JPH0533285B2 - - Google Patents
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- JPH0533285B2 JPH0533285B2 JP23523184A JP23523184A JPH0533285B2 JP H0533285 B2 JPH0533285 B2 JP H0533285B2 JP 23523184 A JP23523184 A JP 23523184A JP 23523184 A JP23523184 A JP 23523184A JP H0533285 B2 JPH0533285 B2 JP H0533285B2
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
極地や深海などの過酷な環境で使用される大入
熱溶接用高張力鋼の製造方法について、この明細
書で述べる技術内容は、とくに低温じん性に優れ
た鋼材を鋳造または造塊過程における冷却速度の
制御により得ることにある。 石油危機を契機とした石油、天然ガスの高騰
は、極地や深海などの過酷な環境におけるエネル
ギー資源の開発に拍車をかけている。そしてこの
エネルギー開発に利用される各種の構造物および
船舶には、溶接部を含み厳しい低温じん性が要求
されている。 （従来の技術） じん性、とくに溶接部のじん性を改善する従来
の技術としては、特公昭51−44088号公報に開示
されたものがある。この技術は、連続鋳造または
これに類する凝固、冷却条件でTi添加鋼を溶鋼
の注入温度から1100℃までの平均冷却速度を鋼塊
または鋳片中心で５℃／min以上で冷却し、1100
℃以上でTiN粒子を微細に分散させるものであ
る。しかしながら、添加Tiが0.02wt％以上、Ｎ
の含有が0.008wt％以上の条件下でのことであり、
これ以下のTi量、Ｎ量の場合には当てはまらな
い。またTi量が0.02wt％以上、Ｎ量が0.008wt％
以上では、大入熱溶接部の固溶Ｎが多くなり、例
えば−60℃のような低温下では十分なじん性を得
られない。 （発明が解決しようとする問題点） 連続鋳造での冷却速度の制御により、とくに溶
接部の継手での低温じん性に優れた鋼を製造する
方法の提供を、この発明の目的とする。 （問題点を解決するための手段） 発明者らは、0.015wt％（以下単に％と示す）
以下の微量Ti、0.006％以下の低Ｎ系の鋼を用い、
溶鋼の凝固、冷却条件とTiN粒子の析出量との
関係を調べた結果、TiN粒子の析出量には冷却
速度との依存性があることがわかつた。例えば
0.008％のTiを含有する溶鋼を、注入時の温度か
ら1100℃までの平均冷却速度を最終凝固部で５
℃／minとしてこの冷却速度で室温まで冷却した
場合、0.003％のTiが鋼中に固溶していた。同様
に速度10℃／minで冷却した場合は、0.005％の
Tiが鋼中に固溶していた。 このように５℃／min以上で冷却した場合、上
掲の特公昭51−44088号公報に記載の発明のよう
に1100℃までの冷却途中にTiN粒子が全量析出
するのではないことが新たに判つた。 また凝固後の冷却過程で析出しなかつたTiは、
800℃以上1100℃以下の温度に長時間保持するこ
とにより極めて微細に析出することを見出した。
そして注入時の溶鋼温度から1100℃までの最終凝
固部での平均冷却速度を10℃／min以上で冷却し
てTiを可能な限り固溶させ、次いで1100℃未満
800℃までの最終凝固部での平均冷却速度を５
℃／min以下となるように徐々に冷却すれば固溶
したTiが極めて微細に析出することが判明した。
さらに得られた鋳片を900℃以上1250℃以下に加
熱後圧延して鋼板を製造し、この鋼板を用いて溶
接継手を作製し、その低温じん性を調べたところ
優れていた。 この発明は、上記知見に由来するものである。 すなわちこの発明は、 Ｃ 0.01〜0.15％ Ti 0.005〜0.015％ Ｎ 0.006％以下 を含有し、TiとＮとの比Ti／Ｎが1.0以上3.5以下
である溶鋼を、最終凝固部における平均冷却速度
を、注入時の溶鋼温度から1100℃までは10℃／
min以上、1100℃未満800℃までは５℃／min以
下、とする冷却により鋳片とし、 得られた鋳片を900℃以上1250℃以下に再加熱
後、熱間圧延することを特徴とする大入熱溶接用
鋼の製造方法である。 なお注入時の溶鋼温度から1100℃までの平均冷
却速度を10℃／min以上とするには、水冷または
これに類する手段を用い、1100℃未満800℃まで
