JPH021208B2

JPH021208B2 -

Info

Publication number: JPH021208B2
Application number: JP23697184A
Authority: JP
Inventors: Shoichi Matsuda; Koichi Yamamoto; Takahide Oono; Yoshihiro Okamura
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1984-11-10
Filing date: 1984-11-10
Publication date: 1990-01-10
Also published as: JPS61117213A

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野）本発明は、溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造
法に係わり、特に、溶接熱影響部の切欠靭性の優
れた鋼材の製造法に関するものである。（従来の技術および問題点）近年、海洋構造物、船舶、貯槽など、大型構造
物の材質特性に対する要求は厳しさを増してお
り、特に溶接部における低温靭性の抜本的改善が
望まれている。一般に、鋼材をサブマージアーク
溶接、エレクトロガス溶接、あるいはエレクトロ
スラグ溶接などの大入熱自動溶接を行なうと、オ
ーステナイト結晶粒の粗大化により、溶接熱影響
部（以下HAZと称する）の靭性が著るしく低下
する。そこで、従来、HAZ靭性の向上策として、
HAZ組織を微細化する方法が各種提案されてい
る。例えば、昭和54年６月発行の鉄と鋼第65巻第８
号の1232頁においては、TiNを微細析出させ、
50Kg／mm²高張力鋼の大人熱溶接時のHAZ靭性を
改善する手段がとられているが、これらの析出物
は、大人熱溶接時に大部分が溶解し、ボンド部に
おける粗粒化と固溶Ｎの増加とにより、HAZ靭
性の劣化が避けらないという欠点が存在する。また、昭和58年２月発行の溶接学会誌第52巻２
号49頁には、TiNに加えてCaOを形成させ、オ
ーステナイトの細粒化とCaOを核とした粒内フエ
ライトの生成によるフエライトの細粒化を計る方
法が提案されている。しかし、TiNが上記欠点
を持つ一方、CaOを鋼中に微細かつ均一に分散さ
せることが困難なため、実用化の段階には至つて
いない。さらに、特公昭55―31819号公報には、希土類
元素（REM）、Ｂの複合添加により、鋼中に
REM酸化物、REM硫化物とBNの複合体を形成
させ、これらを核とした粒内フエライトの生成に
より、HAZ組織を実効的に微細化する方法が提
案されている。しかし、この場合も、上記CaOと
同様に、REM酸化物、硫化物を鋼中に均一かつ
微細に分散させることは極めて困難であり、実用
化の目途は立つていない。一方、本発明者らの一部は、大人熱HAZ靭性
の改善には、溶接後の冷却過程においてオーステ
ナイト粒内に90個／mm²以上の粒内フエライトを生
成させることが必要であり、粒内フエライト生成
核としてTi，Zr，Ta窒化物＋Fe₂₃CB₆，Fe₂B，
Fe_x（CB）_yの複合体が有効であることを特開昭58
―177415号公報において示した。しかし、これと
ても鋼塊、鋳片の大きさによつて、HAZ靭性が
変化するため、より安定したHAZ靭性が得られ
る製造法を検討する余地がある。（問題点を解決するための手段）本発明者らは、その後、上記複合体の詳細につ
いてさらに鋭意検討を加えた結果、適正成分範囲
の選択に加えて特定の製造手段の選択により、
Ti，Zr，Ta窒化物＋MnSの複合体を鋼中に微細
分散せしめることが可能であり、これが粒内フエ
ライト形成核として極めて有効であることを見出
した。すなわち、溶接後の冷却過程において粒内
フエライトはTi，Zr，Ta窒化物＋MnS複合体を
