JPH02267220A - 低温靭性の優れたフラッシュバッド溶接用鋼板の製造方法 - 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） 本発明はとくにフラッシュバット溶接（ＦＢＷ）に適し
た鋼の製造法に関するものである。

（従来の技術） 最近、溶接施工能率向上の観点からＦＢＷを大規模なス
ケール（例えばラインパイプ）で適用する例が急速に増
加しつつある。しかしＦＢＷに適した鋼の開発は殆どな
されておらず、接合部の低温靭性確保が大きな問題とな
っている。

これは、ＦＢＷにおいては鋼そのもの（母材）を溶融・
凝固して接合するため接合部の成分調整（組織制御）が
困難であることによる。今日まで溶接熱影響部（ＨＡＺ
）に関しては低温靭性を改善した鋼が数多く開発されて
いるが、これらの鋼ではＦＢＷ部の靭性を改善すること
は不可能である。

例えば、ＴｉＮなど高温でも比較的に安定な窒化物を鋼
中に微細に分散させ、これによってＨＡＺのオーステナ
イト（γ）粒の粗大化を抑制する技術が開発されている
が、鋼が溶融する接合部では、ＴｉＮも完全に溶解し、
全く役に立たない。

これに対してＴＩ酸化物（主としてＴ　ｌ　２０ｓ　）
を微細分散させた鋼（特願昭８３−１７０９９８号）は
溶融線近傍でもＨＡＺ組織を小さくすることができ、Ｔ
ｉＮ鋼に比較して優れた低温靭性が得られる。

しかし、この鋼もＦＢＷを意図して開発されたものでな
く、ＦＢＷ接合部の組織制御には十分ではない。従来鋼
においては、ＦＢＷ部の靭性が０℃でもシャルピー吸収
エネルギーで１ｋｇ−ｍ以下と極めて悪く、靭性確保の
ためのＦＢＷ後の熱処理が必要等、溶接施工能率上大き
な問題となっていることから、新知見に基く新しい鋼の
開発が強く望まれている。

（発明が解決しようとする課題） 本発明はＦＢＷに適した鋼を安価に製造する技術を提供
するものである。本発明法で製造した鋼は溶接部（接合
部、熱影響部）の組織が微細化し、後熱処理なしでも全
域で優れた低温靭性を示す。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、重量％で、Ｃ：　０．０３〜０，１０
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．４〜２．０％、Ｐ
　：０．０２５％以下、Ｓ　：０．００５％以下、Ａｌ
　：０．００４％以下、Ｎ　：　０．００１０〜０．０
０３５％、Ｏ：　０．００１５〜０．００５０％、Ｎ　
ｂ：ｏ、０３〜ｏ、ｏａ％で、Ｔ　ｉ＋０．００５〜０
．０２５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％のいずれ
か一方又は　両方で０．００５≦ＴＩ　＋Ｚｒ≦０．０
２５％とし、残部が鉄および不可避的不純物からなる実
質的にＡｉ）を含有しない鋼、あるいはこの鋼にさらに
Ｖ　：０．００５〜ｏ、ｏａｏ％、Ｎ　ｉ：０．０５〜
２．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｃｒ：０．０５
〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｂ　：　０
．０００３〜０．００１５％、Ｃａ：０．０００５〜０
．００５％のうちいずれか１種または２種以上を含有さ
せ、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、こ
れを１２５０℃以下の温度で再加熱後、鋼を製造するこ
とにある。

（作　　用） 発明者らの研究によれば、ＦＢＷ接合部の靭性は、１）
鋼の化学成分、２）組ｔａ（結晶粒の大きさと硬化相の
分布状！りに大きく依存し、鋼成分の適正化とこれによ
る結晶粒の微細化が高靭性化に不可欠であると考えられ
た。

そこで鋼中にＴｉないしはＺｒ酸化物、あるいはＴｌ−
Ｚｒの複合酸化物を微細に分散させ、これによって組織
を微細化する新しい方法を発明した。

ＦＢＷ接合部では鋼は溶融するので、これらの酸化物で
さえも溶解してしまうが、凝固冷却中に再析出する。そ
してγ−α変態時にγ粒内に再析出したＴ　ｉ　　ＯＺ
　ｒ　Ｏ２、あるいは（Ｔｉ゜２　３　′ Ｚ「）０を核として、放射状に微細なアシキュラーフェ
ライト（ＡＦ）が生成するので、接合部の組織は著しく
微細化する。

