JPH02163342A - 大人熱溶接用高張力鋼 - 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） 本発明は溶接入熱が８〜１ｏｋＪ／ｍｓ程度の大人熱溶
接においても、良好な溶接継手靭性を有する母材の引張
り強さが７０ｋｇｆ／＋ｍ４以上の裔張力鋼にかかわる
ものである。

（従来の技術） 近年、溶接施工の能率向上を９指して大人熱溶接が用い
られるようになってきているが、一般的に高張力鋼は大
入熱溶接により、その継手靭性が大きく劣化するため、
低温靭性を要求される構造物においては高張力鋼に対し
て大入熱溶接の使用が制限されることが多かった。特に
引張り強さが７０ｋｇ　ｆ　／　ｗＪ以上の高張力鋼に
おいて、溶接継手の低温靭性の確保が非常に難しく、問
題が大きかった。

最近ようやく、引張り強さが５０ｋｇ　ｆ　／　ｍＪ級
の鋼において、特開昭８０−２４５７８８号公報等に見
られるように、ＴＩの酸化物や窒化物等を利用して溶接
熱影響部の粒内フェライト変態を促進したり、オーステ
ナイト粒径の微細化を計るなどの方法を用いて、溶接熱
影響部の組織を微細なフェライト・パーライト組織とす
ることによって、大入熱溶接部の低温靭性の改善が可能
になってきた。

しかしながら、引張り強さが７０ｋｇ　ｆ　／　＋＋＋
ｉ以上の高張力鋼においては、このような手段によって
は低温靭性の改善は期待できず、むしろ靭性が劣化する
場合さえ見られる。

これは、引張り強さが７０）ｃｇｆ／ｍＪ以上の高張力
鋼は、合金元素を母材特性の確保の点から必然的に多量
に含んでおり、ＴＩの酸化物や窒化物等を含むと、逆に
焼入性が低下して靭性に有害な島状マルテンサイトを多
く含んだ上部ベイナイト主体組織となるためである。

従って、５０ｋｇ　ｆ　／−扱銅とは全く異なった靭性
改善法が必要であり、従来技術の延長上にその解決策を
見いだすことは全く不可能である。

このクラスの高張力鋼における大入熱溶接部靭性向上技
術としては、特開昭６１−４４１Ｇ１号公報に示される
ようなものがある。本公報の技術は大入熱溶接時のＢＮ
による靭性劣化を防ぐために、Ｂ無添加を大きな特徴の
一つにして、ボンド部（Ｆｕｓｉｏｎ　Ｌｌｎｃ）のシ
ャルピー破面遷移温度Ｏ℃以下を達成することを目的と
したものである。

しかし、最近は構造物の使用環境が苛酷化、多様化しつ
つあり、従って、鋼材に対して低温靭性の要求がますま
すきびしくなると同時に、それ以外の種々の特性も要求
されるようになってきており、−層の高靭性化をより低
コストで、Ｒつ幅広い成分範囲の中で選択できることが
必要になっている。

（発明が解決しようとする課題） 大人熱溶接部の靭性を向上させるためには、溶接部のＦ
ｕｓｉｏｎ　Ｌｉｎｅ近傍の粗粒域に靭性に有害な島状
マルテンサイトを多量に含む上部ベイナイトが生じない
ような成分とすることが好ましい。

そのための方法としては合金元素量を低減したり、析出
物、介在物を利用してオーステナイト粒径を微細化、あ
るいは粒内変態を促進することにより、焼入性を下げて
フェライト・パーライト組織にする方法、逆に焼入性を
上げて下部ベイナイトないしは下部ベイナイトとマルテ
ンサイトの混合組織にして、組織の微細化を計る方法、
の２通りが考えられる。

引張り強さが７０ｋｇｆ／ｍＪ以上の高張力鋼は、母ヰ
」特性の確保の点から合金元素を必然的に多量に含んで
いることから、前者の方法は採用が難しい。

従って、後者の方法が、基本的に採用し得る方法と考え
られる。

しかし、大入熱溶接のように溶接時のオーステナイト域
からの冷却速度の遅い条件下で上部ベイナイトの生成を
抑制して、下部ベイナイトないしはマルテンサイト主体
の組織にするためにはこの種の鋼においてさえ、通常よ
りも合金元素量を多く含Ｈさせる必要があり、そのため
に他の特性が劣化したり、鋼材が高価になりすぎて工業
上の利点が低下する等の問題が生じる。

