JPH02190423A - 溶接部ｃｔｏｄ特性の優れた鋼板の製造方法 - 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〉 この発明は、低温海域での海洋構造物や寒冷地のライン
パイプ用等として好適な溶接用高張力鋼板の製造方法に
関するものである。

（従来技術とその課題〉 例えば氷海域に設置される海洋構造物や寒冷地向けのラ
インパイプ、或いは船舶やＬＰＧタンク等に供される溶
接用高張力鋼板では、使用目的に応じた十分な強度が要
求されることは勿論、優れた溶接部靭性を備えているこ
とが欠かせない条件となっている。

ところで、高張力鋼板の溶接部靭性には“鋼板中の固溶
Ｎ量”と１ミクロ組織の粗さ”が大きな影響を及ぼすこ
とが知られており、そのため鋼材の製造条件に工夫を凝
らして （ａ）　　固溶Ｎ量の低減。

（ｂ）　　ミクロ＆ｌ１ｖａの微細化 の２つの条件を両立させ、これによって優れた溶接部の
靭性を有する高張力鋼を得る方法も幾つか提案された（
例えば特開昭６１−１９４１１３号。

特開昭６２−５６５１８号等）。しかし、上述した従来
の溶接用高張力鋼は、何れも、靭性の要求値がシャルピ
ー衝撃試験値（例えばｖＥ−ｈｏｔ≧３．５ｋｇｆ−ｍ
）で定められている場合には仕様を満足するものの、使
用実態により即応した目安が得られるとして最近注目さ
れるようになってきた“ＣＴＯＤ特性（疲れ切欠き付３
点曲げ試験による開口変位量特性）′による要求値（例
えばδ−１゜１≧０．５ｍ）を必ずしも安定して満足し
ないと言うことが指摘されていた。

この原因は、溶接部に存在する局所的脆化域にある。即
ち、従来の溶接用高張力鋼板では溶接部にどうしても局
所的な脆化域が生じてしまうので、試験片全域の平均的
靭性を示すシャルピー衝撃特性は良好な値を示したとし
ても、試験片中の最低靭性値部分の影響を大きく受ける
ＣＴＯＤ特性は、前記局所脆化域の存在故に低温度での
仕様を満足しないこととなる訳である。

このようなことから、本発明の目的は、低温域での溶接
構造物等に適用して従来材以上に十分な信転性が得られ
るところの、降伏点が３６ｋｇｆ／−以上で、かつ溶接
入熱量：８〜２００　ｋＪ／ｃｍにて溶接した際の溶接
部の一３０℃におけるＣＴＯＤ特性（δ−８゜、）が０
．５龍以上を満足する“溶接部ＣＴＯＤ特性の優れた高
張力鋼板”を安定して製造し得る技術の確立に置かれた
。

く課題を解決するための手段〉 本発明者等は、上記目的を達成すべ（種々の実験を繰り
返しながら研究を重ねた結果、「溶接部靭性の改善には
、前記特開昭６１−１９４１１３号公報や特開昭６２−
５６５１８号公報にも記載されている如く　“固溶Ｎ量
の低減”及び“ミクロ１ｌＪｌ織の微細化”の両立が不
可欠であって、その手段として微量元素Ｃ５ｏｌ−ＡＩ
＋　Ｔｔ＋　Ｂ　＊　Ｎ）の最適バランス確保が重要で
あるが、このような鋼において、同時にＳｉの低減がＣ
ＴＯＤ特性の改善に極めて有効である上、Ｃｅｑも大き
な影響を及ぼす」との新しい知見を得るに至った。

つまり、本発明者等の研究により、次の諸点が確認され
た訳である。

ａ）“局所的脆化域”は局部的なＣ濃化域における高マ
ルテンサイトの存在により形成されるため、ＣｔＲ化を
抑制することによって局所的脆化域を減少させることが
できる。

ｂ）ところが、ＳｌはＣの拡散を抑制する作用を有して
いてＣの局部的濃化を維持する方向に働く元素であり、
従ってこれを減らすと局所的脆化域が減少してＣＴＯＤ
値が著しく改善される。

