JPS63149354A - 大入熱溶接用高張力鋼板およびその製法 - 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、溶接部靭性のすぐれた大入熱溶接用高張力鋼
板、特にＴｉＮおよびＺｒＮを均一に分散析出させて成
る大人熱溶接用高張力鋼板およびその製法に間する。

（従来の技術） 従来の高張力鋼板（降伏点３６ｋｇｆ／ｍｏｂ２以上）
は大入熱溶接部（溶接入熱量１００ｋＪ／ｃｍ以上）の
靭性を改善するために以下のような対策を行ってきたｑ
Φ銅鋼中Ｎ含有量を３０ρρ−以下というふうに極力低
減し、これに微量のＴｉおよびＢを含有させることによ
り、靭性に有害な固溶ＮＭの低減を図り、かつＴｉＮお
よびＢＮの析出物を核としてミクロ組織の微細化を図っ
た低Ｎ　−Ｔｉ−Ｂ鋼〔「鉄とｔａｌＪ　Ｖｏｌ、６８
’　（１９８２）　５６３８〜５６３９）　−■Ｃｅな
どの希土類元素（ＲＥ？Ｉ）とＢとを含有することによ
り、ＲＥＭ介在物を起点として析出したＢＮを核として
ミクロ組織の微細化を図ったＲＥＭ　−Ｂ鋼Ｃ「鉄と綱
Ｊ　Ｖｏｌ、６３（１９７７）　９９．３０３〜３１２
）　。

■Ｔｉ添加鋼においてｓｏｌ、Ｍ量を低減させることに
より酸素を増加させて析出したＴｉＯを核としてミクロ
組織の微細化を図った低ＡＱ−ＴｉｗＪ（ｒ鉄と鋼Ｊ　
Ｖｏｌ、７２（１９８６）　５６２５〜５６２７）。

（発明が解決しようとする問題点） しかし、構造物の大型化に伴って使用鋼材は肉厚が増加
する傾向にある。これに伴って、溶接入熱量が増加する
傾向にあり、５００ｋＪ／ｃｎ＋程度までの溶接部での
靭性確保が要求されつつある。

さらに、構造物の運転環境の寒冷地化に伴って、靭性要
求温度は低温化の傾向にあり、−７０℃程度までの要求
がされつつある。

すなわち、最近の最も苛酷な要求である溶接入熱量５０
０ｋＪ／ｃ＋ｍの溶接部でｖＥ−１６≧３．５ｋｇｆ−
ｒａを満足することは上述の対策では不可能である。

かくして、本発明の目的は、溶接入熱！５００ｋＪ／ｃ
ｍの溶接部でｖＥ−ｑ。≧３．５ｋｇｆ−ｒｅを満足す
る大人熱溶接用高張力鋼板を提供することである。

（問題点を解決するための手段） 本発明者らは、上述の目的を達成する手段として高温加
熱部において安定に存在するＺｒＮを核としたミクロＭ
ｉ織の微細化に着目した。

一連の実験、研究を続けたところ、ＴｉＮ　、　ＺｒＮ
の共存下において初めて溶接入熱量１００ｋＪ／ｃｎ＋
以上という大入熱溶接による溶接部靭性が著しく改善さ
れたことを知り、本発明を完成した。

ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％
、Ｍｎ：　０．７０〜１．６％、Ｐ　：０．０１５％以
下、ｓ　：０．０１％以下、Ｓ０１．八Ｑ：０−００１
〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ
：０．００５〜０．０１５％、Ｎ　：０．００３〜０．
００８％、 さらに、所望により、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．
０％以下、Ｖ：０．０４％以下、Ｎｂ：０．０３　％以
下、およびＣａ：０．００４％以下の少なくとも１種、
Ｆｅおよび付随不純物：残部 かつ Ｔｉ　　　　Ｚｒ □＋□ １４．０ Ｃｅｑ　＝０．３６％以下 である組成を有することを特徴とする、溶接入熱１）０
０〜５００ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ｖＥ−、ａ）が
３．５ｋｇｆ一層以上、降伏点３６ｋｇｆ／ａｍ”以上
の大入熱溶接用高張力鋼板である。