（課題を解決するための手段） 本発明はこれらの課題を解決すべく、鋼材の合金元素量
を極端に増やさずに、上部ベイナイトをある程度の割合
金んでも、大入熱溶接部の靭性劣化を生じないための成
分組成の検討を種々行った結果、発明に至ったものであ
り、その要旨とするところは、重量％で、Ｃ：　０．０
２〜０．０６％、Ｓに〇、０５〜０．２０％、Ｍｎ：０
．５０〜３．０％、Ｐ　：０．０１０％以ド、Ｓ　：０
．０１０％以下、ＡＩ：０．０３〜０．１０％、ＮＩ：
１．０〜１０．０％、Ｂ　：　０．０００５〜０．００
２０％、Ｎ：０．００４０％以下、且ツＣｕ、　Ｃｒ、
ＭｏをＣｕ：０．０１〜１．５０％、Ｃｒ　：　０．０
１〜１．．５０９６、Ｍｏ　：　０．０１〜１．５０％
の範囲で、１ｔＴｌまたは２種以上を含み、残部が鉄及
び不可避不純物よりなり、且つ以下の式で示されるパラ
メターＸの値が、１８から２４であることを特徴とする
大入熱溶接用高張力鋼である。

ｘ＝［Ｃ（％）］’／２Ｘ　［１＋０．［３４ｘＳ１（
Ｘ）］Ｘ［１＋４．ｌＯｘＭｎ（％）］ｘ　［１＋０．
２７×Ｃｕ（％）］Ｘ［１＋　０．５２Ｘ　Ｎｌ（％）
］　Ｘ　［Ｌ＋　２．３３Ｘ　Ｃｒ（％）コ×［１＋　
３．１４Ｘ　Ｎｏ（％）］ 更に本発明はＴＩを０．００５〜０．０２％含むことが
できる大人熱溶接用高張力鋼である。

（作　　用） 本発明は大入熱溶接時に溶接部のＦｕｓｉｏｎ　Ｌｉｎ
ｅ近傍に生成する組織の上部ベイナイトの割合を、適切
な合金元素の配合により一定以下に抑制した上で、その
上部ベイナイトによる靭性の劣化を極力低減するための
方法を、種々検討した結果により発明に至ったものであ
る。

以下、本発明の要旨を実験結果に基づいて詳細に説明す
る。

本発明者らは第１表に示す成分範囲内の化学成分をａす
る種々の鋼を真空溶解炉で溶製し、熱間圧延後、焼入れ
焼戻しを施した素材に、大入熱溶接における溶接熱影響
部の粗粒域が受ける熱履歴をシミュレートした再現熱サ
イクルを加えた。

再現熱サイクル条件は、加熱温度１４００℃、保持１秒
で、８００〜５００℃までの冷却時間（Δｔ８１５）が
８０秒と１２０秒の２種類とした。この冷却時間はサブ
マージドアーク（ＳＡＷ）溶接の入熱８〜１０に」／Ｉ
ＩＩ■におおよそ対応する条件となっている。

その素材を試験片に加工し、シャルピー試験を行って、
５０％破面遷移温度（ｖＴｒｓ）と化学成分の関係を調
べた。

引張り強さが７０ｋｇｆ／−以上の鋼のＨＡＺ靭性はミ
クロ組織、特に上部ベイナイト量の影響を最も強く受け
ることから、本発明者らは溶接熱影響部あるいは再現熱
サイクル材のミクロ組織と良く対応する、以下の式で示
すパラメターＸにより実験結果を整理した。

ｘ−［Ｃ（％）］１／２ｘ［ｌ＋０，８４ｘＳｌ（％）
］×［１＋　４．１０　Ｘ　Ｍｎ（％）］　Ｘ　［１＋
　０．２７Ｘ　Ｃｕ（１％）］　Ｘ［１＋　０．５２Ｘ
　Ｎ１（１％）］　Ｘ　［１＋　２Ｊ３　Ｘ　Ｃｒ（％
）コ×［１＋　３．１４　ｘ　Ｎｏ（％）］ 第１図及び第２図にこのパラメターＸとｖＴｒｓの関係
を示す。

第１図はΔｔ８１５が８０秒の結果であり、第２図はΔ
ｔ８１５が１２０秒の結果である。これらの結果からそ
れぞれの冷却時間毎にｖＴｒｓはＸとＣｍにより整理さ
れることが判明した。

パラメターＸは上部ベイナイト量と対応するので、言い
替えれば靭性は上部ベイナイト量とＣｍに支配され、上
部ベイナイト量、Ｃｆｆ１が低減するにつれて靭性が向
上すると言える。