さらに、これらの酸化物は溶融線近傍の高温に加熱され
る領域（粗粒域ＨＡＺ）では溶解せずに安定であり、こ
の領域でも組織の微細化に効果を発揮する。その結果、
接合部は全域にわたって微細化し、極めて優れた低温靭
性が得られる。

上記のようにＴｉないしはＺ「の添加は、高温でも安定
で、かつ溶融部においても凝固過程で再析出するＴｌ、
Ｚｒの単独あるいは複合酸化物による組織微細化を実現
する上で必須であるが、その適正添加量には注意を要す
る。

すなわち、有効な酸化物の生成を確保するための下限値
として０．００５％以上のＴｉないしはＺｒの添加が必
須である（０．００５％≦Ｔｔ＋Ｚｒ）。また、Ｔｉあ
るいはＺｒの適量添加はＴＩＣあるいはＺｒＣの生成を
助長し靭性の劣化を引き起こすため、その上限値の規制
が必要である。発明者らの研究によれば、靭性の劣化を
招かない”ｒｔ、ｚｒの単独あるいは複合添加の上限量
は０．０２５％であり、ＴＩ　＋Ｚｒ≦０．０２５％と
した。

なお、ＴＩ、Ｚｒの添加によって、上記の酸化物の生成
による接合部の組織微細化以外に、窒化物（ＴｉＮある
いはＺｒＮ）の生成によるＨＡＺ亜粗粒域（１３５０℃
以下に加熱されたＨＡＺ）のγ粒の粗大化抑制効果も期
待できる。

そのためには、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｏ，Ｎのバランスを適正に
確保することが必要である。

Ｎ、Ｏｊｌについては酸化物としての’ｒｉ２ｏ３゜Ｚ
　ｒＯ２，（Ｔｉ．Ｚｒ）０あるいは窒化物としてのＴ
ｉＮ、ＺｒＮの生成を確保するため、下限値をそれぞれ
Ｎ≧０．００１０％、０≧０．００１５％とする必要が
ある。また、Ｎの上限は固溶Ｎによる靭性の劣化を防止
するためにＮ≦０．００３５％に、０の上限は非金属介
在物の生成による鋼の清浄度、靭性の劣化を防止するた
めＯ≦０．００５０％とした。

しかしながら、たとえＴＩ　、Ｚｒ、Ｎ、Ｏｉを適正に
制御し、鋼中にＴｉ．Ｚｒ酸化物あるいは窒化物を微細
に分散させても、基本成分が適当でないと優れた靭性は
得られない。

以下、この点について説明する。

Ｃの下限０．０３％は、母材および溶接部の強度の確保
ならびにＮｂ、Ｖなどの添加時に、これらの効果を発揮
させるための最小量である。しかしＣ量が多すぎると、
接合部の低温靭性に悪影響をおよぼすだけでなく母材靭
性、溶接性をも劣化させるので、上限を０．１０％とし
た。Ｃｆｆ１が多いと接合部に島状マルテンサイト（Ｍ
ｎ）　、疑似パーライト（Ｐ′）が生成して低温靭性を
著しく劣化させる。

Ｓｌは脱酸上、鋼に含まれる元素であるが、多く添加す
ると溶接性、接合部の靭性が劣化するため、上限を０．
５％に限定した。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分可能であ
り、Ｍｎの生成を防止して靭性を改善する観点から０．
１５％以下が望ましい。

Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素である。

ＦＢＷ接合部の靭性を改善するためには、γ粒界に生成
する粗大な初析フェライトを防止する必要があり、Ｍｎ
添加はこれを抑制する効果がある。

ＦＢＷ接合部の（溶接後の）冷速は比較的遅く、初析フ
ェライトの生成を防止し、ＡＦの生成を促進するための
Ｍｎの下限値は１．５％である。しかし、Ｍｎ量が多す
ぎると焼入性が増加して溶接性、接合部の靭性を劣化さ
せるだけでなく、スラブの中心偏析を助長するので上限
を２．０％とした。

本発明鋼において不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０
２５％以下、０．００５％以下とした理由は、母材、接
合部の低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量
の低減は、接合部における粒界破壊傾向を減少させ、５
ｆｆｉの低減は粒界フェライトの生成を抑制する傾向が
ある。最も好ましいＰ、Ｓｌは、それぞれ０．０１０％
、　０．００２０％以下である。