ただし、 Ｓｔ　　Ｍｎ　　Ｃｕ　　Ｎｉ　　Ｃｒ　　Ｍｏ　　Ｖ
Ｃｅｑ　　＝Ｃ＋−＋−十−＋−＋−＋−＋　−さらに
、別の面からは、本発明は、上記組成を有する鋼を、９
００℃〜１２００℃の温度域に加熱した後、熱間圧延に
よって８００℃以上の温度で所定の板厚とし、次いで、
直ちに水冷によって室温にまで急冷し、その後２００〜
４５０℃の温度域で焼戻しを行うことから成る、溶接入
熱量１００〜５００ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ｖＥ　
−ｙ。）が３．５ｋｇｆ−ｍ以上を満足することを特徴
とする、降伏点３６ｋｇｆ／ｌ１ｌｓ”以上の大入熱溶
接用高張力鋼板の製法である。

かかる本発明による製法によれば、ＴｉＮおよびＺｒＮ
は均一に分散析出し、母材の機械的特性の改善、特に強
度および靭性の改善は著しい、溶接部に関しては加工履
歴は消失し、もともと含有されているＴｉおよびＺｒの
窒化物の均一分散析出が影響するが、その余の部分に関
しては鋼板製造段階でのＴｔＮ、ＺｒＮの均一分散析出
が影響するのである。

（作用） 本発明の化学的組成範囲および加工条件を上述のように
限定した理由について以下詳述する。

Ｃ：母材の強度（降伏点が３６ｋｇｆ／ａｍ２以上）を
確保するため０．０３％以上が必要であり、０．１２％
を超えると溶接部の靭性が劣化する。

Ｓｉ：鋼のＲ酸と母材の強度確保のため０．０５％以上
が必要であるが、０．４％を超えると溶接部の靭性が劣
化する。

Ｍｎ：母材の強度を確保するため０．７％以上が必要で
あるが、１．６％を超えると溶接部の靭性が劣化する。

Ｐ；Ｐは凝固時に偏析しやすい元素であり、Ｐの偏析等
が溶接部を硬化させて靭性劣化の原因となるため、その
含有量が低いほど望ましい０本発明の鋼板において溶接
部の靭性を確保するためにはＯ，０１５％以下とするこ
とが必要である。

好ましくは０．０１％以下である。

ＳＯ３は鋼中ではＭｎＳ等の介在物となって、靭性、延
性を劣化させるため、０．０１％以下にすることが必要
である。

ｓｏｌ、ＩＶｌ：　ｓｏｌ、ＡＱは鋼の脱酸作用を有す
るとともに、ＭＮとして析出してオーステナイト粒の微
細化による母材靭性改善作用を有しており、かかる作用
効果を得るために、ｏ、ｏｏｔ％以上のｓｏｌ、Ｍが必
要である。しかし、過剰のｓｏｌ、Ａｌ１は母材および
溶接部の靭性を劣化させるため０．０５％以下とするこ
とが必要である。

Ｔｉ：　ＴｉはＴｉＮを析出させて、溶接部のＭｉ織機
微細化もたらし、溶接部の靭性を改善する。この効果を
得るためには、ｏ、ｏｏｓ％以上が必要であるが、０．
０２％を超えると、母材および溶接部の靭性を低下させ
る。好ましくは、０．０１〜０．０１５％である。

Ｚｒ：　Ｚｒは１）と同様にＺｒＮを析出させて、溶接
部の＆［ｌ機微細化をもらし、溶接部の靭性を改善する
。

この効果を得るためには、０．００５％以上が必要であ
るが、０．０１５％を超えると、母材および溶接部の靭
性を低下させる。好ましくは０．００７〜０．０１２％
である。

ただし、 □　の比が０．４１未満では １４．０ ＴｉＮおよびＺｒＮの析出物の数が少なく、上記の効果
が得られない。

また、１．０を超えるとＴｉＣおよびＺｒＣを析出して
溶接部の靭性が劣化する。そこで０．４〜１．０の範囲
とすることが必要である。更に好ましくは０．５〜０．
８である。

