JPS6123714A - 溶接熱影響部における低温靭性の優れた鋼の製造法 - 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） 本発明は溶接熱影響部（以下ＨＩＡｚという）における
低温靭性の優れた鋼の製造法に関するものである。

近年、経済性、安全性等の理由から溶接構造物（建築、
圧力容器、造船、ラインパイプなど）における高張力鋼
の使用は多岐にわたシ、溶接性高張力鋼の需要り鋼板２
条鋼、ライソノ９イゾ等として着実な増加を示している
。溶接構造物に使用される鋼は当然のことながら高強度
に加え、安全性。

作業性の面から、母材、溶接部の低温靭性と優れた溶接
性を併せもつことが要求される。

（従来の技術） 現在、溶接性高張力鋼のＨＡＺの靭性改善のため溶接時
のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、ＨＡＺ組織を微
細化するためにＴＩ窒化物（ＴＩＮ　）　ｔｌ−積極的
に利用する方法が広く行われている。（例えば特開昭５
０−３３９２０号公報参照）しかしながらこれらの対策
にもかかわらず）ＩＡＺの破面遷移温度はせいぜい一２
０℃程度である。

この原因は鋼中に微細に分散したＴｉＮが溶接溶融線近
傍の高温に加熱された領域では固溶し、この固溶Ｔｉ　
、ＮがＩ（ＡＺ靭性を劣化させているためである。

また、固溶Ｔｉは次のパスの溶接熱によ、９　ＴＩ　（
Ｃ，Ｎ）として再析出し：析出硬化によってＨＡＺ靭性
を著しく劣化させていることによる。

（発明が解決しようとする問題点） 本発明の目的はＴｉを添加せずＳｔ、Ｎ’ｉ徹底的に低
減することによシ、溶接熱影響部における低温靭性が優
れた高張力鋼を製造しようとするものである。

（問題点を解決するための手段） 本発明の要旨とするところは以下の通シである。

（１）　　Ｃ０．０１〜０．１５％、ｓｉｏ、ｉｏｓ以
下、Ｍｎ０．６〜２．２％、８０．００５％以下、Ａｌ
０．０８０チ、Ｎｂ０．００５〜０．１５％、Ｎ０．０
０２０チ以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物よ
りなる鋼片を加熱圧延の最終工程においてＡＣｓ　ｍ度
板上〜１２５０℃に加熱し、９５０℃以下の圧下量が５
０チ以上、かつ仕上温度が７００〜８５０℃となる゛よ
うに圧延を行ない、圧延終了後放冷もしくは５５０℃以
下の任意の温度まで冷却速度２〜ｂ 冷却し、その後放冷することを特徴とする溶接熱影響部
における低温靭性の優れた鋼の製造法。

（２）　　Ｃ０，０１〜０．１５％、Ｓｉ０．１０％以
下、Ｍｎ０．６〜２．２％、８０．００５％以下、Ａｌ
０．０８０　％、　　ｌＮｂ０．００５〜０．１５チ、
Ｎ０．００２０チ以下に加えて、Ｖｏ、０１〜０．１０
％、Ｍｅ　０．０５〜０．４０％、Ｃｒ０．０５〜１．
００％、Ｎｉ　０．０５〜４．００　％、Ｃｕ　０．０
５〜１．００　％、Ｃａ０．０００５〜０．００５チ、
ＲＥＭ　０．００３〜０．０３チの１種または２種以上
を含有させ、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片
を加熱圧延の最終工程においてＡＣ３淵度以上〜１２５
０℃に加熱し、９５０℃以下の圧下量が５０％以上、か
つ仕上温度が７００〜８５０℃となるように圧延を行な
い、圧延終了後放冷もしくは５５０℃以下の任意の温度
まで冷却速度２〜ｂ すること全特徴とする溶接熱影響部における低温靭性の
優れた鋼の製造法。

すなわち、本発明の特徴とするところは、（１）Ｔｉを
添加しないこと、（ｚ）ｓｉを０．１０％以下かりＮを
０．００２０％以下の極低ｓｉ　、極低Ｎとすることに
よＦ）、ＰＬｋＺ靭性を向上させることにある。