の平均冷却速度を５℃／min以下とするには保温
または加熱する必要がある。 （作用） まずこの発明方法における鋼の成分限定につい
て説明する。 Ｃ：0.01％未満では溶接構造用鋼として必要な
強度を得ることができず、また小入熱溶接時の割
れ感受性および溶接部のじん性の点から上限を
0.15％とし、0.01〜0.15％の範囲に限定した。 Ti：鋼中に微細に分散したTiNによつて溶接
部ボンド付近のじん性を向上させるばかりでな
く、スラブ加熱時においてオーステナイト粒の粗
大化を阻止して母材のじん性を向上させるのに効
果を発揮するため、最低0.005％は必要であり、
0.015％を超えると逆に母材のじん性を劣化させ
るため、0.005〜0.015％とした。 Ｎ：通常の製鋼工程で含有されるが、0.006％
を超えると固溶Ｎとなつて母材および大入熱溶接
部のじん性を損うため、0.006％以下に限定する。 Ti／Ｎ：大入熱溶接されると、継手のボンド
付近の温度は1400℃前後になつてオーステナイト
粒径が成長する。低Ｃ鋼の場合、オーステナイト
粒径がボンド付近のじん性を決定する主要因とな
るが、TiNはオーステナイト粒の成長を抑制す
る作用を持ち、その抑制能力はTiNの粒径ｒと
その体積率ｆの比ｒ／ｆに依存し、さらにこの
ｒ／ｆはTiとＮとの比Ti／Ｎに依存している。 第１図に、0.06％Ｃ−0.26％Si−1.50％Mn−
0.004％Ｐ−0.0007％ＳでTiを0.005〜0.015％、Ｎ
を0.0020〜0.0058％の範囲で変化させて比Ti／Ｎ
を0.86〜7.50とした溶鋼を、最終凝固部で注入時
の温度から1100℃までは11.6℃／minの平均冷却
速度で冷却し、1100℃未満800℃までは4.6℃／
minで冷却して鋳片とし、この鋳片を1150℃に再
加熱後、熱間圧延により鋼板とし、この鋼板にフ
イニツシングサイドの入熱119KJ／cm両面一層サ
ブマージアーク溶接した継手における板厚中心の
ボンドから切出した２mmＶノツチフルサイズ試験
片によりシヤルピー試験を行つたときの−60℃で
の吸収エネルギー（以下単に吸収エネルギーと示
す）を示した。 図から明らかなように、−60℃でのボンドのじ
ん性はTi／Ｎが1.0以上3.5以下で優れ、この範囲
外では劣化するため、Ti／Ｎを1.0以上3.5以下に
限定した。 また注入時の溶鋼温度から1100℃までの平均冷
却速度（以下前段冷却速度と示す）を10℃／min
以上とし、1100℃未満800℃までの平均冷却速度
（以下後段冷却速度と示す）を５℃／min以下と
したのは、次の理由による。 まず表１に示す鋼１〜５を用いて表２に示す製
造条件で鋳片を製造し、この鋳片を1150℃で加熱
後、熱間圧延した鋼板のTiNの粒径ｒと体積率
ｆとの比ｒ／ｆと、この鋼板をフイニツシングサ
イドの入熱119KJ／cmの両面一層サブマージアー
ク溶接した継手における板厚中心のボンドの吸収
エネルギーとを表２に示す。
熱溶接用高張力鋼の製造方法について、この明細
書で述べる技術内容は、とくに低温じん性に優れ
た鋼材を鋳造または造塊過程における冷却速度の
制御により得ることにある。 石油危機を契機とした石油、天然ガスの高騰
は、極地や深海などの過酷な環境におけるエネル
ギー資源の開発に拍車をかけている。そしてこの
エネルギー開発に利用される各種の構造物および
船舶には、溶接部を含み厳しい低温じん性が要求
されている。 （従来の技術） じん性、とくに溶接部のじん性を改善する従来
の技術としては、特公昭51−44088号公報に開示
されたものがある。この技術は、連続鋳造または
これに類する凝固、冷却条件でTi添加鋼を溶鋼
の注入温度から1100℃までの平均冷却速度を鋼塊
または鋳片中心で５℃／min以上で冷却し、1100
℃以上でTiN粒子を微細に分散させるものであ
る。しかしながら、添加Tiが0.02wt％以上、Ｎ
の含有が0.008wt％以上の条件下でのことであり、
これ以下のTi量、Ｎ量の場合には当てはまらな
い。またTi量が0.02wt％以上、Ｎ量が0.008wt％
以上では、大入熱溶接部の固溶Ｎが多くなり、例
えば−60℃のような低温下では十分なじん性を得
られない。 （発明が解決しようとする問題点） 連続鋳造での冷却速度の制御により、とくに溶
接部の継手での低温じん性に優れた鋼を製造する
方法の提供を、この発明の目的とする。 （問題点を解決するための手段） 発明者らは、0.015wt％（以下単に％と示す）
以下の微量Ti、0.006％以下の低Ｎ系の鋼を用い、
溶鋼の凝固、冷却条件とTiN粒子の析出量との
