JPH0541683B2

JPH0541683B2 -

Info

Publication number: JPH0541683B2
Application number: JP62168576A
Authority: JP
Inventors: Rikio Chijiiwa; Yoshio Terada; Hiroshi Tamehiro; Masazumi Hirai; Seiji Isoda
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1987-07-08
Filing date: 1987-07-08
Publication date: 1993-06-24
Also published as: JPS6415320A

Description

【発明の詳細な説明】

〔産業上の利用分野〕本発明はとくに小入熱溶接から大入熱溶接に至
るまで熱影響部（HAZ）の低温靱性が優れ、か
つ板厚方向の特性が良好な低温用高張力鋼の製造
法に関する。鉄鋼業においては厚板ミルに適用す
ることが最も好ましいが、ホツトコイル、形鋼な
どにも適用可能である。また、この方法で製造し
た鋼は圧力容器、ラインパイプ（耐サワーガスラ
インパイプを含む）など苛酷な環境下で使用され
る溶接鋼構造物に用いることができる。〔従来の技術〕低合金鋼のHAZ靱性は、(1)結晶粒のサイズ、
(2)高炭素島状マルテンサイト（M′）、上部ベイナ
イト（Bu）などの硬化相の分散状態、(3)粒界脆
化の有無、(4)元素のミクロ偏析など種々の治金学
的要因に支配される。なかでもHAZの結晶粒の
サイズは低温靱性に大きな影響を与えることが知
られており、HAZ組織を微細化する数多くの技
術が開発実用化されている。TiNなど高温でも
比較的に安定な窒化物を鋼中に微細分散させ、こ
れによつてHAZのオーステナイト（γ）粒の粗
大化を抑制する技術はとくに有名である。しかしHAZの1400℃以上に加熱される領域で
は、TiNは粗大化もしくは溶解し、γ粒の粗大
化抑制能力は消失する。このため溶融線近傍での
靱性劣化が大きく、HAZ全域で安定して高靱性
を得ることができない。これに対してTi酸化物（主としてTi₂O₃）を微
細分散させた鋼（特開昭61−79745号公報）は溶
融線近傍でもHAZ組織を小さくすることができ、
TiN鋼に比較して優れた低温靱性が得られる。
しかし、この鋼の大入熱溶接HAZの靱性はシヤ
ルピー遷移温度−15〜−35℃程度であり、十分と
は言えない。さらに海洋構造物や耐サワーガスラインパイプ
などでは板厚方向の特性も問題となり、前者で
は、板厚方向に応力が作用するため耐ラメラーテ
ア性が、後者では耐水素誘起割れ性が要求され
る。しかしながら現在のところ溶融線近傍まで
HAZ組織を安定して微細化し、板厚方向の特性
を改善する技術は存在しない。〔発明が解決しようとする問題点〕本発明はHAZ靱性および板厚方向の特性が優
れた鋼を安価に製造する技術を提供するものであ
る。本発明法で製造した鋼は溶融線近傍から
HAZまで全域で組織が微細化し、優れた低温靱
性を示すとともに良好な耐ラメラーテア性、耐水
素誘起割れ性を有する。〔問題点を解決するための手段〕本発明の要旨は、重量％で、Ｃ；0.01〜0.15
％、Si；0.5％以下、Mn；0.5〜2.0％、Ｐ；0.025
％以下、Ｓ；0.002％以下、Al；0.004％以下、
Ca；0.001〜0.005％、Ｎ；0.0010〜0.0040％、
Ｏ；0.0010〜0.0050％を含有し、且つ、 −0.010≦〔Ca〕−2.5 〔Ｏ〕−1.25〔Ｓ〕≦０を満足する残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼を連続鋳造法によつてスラブとし、これを
1250℃以下の温度で再加熱後、鋼を製造すること
を特徴とする溶接部靱性の優れた低温用高張力鋼
の製造法である。更に本発明は必要によりNb；0.005〜0.060％、
Ｖ；0.005〜0.060％、Ni；0.05〜2.00％、Cu；
0.05〜1.00％、Cr；0.05〜1.00％、Mo；0.05〜
0.40％、Ｂ；0.0003〜0.0020％の一種または二種
以上を更に加え、更にZr；0.005〜0.025％、Ti；
0.005〜0.025％の一種または二種を加え、更に