ここで、ＴｉとＺｒを同時に添加する理由は次のとおり
である。

ＴｉＮおよびＺｒＮは溶接時の高温加熱におけるオース
テナイト粒の粗大化抑制およびその後の冷却時のフェラ
イト変態における核としての働きによる１）１ｍｍ細化
の二つの効果により最終のミクロ組織を微細化して靭性
を改善する。

しかし、ＴｉＮおよびＺｒＮには各々長所と短所がある
。すなわち、ＴｉＮはＺｒＮに比べて微細に均一分散し
やすく、細粒化の効果が大きい長所を有している。ただ
し、１３５０　’Ｃを超えるとＴｉＮは再溶解して微細
化効果が低下する。これに対してＺｒＮは１４５０℃程
度まで安定に存在するため、ＴｉＮが再溶解するような
高温加熱部（１３５０〜１４５［Ｃ）の微細化に有効で
ある。ただし、ＺｒＮはＴｉＮに比べて微細に均一分散
しにくいため、１３５０’Ｃ以下に加熱された部分の細
粒化に対してはＴｉＮに比べてその効果が少ない。

そこで本発明ではＴｉＮとＺｒＮの各々の特色を生かし
た複合添加による相乗効果を利用しようとするものであ
る。

Ｎ：Ｎは固溶状態で鋼中に存在した場合、溶接部の靭性
を劣化させるためできるだけ低い方が望ましい、しかし
、大入熱溶接部は固溶Ｎｆｉの低減だけでは十分な靭性
が得られず、組織の微細化を行うことが良好な靭性を得
るためには不可欠である。

すでに述べたように、本発明にあって、溶接部の組織の
微細化は、ＴｉＮおよびＺｒＮの均一な分散析出によっ
てもたらされるものであり、ＴｔおよびＺｒと結合する
Ｎの量を最適量に制御することが必要である。すなわち
、本発明において、大入熱溶接部の靭性改善に有効な量
のＴｉＮおよびＺｒＮを確保するためには、Ｎは０．０
０３％以上が必要である。しかし、Ｎが０．００８％を
超えると固溶Ｎ量が増加して溶接部の靭性が劣化する。

そこで、Ｎ量は０．００３〜０．００８％とした。

上述のＩ１）＆Ｉｌ成に、所望により、下記の成分を少
なくとも１種更に添加することにより、母材の強度と靭
性および溶接部の靭性を安定化することができる。

Ｃｕ：　Ｃｕは溶接部の靭性を劣化させることなく母材
の強度を上昇させる効果を有するため、その添加が母材
の強度の安定化に有効である。しかし、０．５％を超え
ると、熱間延性を低下させ、溶接時の高温割れ感受性を
高める。

Ｎｉ二Ｎｉは１．０％までは溶接部の靭性を劣化させる
ことなく母材の強度および靭性を上昇させるため、その
添加は母材の強度と靭性の安定化に有効である。しかし
、１．０％を超えると、溶接部の靭性が劣化する。

ｖ：ｖは母材の強度上昇に有効である。しかし、０．０
４％を超えると溶接部の靭性が劣化する。

Ｎｂ：　Ｎｂは母材の強度および靭性の上昇に有効であ
る。しかし、０．０３％を趙えると溶接部の靭性が劣化
する。

Ｃａ：　Ｃａは硫化物を球状化して母材の機械的性質の
異方性を減少させる効果を存すると共に、Ｃａ（０、Ｓ
）として鋼中に均一に分散させることによって溶接部の
＆ＩＮ織を微細化して靭性を改善する。しかし、０．０
０４％を超えると、その効果が飽和すると同時に、鋼の
清浄度を劣化させる。

本発明では、以上のように化学成分に制限を加えると共
に、更にＣｅｑの制限を加える。すなわち、以上の化学
成分の限定を行っても、大入熱溶接部は低温靭性（シＥ
−？。）を安定して３．５ｋｇｆ−僧以上とすることは
できず、Ｃｅｑを０．３６％以下とすることによっては
じめてこの低温靭性３．５ｋｇｆ−一以上の条件が満足
される。