先に述べたように微量Ｔｉ添加（０，０１〜０．０３％
）は溶接溶融線近傍では固溶し、ＨＡＺ靭性に悪影響を
及ぼす。すなわち、ＴＩはＴＩＮとして微細分散するこ
とによシ、概ね１３５０〜１３００℃以下に加熱される
領域ではＨＡＺのオーステナイト粒を微細化するが、こ
れ以上に加熱される領域ではＴＩＮが固溶し、ＨＡＺ靭
性が劣化する。また、固溶ＴｉがＴｉ（Ｃ，Ｎ）として
再析出することによる析出硬化による劣化もおこる。そ
のためＴｉ利用による）［ＡＺ靭性改善には限界がある
。本発明者らは、Ｔｉを添加せずにｓｉを０．１０チ以
下かりＮを０．００２０チ以下、望ましくは０．００１
５％以下とすることによってＨＡＺ組織中の高炭素状島
状マルテンサイ）　ＣＭ”）あるいはペイナイ）（Ｂｕ
）が著しく減少し、ＨＡｚ靭性が著しく改善されること
を初めて見出した。

次に本発明の構成要件について説明する。

Ｃは、溶接性及び溶接部靭性改善のため０．０１〜０．
１５％に限定した。一般に小人熱溶接部は硬化しやすく
、各種の溶接割れが発生する。これを防ぐためには鋼の
硬化性を低めることが有効であシ、これは溶接部靭性の
改善にも効果的である。

このためＣ含有量の上限を０．１５　％とした。しかし
ながら、あまシにも極端なＣ含有量の低減は母材及び溶
接部の強度を低下させるため、下′限を０．０１％に限
定した。

ｓｉは前述のごと（ＨＡＺ靭性靭性対策上巳くない元素
であるため０．１０　％以下とした。本発明鋼において
は特にＨＡＺ靭性上０．１０　％以下とすることが必須
で極低Ｎとあいまって本発明鋼の特徴を最大限に発揮で
きる。現在の精錬技術では別は脱酸の目的に対しては添
加不要である。

Ｍｎは０．５チ未満では溶接部ＨＡＺ軟化が大きいこと
及び母材の強度靭性が劣化するため下限’ｉ　０．５チ
とした。一方Ｍｎが多過ぎると溶接性及びＨＡＺ靭性が
急激に低下するため、上限を２．２％とした。

不純物であるＳ’ｅ０．００５％以下に限定した理由は
、母材及び溶接部の吸収エネルギーを高めるためである
。本発明鋼では０．００２％以下とすることが特にＨＡ
Ｚ靭性上効果的である。

Ａｔは脱酸上、この種のキルド鋼に必然的に含有される
元素であるが、Ａｔｔｏｔａｌ　０．　Ｏ０５チ未満で
は脱酸が不十分となり、母材靭性が劣化するため下限を
０．００５％とした。一方Ａｔｔｏｔａｌが０．０８（
１を超えると）ＩＡＺの靭性が劣化するため上限を０．
０８０チとした。

Ｎｂは圧延組織の細粒化、焼入性向上と析出硬化のため
に含有させるもので、強度、靭性を共に向上させる重要
な元素であるが、０．００５チ未満では十分にその効果
が得られず、また０、１５チを超えると溶接性及び溶接
部靭性に有害であるためその範囲をｏ、ｏｏｓ〜０．１
５％に匍ｌ限した。

Ｎについては前述した通シの理由によｊＤ０．ｏ０２０
チ以下にする必要がある。

特許請求の範囲第２項に示した第２の発明においては、
第１項に示した第１の発明の鋼の成分にさらにＶ　０．
０１〜０．１０％、Ｍｏ　０．０５〜０．４０　％　、
Ｃｒ０．０５〜１．００％、Ｎｉ　０．０５〜４．００
％、Ｃｕ　０．０５〜１．０Ｏ１、Ｃａ　０．０００５
〜０．００５　％、ＲＥＭ　０．００３〜０．０３％の
１種または２種以上を含有させたものである。