関係を調べた結果、TiN粒子の析出量には冷却
速度との依存性があることがわかつた。例えば
0.008％のTiを含有する溶鋼を、注入時の温度か
ら1100℃までの平均冷却速度を最終凝固部で５
℃／minとしてこの冷却速度で室温まで冷却した
場合、0.003％のTiが鋼中に固溶していた。同様
に速度10℃／minで冷却した場合は、0.005％の
Tiが鋼中に固溶していた。 このように５℃／min以上で冷却した場合、上
掲の特公昭51−44088号公報に記載の発明のよう
に1100℃までの冷却途中にTiN粒子が全量析出
するのではないことが新たに判つた。 また凝固後の冷却過程で析出しなかつたTiは、
800℃以上1100℃以下の温度に長時間保持するこ
とにより極めて微細に析出することを見出した。
そして注入時の溶鋼温度から1100℃までの最終凝
固部での平均冷却速度を10℃／min以上で冷却し
てTiを可能な限り固溶させ、次いで1100℃未満
800℃までの最終凝固部での平均冷却速度を５
℃／min以下となるように徐々に冷却すれば固溶
したTiが極めて微細に析出することが判明した。
さらに得られた鋳片を900℃以上1250℃以下に加
熱後圧延して鋼板を製造し、この鋼板を用いて溶
接継手を作製し、その低温じん性を調べたところ
優れていた。 この発明は、上記知見に由来するものである。 すなわちこの発明は、 Ｃ 0.01〜0.15％ Ti 0.005〜0.015％ Ｎ 0.006％以下 を含有し、TiとＮとの比Ti／Ｎが1.0以上3.5以下
である溶鋼を、最終凝固部における平均冷却速度
を、注入時の溶鋼温度から1100℃までは10℃／
min以上、1100℃未満800℃までは５℃／min以
下、とする冷却により鋳片とし、 得られた鋳片を900℃以上1250℃以下に再加熱
後、熱間圧延することを特徴とする大入熱溶接用
鋼の製造方法である。 なお注入時の溶鋼温度から1100℃までの平均冷
却速度を10℃／min以上とするには、水冷または
これに類する手段を用い、1100℃未満800℃まで
の平均冷却速度を５℃／min以下とするには保温
または加熱する必要がある。 （作用） まずこの発明方法における鋼の成分限定につい
て説明する。 Ｃ：0.01％未満では溶接構造用鋼として必要な
強度を得ることができず、また小入熱溶接時の割
れ感受性および溶接部のじん性の点から上限を
0.15％とし、0.01〜0.15％の範囲に限定した。 Ti：鋼中に微細に分散したTiNによつて溶接
部ボンド付近のじん性を向上させるばかりでな
く、スラブ加熱時においてオーステナイト粒の粗
大化を阻止して母材のじん性を向上させるのに効
果を発揮するため、最低0.005％は必要であり、
0.015％を超えると逆に母材のじん性を劣化させ
るため、0.005〜0.015％とした。 Ｎ：通常の製鋼工程で含有されるが、0.006％
を超えると固溶Ｎとなつて母材および大入熱溶接
部のじん性を損うため、0.006％以下に限定する。 Ti／Ｎ：大入熱溶接されると、継手のボンド
付近の温度は1400℃前後になつてオーステナイト
粒径が成長する。低Ｃ鋼の場合、オーステナイト
粒径がボンド付近のじん性を決定する主要因とな
るが、TiNはオーステナイト粒の成長を抑制す
る作用を持ち、その抑制能力はTiNの粒径ｒと
その体積率ｆの比ｒ／ｆに依存し、さらにこの
ｒ／ｆはTiとＮとの比Ti／Ｎに依存している。 第１図に、0.06％Ｃ−0.26％Si−1.50％Mn−
0.004％Ｐ−0.0007％ＳでTiを0.005〜0.015％、Ｎ
を0.0020〜0.0058％の範囲で変化させて比Ti／Ｎ
を0.86〜7.50とした溶鋼を、最終凝固部で注入時
の温度から1100℃までは11.6℃／minの平均冷却
速度で冷却し、1100℃未満800℃までは4.6℃／
minで冷却して鋳片とし、この鋳片を1150℃に再
加熱後、熱間圧延により鋼板とし、この鋼板にフ
イニツシングサイドの入熱119KJ／cm両面一層サ
ブマージアーク溶接した継手における板厚中心の
ボンドから切出した２mmＶノツチフルサイズ試験
片によりシヤルピー試験を行つたときの−60℃で
の吸収エネルギー（以下単に吸収エネルギーと示
す）を示した。 図から明らかなように、−60℃でのボンドのじ
ん性はTi／Ｎが1.0以上3.5以下で優れ、この範囲
外では劣化するため、Ti／Ｎを1.0以上3.5以下に
限定した。 また注入時の溶鋼温度から1100℃までの平均冷
却速度（以下前段冷却速度と示す）を10℃／min