圧延加熱温度ニ オーステナイト中に炭化物を均一に固溶させるために、
９００℃以上に加熱することが必要であるが、１２００
℃を超えて加熱するとオーステナイト粒が粗大化し、圧
延、再結晶によっても十分に微細化されず、母材の靭性
が劣化する場合がある。好ましくはこの加熱温度は９５
０〜１）５０℃である。

圧延仕上温度および圧延後の冷却： 本発明の鋼は大入熱溶接部の靭性を確保するためにＣｅ
ｑを低く制限しており、母材の強度を確保するためには
圧延後の冷却速度を速くすることが必要である。

したがって、圧延終了後直ちに水冷を行って室温まで急
冷することが必要である。さらに、水冷における冷却速
度を確保するためには、圧延仕上温度を８００℃以上と
することが必要である。一般にはこの仕上げ温度は８２
０℃以上である。

焼戻し処理： 水冷ままの鋼板は歪みが多いため降伏点および靭性が低
い、２００℃以上の温度で焼戻しを行うことにより、降
伏点および靭性が向上する。しかし、４５０℃を超えた
温度で焼戻しを行うと引張強さが著しく低下する。好ま
しくは３００〜４００℃で焼戻し処理を行う。

かくして、本発明によれば、大人熱溶接に際して溶接部
の凝固過程においてＴｉＮ、ＺｒＮの均一分散析出が行
われ、溶接部の組織は微細に分割され靭性の改善効果が
見られ、溶接入熱量１００〜５００ｋＪ／ｃｍの溶接部
の靭性（ｖＥ　−ｔｏ）が３．５ｋｇｆ−ｍ以上および
降伏点３６ｋｇｆ／＋ｍｍ”以上を満足する。一方、溶
接部以外の母材部分には、その好適Ｇ様によれば、予め
鋼板製造段階でＴｉＮ、ＺｒＮの均一分散析出が行われ
ており、同様の所要靭性、強度は確保されている。

次に、本発明の効果を実施例により例示する。

なお、本明細書において、実施例を含めて「％」は特に
指定のない限り、「重量％」である。

実施例 第１表に示した化学組成を有する鋼塊（Ａ−Ｔ）を、熱
間鍛造によって、板厚１５０ｓ＋ｍのスラブとした後、
第２表に示した条件で板厚３５ＩＩ１）の鋼板を製造し
た。

母材の機械的性質は、鋼板の板厚中心部、圧延直角方向
よりＪＩＳ　Ａ号丸棒引張試験片（平行部の直径１４翔
糟、平行部長さ５０ｓ＋ｍ）　、およびＪＩＳＡ号シ中
ルビー衝撃試験片（２ｍｍＶノツチ）を採取して調査し
た。

溶接継手部のシャルピー衝撃特性は、第３表の溶接条件
を用いて溶接を行った溶接継手部の表面から６ｍ−の部
分よりＪＩＳ　４号シャルピー衝撃試験片（２麿−■ノ
ツチ）を採取して調査した。

このようにして得られた母材および溶接継手部の機械的
特性は第２表にまとめて示した。

本発明にかかる組成範囲内の１ｇ　（ｆ！４Ａ−鋼Ｌ）
を本発明の条件を用いて製造した鋼板（試験陽１〜１２
）は、母材の強度および靭性、ならびに溶接継手部の靭
性がいずれも優れている。