■は、本発明鋼の圧延組織の細粒化と析出硬化のために
添旋するもので強度、靭性を共に向上させる元素である
。しかし、０．０１％未満では十分にその効果が得られ
ず、また溶接性及び溶接部ＨＡＺ靭件の点からその上限
を０．１θ％止した。

Ｍｏは本発明鋼の強度、靭性を向上させる元素であるが
、多きに失すると母材及び溶接部ＨＡＺ靭性、溶接性が
劣化するため、上限ｔ−０，４０％とし、下限は必要最
小量の０．０５　％とする。

Ｃｒは圧延組織のベイナイト化を促進し、強度。

靭性を向上させる他、耐環境腐食性を有し安価な元素で
ある。しかし多量に添加すると溶接部の硬化性を増大さ
せ、靭性及び耐割れ性の低下を招き好ましくない。そこ
で上限ｆ、１．　ＯＯ％とし、下限は添加による材質上
の効果が得られるだめの必要最小量とすることが望まし
く　０．０５　％である。

Ｎ１は溶接性に悪影響を与えるととなしに母材の強度、
靭性、溶接部ＨＡＺ靭性を向上させる極めて好ましい元
素であるが、０．０５チ未満では効果がな（，４，００
％を超えると悪影響が出るため上限を４．００チとした
。

Ｃｕ１ｊ、Ｎｉと同様の効果の他、耐環境腐食性に効果
がある。材質上の効果を得るために下限を０、０５　％
とする。しかし、１．０チを超えると、本発明の条件内
であっても鋼の熱間圧延中のＣｕ−クラック、ＨＡＺの
粒界割れが顕著になシ、製造は難しくなる。このため上
限を１．００　％とした。

ＲＥＭ　（希土類金属）、ＣｍはＭｎＳを球状化させ衝
撃値を向上させる他、制御圧［（ＣＲ）によって延伸化
したＭｎＳと水素による欠陥の発生を防止する。

ＲＥＭの含有量についてはｏ、ｏｏｉｓ未満であると実
用上効果がなく、また０、０５チを越えて添加するとＲ
ＥＭ　−ＳまたはＲＥＭ　−０−８が大量に生成して大
型介在物となシ、鋼板の靭性のみならず清浄度を損いか
つ溶接性に対し悪影響を及ぼす。またＲＥＶはＳとの相
関において靭性向上、安定化に効果があシ、コノ最適範
囲は（ＲＥＭ　％　）／（８％）　テ１〜２０である。

よって、ＲＩＭの範囲を０．００３〜０．０３％とした
。ＣａについてもＲＥＭと同様の効果をもちその有効範
囲はｏ、ｏｏｏｓ〜０．００５％である。特にＣｍ添加
は本発明鋼の如き高脚靭性鋼に極めて有効で６Ｃ１低Ｓ
化と共にＣａ添加が好ましい。この鋼は不純物としてＰ
をふくむ通常レベルはＰ＜０．０３０％であるが、特に
材質面への効果から、製造上可能な限シ低減することが
有効である。望ましい量は、ｐくｏ、ｏｔｏチでちる。

以上のように各成分を限定しても加熱圧延条件が不適当
であれば、ＨＡｚ靭性に匹敵する優れた母材強度、靭性
を得ることができない。このため加熱圧延条件も合せて
限定する。

この種の鋼の靭性はフェライト粒度依存性が強く、十分
に圧延組織を細粒化しなければ、十分な低温靭性を確保
することができない。このためにはまず加熱時のオース
テナイト粒を可及的に小さくしてやる必要があシ、加熱
湯度の上限を１２５０℃に限定した。またＡ　ｅ　ｓ温
度未満の加熱では、Ｎｂが固溶せず高強度が褥られない
ので、下限をＡ　ｃ　ｓ温度とした。

更に加熱時のオーステナイト粒をいかに細粒化しても単
に圧延しただけでは、高強度と優れた低温靭性をもった
鋼板を製造することは難しいので圧延冷却条件について
も制限を加える。

本発明では圧延条件として９５０℃以下の圧下量を５０
チ以上、かつ仕上温度が７００〜８５０℃となるように
圧延を行ない、圧延終了後放冷もしくは５５０℃以下任
意の温度まで冷却速度２〜ｂ 定した。