核にして生成する。これらの複合体は、鋼塊あるいは鋳片の凝固後
の冷却過程において、凝固組織のうち、おもに樹
間に形成するものであつて、その構造としては、
芯がTi，Zr，Ta窒化物、外殻がMnSから構成さ
れており、MnSの析出温度は950〜700℃である。さらに複合体の粒子径は、MnSの析出量によ
つて決まり、析出温度域の緩冷却、あるいはＳ含
有量の増加により、粒子径は大きくなる。また粒
内フエライトの生成核として、複合体の粒子径が
大きいほど有利である。また鋼塊あるいは鋳片を高温で均熱拡散させ、、
ミクロ偏析を軽減することにより、粒内フエライ
トはさらに容易に生成する。さらに粒内フエライトが十分発達する場合にお
いても、第１図に示すように、必ず粒界フエライ
ト（Fp）とフエライトサイドプレート（Fsp）が
存在し、HAZ靭性は、粒界フエライト＋フエラ
イトサイドプレートの幅が広くなるほど低下す
る。即ち、第１図は旧オーステナイト粒界および
粒内における各種フエライトの形態を模式的に示
す図であつて、図面において、Ａ，Ｂはおのお
の、Ａ型、Ｂ型の粒内フエライトを示し、Ｌは長
さ、Ｃは幅であり、またFpは粒界フエライト、
Fspはフエライト・サイドプレートを示すもので
ある。なおフエライト・サイドプレートとは、旧
オーステナイト粒内に向つて鋸歯状に発達したフ
エライトを指す。なお添加元素のうち、Ｂは、そ
の一部がオーステナイト粒界、およびオーステナ
イト／フエライト界面に偏析して、靭性に有害な
粒界フエライトとフエライト・サイドプレートの
発達を抑制するものである。そこで、本発明者らは、これらの検討結果に基
づいて、適正な合金設計を行なつた鋼について、
特定の製造手段を選択することにより、Ti，Zr，
Ta窒化物＋MnS複合体を鋼中に微細分散せしめ
ることが可能であり、これによつて溶接部靭性の
優れた構造用鋼を得ることが可能であるとの結論
に達し、本発明を成したものである。すなわち本発明は、以上の知見に基づいてなさ
れたものであり、その要旨は、重量％で、Ｃ：
0.02〜0.18％、Si≦0.5％、Mn：0.4〜1.8％、Ｐ≦
0.015％、Al：0.007〜0.1％、Ｓ：0.001〜0.005％、
Ｂ：0.0002〜0.003％、Ｎ≦0.004％で、かつTi：
0.003〜0.02％、Zr：0.003〜0.02％、Ta：0.003〜
0.02％の１種または２種以上を基本成分として含
有し、さらに(A)Ni≦2.0％、Cu≦1.0％、Nb≦
0.05％、Ｖ≦0.1％、Cr≦0.5％、Mo≦0.5％の１
種または２種以上、または(B)希土類元素，Caお
よびMgの１種または２種以上を合計で0.005％以
下の、(A)，(B)いずれか一方または両方を含有し、
Ceq≦0.45％を満足し残部はFeおよび不可避不純
物からなる鋼を製造するにあたり、鋼塊あるいは
鋳片の凝固後の冷却過程において、950〜700℃の
温度範囲を２℃／sec以下の冷却速度で緩冷却し、
ついで鋼塊あるいは鋳片を1250℃以上の温度に５
時間以上加熱保定することを特徴とする溶接部靭
性の優れた構造用鋼の製造方法にある。以下、本発明について詳細に説明する。最初に、本発明の対象とする鋼の基本成分範囲
の限定理由について述べるまずＣは、鋼の強度を向上させる有効な成分と
して添加するもので、0.02％未満では溶接構造用
鋼として必要な強度が得られず、また0.18％を超
える過剰の添加は、溶接割れ性などを著るしく低
下させるので、上限を0.18％とした。つぎにSiは、母材強度、溶鋼の予備脱酸などに
必要であるが、0.5％を超える過剰の添加はHAZ
に高炭素マルテンサイトを生成し、靭性を低下さ
せるため、上限を0.5％とした。またMnは、母材強度、靭性の確保とあわせ
て、複合体の外殻となるMnSの形成のため、0.4
％以上添加する必要があるが、溶接部靭性、割れ
性など許容できる範囲で上限を1.8％とした。一方、Ｐは、ミクロ偏析による溶接部靭性、割
