JPH02250917A - 低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造方法 - 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、低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造法に
関するものである。

（従来の技術） 近年のエネルギー需要の増大から、海洋における石油、
天然ガス等の開発が精力的に行なわれており、特に、よ
り豊富な石油資源を求めて、最近では、北海、北極海等
の寒冷地で巨大な海洋構造物が建設されている。

このような海洋構造物は、−３０℃以下の低温にさらさ
れるとともに、波浪の影響等による複雑な負荷応力条件
のもとて操業されるため、それに使用される鋼材に対し
ては、優れた脆性破壊特性が要求される。

特に、母材よりも靭性が低下する溶接熱影響部の靭性は
、構造物の安全性に直接影響してくるため、衝撃試験等
により評価され、例えば、−６０℃で３．５ｋｇｆ−ｍ
以上の衝撃値が要求される場合がある。

また、構造物の巨大化は、建設コストの増加をもたらす
ため、使用鋼材の高張力鋼化、例えば、降伏点が３６ｋ
ｇ／ｄ以上の鋼材を用いることによる上部構造物の軽量
化や大入熱溶接法の採用による溶接コストの削減等が図
られている。

このような鋼材を製造する方法として、例えば、特開昭
６８−１０３０２１号公報で述べているように、成分元
素を限定した制御圧延、加速冷却法による製造が公知で
ある。このような従来技術は、通常の溶接入熱（５０ｋ
Ｊ／ｃｍ以下）では、確かに溶接熱影響部の靭性が優れ
た鋼材を提供するものであるが、大入熱溶接においては
、その効果は期待できない。

溶接熱影響部の靭性を改善する技術としては、例えば、
特開昭８０−２４５７８８号公報および特開昭６０−１
５２８２８号公報に記載されているごとく、酸化物をフ
ェライト変態核として粒内フィライトを生成させること
により、溶接熱影響部の靭性を向上せしめる技術などが
提案されている。

しかしながら、これらの鋼では、鋳造工程で酸化物を均
一分散させるのが難かしく、安定した溶接熱影響部の靭
性を確保できない欠点があった。

（発明が解決しようとする課８） 本発明の目的は、上記した寒冷地、極地で使用される高
強度で優れた溶接熱影響部の靭性を有する海洋構造物用
鋼材の製造方法を提供するものである。

（課題を解決するための手段） 本発明は、以上の問題点を解決するためになされたもの
であって、その要旨は、（１）ｆｆｉ量％として、Ｃ：
　０．０２〜０．（％、Ｓ　１：０．３％以下、Ｍｎ：
Ｄ、５０〜２．５０％、Ｓ　：０．００３〜ｏ、ｏｏｓ
％、ＡＪ　：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００３
〜０．０１５％、Ｃｕ：ｏ、２〜２．０％、Ｎｌ：０．
２〜４．５％、Ｎ　：　０．０１％以下および重量％で
、ＴｉとＮ比（ＴＩ　／Ｎ）が２．０〜４．０であるＴ
Ｉを含有し、（２）更に、Ｖ：０．２％以下、Ｍｏ：１
．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下からなる強度改善元素
群のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよ
び不可避的不純物から成る鋼を連続鋳造機により鋳造し
、その後の冷却速度が、１０００”ｃ〜ｅｏｏ　’ｃま
での範囲で平均冷却速度が５．０℃／ｍｌｎ以下である
ような冷却を施した後、圧延前に１１５０”Ｃ以下に加
熱することを特徴とする大入熱溶接性の優れた低温用鋼
の製造法に関するものである。

（作　　用） 本発明者らは多くの実験事実に基づき、■溶接時の冷却
過程で生成する粒内フ丹ライトは、酸化物だけでなく、
ＴＬＮとＭｎＳの複合析出物（以下、ＴｌＮ−Ｍｎ５析
出物と呼ぶ）からでも生成し、溶接熱影響部の靭性を向
上させる、■このＴ　ｉ　Ｎ　−Ｍ　ｎ　Ｓ複合析出物
は、連続鋳造後の冷却速度を制御することで、析出させ
ることができることを知見した。

以下、上記の知見に基づき、本発明の詳細な説明する。

第１図は、ＴｌＮ−Ｍｎ５の析出物個数と入熱１００ｋ
Ｊ／ｃｍ相当の溶接熱サイクルを付加した後の靭性変化
である。

この時の試料の化学成分は以下の通りである。

第１表 この図から、Ｔ　ｉ　Ｎ　−Ｍ　ｎ　Ｓ析出物が増加す
るに伴い溶接熱サイクル後の靭性が向上することが分か
る。

さらに、第２図には、同じ供試材を用いて実験した時の
凝固後の１０００〜６００℃の範囲での平均冷却速度と
ＴｉＮ−Ｍｎ５複合析出物個数の関係を示すが、平均冷
却速度が５．０℃／Ｓ以下にすることで析出物の個数を
著しく増加させることが出来ることが分かる。