REM；0.005〜0.050％を加えることができる。〔作用〕本発明者らの研究によれば、HAZ靱性は、１）
鋼の化学成分、２）組織（結晶粒の大きさと硬化
相の分布状態）に大きく依存し、鋼成分の適正化
とこれによる結晶粒の微細化が高靱性化に不可欠
であると考えられた。また板厚方向の特性を改善
するには、鋼のＳ量の低減とCaによる硫化物系
介在物の形態制御が不可欠である。そこで極低Ｓ鋼にCaを添加し、微細なCa酸化
物（主としてCaO）を形成、分散させ、これによ
つて組織を微細化、かつ残存するCaでＳを固定
する新しい方法を発明した。 Ca酸化物はγ粒の粗大化抑制能力は小さいが、
γ−α変態時にγ粒内に存在するCaOを核とし
て、放射状に微細なアシキユラーフエライト
（AF）が生成するので、HAZ組織は著しく微細
化する。CaOは溶融線近傍の1400℃以上に加熱さ
れる領域でも安定であり、この領域でも組織の微
細化に効果を発揮する。その結果、溶接部は全域
にわたつて微細化し、極めて優れた低温靱性が得
られる。酸化物によつてHAZ靱性を改善する方法には、
特開昭61−79745号公報のようにTi酸化物を利用
するものもあるが、Ca酸化物とTi酸化物でAF生
成能力に大きな差はない。CaOはTi₂O₃よりも生
成温度が高く、凝固冷却速度の影響を受け難いの
で、スラブ全厚にわたつて均一微細分散が可能な
点で優れている。さらに酸素と結合して残つた
Caは、Ｓと結合して圧延によつて伸びないCaS
を形成して、耐ラメラーテア性、耐水素誘起割れ
性をも向上させる。通常の製鋼法において鋼中にCaOを微細分散さ
せ、CaSを形成させるためには、とくにCa、Ｏ
およびＳ量とそのバランスの適正化が必須であ
る。このためCa、Ｏ、Ｓ量をそれぞれCa：0.01
−0.005％、Ｏ：0.0010−0.0050％、Ｓ：0.002％
以下に限定し、かつそのバランスを−0.010％≦
［Ca］−2.5［Ｏ］−1.25［Ｓ］≦０％とする必要があ
る。 Ca、Ｏ量の下限は、HAZにおいてCaOを生成
するための必要最少量である。Caの上限はCa系
の大型介在物やクラスターの生成による鋼の内質
劣化を防止するためである。Ｏの上限は非金属介
在物の生成による鋼の清浄度、靱性の劣化を防止
するためである。またＳ量の上限0.002％は板厚方向の特性を改
善するためである。Ｓ量が多過ぎるとCa添加量
を増加させねばならず、鋼の清浄度が悪化する。
Ｓ量は低いほど良く、0.0010％以下が望ましい。しかし単に個々の元素量を限定するだけでは微
細なCaOを安定して得ることはできないし、Ca
添加による硫化物系介在物の形態制御もできない
ので、Ca、Ｏ、Ｓ量のバランスを−0.010％≦
［Ca］−2.5［Ｏ］−1.25［Ｓ］≦０％の狭い範囲に限
定した。ここで、Tiを添加した場合、CaはTiより酸素
との結合力が強く、CaOは溶鋼段階ではすでに生
成する。Tiは溶鋼の凝固過程ですでに生成して
いるCaOを核に生成し、Ca−Ti−Ｏの複合酸化
物を生成する。この複合酸化物はCaOと同等の効
果を持ち、酸化物の数もCa単独添加の場合とか
わらない。従つて、Tiを添加した場合でも、Caの規定式
には、考慮しないでも良い。 Ca、Ｏ、Ｓ量が、この範囲にあるとHAZ靱性
および耐ラメラーテア性、耐水素誘起割れ性は飛
躍的に向上する。下限はCa量の不足によるCaO
の生成量の不足を防ぐためであり、上限は過剰の
Caによる清浄度の悪化を防止するためである。しかし、たとえCaOが鋼中に微細分散し、硫化
物の形態制御が完璧でも基本成分が適当でない
と、優れたHAZ靱性および耐ラメラーテア性、
耐水素誘起割れ性は得られない。以下、この点について説明する。Ｃの下限0.01％は、母材および溶接部の強度の
確保ならびにNb、Ｖなどの添加時に、これらの
効果を発揮させるための最小量である。しかしＣ
量が多過ぎると、HAZ靱性に悪影響をおよぼす
だけでなく母材靱性、溶接性をも劣化させるの
で、上限を0.15％とした。Ｃ量が多いとHAZに
マルテンサイト（M′）、凝似パーライト（P′）が
生成して低温靱性を著しく劣化させる。 Siは脱酸上、鋼に含まれる元素であるが、多く
添加すると溶接性、接合部の靱性が劣化するた
め、上限を0.5％に限定した。 Mnは強度、靱性を確保する上で不可欠な元素