以上とし、1100℃未満800℃までの平均冷却速度
（以下後段冷却速度と示す）を５℃／min以下と
したのは、次の理由による。 まず表１に示す鋼１〜５を用いて表２に示す製
造条件で鋳片を製造し、この鋳片を1150℃で加熱
後、熱間圧延した鋼板のTiNの粒径ｒと体積率
ｆとの比ｒ／ｆと、この鋼板をフイニツシングサ
イドの入熱119KJ／cmの両面一層サブマージアー
ク溶接した継手における板厚中心のボンドの吸収
エネルギーとを表２に示す。
【表】
【表】
【表】
表２から、前段冷却速度を10℃／min以上、後
段冷却速度を５℃／min以下とした鋼１および２
はｒ／ｆ値が500μｍ以下となり、大入熱溶接し
た継手の吸収エネルギーは−60℃においても良好
な値を示していることがわかる。対して比較例で
ある鋼３，４および５はｒ／ｆ値が50μｍ以上と
なり、吸収エネルギーも劣る。すなわち鋼３は、
前段冷却速度は10℃／min以上であるが、後段冷
却速度は５℃／min以上であるため、鋳片の状態
で鋼中に多量に固溶していたTiが1150℃の高い
加熱温度で析出してTiNの粒径が大きくなり、
大入熱溶接後のじん性も劣ることになる。また鋼
４および５は前段冷却速度が遅いためにTiNが
粗大になり、ｒ／ｆも大きくなつてじん性の劣化
を招く。とくに鋼４は鋳片の製造方法が造塊−分
塊法であるため、この発明で要求する冷却速度を
得ることが難しい。 前段冷却速度が10℃／min以下の場合、この温
度域で粗大なTiN粒子が析出するため、後段冷
却速度を制御しても大入熱溶接後のじん性は向上
しない。また後段冷却速度を５℃／min以上とす
ると、前段冷却速度を10℃／min以上としても
1100℃未満800℃までの温度域に鋳片が滞留する
時間が短かいため固溶Tiが微細なTiN粒子とし
て析出できず、じん性を向上させることはできな
い。 したがつてこの発明では、前段冷却速度を比較
的速い速度で冷却して鋳片にTiを多量に固溶さ
せ、次いで後段冷却速度を緩冷してこの温度域に
鋳片を長時間滞留させてTiNを微細に析出させ
る。 さらに再加熱温度を900℃以上1250℃以下とし
たのは、900℃未満の加熱温度は鋳片全体がオー
ステナイト化されていないために圧延された鋼板
のじん性が低下し、1250℃を超えると微細に析出
したTiN粒子を溶解してしまうためである。 （実施例） 表１に示す組成の鋼１〜９を、表３に示す条件
によつて32mm厚の鋼板とした。鋼１，２，６，７
および８はこの発明を適用した鋼であり、鋼３，
５は鋼１とほぼ同様の化学成分を有するが製造法
が連続鋳造と異なり、鋼４は製造法が造塊−分塊
法によるものである。 さらに鋼１〜９から製造された鋼板にフイニツ
シングサイドの入熱119KJ／cmの両面一層サブマ
ージアーク溶接し、その継手での板厚中心のボン
ドの吸収エネルギーおよび破面遷移温度を表３に
示した。
段冷却速度を５℃／min以下とした鋼１および２
はｒ／ｆ値が500μｍ以下となり、大入熱溶接し
た継手の吸収エネルギーは−60℃においても良好
な値を示していることがわかる。対して比較例で
ある鋼３，４および５はｒ／ｆ値が50μｍ以上と
なり、吸収エネルギーも劣る。すなわち鋼３は、
前段冷却速度は10℃／min以上であるが、後段冷
却速度は５℃／min以上であるため、鋳片の状態
で鋼中に多量に固溶していたTiが1150℃の高い
加熱温度で析出してTiNの粒径が大きくなり、
大入熱溶接後のじん性も劣ることになる。また鋼
４および５は前段冷却速度が遅いためにTiNが
粗大になり、ｒ／ｆも大きくなつてじん性の劣化
を招く。とくに鋼４は鋳片の製造方法が造塊−分
塊法であるため、この発明で要求する冷却速度を
得ることが難しい。 前段冷却速度が10℃／min以下の場合、この温
度域で粗大なTiN粒子が析出するため、後段冷
却速度を制御しても大入熱溶接後のじん性は向上
しない。また後段冷却速度を５℃／min以上とす
ると、前段冷却速度を10℃／min以上としても
1100℃未満800℃までの温度域に鋳片が滞留する
時間が短かいため固溶Tiが微細なTiN粒子とし
て析出できず、じん性を向上させることはできな
い。 したがつてこの発明では、前段冷却速度を比較
的速い速度で冷却して鋳片にTiを多量に固溶さ
せ、次いで後段冷却速度を緩冷してこの温度域に
鋳片を長時間滞留させてTiNを微細に析出させ
る。 さらに再加熱温度を900℃以上1250℃以下とし
たのは、900℃未満の加熱温度は鋳片全体がオー
ステナイト化されていないために圧延された鋼板
のじん性が低下し、1250℃を超えると微細に析出