Ｃ）加えて、ＣｅｑもＣＴＯＤ値に少なからぬ影響を及
ぼすため、Ｃｅｑの調整をも併せて実施するとＣＴＯＤ
値の更に顕著な改善が可能となる。

本発明は、上記知見等に基づいてなされたものであり、 ｒｃ：０．０３〜０．１２％（以降、成分割合を表わす
％は重量％とする）。

Ｓｉ　：　０．０１％を超え０．０５％未満。

Ｍｎ　：　０．７０〜１．６０％、　　　Ｐ：０．０１
０％以下。

Ｓ　：　０．００５％以下、　　ｓｏｌ、　Ａｉ！　：
　０．００１〜０．０１０％。

Ｔｉ　：　（）、００５〜０．０２０％、　　　Ｂ　：
　０．０００３〜０．００１２％。

Ｎ　：　０．００４０〜０．００６０％、　　Ｃａ　：
　０．００４０％以下を含有するか、或いは更に Ｃｕ　：　０．５０％以下、　　　Ｎｉ　：　１．００
％以下。

Ｖ：０．０４％以下、　　　Ｎｂ　：　０．０３％以下
の少なくとも１種をも含むと共に（但し、Ｔｉ／Ｎ＝１
．５〜３．４）、残部がＦｅ及び不可避不純物から成り
、かつ式 で表わされる炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３８％以下であ
る鋼を９００〜１２００℃の温度域に訓熱して熱間圧延
し、８００℃以上の仕上げ温度で所定の板厚に圧延して
から直ちに室温まで急冷した後、２００〜４５０℃の温
度域で焼戻すことによって、溶接部靭性の優れた溶接用
高張力鋼板を安定に製造し得るようにした点」 を特徴とするものである。

続いて、本発明において素材鋼の成分割合並びに鋼板の
製造条件を前記の如くに限定した理由を、その作用と共
に詳述する。

く作用〉 Ａ）素材鋼の成分割合 Ｃは母材に所定強度（降伏点：　３６ｋｇｆ／−以上）
を確保するために添加される元素であるが、その含有量
が０．０３％未満では上記所望強度の確保がなされず、
一方、０．１２％を超えて含有させると溶接部の靭性劣
化を招くようになる。従って、Ｃ含有量は０．０３〜０
．１２％と定めた。

Ｓｉ Ｓｔは鋼の脱酸元素として有用なものであるので０．０
１％を超える含有量を確保する必要があるが、本発明で
はＳｉ含有量を０．０５％未満に抑えることが極めて重
要である。即ち、本発明が対象とする鋼においては、Ｓ
ｉ含有量を特に０．０５％未満とすることによって初め
て溶接部ＣＴＯＤ特性の著しい向上効果が確保できるよ
うになる。従って、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．０５％
と定めた。

Ｍｎ 母材に所望強度を確保するためにはＭｎ含有Ｎ：０．７
０％以上を確保する必要があるが、１．６０％を超えて
含有させると溶接部の靭性劣化を招くようになることか
ら、Ｍｎ含有量は０．７０〜１．６０％と定めた。

Ｐは凝固時に偏析し易い元素であり、Ｐの偏析は溶接部
の硬化をもたらす。更に、Ｐの偏析はＣの偏析を促進し
て局所脆化域を生成させる。従って、Ｐの含有量は低い
ほど望ましいが、その含有量を０．０１０％以下に抑え
れば所望の溶接部靭性を確保することが可能となること
から、Ｐ含有量を０．０１０％以下と限定した。

Ｓは鋼の延性及び靭性を劣化させる不純物元素であるが
、その含有量を０．００５％以下に低減することで前記
不都合の抑制がなされることから、Ｓ含有量は０．００
５％以下と定めた。

ｓｏｆ、Ａｆ ｓｏｌ、ＡＩは、鋼の脱酸作用に加えてＡＩＮ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
用を有しているが、その含有量が０．００１％未満であ
ると前記作用による所望の効果が得られない。しかし、
溶接時に高温（約１２００℃以上）に加熱される溶接ボ
ンド部近傍ではＡｆＮは再固溶を生じ、溶接後の冷却時
には冷却速度が速いため再析出できないこととなる。従
って、ＡＩＮは溶接ボンド部近傍の組織微細化には効果
がないばかりか、むしろ再固溶することによって固溶Ｎ
Ｎを増加させ、溶接部の靭性を劣化させる。そのため、
ｓｏｆ、ＡＩ量は必要最小限にとどめることが必要であ
る。そして、ｓｏｌ、ＡＩ量の低減は固溶Ｎ量の増加を
通じてＴｉＮ及びＢＮの析出量の増加をもたらす。