まず、９５０℃以下の圧下量が５０係以上であるとフェ
ライト粒が著しく細かくなｐ強度と靭性が大幅に向上す
る。しかし、圧下量が５０％未満であると高強度と優れ
た靭性を得ることがで龜ない。

一方、９５０℃以下の圧下量が５０チ以上であっても仕
上温度が８５０℃以上、７００℃未満であると、著しく
優れた強度と靭性をあわせもつ鋼板は製造できない。仕
上温度を７００〜８５０℃とすることによってフェライ
ト粒の細粒化は著しく促進され、強度、靭性の両方とも
向上させることができる。

また、圧延後の鋼は放冷のままでもよいが、圧延終了後
５５０℃以下任意の温度まで冷却速度２〜ｂ 靭性を損わずに強度を高めることができる。これによっ
て低炭素当量化が可能となシ、一層圧靭性向上に役立つ
。

実施例 次に本発明の実施例について述べる。

転炉〜連鋳工程で製造した種々の化学成分の鋼片を用い
、加熱、圧延、冷却条件の異なる板厚１４〜３２ＩＩｌ
ｌＩの鋼板を製造した。

表１−１及び表１−２に化学成分及び母材、溶接部の機
械的性質を示す。表中の鋼１〜６は本発明鋼であシ、鋼
７〜ｌＯは比較鋼である。

本発明鋼はナベて母材、溶接部が優れた特性を有してい
るのに対し、比較鋼は母材あるいは溶接部の特性が劣っ
ている。比較鋼中、鋼７は極低Ｓｉ化されているが、Ｎ
が高いため溶接部の靭性が劣っている。鋼８，９け母材
の強度、靭性は十分であるが、Ｓｌ、Ｎが高いため溶接
部靭性が悪い。鋼１０は極低Ｎ化されているがＳｉが高
いため溶接部靭性が悪い。

（発明の効果） 以上詳述した如く、本発明に従えばＴｉを添加すること
なしに、溶接熱影響部における低温靭性が著しく優れた
高張力鋼を製造することができるので産業界に稗益する
ところが極めて大である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ０．０１〜０、１５％、Ｓｉ０．１０％以下、
   Ｍｎ０．６〜２．２％、Ｓ０．００５％以下、Ａｌ０．
   ００５〜０．０８０％、Ｎｂ０．００５〜０．１５％、
   Ｎ０．００２０％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的
   不純物よりなる鋼片を加熱圧延の最終工程においてＡｃ
   ＿３温度以上〜１２５０℃に加熱し、９５０℃以下の圧
   下量が５０％以上、かつ仕上温度が７００〜８５０℃と
   なるように圧延を行ない、圧延終了後放冷もしくは５５
   ０℃以下の任意の温度まで冷却速度２〜４０℃／秒で加
   速冷却し、その後放冷することを特徴とする溶接熱影響
   部における低温靭性の優れた鋼の製造法。
2. （２）Ｃ０．０１〜０．１５％、Ｓｉ０．１０％以下、
   Ｍｎ０．６〜２．２％、Ｓ０．００５％以下、Ａｌ０．
   ００５〜０．０８０％、Ｎｂ０．００５〜０．１５％、
   Ｎ０．００２０％以下に加えて、Ｖ０．０１〜０．１０
   ％、Ｍｏ０．０５〜０．４０％、Ｃｒ０．０５〜１．０
   ０％、Ｎｉ０．０５〜４．００％、Ｃｕ０．０５〜１．
   ００％、Ｃａ０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ０．
   ００３〜０．０３％の１種または２種以上を含有させ、
   残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼片を加熱圧延の
   最終工程においてＡｃ＿３温度以上〜１２５０℃に加熱
   し、９５０℃以下の圧下量が５０％以上、かつ仕上温度
   が７００〜８５０℃となるように圧延を行ない、圧延終
   了後放冷もしくは５５０℃以下の任意の温度まで冷却速
   度２〜４０℃／秒で加速冷却し、その後放冷することを
   特徴とする溶接熱影響部における低温靭性の優れた鋼の
   製造法。