以上の実験事実から、凝固後の冷却速度を制御すること
による、粒内フェライトの変態核となるＴｉＮ−ＭｎＳ
複合析出物を増加させ、溶接熱影響部の靭性を向上させ
ることが出来る。ことが明らかになった。

なお、このようにして析出したＴｉＮ−ＭｎＳ複合析出
物は１３００℃以上の温度で加熱されると容易に溶解し
てしまうため、その後の熱間圧延前のスラブ加熱温度は
低い方が好ましく、望ましくは１１５０℃以下に加熱さ
れるべきである。

次に、本発明における成分の限定理由について述べる。

Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、強度確
保のために、０．０２％以上の添加が必要であるが、多
量の添加は溶接熱影響部の靭性の低下を招くためその上
限を０．３％とする。

Ｓｌは多量に添加すると溶接熱影響部の靭性を阻害する
ため、その上限を０．３％とする。

Ｍｎは強度確保のために０．５％以上添加する必要があ
るが、多量に添加すると靭性の低下をきたすため、その
上限を２．５％とする。

Ｎｉは靭性、焼入れ性に有効な元素であると同時にＣｕ
添加の際に問題となる熱間割れの軽減にも効果があり、
０．２％未満の添加ではその効果が認められず、また多
量の添加はＮｉが高価であるため、４．５％以下と限定
する。

ＮはＴｉと化合して析出物を形成する重要な元素である
が、鋼中でフリーに存在すると溶接熱影響部の靭性低下
を招くため、その上限をｏ、ｏｔｏ％とする。

ＴＩは本発明鋼にとって必須の元素であり、Ｎと化合し
てＴｉＮを析出し、ＭｎＳの析出核として働く。したが
って、最適なＴｉＮを得るために、ＴｌとＮの量を制御
する必要がある。すなわち、ＴｉとＮの重量比で２．０
未満になるとＮ過剰になり、溶接熱影響部の靭性の低下
を招き、４．０を超えるＴＩ　／Ｎでは、逆にＴｉ過剰
になりＴｉＣが析出し、母材靭性が低下する。

Ｎｂは母材の強度、靭性を確保するために必要な元素で
あり、０．００３％未満の添加では再結晶抑制効果がな
くなり、母材の靭性が低下し、逆に０．０１５％を超え
る添加では溶接熱影響部の靭性低下を招くため上記の範
囲に限定する。

Ｃｕは強度の上昇に有効な元素であり、０．２％未満で
はその効果がなく、２．０％を超える添加では熱間加工
の際に割れを発生しかつ溶接性を阻害するため、０．２
〜２．０％の範囲に限定する。

ＳはＭｎＳの析出に重要な元素であって、第３図に示す
ように、０．００８％未満の添加ではその析出が不十分
になると共に、０．００８％を超えて添加すると、Ｍｎ
Ｓが多量に析出し、かえって靭性を阻害するために、０
．００８〜０．００８％の範囲に限定す仝。この場合、
０．００８〜０．００５％の範囲でさらに好ましい効果
が得られる。

第３図の鋼のベース成分は０．０５Ｃ−０，１１Ｓ　１
−１．５７Ｍｎ−０，００５Ｐ　−０，３０Ｃｕ　−０
，３ＯＮｉ　−０，０１ＯＮｂ　−０，００８ＴＩ　−
０，００３ＯＮである。

ＡＪは脱酸のために必要な元素であって、０．００５％
以上の添加が必要であるが、多量に添加すると靭性が著
しく低下するため、０．１％を上限とする。

本発明では、上記の基本成分系の他に、Ｃｒ。

Ｖ、Ｍｏを１種または２種以上添加する。これらの成分
は鋼の強度を向上させるという均等的作用を持つもので
、所望の効果を確保するためには、それぞれ含有下限量
をＣｒ：０．１％、Ｖ　：　０．０１％、Ｍｏ：０．１
％とする必要がある。しかし、それぞれＣｒ：１．０％
、Ｖ　：０．２％、Ｍｏ：１．０％を超えて含有させる
と溶接性、母材靭性を低下させるようになるため、上記
の通り限定する。

以上述べた成分を有する鋼を電気炉、転炉で溶製し、連
続鋳造機で鋳造した後、凝固後の冷却速度が１０００−
８００℃の温度範囲で５．０”Ｃ，’＋Ｉｎ以下である
ような冷却を行う。

溶接熱影響部の靭性を向上させるためには、Ｔ　ｉ　Ｎ
　−Ｍ　ｎ　Ｓ複合析出物の個数密度を確保する必要が
ある社、そのためにはＭｎＳの析出核となるＴｉＮ析出
物を微細分散させる必要がある。