このうち、ＴｉＮはＡＩＮよりも高い温度まで固溶しな
いため、溶接部の組織微細化及び固溶Ｎ量の低減に十分
寄与し、溶接部の靭性を改善する。一方、ＢＮは１１ｆ
Ｎと同様に高温で再固溶するが、Ｂの拡散速度が速いた
めに溶接後の冷却過程でＢＮとして再析出し、溶接部の
組織微細化及び固溶ＮＮの低減をもたらしてやはり溶接
部の靭性を改善する。

このようなＴｉＮ及びＢＮの効果を得るためには、ｓｏ
ｌ、ＡＩ量は０．０１０％以下とすることが必要になる
。

従ッテ、ｓｏｊ、Ａｆ含有量は０．００１〜０．０１０
％と定めたが、できれば０．００１〜０．００６％に調
整するのが好ましい。

Ｔｉ Ｔｉは、高温域までも安定なＴｉＮを析出させて溶接部
の組織微細化をもたらし、溶接部の靭性を改善する作用
を有しているが、その含有量が０．００５％未満では前
記作用による所望の効果が得られず、一方、０．０２０
％を超えて含有させると母材及び溶接部の靭性低下を招
くから、Ｔｉ含有量はｏ、ｏｏｓ〜０．０２０％と定め
た。しかし、好ましくは０．０１０〜０．０１７％に調
整するのが良い。

但し、Ｔｉ／Ｎの比が１．５未満ではＴｉＮの析出数が
少なくて上記の効果を確保できず、一方、上記比率が３
．４を超えると今度はＴｉＣを析出して溶接部の靭性劣
化を招くようになることからＴｉ／Ｎの比は１．５〜３
．４と定めたが、好ましくは２．０〜３．０に調整する
のが良い。

Ｂは、Ｔｉと同様に窒化物を形成して溶接部の靭性を改
善する作用を有しているが、その機構はＴｉの場合とは
異なっている。即ち、ＢＮはＴｉＮに比べるとオーステ
ナイトに固溶しやすく、１０００℃以上の温度で容易に
固溶する。そのため、溶接時に高温に加熱される溶接ボ
ンド部近傍ではＢＮは完全に固溶するので、ＴｉＮと違
ってオーステナイト粒の粗大化抑制効果はない。しかし
、ＢはＴｉと異なり鋼中での拡散速度が速いため溶接後
の冷却過程で容易にＮと結合してＢＮとなって再析出し
、溶接部組織の微細化を通じて溶接部の靭性を改善する
。但し、Ｎと結びつ（量を超えてＢを添加した場合には
、固溶Ｂが溶接部の焼入性を向上させ、靭性を劣化させ
る。このためＢと結びつくだけの固溶Ｎ！ｌを確保する
ことが必要なため、前述したように本発明ではｓｏｆ、
Ａｆ量の低減を行った。

そして、溶接入熱量：８〜２００　ｋＪ／ｃｍで形成さ
れた溶接部においてＢの上記の効果を得るためには、少
なくとも０．０００３％のＢ量を確保することが必要で
ある。しかし、０．００１２％を超えてＢを含有させる
と、固溶Ｂの焼入性向上効果により溶接部の靭性が劣化
する。従って、Ｂ含有量は０．０００３〜０．００１２
％と定めたが、好ましくはｏ、ｏｏｏｓ〜０．００１０
％に調整するのが良い。

Ｎは、固溶状態で鋼中に存在した場合に溶接部の靭性を
劣化させる元素であるため、その含有量はできるだけ低
い方が望ましい。しかし、固溶Ｎ量の低減だけでは十分
な靭性が得られず、ミクロ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。

既に述べたように、本発明にあっては、溶接部のミクロ
組織微細化はＴｉＮ及びＢＮの均一な分散析出によって
もたらされるものであり、Ｔｉ及びＢと結合するＮの量
を最適量に制御することが重要である。即ち、Ｔｉ　：
　０．００５〜０．０２０％、　Ｂ　：　０．０００３
〜０．００１２％、　ｓｏｌ、　ＡＩｌ：　０．００１
〜０．０１０％ｋｍ調整した本発明に係る鋼において溶
接部の靭性改善に有効な量のＴｉＮ及びＢＮを確保する
ためには、上記観点からＮ含有量は０．００４０％以上
確保する必要がある。一方、Ｎ含有量が０．００６０％
を超えると固溶Ｎ量が増加して溶接部の靭性劣化を招く
。