れ性などの低下を防止する上から、極力低減すべ
きであり、上限を0.15％とした。つぎにAlは予備脱酸、母材の細粒化、固溶Ｎ
の固定などに必要な元素で、0.007％以上必要で
あるが、0.1％を超える過剰の添加は、鋼の清浄
度を著るしく低下させるので上限を0.1％とした。また、Ｓは本発明における重要な元素の１つで
あり、複合体の外殻となるMnSの形成には0.001
％以上必要であるが、0.005％を超える過剰の添
加は、複合体とは別途に粗大なＡ系介在物を形成
し、母材の延靭性の低下、異方性を招く上から避
けるべきであり、したがつて、上限を0.005％と
した。また、Ｂも、本発明における重要な元素の１つ
であり、大人熱溶接時のHAZ靭性に有害な粒界
フエライト、フエライト・サイドプレートの抑
制、BNの析出によるHAZ固溶Ｎの固定などから
0.0002％以上必要であるが、0.002％を超える過
剰の添加は、Fe₂₃CB₆Fの析出による靭性低下と
フリーＢによるHAZの硬化性の増加などを招く
ため、上限を0.002％とした。Ｎも、Ｓ，Ｂと同様に本発明における重要な元
素の１つであり、複合体の芯となるTi，Zr，Ta
窒化物の析出のため、ある一定量のＮの存在は必
要であるが、0.004％を超える過剰の添加は、マ
トリツクスの靭性低下、HAZにおける高炭素マ
ルテンサイトの生成促進などを招くため、上限を
0.004％とした。つぎに、Ti，Zr，Taは、複合体の芯となる窒
化物の形成に必要であり、１種または２種以上を
選択して添加するが、粒内フエライトの生成核と
して有効に機能するためには、それぞれの元素に
ついて0.003％以上必要であるが、おのおの0.02
％を超える過剰な添加は鋼の清浄度の低下を招く
ため、上限を0.02％とした。以上が本発明が対象とする鋼の基本成分である
が、(A)母材強度の上昇、および母材、HAZの靭
性向上の目的で、Ni，Cu，Cr，Mo，Nb，Ｖの
１種または２種以上、また(B)HAZの結晶粒粗大
化防止と母材の異方性の軽減の目的で、REM，
CaおよびMgの１種または２種以上、の(A)，(B)い
ずれか一方または両方を含有することができる。まず、(A)群の成分として、Niは母材強度・靭
性とHAZ靭性を同時に高める極めて有効な元素
であるが、2.0％を超える過剰な添加は、焼入性
の増加により、HAZにおける粒内フエライトの
形成が抑制されるため、上限を2.0％とした。つぎにCuは母材強度を高める割りに、HAZの
硬さ上昇が少なく有効な元素であるが、応力除去
焼鈍によるHAZの硬化性の増加など考慮して、
上限を1.0％とした。さらに、Nb，Ｖ，Cr，Moは、焼入性の向上
と析出硬化とにより母材強度を高め、また、適切
な製造プロセスを付することにより、母材の低温
靭性の向上も期待される。しかし、各成分の上限
値を超える過剰の添加は、HAZ靭性および硬化
性の観点から極めて有害となるため、Nb，Ｖ，
Cr，Moのそれぞれについて、上限を0.05％、0.1
％、1.0％、0.5％とした。また、(B)群の成分として、前述の通りHAZの
オーステナイト結晶粒粗大化防止のため、酸化物
および硫化物生成元素である原子番号57〜71のラ
ンタイノド系元素およびＹの１種または２種以上
から選ばれた希土類元素（REM）と、Caおよび
Mg，REM，Ca，Mgの三者のうち１種または２
種以上を添加することができる。これらの元素
は、酸化物、硫化物もしくは酸硫化物を形成さ
せ、HAZの結晶粒粗大化防止とあわせて、母材
の異方性の軽減のために添加される。しかし、こ
れらの元素の１種または２種以上の合計が0.005
％超となると、粒内フエライトの生成核となる
MnSの形成が困難になるため、上限を0.005％と
した。なお、とくに、REM，Ca，Mgの単独添
加では、おのおの上限を0.003％程度に抑えるこ
とが好ましい。さらに本発明の対象とする鋼は、そのCeqが
