JPH01188652A - 低温靭性にすぐれた溶接用鋼とその製造方法 - 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） 本発明は、溶接部靭性を考慮した鋼とその製造方法、特
に従来乙こ比較してＣ量を高くしたにも関ねらず溶接部
靭性を改善した綱とその製造方法に関する。

（従来の技術） オイルショック以降の経済環境の変化により、溶接性、
溶接部靭性を考慮した性能のよい経済的な低温用鋼が要
求されるようになってきた。

従来、中、高Ｃ鋼は、溶接性が悪く、上記要求を満足す
ることができず、したがって、Ｃ量を低減させマイクロ
アロイの添加により鋼材の性能を改善してきた。特に、
ラインパイプ用鋼にてそのような方法が適用されてきた
。

事実、例えは特開昭５７−１４０８５８号、同６０−２
０４８６３号、同６０−２４５７６８号等、溶接性を考
慮した鋼材のＣ含有量の上限は、はぼ０．１５％とされ
ていた。

同様な傾向は、その他特開昭５６−１０２５５１号、同
５９−３５６１９号、同６１−２７０３３３号にも見ら
れる。

しかし、Ｃ含有量を低減させるには、Ｃ含有量の低い原
料、良質なスクラップの使用、あるいは転炉製鋼時の吹
錬時間を長くする必要がある等、経済的でない面か多く
、製造コストの上昇は免れない。

（発明か解決しようとする課題） そこで、本発明の目的は、従来の低Ｃ材よりＣ量を上昇
させた場合の鋼材に見られる上記問題点を解決する手段
を検討し、Ｉ］ΔＺ（熱影響部）靭性の優れた、しかも
溶接低温割れの起こりにくいＭＡ月とその製造方法を提
供することである。

すなわぢ、従来、特にラインパイプ用鋼の溶接性を考慮
してＣ量を０，１５％未満に抑えられていた鋼材に代え
て、その経済性を考慮してＣ：０．１５〜０．２７％と
従来になくＣＭを上昇させるとともに、１）ＡＺ靭性に
優れ、かつ溶接低温割れの起こりにくい低温用鋼とその
製造方法を提供することである。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは上述の課題を達成すべく種々検討を重ねた
ところ、次のような知見を得た。

（１）Ｃ量の増加により、強度は上昇するが、ＣＭのみ
の増加であればＨＡＺ靭性は単調に劣化する。

＋２１）１　Ａ　Ｚ靭性改善方法として、劣化の主因子
である島状マルテンザイＩ・を低減させろこと、および
粗大な粒界フェライトの生成を抑制することが重要であ
る。

（３）その手段として、■Ｓｉ、　Ｍｎ、およびＡＱの
添加量を従来鋼より少なく抑える、■Ｔｉ−Ｎの添加バ
ランスを限定し、ＴｉＮ粒子を有効に微細分散させるこ
とが有効である。

かくして、本発明の要旨とするところは、重量％で、 ｃ　：　０．１５〜０．２７％、　　Ｓｉ：　０．０１
〜０．１５％、Ｍｎ：　０．４〜１．２５％、　　Ｔｉ
：　０．００４〜０．０２７％Ｎ　：　０．００１５〜
０．００７％、ＡＱ：　０．００１〜０．０１５％Ｏ　
：　０．００５％以下、 Ｆｅおよび不可避不純物：　残部 より成る組成を有するとともに Ｔｉ／Ｎ　　＝　１〜５　、Ｃ＋Ｓｉ／３０　＋Ｍｎ／
６≦０．４４％なる関係を満足する鋼組成を有する低温
靭性にすくれた溶接用鋼であり、またそのようなｉｉＩ
組成を有する綱を、１２８０°Ｃ〜八０３点に加へし、
これに圧延加工を施し、８５０〜６８０°Ｃにて圧延を
終了し、圧延終了温度から少なくとも５００°Ｃ以下ま
でを５０’Ｃ／ｓｅｅ以下の冷却速度で冷却することを
特徴とする、溶接熱影響部の低温靭性に優れた溶接用鋼
の製造方法である。