従って、Ｎ含有量を０．００４０〜０．００６０％と限
定した。

Ｃａ Ｃａは、極（微量で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作用や、Ｃａ（０，３）として
鋼中に均一に分散させることによって溶接部の組織を微
細化して靭性を改善する作用を示すが、０．００４０％
を超えて含有させてもその効果が飽和してしまうばかり
か、綱の清浄度を劣化させることから、Ｃａ含有量は０
．００４０％以下と定めた。

Ｃｕ、　Ｎｉ、　　Ｖ、　　びＮｂ これらの成分は、何れも母材の強度及び溶接部の靭性を
安定化する作用を有しているので必要により１種又は２
種以上添加されるが、以下個別に添加量を制限した理由
を述べる。

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。しかしながら、０．５０％を超
えて含有させると熱間延性の低下を招き、溶接時の高温
割れ感受性を高めることから、Ｃｕ含有量は０．５０％
以下と定めた。

Ｎｉは、含有量が１．００％までは溶接部の靭性を劣化
させることなく母材の強度及び靭性の安定化に有効であ
るが、１．００％を超えて含有させると溶接部の靭性劣
化を招くことから、Ｎｉ含有量は１．００％以下と定め
た。

する。

■は、母材の強度上昇に有効な成分であるが、０．０４
％を超えて含有させると溶接部の靭性劣化を招くことか
ら、■含有量は０．０４％以下と定めた。

Ｎｂは、母材の強度及び靭性の上昇に有効な成分である
が、０．０３％を超えて含有させると溶接部の靭性劣化
を招くことから、Ｎｂ含有量は０．０３％以下と定めた
。

さて、上述のように鋼の化学成分組成を調整したとして
も、それだけでは溶接部のＣＴＯＤ特性（δ−１゜、）
を安定して０．５ｆ１１以上とすることはできず、これ
に加えて更に、式 で表わされる炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３８％以下とす
ることによって初めて前記目標性能を満足することがで
きる。従って、鋼の炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３８％以
下と限定した。

Ｂ）圧延加熱温度 鋼の熱間圧延に際しては、オーステナイト中に炭化物を
均一に固溶させるため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、これが圧延、再結晶によっても十分
微細化されずに母材の靭性劣化を招く場合がある。従っ
て、圧延加熱温度は９００〜１２００℃と定めたが、好
ましくは該加熱温度を９５０〜１１５０℃に調整するの
が良い。

Ｃ）圧延仕上温度及び圧延後の冷却 本発明に係る鋼は、溶接部のＣＴＯＤ特性を確保するた
めにＣｅｑ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
。従って、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。

更に、水冷において十分な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
。

従って、圧延仕上温度を８００℃以上と限定しく好まし
くは８２０℃以上とするのが良い）、かつ仕上げ圧延後
直ちに室温まで急冷することと定めた。

０）焼戻し処理 一般に、水冷したままの鋼板は歪が多いために降伏点及
び靭性が低い。そのため、圧延後急冷した鋼板の焼戻し
処理が必要であるが、焼戻し温度が２００℃未満では降
伏点及び靭性の向上効果が十分でなく、一方、４５０℃
を超える温度で焼戻しを行うと引張強さが著しく低下す
ることから、焼戻し温度は２００〜４５０℃と定めた。

しかし、好ましくは３００〜４００℃で焼戻し処理を行
うのが良い。

次いで、本発明の効果を実施例によって更に具体的に説
明する。

〈実施例〉 第１表に示す化学組成の鋼塊（Ａ−Ｕ）を、熱間鍛造し
て厚さ１５０龍のスラブとした後、これを第２表に示す
条件で熱間圧延して室温まで水冷し、更に焼戻し処理し
て板厚３８１ＩＩの綱板を製造した。

次に、得られた各鋼板について母材及び溶接継手部の機
械的特性を調査し、その結果を第２表に併せて示した。

なお、母材の機械的性質は、圧延直角方向に鋼板の板厚
中心部からＪＩＳ４号丸棒引張試験片（平行部の直径：
１４鶴、平行部の長さ：５Ｑ＋ａｍ）と、ＪＩＳ　Ａ号
シャルピー衝撃試験片（２１ｍＶノツチ）を採取して調
査した。

また、溶接部のＣＴＯＤ特性及びシャルピー衝撃特性は
、第１図に示す溶接条件で溶接した溶接継手部について
調査した。ＣＴＯＤ特性は、全厚ＣＯＤ試験片（疲れ切
欠き付開口変位量試験片：ＢＳＩ−ＤＤ１９に準拠）を
用いて調査した。また、シャルピー衝撃特性は、表面か
ら６Ｈの位置よりＪＩＳ４号シャルピー衝撃試験片（２
ｍＶノツチ）を採取して調査した。