ＡＪは、一般に脱酸上鋼中に含まれる元素であるが、本
発明鋼では好ましくない元素であり、その上限を０．０
０４％とした。これはＡ、ＩＪが鋼中に含まれていると
酸素と結合してＴｉ２Ｏ３゜Ｔ　Ｚ　ｒ　Ｏ２あるいは
ＴＩ、Ｚｒの複合酸化物ができないためである。脱酸は
Ｔｉ．Ｚｒだけでも可能である、本発明においては１１
量は少ないほど良く、０．００２％以下が望ましい。

Ｎｂは本発明鋼において重要な元素であり、高強度鋼に
おいてはＮｂを添加することなく優れた接合部の靭性を
得ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に生成するフェラ
イトを抑制し、Ｔｉ２Ｏ３゜Ｚ　ｒ　Ｏ２あるいはＴＩ
、Ｚｒの複合酸化物を核とする微細なＡＦの生成を促進
する働きがある。

ＦＢＷにおいて、この効果を得るためには最低０．０３
％のＮｂ添加が必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多
すぎると、逆に微細なＡＦの生成を妨げるのでその上限
を０．０６％とした。

つぎに、Ｖ、Ｎｉ　、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ。

Ｃａを添加する理由について説明する。

基本となる成分にさらに、これらの元素を添加する主た
る目的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度
、靭性などの特性の向上をはかるためである。したがっ
て、その添加量は自ら制限されるべき性質のものである
。

ＶはＮｂとほぼ同じ効果をもつ元素であるが、０．００
５％以下では効果が少なく、上限は０．０６０％まで許
容できる。

Ｎｉは溶接性、接合部靭性に悪影響をおよぼすことなく
、母材の強度、靭性を向上させるが、２．０％を超える
と溶接性に好ましくないため上限を２，０％とした。

ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果とともに耐食性、耐水素誘
起割れ性などにも効果があるが、１，０％を超えると熱
間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造困難となる。

このため上限を１．０％とした。

Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、多すぎると溶接
性や接合部靭性を劣化させる。その上限は１．０％であ
る。

Ｍｏは母材の強度、靭性をともに向上させる元素である
が、多すぎるとＣｒと同様に母材、接合部の靭性、溶接
性の劣化を招き好ましくない。その上限は０，４０％で
ある。

なお、Ｃｒ、Ｍｏの添加量の下限は、材質上の効果が得
られるための最小量とすべきで、いずれも０．０５％で
ある。

Ｂは焼入性を増大させ強度を増加させる元素である。接
合部のγ粒界に偏析した固溶Ｂはフェライトの生成を抑
制し、Ｔｌ２Ｏ３，ＺｒＯ２あるいはＴｌ、Ｚｒの複合
酸化物からの微細なＡＦの生成を助ける。また、Ｎと結
合したＢＮはフェライト発生核としての作用をもちＨＡ
Ｚ組織を微細化する。

このようなりの効果を得るためには、最低０．０００３
％のＢ量が必要である。しかし、Ｂｆｌが多すぎるとＦ
ｅ　　（ＣＢ）ｅなどの粗大な析出物がγ粒界に析出し
て低温靭性を劣化させる。このためＢ量の上限を０．０
０１５％に制限する必要がある。

Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向
上（シャルピー吸収エネルギーを増加）させるほか、耐
水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかし、Ｃ
ａ量０．０００５％以下では実用上効果がなく、また０
、００５％を超えて添加するとＣａｂ、ＣａＳが多量に
生成して大型介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度
も害し、また溶接性にも悪影響を与える。このため添加
量を０．０００５〜０．００５％に制限した。

鋼の成分を上記のように限定しても、製造法が適切でな
ければ溶接前の鋼中に微細なＴ　ｌ　２０３゜Ｚ　ｒ　
０２あるいはＴＩ、Ｚｒの複合酸化物を分散させること
は出来ない。このため製造条件についても限定する必要
がある。まず、この鋼は連続鋳造法で製造することが必
須である。この理由は、連続鋳造法では溶鋼の凝固速度
が速くスラブ中に微細なＴ　ｉＯＺ　ｒ　Ｏ２あるいは
Ｔｉ、Ｚｒ２　３　′ の複合酸化物が多量に得られるためである。

大型鋼塊による造塊−分塊法では、Ｔｉ２Ｏ３゜Ｚ「０
２あるいはＴＩ、Ｚｒの複合酸化物をスラブ中に微細に
分散させることは難しい。連続鋳造法の場合、スラブ厚
によって冷却速度が異なるが、接合部靭性の観点からそ
の厚みは３５０１以下が望ましい。