靭性に最も大きな影響を及ぼすのは上部ベイナイト量で
あるが、本実験の冷却条件（Δｔ８１５で８０ないしは
１２０秒）に代表される大入熱溶接の条件においては、
パラメターＸの値が３０程度と大きくなっても、組織中
に２０〜ｂ 存在し、その生成を完全に抑制することはできない。

しかしながら、第１図、第２図から明らかなように、上
部ベイナイトが存在する場合でもパラメターＸが１８以
上で且つ、Ｃｍが０．０２〜０．０６％と低ければ、Δ
ｔ８１５が１２０秒とかなり、遅い場合でも靭性はｖＴ
ｒｓで約−６０℃以下の良好な値を示すことが判明した
。

ＣＱが０．０６％以上の場合にはパラメターＸが同じで
も、従って上部ベイナイ１４が同じレベルでも、靭性は
０．０２〜０．０６％Ｃの場合に比べて大きく劣る。

また、本実験に用いた鋼の中にはＢ添加鋼だけでなく、
Ｂを実質的に含まない鋼も含まれているが、第１図、第
２図において特にＢ添加鋼の方が靭性が劣化する結果と
はなっていなかったことから、Ｂｔｉｌ、Ｎｆｔ等の成
分組成を適切にすれば、Ｂ添加は必ずしも大人熱溶接部
靭性に有害ではなく、母材の焼入性確保のために桔極的
に用いることが可能であると結論された。

なお、本発明においては熱サイクル靭性に対するＣｍの
検討は０．０２％以上で行っており、Ｃｍが０．０２％
未満については検討していない。これは、本発明は引張
り強さが７０ｋｇｆ／ｍＡ以上の鋼に関するものであり
、０．０２％未満のＣＥＩでは母材強度の確保が困難で
あるためである。即ち、本発明のＣｍの下限は母材強度
確保の点から決定されたものである。

以上の検討結果から、大入熱溶接の熱影響部の靭性向上
のためには、パラメターＸが１８以上、且つＣｆｎが０
．０２〜０．０６％が必須であるとの結論に至った。ま
た、パラメターＸが高ければ高いほど靭性向上には有利
であるが、その分合全元素の添加量が多くなってコスト
上不利となること、及び第１図からＸが１８程度以上で
は靭性向上効果が漸減する傾向があるので、合金元素を
最も有効に使える範囲という観点からパラメターＸの上
限を２４とした。

以上がパラメターＸとＣｍの限定理由であるが、次に本
発明における成分限定理由を述べる。

Ｓｉは島状マルテンサイトを作り易くする元素で、大入
熱溶接においては特に悪影響が大きいことからその上限
を０．２０％とした。一方、０．０５％未満では脱酸が
不十分となり、鋼材の内部欠陥を増加せしめるため、下
限を０．０５％とした。

Ｍｎは０．５０９６未満では母材の強度靭性の確保に問
題があり、３．０％超では焼戻し脆化が顕著となるため
、０．５０〜３．０％の範囲とした。

Ｐは本発明が対象としている高強度鋼では、焼戻し脆性
を抑制する必要性からｏ、ｏｔｏ％以下とした。

ＳはＭｎＳを形成して延性を低下させる元素であり、特
に高強度鋼においてその影響が大であるので０．０１０
％以下とした。

Ａｐは母材の熱処理においてＢの焼入性向上効果を阻害
するＮをＡＩＮとして固定して、Ｂの焼入性向上効果を
高める効果があるが、０．０３％未満ではその効果が不
十分であり、一方０．ｌＯ％を超えると↑■人な析出物
を形成して、靭性に悪影響を及ぼすので０．０３〜０．
１０％の範囲とした。

ＮｉはパラメターＸを介した靭性向上効果の他こマトリ
クス自体の靭性を改善する効果を有する。

Ｎｔが１．０％未満ではその効果が不十分であり、特に
高強度鋼において良好な大人熱溶接部靭性を安定して得
るためには１．０％以上のＮ１が必要である。但し、Ｎ
１は高価な元素であることと、１０９０％超では不純物
元素による靭性劣化の感受性を高めるため、本発明では
１０，０％を上限とした。

Ｂは微量で母材の焼入性向上を計れる元素であり、本発
明の鋼はＣ量が少なく、他の合金元素量がパラメターＸ
の限定により無制限に添加できないことから、強度確保
のために必須の元素である。