第２表に示される結果からも明らかなように、本発明に
よれば母材の強度及び靭性、並びに溶接継手部のＣＴＯ
Ｄ特性及びシャルピー衝撃特性が共に良好な高張力鋼板
が得られるのに対して、鋼板の製造条件が本発明で規定
する条件から外れている比較例では、母材の強度と靭性
は良好であるが、溶接継手部の靭性、特にＣＴＯＤ特性
が劣ることを確認できる。

なお、比較例のうちの試験番号１４及び１５では鋼板の
Ｓｉ含有量が高いため、得られた鋼板は溶接継手部にお
いてシャルピー衝撃特性が良好であるにもかかわらすＣ
ＴＯＤ特性に劣ったものとなっている。

また、試験番号２２〜２５は鋼板の化学組成は本発明で
規定する範囲内であるが、製造条件が本発明で規定する
条件を満たしていないために、得られた鋼板は母材の機
械的特性が劣るものとなっている。即ち、試験番号２２
で得られた鋼板は圧延加熱温度が高いため靭性が低く、
試験番号２３で得られた鋼板は仕上温度が低いために強
度が低い。更に、試験番号２４で得られた鋼板は焼戻し
温度が低いため降伏強さ及び靭性が低く、試験番号２５
で得られた鋼板は焼戻し温度が高いため引張強さが低い
。

一方、第２図は本実施例で製造した鋼板に基づき、鋼板
のＳｉ含有量と溶接部（サブマージアーク溶接部）ＣＴ
ＯＤ特性との関係をまとめたグラフであるが、この第２
図からも、鋼板のＳｉ含有量を０．０５％未満に調整し
た場合に初めて優れた溶接部ＣＴＯＤ特性が得られるこ
とを確認できる。

く効果の総括〉 以上に説明した如く、本発明によれば、十分な強度を有
することは勿論、優れた靭性及び溶接部ＣＴＯＤ特性を
示す高張力鋼板を安定して製造することができ、低温域
での溶接構造物等の信頼性を−段と高めることが可能と
なるなど、産業上極めて有用な効果が得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、各溶接法での溶接条件を説明した図面である
。 第２図は、鋼板のＳｉ含有量と溶接部ＣＴＯＤ特性との
関係を示すグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ：０．０１％を超え０．０５％未満、 Ｍｎ：０．７０〜１．６０％、Ｐ：０．０１０％以下、
   ５：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０
   ．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｂ：０
   ．０００３〜０．００１２％、Ｎ：０．００４０〜０．
   ００６０％、Ｃａ：０．００４０％以下を含有すると共
   に（但し、Ｔｉ／Ｎ＝１．５〜３．４）、残部がＦｅ及
   び不可避不純物から成り、かつ下記式で表わされる炭素
   当量（Ｃｅｑ）が０．３８％以下である鋼を９００〜１
   ２００℃の温度域に加熱して熱間圧延し、８００℃以上
   の仕上げ温度で所定の板厚に圧延してから直ちに室温ま
   で急冷した後、２００〜４５０℃の温度域で焼戻すこと
   を特徴とする、溶接用高張力鋼板の製造方法。 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ
   ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４。
2. （２）重量割合にて Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ：０．０１％を超え０．０５％未満、 Ｍｎ：０．７０〜１．６０％、Ｐ：０．０１０％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１〜０
   ．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｂ：０
   ．０００３〜０．００１２％、Ｎ：０．００４０〜０．
   ００６０％、Ｃａ：０．００４０％以下を含有し、更に Ｃｕ：０．５０％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｖ：０
   ．０４％以下、Ｎｂ：０．０３％以下の少なくとも１種
   をも含むと共に（但し、Ｔｉ／Ｎ＝１．５〜３．４）、
   残部がＦｅ及び不可避不純物から成り、かつ下記式で表
   わされる炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３８％以下である鋼
   を９００〜１２００℃の温度域に加熱して熱間圧延し、
   ８００℃以上の仕上げ温度で所定の板厚に圧延してから
   直ちに室温まで急冷した後、２００〜４５０℃の温度域
   で焼戻すことを特徴とする、溶接用高張力鋼板の製造方
   法。 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｓｉ／２４＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ／１５＋Ｎｉ
   ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４。