さらにスラブの再加熱温度を１２５０℃以下とする必要
がある。これ以上の温度で再加熱するとＴｆＮ、ＺｒＮ
が粗大化して、溶接前の胴中に微細なＴｉＮ、ＺｒＮが
なくなり、接合部の境界やＨＡ　Ｚにおける組織の微細
が不可能になるためである。また、再加熱温度の下限値
は特に規定しないが、ｔｏｏｏ℃以上とすることが好ま
しい。

なお、本発明においＣは、スラブの再加熱は必ずしも実
施する必要はなく、通常スラブあるいは薄スラブ（スラ
ブ厚み１００■以下）からのホットチャージ圧延あるい
はダイレクト圧延を行なっても全く問題ない。

本発明ではスラブ再加熱後の圧延法などについてはとく
に限定しないが、いわゆる加工熱処理や焼入焼戻、焼な
らし処理が母材の強度、靭性を確保する上で適切である
。これは、たとえ優れた接合部靭性が得られても母材の
靭性が劣っていると鋼材としては不十分なためである。

母材の低温靭性を優れたものとするには鋼の結晶粒を微
細化する必要がある。加工熱処理の方法としては、ｌ）
制御圧延、２）制御圧延−加速冷却、３）圧延直接焼入
−焼戻などが挙げられるが、最も好ましいのは制御圧延
と加速冷却の組合せである。

なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的でＡ　ｃ　１
変態点以下の温度に再加熱しても本発明の特徴を損なう
ものではない。

さらに木屑はＦＢＷままで優れた低温靭性を得ることを
目的とした鋼であるが、ＦＢＷ後の熱処理は従来鋼と同
様行なうことについては全く問題ない。

本発明は厚板ミルに適用することが最も好ましいが、ホ
ットコイル、形鋼、線材などにも適用可能である。また
、この方法で製造した厚鋼板は圧力容器、海洋構造物、
ラインパイプなと厳しい環境下で使用される溶接鋼構造
物に用いることができる。

（実　施　例） 転炉一連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板を製造
し、フラッシュバット溶接して接合部の靭性を２ｍｍＶ
ノツチシャルピー試験によって調査した。

試験片はｌ／２　を位置から採取し、ノツチ位置は接合
部の中心とした。表１、表２に実施例を示す。

ｍ２−８は選択元素をｌａ、ｍ９〜３３ハ２ＰＨＪ上含
む実施例を示しており、本発明鋼で製造した鋼板（本発
明鋼）は全て良好な母材特性および接合部靭性を有する
。

本発明法によらない比較鋼３４ではＡｇが０．００１０
％と高いため、ＴＩ、Ｚｒ系酸化物の生成が不十分でＦ
ＢＷ接合部の靭性が悪い。比較鋼３５ではＭｎ、Ｎｂ量
が低く、また比較鋼３６ではＴＩ。

ＺｒｇＳ加量が過剰なため靭性が悪い。比較鋼３７゜３
８は成分は適正であるが、前者は造塊法であること、ま
た後者は加熱温度が１３００℃と高すぎることによりＦ
ＢＷ接合部の靭性が劣る。

（発明の効果） 本発明により、母材はもとよりフラッシュバット溶接の
接合部の全域において優れた低温靭性を有する鋼を大量
、かつ安価に製造することが可能になった。その結果、
ラインパイプあるいは溶接構造物の施工能率が著しく向
上するとともに、その安全性を大きく向上させることが
できた。

−１１，３−

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：１．４〜２．０％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．００５０％以下、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ：０．００１０〜０．００３５％、 Ｏ：０．００１５〜０．００５０％、 Ｎｂ：０．０３〜０．０６％、 かつ、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％ のいずれか又は両方を０．００５≦Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．０
   ２５％を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる実
   質Ａｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし
   、これを１２５０℃以下の温度で再加熱後、鋼板を製造
   することを特徴とする低温靭性の優れたフラッシュバッ
   ト溶接用鋼板の製造方法。 ２、重量％で Ｖ：０．００５〜０．０６０％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００１５％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 のうちいずれか１種又は２種以上を更に含有させ、残部
   Ｆｅ及び不可避的不純物からなる実質Ａｌを含有しない
   鋼である請求項１記載の低温靭性に優れたフラッシュバ
   ット溶接用鋼板の製造方法。