１日し、焼入性向上効果を十分発揮するためには０．０
００５％以上必要である。一方、Ｂ量が０．００２０％
を超えると、Ｎｆｆ１が低くても大入熱溶接では溶接部
の靭性を劣化せしめるので、Ｂは０．０００５〜０．０
０２０％の範囲とした。

Ｎは大人熱溶接においては特にＢ添加鋼で靭性劣化を大
きく生じさせる元素であり、その童が０．００４０％超
で靭性に対する悪影響が顕著となるため、上限を０．０
０４０％とした。

Ｃｕ　、Ｃｒ　、Ｍｏは発明においてはいずれもパラメ
ターＸの式に含まれ、組織を改善するために含有せしめ
る。いずれもその組織制御に対する影での仕方が同様で
あるので、これらのうちのどれか１種または２種、さら
にはＢＦＪとも含有させることが可能である。但し、い
ずれも０．０１％未満では含有せしめても組織改善効果
が明確でなく、また１、５０〜超になると析出脆化が顕
著となるので０．０１〜１，５０％の範囲とした。

以上が、本発明の基本成分であるが、本発明においては
この他に鋼の要求特性に応じて、ＴＩを０．００５〜０
．０２％の範囲で含有せしめることが可能である。即ち
、ＴＩはＡｇと同様にＮの固定に有効であり、また母材
製造時の熱間圧延前の再加熱あるいは熱処理加熱時にオ
ーステナイト粒の粗大化防止に有効であるので、成分組
成、製造板厚、加熱温度に応じてＴＩを含有させる。

但し、０．００５％未満ではオーステナイト拉粗大化防
市効果が不十分であり、０．０２０％を超えると粗大な
析出物を作り、靭性劣化を招き易いので、０．００５〜
０．０２０％の範囲に限定する。

本発明は以上の成分組成からなる大入熱溶接用ｌ高張力
鋼である。製造に際しては、転炉または電気炉等で溶製
した後、造塊−分塊または連続鋳造によりスラブとなし
、通常の加熱−圧延−焼入れ一焼戻しにより製造すれば
よい。加熱〜圧延後、制御冷却により製造することも可
能である。

溶製に当たっては必要に応じて従来公知の真空脱ガス処
理等により成分５！１整を行うこともＩＩＪ能である。

（実　、Ｉ＋ｆ　　例） 第２表に実施例を示す。

Ｎｏ、　１〜ＩＯが本発明鋼であり、Ｎａ　１１〜Ｉ５
が比較鋼である。いずれも熱間圧延により板厚３０ｍｍ
とじた後、母材の引張り強度が約７５〜９０ｋｇ　ｆ　
／−となるように適当は焼入れ焼戻し処理を行った。

そしてＸ開先により、入熱８．０ないしは１０６０ｋＪ
／關のサブマージドアーク溶接を施し、試験片の中心部
が鋼板表面から約７１■となる位置よりシャルピー試験
片を採取して−ＢＯ℃でシャルピー試験を行った。ノツ
チはいずれもＦｕｓｌｏｎ　Ｌｉｎｅとした。

第２表から分かるように、パラメターＸの値が１８〜２
４、Ｃ量が０．０２〜［＋、［）８％の範囲内にあり、
且つ他成分も本発明の範囲内にあるｍ１ｋｌ〜ｌＯは大
人熱溶接でありながら、−６０℃においても非常に優れ
たシャルピー特性を示している。

一方、比較鋼Ｎ１１Ｌｉ１．１２はパラメターＸの値が
小さいため、Ｎｏ、１３はＣ量が多いため、Ｎ１１Ｌ１
４はＣ量が多く、且つパラメターＸの値が小さいため、
またＮａ１５はＣ量、パラメターＸの範囲は本発明の範
囲内にあるもののＳｌ、Ｂ、Ｎ等が範囲を外れているた
めいずれも本発明鋼に比べて溶接部の靭性が劣っている
。

従って、以上の実施例から本発明範囲を満足しない場合
は、−６０℃における大人熱溶接部の低温靭性の優れた
鋼が得られないことは明白である。

（発明の効果） 引張り強さが７０ｋｇｆ／ｄ以上の高張力鋼は母材強度
確保の要求から合金元素の含有量が多く、そのため従来
は優れた大入熱溶接継手靭性を得ることが非常に困難で
あった。

本発明はこのような高合金成分の高張力鋼においても、
優れた大入熱溶接継手靭性が得られる適切な成分組成範
囲を明確にしたもので、本発明によれば高価な合金元素
を多量に含有することなく、優れた大入熱溶接継手靭性
を得ることが可能となり、産業上の効果はきわめて顕著
である。