本発明にかかる前記鋼はさらに、 Ｎｂ：　０．００５〜０．０４％、 および／または Ｂ　：　０．０００３〜０．００１３％をさらに含むも
のであってもよく、あるいは、さらに、所望により、 Ｃｕ：　０．７％以下、 Ｎｉ：　１．０％以下、 Ｃｒ：　１．０％以下、 Ｍｏ：　０．５％以下、および Ｖ　：　０．０７％以下 のうちの少なくとも１種または２種をさらに含むもので
あってもよい。

かくして、本発明により得られた鋼は、溶接低温割れ感
受性が、従来の溶接性を考慮した低温用鋼と比較して同
等かそれ以上に優れている。

しかも、本発明により得られる鋼は、従来の溶接性を考
慮した低温用鋼と比較してＣ量が多く、鋼材の強度上昇
か容易で他の成分を添加することなく、圧延方法、主に
冷却方法を一部変更するだけで４０ｋｇｆ／ｍｍ２から
８０ｋｇｆ／ｍｍ２級の高張力鋼までの製造が非調質で
可能となり、また、破壊発生特性の観点より高張力鋼に
おいても降伏比、っまりＹＲ（降伏応力／引張応力）の
低い鋼（例えばＹＲ≦８５％）の製造が容易である。

（作用） 次に、本発明にあって鋼組成、製造条件を上述のように
限定した理由を述べる。なお、本明細書にあって、特に
ことわりがない限り、「％」は「重量％」である。

Ｃ： 鋼材の強度確保に有効であるが、０．２７％を超えると
その他の成分を種々制限しても優れたＨＡＺ靭性を確保
することはできない。溶接性のみからは低Ｃ程有効であ
るが、経済性を考慮して、下限を０．１５％に設定した
。なお、従来、この種の鋼材でＣ：０．１５％以上のも
のはなかった。好ましくは、Ｃ：０．１５〜０．２１％
である。

Ｓｉ： Ｓｉは鋼の脱酸材として有効である。そのため、０．０
１％未満では脱酸効果が不十分である。一方、Ｓｉはセ
メンタイト中に固溶しにくくセメンタイト析出が抑制さ
れるため高含有量の場合、島状マルテンサイトが多く生
成し、ＨＡＺ靭性が劣るため、Ｓｉは≦０．１０と低い
ほうが好ましいが、靭性が顕著に劣化しない範囲として
上限を０．１５％に設定した。

Ｍｎ： Ｍｎは強度確保に有効であり、強度、靭性（母材）の確
保のためには０．４％以上必要とする。一方、１．２５
％を超えると、Ｃを従来より多く含有する本発明鋼にお
いてＨＡＺは焼き入れ性が高くなり、その靭性が著しく
劣化するため、その含有量を０．４〜１．２５％とした
。

Ｔｉ： Ｔｉは鋼中で酸化物、窒化物を形成し、オーステナイト
粒の粗大化を防止するとともに、ＨＡＺにおいて溶接熱
サイクルの冷却過程でフェライトの析出核として作用し
、組織の微細化を実現するなど靭性面において有効な元
素である。しかし、ＴｉＮを形成するなどＮ量とも深く
関係し、添加量を誤ると靭性が著しく劣化する。したが
って、Ｔｉ０．００４％未満では靭性改善に必要なＴｉ
Ｎ形成が不足する。Ｔｉ０．０２７％超では鋼材の靭性
劣化が見られる。

Ｎ： Ｎは上述のようにＴｉとともにＴｉＮを形成し、ＨＡＺ
靭性改善効果に有効である。しかし、０．００１５％未
満ではＴｉＮ数減少により効果がなく、一方、溶接熱に
よりＴｉＮは一部溶解し、ポンド部でＴｉＮ数が減少し
、固溶Ｎが増加し、靭性劣化するが、この傾向は０．０
０７％を越えると著しくなる。望ましくは０．００５％
以下である。ここに、本発明におけるＴｉＮの上述のよ
うな効果は、特に、Ｔｉ／Ｎが１〜５の範囲ではじめて
なし得るものであることがわかった。したがって、本発
明にあってはＴｉ／Ｎを１〜５に制限する。

ＡＱ： 八Ｑは脱酸剤として有効である。しかし、０．００１％
未満では脱酸不足となり、一方、０．０１５％超では上
記成分限定範囲内においてもＨＡＺ靭性改善効果が不十
分となる。