すなわち、従来知見から、凝固時（１５００〜１２００
℃）の冷却速度が速いほどＴｉＮ析出物が微細の分散を
することが知られており、造塊分塊法よりも凝固時の冷
却速度が速い連続鋳造法を採用する。

このようにして析出したＴｉＮ析出物上に１０００℃以
下の温度範囲でＭｎＳが析出するが、溶接熱影響部の靭
性改善に効果のあるＴｉＮ−ＭｎＳ複合析出物の生成に
は制約条件があり、冷却速度が５．０℃／ｍｌｎを超え
ると適切なＴｉＮ−ＭｎＳ複合析出物の生成が不十分で
あり、溶接時の冷却途中に変態して生成する粒内フェラ
イトの析出核として作用せず、溶接熱影響部の靭性向上
は期待できない。

なお、冷却速度は遅いほど良いが、その上限は連続鋳造
機の性能によって制約される。

その後、熱間圧延のために再加熱を施すが、その時の温
度は、母材の強度、靭性を確保するためと前述した熱処
理によりＴｉＮ−ＭｎＳ複合析出物の形態を変化させな
いために、１１５０℃以下にする必要がある。

なお、加熱後の圧延については、母材の強度、靭性の向
上を計るために、制御圧延を施したり、制御圧延後、水
冷しても何等Ｔ　ｉ　Ｎ　−Ｍｎ　Ｓ複合析出物に変化
を与えることがないため、現在公知である製造方法を適
宜選択して採用できる。

（実　施　例） 供試材の化学成分を第２表に示す。

ここで、鋼Ａ〜鋼Ｇは本発明に該当する成分系であり、
鋼Ｈは本発明から逸脱している鋼である。

また、第３表には供試材の製造条件および母材の強度靭
性、溶接部の靭性値を合わせて示している。

これらの鋼板は転炉で溶製された後、連続鋳造機で、厚
み２４０關、幅１８００ａｍに鋳造された。その後、再
加熱および熱間圧延され、３２龍の鋼板とし試験に供さ
れた。

なお、溶接熱影響部の靭性は、片面１層の潜弧溶接（入
熱：２００ｋＪ／ｃ＋ｎ）後、シャルピー衝撃試験によ
り評価した。

第３表から、本発明により製造された鋼板（板番１．３
．　５．６．７．８．１０）は、母材、溶接熱影響部共
に優れた靭性を示していることが分かる。

これに対して、板番２および４は鋳造時の１０００〜８
００℃の平均冷却速度が大きく、溶接熱影響部の靭性が
低下している。板番９は圧延前のスラブ加熱温度が本発
明から逸脱しており、母材の靭性が低下している。板番
１１は、成分範囲が本発明から逸脱しているものである
が、この場合、製造条件が本発明の範囲内でも溶接熱影
響部の靭性の低下は免れない。

（本発明の効果） 以上述べたように、本発明によれば、大入熱溶接によっ
ても溶接熱影響部の低温靭性が安定して高水準の鋼材が
得られるため、産業上極めて有用なものである。

【図面の簡単な説明】

第１図はＴＬＮ−ＭｎＳ複合析出物と溶接熱サイクル後
の靭性変化を示す図表、第２図は凝固時の１０００〜６
００℃の温度範囲における平均冷却速度とＴｉＮ−Ｍｎ
５複合析出物の個数と関係を示す図表、第３図は入熱２
００ｋＪ／ａｍにおける片面１層潜弧溶接を行った時の
溶接熱影響部の靭性と（Ｓ）量の関係を示した図表であ
る。 代　理　人　　弁理士　　茶野木　立　夫第１図 第２図 畢ｊ！Ｊ７＃却遮度 （”ＣＡＭ清） （Ｓ）ｘ　　ｆＯ’ （ｗｔ九）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％として、 Ｃ：０．０２〜０．３％ Ｓｉ：０．３％以下 Ｍｎ：０．５０〜２．５０％ Ｎｉ：０．２〜４．５％ Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％ Ｃｕ：０．２〜２．０％ Ｎ：０．０１％以下 重量％で、ＴｉとＮ比（Ｔｉ／Ｎ）が２．０〜４．０に
   なるようなＴｉ、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｓ：０．００３〜０．００８％ 残部がＦｅおよび不可避的不純物より成る鋼を連続鋳造
   し、その後の冷却速度が、１０００℃〜６００℃までの
   範囲で平均冷却速度が５．０℃／ｍｉｎ以下であるよう
   な冷却を施した後、圧延前に１１５０℃以下に加熱する
   ことを特徴とする低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製
   造方法。 ２、重量％として Ｃｒ：０．１〜１．０％ Ｖ：０．０１〜０．２％ Ｍｏ：０．１〜１．０％ からなる強度改善元素群のうちの１種または２種以上を
   更に含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る
   鋼である請求項１記載の低温靭性の優れた大入熱溶接用
   鋼の製造方法。