【図面の簡単な説明】

第１図はパラメターＸとΔｔ８１５が８０秒の再現熱サ
イクルを加えた鋼のシャルピー特性（５０％破而ｉ面ｉ
移温度：ｖＴｒｓ）との関係を示す図表、第２図はパラ
メターＸとΔｔ８１５が１２０秒の再現熱サイクルを加
えた鋼のシャルピー特性（５０％破而遷面ｉＲ度：ｖＴ
ｒｓ）との関係を示す図表である。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫グ０ パラメター× 第２区 手続ネ市正書　（自発） １、弱性の表示 昭和６３年特許願第３１７８４１号 ２、発明の名称 大入熱溶接用高張力鋼 ３、補正をする者 慣性との関係　特許出願人 住所　東京都千代田区大手町２丁目６８３号名称　（６
６５）新日本製鐵株式会社 代表者　齋　　藤　　　裕 ４、代　理　人 住所　東京都台東区蔵前３丁目４番５号ｔ５　　　　２
つ　　　　２５ パラメター× Ｓ ５６補正の対象 明１ｗＪ古の特許請求の範囲、発明の詳細（１）特許請
求の範囲を別紙の通り補正する。 （２）明細書１１頁１１行「１２０秒とかなり、遅い場
合」を「１２０秒と、かなり遅い場合」に補正する。 （３）同１９頁第２表中ｒ　（ｋｊ／■）Ｊをｒ　（ｋ
Ｊ／＋ｉ＋ｎ）Ｊに補正する。 特許請求の範囲 １、重；％で Ｃ：０．０２〜０．０６％ Ｓｉ：０．０５〜０，２０％ Ｍｎ　：　０．５０〜３．０％ Ｐ　　：　Ｏ，ＯＬｏ　９６以下 Ｓ　　：　０．０１０％以下 Ａｐ：０．０３〜０．１０％ Ｎｉ：１．０〜１０．０％ Ｂ　　：　０．０００５〜０．００２０％Ｎ　　：　０
．００４０％以下 且つＣｕ、Ｃｒ、〜工０を Ｃｕ：０．旧〜１．５０９６ Ｃｒ　：　０．０１〜１．５０％ Ｍｏ：０．旧〜１．５０９ＴＳ のＬ種または２種以上を含み、残部が鉄及び不可避不純
物よりなり、且つ以下の式で示されるパラメターＸの１
直が、１８から２４であることを特徴とする大入熱溶接
用高張力鋼。 ｘ　−ｒｃ（％）］１／２ｘ　［１＋　０．８４Ｘ　Ｓ
ｉ　（Ｘ）］　Ｘ［１＋４．ＩＯ×Ｍｎ（％）］Ｘ［ｌ
＋０．２７×Ｃｕ（％）〕×［１＋　０．５２　Ｘ　Ｎ
ｉ　（％）コＸ　［１＋２．３３×Ｃｒ（％）］×（１
＋３．Ｉ４ｘＭｏＣ％）］ ２、Ｔｉを０．００５〜０．０２％の範囲で含むことを
特徴とする特許請求の範囲第１項記載の大入熱溶接用高
張力鋼。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ：０．０２〜０．０６％ Ｓｉ：０．０５〜０．２０％ Ｍｎ：０．５０〜３．０％ Ｐ：０．０１０％以下 Ｓ：０．０１０％以下 Ａｌ：０．０３〜０．１０％ Ｎｉ：１．０〜１０．０％ Ｂ：０．０００５〜０．００２０％ Ｎ：０．００４０％以下 且つＣｕ、Ｃｒ、Ｍｏを Ｃｕ：０．０１〜１．５０％ Ｃｒ；０．０１〜１．５０％ Ｍｏ：０．０１〜１．５０％ の１種または２種以上を含み、残部が鉄及び不可避不純
   物よりなり、且つ以下の式で示されるパラメターｘの値
   が、１８から２４であることを特徴とする大入熱溶接用
   高張力鋼。ｘ−［Ｃ（％）］＾１＾／＾２×［１＋０．
   ６４×Ｓｉ（％）］×［１＋４．１０×Ｍｎ（％）］×
   ［１＋０．２７×Ｃｕ（％）］×［１＋０．５２×Ｎｉ
   （％）］×［１＋２．３３×Ｃｒ（％）］×［１＋３．
   １４×Ｍｏ（％）］ ２、Ｔｉ０．００５〜０．０２％を含むことを特徴とす
   る特許請求の範囲第１項記載の大入熱溶接用高張力鋼。