０（酸素）： 酸素は０．００５％を越えて含まれると鋼中の清浄性に
悪影響がでてくることから、酸素含有量を０゜００５％
以下とした。

ＣＸＳｉ、　Ｍｎ合計量： 本発明によれば、上述の組織限定に加えて、Ｃ＋Ｓｉ／
３０＋Ｍｎ／６≦０．４４％の関係式を満足しなければ
ならない。これは従来の方法に比較して本発明によれば
Ｃ量を高めているためそれにより十分な強度が確保でき
ることから、同じく強度改善効果のあるＳｉＸＭｎ量を
抑えるとともにそれらが存在することにより生成しやす
くなる島状マルテンサイトの生成抑制を図るものである
。好ましくは、Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／　６≦０．４０
％である。

次に、本発明おいてＮｂ、　Ｂは任意添加成分として用
いられるが、その限定理由は次の通りである。

Ｎｂ： Ｎｂは網捌の強靭化に有効であり、細粒化効果を呈する
が、０．００５％未満では効果なく、一方、０．０４％
超ではこれまでの成分との組合せにおいてＨＡＺ靭性が
劣化する。

Ｂ： 鋼の焼入性を増して、強度・靭性を改善する作用がある
が、ＨＡＺ靭性の観点からは、その含有量をできるだけ
抑える必要がある。しかし、上記成分との組合せにおい
て微量の添加はＩＩＡＺ靭性に有害性はなく、強度上昇
に効果がある。本発明では必要により０．０００３〜０
．００１３％添加する。

同様に、本発明にあって下記成分も任意添加成分として
加えられる。

Ｃｕ、、Ｎｉ、、ＣｒＸＭｏＸＶ： いずれも強度−上昇に有効であるが、惰力１）量が多い
と靭性・溶接性に悪影響を及ばず。そこで上限を、それ
ぞれ、０．７％、１．０％、１．０％、０．５％、０．
０７％とした。

すでに述べたように、本発明にあっては圧延に際しても
微細フェライ（・の生成を確保するのであって、そのた
めの加工条件の限定理由は次の通りである。

圧炎功し？ｊＬ変］ Ａｃ３点未満では完全にオーステナイト化されない。一
方、１２８０’Ｃ超ではオーステナイト粒の粗大化が生
じる。

圧延化上端度： ８５０°Ｃ超では加工による微細化か不十分で安定して
高靭性が得られず強度バラツキが犬となる。

一方、６８０°Ｃ未満ではフェライトに加工を加えるこ
とになり、加工歪みが残ったままとなり母材靭性が劣化
する。

金雉条佳： ５０°Ｃ／ｓｅｃ超では焼入れ組織となり所要靭性が得
られない。なお、５００°Ｃ超で冷却を停止すると冷却
の効果が得られない。

次に、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する
。

犬隻炎上 第１表に示す鋼１〜２５（胱３点−７７１〜８５６°Ｃ
）を圧延加熱温度１）００℃、仕上温度７２０℃で熱間
圧延を行い、その後４５０”Ｃまで１５°Ｃ／ｓｅｅの
冷却速度で冷却し、以下放冷し、厚さ１２．２０．３０
ｍｍの各鋼板を得た。それぞれＸ開先による両面各−層
溶接を行った。溶接材料は母材の強度にみあった市販の
ものを使用した。このときの溶接方法および溶接条件を
第２表にまとめて示す。なお表中の電流、電圧の欄に示
ずＬおよびＴは１ｅａｄおよびｔｒａ　ｉ　１の略であ
る。

第１図は溶接ポンド部に切欠きを有するシャルピー試験
片の採取様子を示す説明図である。ＩＩＡＺは点線で示
す。

結果をまとめて第３表に示す。ここでシャルピー吸収エ
ネルギ値は３ケの最低値を示す。

第２図ｔａ）および（ｂｌは、本発明例１および比較例
６においてそれぞれ得られた鋼を４５ｋＪ／ｃｍの入熱
量で溶接した例のＨＡＺのミクロ組織を示す。第２図（
Ｃ）および（ｄｌはそれぞれ第２図（ａ）および（ｂｌ
の拡大図である。本発明によれば微細組織が得られるの
が分かる。特に、拡大図によれば一層明瞭である。