したTiN粒子を溶解してしまうためである。 （実施例） 表１に示す組成の鋼１〜９を、表３に示す条件
によつて32mm厚の鋼板とした。鋼１，２，６，７
および８はこの発明を適用した鋼であり、鋼３，
５は鋼１とほぼ同様の化学成分を有するが製造法
が連続鋳造と異なり、鋼４は製造法が造塊−分塊
法によるものである。 さらに鋼１〜９から製造された鋼板にフイニツ
シングサイドの入熱119KJ／cmの両面一層サブマ
ージアーク溶接し、その継手での板厚中心のボン
ドの吸収エネルギーおよび破面遷移温度を表３に
示した。
【表】
表３により、鋼１，２，６，７および８は低温
じん性に優れているのに対し、比較例である鋼
３，４，５および９は低温じん性が劣ることがわ
かる。 鋼４は造塊材であり、前段冷却速度が10℃／
min以下であるため、低温じん性は劣化してい
る。 鋼９は前段冷却速度は10℃／min以上となつて
いるが、1100℃未満を空冷としたため、後段冷却
速度が５℃／min以上となり、低温じん性は劣化
している。 （発明の効果） 以上のようにこの発明によれば、大入熱溶接し
た継手においても低温じん性に優れた鋼を提供す
ることができる。
じん性に優れているのに対し、比較例である鋼
３，４，５および９は低温じん性が劣ることがわ
かる。 鋼４は造塊材であり、前段冷却速度が10℃／
min以下であるため、低温じん性は劣化してい
る。 鋼９は前段冷却速度は10℃／min以上となつて
いるが、1100℃未満を空冷としたため、後段冷却
速度が５℃／min以上となり、低温じん性は劣化
している。 （発明の効果） 以上のようにこの発明によれば、大入熱溶接し
た継手においても低温じん性に優れた鋼を提供す
ることができる。
第１図はTi／Ｎと吸収エネルギーとの関係を
示すグラフである。
示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ 0.01〜0.15wt％ Ti 0.005〜0.015wt％ Ｎ 0.006wt％以下 を含有し、TiとＮとの比Ti／Ｎが1.0以上3.5以下
である溶鋼を、 最終凝固部における平均冷却速度を、注入時の
溶鋼温度から1100℃までは10℃／min以上、1100
℃未満800℃までは５℃／min以下、とする冷却
により鋳片とし、 得られた鋳片を900℃以上、1250℃以下に再加
熱後、熱間圧延することを特徴とする大入熱溶接
用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23523184A JPS61113715A (ja) | 1984-11-09 | 1984-11-09 | 大入熱溶接用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23523184A JPS61113715A (ja) | 1984-11-09 | 1984-11-09 | 大入熱溶接用鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61113715A JPS61113715A (ja) | 1986-05-31 |
| JPH0533285B2 true JPH0533285B2 (ja) | 1993-05-19 |
Family
ID=16983019
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23523184A Granted JPS61113715A (ja) | 1984-11-09 | 1984-11-09 | 大入熱溶接用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61113715A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0768577B2 (ja) * | 1989-03-24 | 1995-07-26 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靭性の優れた大入熱溶接用鋼の製造方法 |
-
1984
- 1984-11-09 JP JP23523184A patent/JPS61113715A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61113715A (ja) | 1986-05-31 |
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