0.45％以下を満足することが必要である。この場
合のCeqは次式で算出される値で、0.45％を超え
ると焼入性の増大により、粒内フエライトの生成
を極めて困難にしHAZ靭性を低下せしめるとと
もに、溶接割れ感受性を著るしく増加せしめる。 Ceq（％）＝Ｃ（％）＋Si（％）／24＋Mn（％）／
６＋Ni（％）／40＋Cu（％）／40 ＋Cr（％）／５＋Mo（％）／４＋Ｖ（％）／
14 つぎに本発明の最大の特徴とする鋼の製造条件
について説明する。まず、第一に、鋼塊あるいは
鋳片の凝固後の冷却過程において、950〜700℃の
温度範囲を２℃／sec以下の速度で緩冷却するこ
とが必要である。溶接時の冷却過定において、
HAZに粒内フエライトを生成せしめるためには、
前述のごとく、鋼塊あるいは鋳片段階でTi，Zr，
Ta窒化物＋MnSの複合体を形成せしめることが
重要である。さらに、複合体が粒内フエライト核
として有効に機能するためには、少なくとも、そ
の粒子径が0.1μm以上であることが極めて重要で
あり、したがつて、100％凝固直後の1400℃〜
1000℃の温度範囲において、樹間に析出したTi，
Zr，Taの窒化物のまわりにMnSを析出させるた
めには、MnSが析出する950〜700℃の温度範囲
を２℃／sec以下の速度で緩冷却して、Ti，Zr，
Ta窒化物＋MnS複合体の粒子径を0.1μm以上の
大きさにすることが必要である。900℃超および
700℃未満では、たとえ緩冷却しても、Ti，Zr，
Ta窒化物のまわりにMnSは析出せず、また２
℃／sec超の急冷では、MnSがたとえ析出して
も、その量はわずかであり、粒子径を0.1μm以上
の大きさにすることはできない。第二に、鋼塊あるいは鋳片は、1150℃以上の温
度に５時間以上加熱保定することが必要である。
Ti，Zr，Ta窒化物＋MnS複合体は、前述のごと
く、凝固組織の樹間に形成される。この場合、樹
間はミクロ偏析により樹枝に比べてＣ，Mn，
Ｐ，その他の合金元素が濃化し、局所的に焼入性
を高めている。したがつて溶接時にミクロ偏析帯
からのフエライトの生成をより活発にするために
は、高温における均２処理により、合金元素をで
きるだけ拡散させ、ミクロ偏析帯の合金濃度を低
下させておくことが極めて重要である。その意味
から、1150℃未満では、特にMnなど置換型固溶
元素の拡散が不十分であり、また、1150℃以上に
おいても、５時間未満では同様に拡散が十分では
なく５時間以上の保定が上記合金元素の拡散に必
要である。なお、加熱温度・時間の上限は特に定
めないが、鋼塊、鋳片表層部の溶融、脱炭などの
見地から加熱温度は1400℃程度まで、また、加熱
時間は20時間程度までが実用的である。また、本発明法によつて得られる鋼材は、通常
圧延ままのもの、制御圧延をしたもの、さらに、
これに制御冷却と焼もどしを組合せたもの、およ
び、焼入れ・焼もどしまたは焼準および両者を組
合せたものであつても、効果は何ら影響を受けな
い。つぎに、本発明の効果を実施例によつて、さら
に具体的に述べる。（実施例）第１表は、試作鋼の化学成分であり、40キロ級
鋼から80キロ級鋼まで試作した。ここで、１〜１
７が本発明対象鋼、１８〜２８が比較材であり、
これらのうち、１〜７，１８は40キロ級鋼、８〜
１３，１９〜２２，２５〜２７は50キロ級鋼、１
４〜１７，２３，２４は60キロ級鋼、２８は80キ
ロ級鋼である。いずれの試作材も、圧延により３
mmの鋼板とし、それぞれ、Ｘ開先による両面一層
溶接を行なつた。溶接入熱は100kJ・cm^-1および
200kJ・cm^-1の２条件とし、第２図に試料採取位
置を示すように、鋼材５，５を溶接して溶接金属
１を形成させた後、切欠位置４を溶接ボンド部６
からHAZ２側へ２mm入つた所とし、シヤルピー
試験片３を採取した。なお、シヤルピー試験は、
−40℃，−60℃において実施した。第１表に、供試材の化学成分と製造条件を、第
２表にはHAZ靭性を示す。