次にへ第３表のデータをＴｉ、　Ｎ含有量についてまと
めて第３図にグラフで示す。熔接人熱４５ｋＪ／ｃｍの
とき、シＥ−４５≧１０ｋｇｆ−ｍが得られる領域をプ
ロットすると、Ｔｉ／Ｎ：１〜５の範囲でこれを満足す
ることが分かる。なお、図中、丸の中の数字はシＥ−ａ
ｓ　（ｋｇｆ−ｍ）の値を示す。

同様に第４図には（Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／　６　）の
値とｖＥ−４ｓの値との関係をグラフで示す。

実施例２ 第１表の鋼１．３．６．１３．２６から実施例１に示し
た圧延条件で板厚２０ｍｍの鋼板を製造し、溶接低温割
れ性を調べた結果を第４表に示す。

ここで鋼１．３は本発明例、鋼６．１３は比較例、＠２
６は従来例である。

これは鉄研式斜めｙ形溶接割れ試験（ＪＩＳ　Ｚ−３１
５８）で得たもので、溶接条件は１５０Ａ−２０Ｖ　−
１０ｃｍ／ｍｉｎで溶接棒は低水素系を用いた。また、
溶接は湿度７０％一定とし室温をＯ′Ｃ１５０°Ｃと一
定に保った恒温恒湿槽内で行った。

実施例３ 第１表の＠１７（本発明例）、鋼２３（比較例）を実施
例１に示した圧延条件で冷却条件を種々変更し、母材性
能を調査した。なお板厚は２０ｍｍであった。結果は第
５表にまとめて示す。

爽麹」Ｉ 第１表の鋼１７（ＡＣ３点８１７°Ｃ）を種々の圧延条
件で板厚２０ｍｍに仕上げ母材性能を調査した。

結果は第６表にまとめて示す。高Ｃであるにもかかわら
ず、本発明の製造条件によれば十分満足のゆく低温靭性
が得られることが分かる。

悌１表つづき） 第２表 第３表 （２）３表つづき） （発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、従来になくＣ量
を上昇させた鋼においても他成分のコントロールにより
、ＨＡＺ靭性はもとより低温割れ性も改善された経済的
な綱であって、最近の鋼材に対して要求される材質特性
をも十分満足する鋼材を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、シャルピー試験片の採取様子を示す説明図； 第２図（ａ）から（ｄｉは、本発明例および比較例で得
られる鋼の顕微鏡金属組織を示す写真；および第３図お
よび第４図は、実施例１の結果を示すグラフである。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．１５〜０．２７％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５
   ％、Ｍｎ：０．４〜１．２５％、Ｔｉ：０．００４〜０
   ．０２７％Ｎ：０．００１５〜０．００７％、Ａｌ：０
   ．００１〜０．０１５％Ｏ：０．００５％以下、 Ｆｅおよび不可避不純物：残部 より成る組成を有するとともに Ｔｉ／Ｎ＝１〜５、Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／６≦０．４
   ４％なる関係を満足することを特徴とする、溶接熱影響
   部の低温靭性に優れた溶接用鋼。
2. （２）前記鋼がさらに、重量％で、 Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、 および／または Ｂ：０．０００３〜０．００１３％ をさらに含む、ことを特徴とする請求項（１）記載の溶
   接熱影響部の低温靭性に優れた溶接用鋼。
3. （３）前記鋼がさらに、重量％で、 Ｃｕ：０．７％以下、 Ｎｉ：１．０％以下、 Ｃｒ：１．０％以下、 Ｍｏ：０．５％以下、および Ｖ：０．０７％以下 のうちの少なくとも１種または２種をさらに含むことを
   特徴とする、請求項（１）または（２）に記載の溶接熱
   影響部の低温靭性に優れた溶接用鋼。
4. （４）請求項（１）〜（３）のいずれかに記載された組
   成を有する鋼を、１２８０℃〜Ａｃ＿３点に加熱し、こ
   れに圧延加工を施し、８５０〜６８０℃にて圧延を終了
   し、圧延終了温度から少なくとも５００℃以下までを５
   ０℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却することを特徴とす
   る、溶接熱影響部の低温靭性に優れた溶接用鋼の製造方
   法。