これに対し、比較鋼（鋼Ｍ〜鋼Ｔ）は本発明の条件下で
製造した鋼板（試験磁１３〜２０）において母材の強度
と靭性は良好であるが、溶接継手部の靭性が劣る。

比較例の中で鋼０はＴｉ量が少ない（Ｔｉ：０．００３
％）ため、ＨＡＺ　１ｍｍおよびＨＡＺ　３ｍｍの靭性
が低い。

また、ｔｌｉｌＱはＺｒ１ｌが少ない（Ｚｒ：０．００
２％）ため、溶接ボンド部の靭性が低い。

これらの比較例を対比することにより、Ｚｒの添加効果
、特にＴｉおよびＺｒの共存による相乗効果が明らかで
ある。

他の比較例ではいずれの溶接法においても靭性が著しく
低い。

なお、同じく比較例である試験１）ｈ２Ｌ〜２４では、
化学組成は本発明で規定する範囲内であるが、製造条件
が本発明の条件とは異なるため、母材の機械的特性が劣
る。具体的には、試験ｍ２１は圧延加熱温度が高いため
靭性が低い、試験磁２２は仕上温度が低いため強度が低
い、試験嵐２３は焼戻しを行っていないため、降伏点お
よび靭性が低い、試験−２４は焼戻し温度が高いため引
張強さが低い、これらについては、このように機械的特
性が充分でなかったため溶接試験は行なわなかった。

（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、溶接入熱量１０
０〜５００ｋＪ／ｃｍという大入熱溶接用であって、そ
の溶接部の靭性（ｖＥ−７゜）が３．５ｋｇｆ−ｍ以上
を満足するとともに、降伏点も３６ｋｇｆ／ｍｎ＋”以
上という大熱溶接用高張力鋼板が得られるのであって、
特にこれは本発明に規定する製法によれば母材について
も同様の機械的特性が得られるのであって、今日要求さ
れている一７０℃という寒冷地での大型構造物の溶接施
工を可能とし、その斯界に及ぼす利益には大きいものが
ある。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％
   、Ｍｎ：０．７０〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０
   ．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．
   ００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００３〜０．００８％
   、 Ｆｅおよび付随不純物：残部 かつ （Ｔｉ／４７．９＋Ｚｒ／９１．２）／（Ｎ／１４．０
   ）：０．４〜１．０、Ｃｅｑ＝０．３６％以下 である組成を有することを特徴とする、溶接入熱量１０
   ０〜５００ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ｖＥ＿−＿７＿
   ０）が３．５ｋｇｆ・ｍ以上、降伏点３６ｋｇｆ／ｍｍ
   ＾２以上の大入熱溶接用高張力鋼板。
2. （２）重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％
   、Ｍｎ：０．７０〜１．６０％、Ｐ：０．０１５％以下
   、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０
   ．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．
   ００５〜０．０１５％、Ｎ：０．００３〜０．００８％
   、 さらに、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ
   ：０．０４％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、およびＣａ
   ：０．００４％以下の少なくとも１種、 Ｆｅおよび付随不純物：残部 かつ （Ｔｉ／４７．９＋Ｚｒ／９１．２）／（Ｎ／１４．０
   ）：０．４〜１．０、Ｃｅｑ＝０．３６％以下 である組成を有することを特徴とする、溶接入熱量１０
   ０〜５００ｋＪ／ｃｍの溶接部の靭性（ｖＥ＿−＿７＿
   ０）が３．５ｋｇｆ・ｍ以上、降伏点３６ｋｇｆ／ｍｍ
   ＾２以上の大入熱溶接用高張力鋼板。
3. （３）重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％
   、Ｍｎ：０．７〜１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ
   ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０．０
   ５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．００
   ５〜０．０１５％、Ｎ：０．００３〜０．００８％、 さらに、所望によりＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０
   ％以下、Ｖ：０．０４％以下、Ｎｂ：０．０３％以下、
   およびＣａ：０．００４％以下の少なくとも１種、 Ｆｅおよび付随不純物：残部 （Ｔｉ／４７．９＋Ｚｒ／９１．２）／（Ｎ／１４．０
   ）：０．４〜１．０、Ｃｅｑ＝０．３６％以下 である組成を有する鋼を９００℃〜１２００℃の温度域
   に加熱した後、熱間圧延によって８００℃以上の温度で
   所定の板厚とし、次いで、直ちに水冷によって室温にま
   で急冷し、その後２００〜４５０℃の温度域で焼戻しを
   行うことから成る、溶接入熱量１００〜５００ｋＪ／ｃ
   ｍの溶接部の靭性（ｖＥ＿−＿７＿０）が３．５ｋｇｆ
   ・ｍ以上を満足することを特徴とする、降伏点３６ｋｇ
   ｆ／ｍｍ＾２以上の大入熱溶接用高張力鋼板の製法。