【表】

【表】第２表から明らかなように、本発明対象材は比
較材に較べ、優れたHAZ靭性を有することがわ
かる。すなわち、40キロ級鋼のうち、本発明対象
材１〜７は鋼塊の950〜700℃における冷却速度が
1.0℃／sec、鋼塊の加熱・保定条件が1250℃×
10hで本発明の範囲内にあり、溶接入熱100kJ・
cm^-1，200kJ・cm^-1のいずれにおいても粒内フエ
ライトが90ケ／mm²以上の多数存在し、−40℃，−60
℃の再試験温度において、HAZ靭性は極めて優
れている。一方、比較材１８は鋼鬼の冷却条件が
本発明範囲外の15.0℃／secと速く、粒内フエラ
イトの生成が不十分で、その結果、100，
200kJ・cm^-1いずれの溶接条件の場合においても、
HAZ靭性はかなり低下する。50キロ級鋼のうち、
本発明対象材８〜１３は、40キロ級鋼と同様に、
冷却条件、加熱保定条件いずれも本発明の範囲内
にあり、いずれの入熱、いずれの試験温度におい
ても、HAZ靭性は優れている。一方、比較材に
おいて、１９，２２は加熱保定時間、２０，２１
は冷却速度において本発明の範囲外にあり、その
結果、本発明対象材に比べてHAZ靭性は著るし
く低下する。また、25〜27は成分構成が本発明範
囲外にあり、２５はREM過剰、２６はＢ不足、
２７はＳ不足により、本発明対象材に比べて
HAZ靭性は著るしく低下する。60キロ級鋼のう
ち本発明対象材１４〜１７は、40，50キロ級鋼と
同様に、冷却条件、加熱保定条件いずれも、本発
明の範囲内にあり、いずれの入熱、いずれの試験
温度においても、HAZ靭性は優れている。一方
比較材において、２３は加熱保定時間、２４は冷
却速度が本発明の範囲外にありその結果、発明鋼
に比べてHAZ靭性は低下する。最後に80キロ級
鋼については、鋼種２８に示す如く、Ceqを0.45
％以下で製造することは不可能であり冷却条件、
加熱保定条件が本発明範囲内にある場合でも、粒
内フエライトはほとんど生成せず、HAZ靭性は
極めて悪い。（発明の効果）以上の実施例からも明らかなごとく、本発明に
よれば、鋼材の溶接に際し低入熱から大入熱まで
各種の溶接施工を必要とする海洋構造物、船舶、
貯槽など大型溶接構造物等に使用し得る鋼を提供
することが可能となるものであり、産業上の効果
は、極めて顕著ものがある。

【図面の簡単な説明】

第１図は、各種のフエライト型態を示す模式
図、第２図は、衝撃試験片の採取位置を示す図で
ある。１……溶接金属、２……HAZ、３……衝撃試
験片、４……切欠位置、５……鋼材、６……ボン
ド部。

Claims

【特許請求の範囲】

１重量で、Ｃ：0.02〜0.18％、Si≦0.5％、
Mn：0.4〜1.8％、Ｐ≦0.015％、Al：0.007〜0.1
％、、Ｓ：0.001〜0.005％、Ｂ：0.0002〜0.003％、
Ｎ≦0.004％で、かつ、Ti：0.003〜0.02％、Zr：
0.003〜0.02％、Ta：0.003〜0.02％の１種または
２種以上を基本成分として含有し、またはこれ
に、さらに(A)Ni≦2.0％、Cu≦1.0％、Nb≦0.05
％、Ｖ≦0.1％、Cr≦0.5％、Mo≦0.5％、の１種
または２種以上、または(B)希土類元素、Ca、お
よびMgの１種又は２種以上を合計で0.005％以下
含有し、Ceq≦0.45％を満足し、残部Feおよび不
可避不純物からなる鋼を製造するにあたり、鋼塊
あるいは鋳片の凝固後の冷却過程において、950
〜700℃の温度範囲を２℃／sec以下の冷却速度で
緩冷却し、ついで、鋼塊あるいは鋳片を1150℃以
上の温度に５時間以上加熱保定することを特徴と
する溶接部靭性の優れた構造用鋼の製造方法。