＣ
ｕ、　Ｎｉ、　Ｎｂ、　Ｍｏ、同１４はＮｂ、　Ｃｒ、
　　Ｂをそれぞれ含有するもので、この発明方法に従う
これらの鋼板は、どの鋼板についても、優れたＣＴＯＤ
値を示し、値のバラツキも少なかった。またＣｕ、　Ｎ
ｉ、　Ｎｂ、　Ｖ、　Ｍｏ、　Ｃｒ、　　Ｂを添加する
ことにより強度を上昇させ、あるいは板厚を増加させる
ことができ、しかも母材のじん性値も優れていた。

次に大入熱溶接の場合、鋼板Ｎα１５はこの発明方法に
よらないもので、大入熱溶接部の一４０゛Ｃのシャルピ
ー値は劣っていた。これに対しこの発明方法に従う鋼板
漱１６、さらにＮｉを添加した鋼板Ｎα１７、Ｎｂを添
加した鋼板Ｎｔｌ１８はいづれも、大入熱溶接を行った
にもかかわらずすぐれたシャルピー値を示し、そのばら
つきも少なかった。

（発明の効果） この発明によれば、溶接部じん性の優れた、とくにＣＴ
ＯＤ特性の優れた鋼材を製造でき、厳しい環境での使用
に耐え得る鋼材の提供を実現できる。

【図面の簡単な説明】

第１図はＥＰＭＡによる板厚方向のＰ濃度の最大値とＲ
ＥＭ／　Ｐの関係を示すグラフ、 第２図（ａ）、　（ｂ）はＣＴＯＤ試験片およびシャル
ピー試験片のノツチ位置を示す説明図、である。 特許出願人　　川崎製鉄株式会社 代理人弁理士　　杉　村　暁　秀 同　　弁　　理　　士　　　　杉　　　村　　　興　　
　作第１図 ・遭ｔＪＬＦ？ＥＭ奉加債−草厚５０創０糎延’　Ｕｌ
ｎａ　　Ｃａ’；！Ａカロー”Ｌ；１：ＲＥ間２木力ａ
−ｉｉＳ’Ａ　−１１！ｌ　５０ｆＲ笥Ｌ＝圧Ｊｔ００
、Ｉ　　　Ｏ，５１，０１，５２，０２，５３０ＲＥＭ
冷

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、脱酸処理後の溶鋼にＣａ、ついでＲＥＭを添加し、 Ｃ：０．０１〜０．２ｗｔ％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５ｗｔ％、 Ｍｎ：０．５〜２．５ｗｔ％、 Ｔｉ：０．００４〜０．０３ｗｔ％、 Ａｌ：０．００５〜０．０５ｗｔ％、 Ｐ：０．０３ｗｔ％以下、 Ｓ：０．００８ｗｔ％以下および Ｎ：０．００８ｗｔ％以下 を含み、さらにＲＥＭ：０．１・Ｐ〔ｗｔ％〕〜２・Ｐ
   〔ｗｔ％〕を含有する組成になる鋼に溶製し、引続き鋳
   造を行うことを特徴とする溶接継手部のじん性に優れた
   鋼材の製造方法。