であり、その下限は0.5％である。HAZ靱性を改
善するには、γ粒界に生成する粗大な初析フエラ
イトを防止する必要があるが、Mn添加は、これ
を抑制する効果がある。しかしMn量が多過ぎると焼入性が増加して溶
接性、HAZ靱性を劣化させるだけでなく、スラ
ブの中心偏析を助長して板厚方向の特性を劣化さ
せるので上限を2.0％とした。本発明鋼において不純物であるＰを0.025％以
下とした。これは、母材、HAZの低温靱性をよ
り一層向上させ、スラブの中心偏析を軽減するた
めである。Ｐ量の低減は、HAZにおける粒界破
壊傾向を減少させる傾向がある。最も好ましいＰ
量は0.010％以下である。 Alは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素である
が、本発明鋼では好ましくない元素であり、その
上限を0.004％とした。これはAlが鋼中に含まれ
ているとＯと結合してCaOができないためであ
る。脱酸はCaだけでも可能であり、本発明にお
いてAl量は少ないほど良く、0.002以下が望まし
い。つぎに選択元素の限定理由について説明する。 Nbは高強度と良好な靱性を得るために有効な
元素であり、本発明鋼においても同様である。こ
の効果を得るためには最低0.005％のNb量が必要
である。しかしながら、Nb量が多すぎると溶接
性を劣化させるので、その上限を0.060％とした。 Tiは本発明鋼に添加するとTiNを形成して
HAZの1400℃以下に加熱された領域の組織を微
細化するので、大入熱溶接用鋼に添加することが
望ましい。下限の0.005％は、この効果を得るた
めの最小量であり、また上限の0.025％はTiC形
成によるHAZ靱性の劣化を防止するためである。 ZrはほぼTiと同様の効果をもつ元素である。
その上下限は、それぞれ0.005％、0.025％であ
る。つぎにＶ、Ni、Cu、Cr、Mo、Ｂ、REMを添
加する理由について説明する。基本となる成分にさらに、これらの元素を添加
する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損な
うことなく、強度、靱性など特性の向上をはかる
ためである。したがつて、その添加量は自ら制限
されるべき性質のものである。ＶはNbとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、
0.005％以下では効果が少なく、上限は0.060％ま
で許容できる。 Niは溶接性、HAZ靱性に悪影響をおよぼすこ
となく、母材の強度、靱性を向上させるが、2.0
％を超えると溶接性に好ましくないため上限を
2.0％とした。 CuはNiとほぼ同様の効果とともに耐食性、耐
水素誘起割れ性などにも効果があるが、1.0％を
超えると熱間圧延時にCu−クラツクが発生し、
製造困難となる。このため上限を1.0％とした。 Crは母材、溶接部の強度を高めるが、多過ぎ
ると溶接性やHAZ靱性を劣化させる。その上限
は1.0％である。 Moは母材の強度、靱性をともに向上させる元
素であるが、多過ぎるとCrと同様に母材、HAZ
の靱性、溶接性の劣化を招き好ましくない。その
上限は0.40％である。なおCr、Moの添加量の下限は、材質上での効
果が得られるための最小量とすべきで、いずれも
0.05％である。Ｂは鋼の焼入性を増大させ強度を増加させる元
素である。HAZのγ粒界に偏析した固溶Ｂはフ
エライトの生成を抑制し、CaOからの微細なAF
の生成を助ける。またＮと結合したBNはフエラ
イト発生核としての作用をもちHAZ組織を微細
化する。このようなＢの効果を得るためには、最低
0.0003％のＢ量が必要である。しかしＢ量が多過
ぎるとFe₂₃（CB）₆などの粗大な析出物がγ粒界に
析出して低温靱性を劣化させる。このためＢ量の
上限を0.002％に制限する必要がある。 REMはCaと同様に硫化物（MnS）の形態を制
御し、低温靱性を向上（シヤルピー吸収エネルギ
ーを増加）させるほか、耐水素誘起割れ性の改善
にも効果を発揮する。しかし0.005％以下では実
用上効果がなく、また0.05％を超えて添加すると
REM−Ｏ、REM−Ｓが多量に生成して大型介在
物となり、鋼の靱性のみならず清浄度も害し、ま
た溶接性にも悪影響を与える。このため添加量の
範囲を0.005〜0.05％に制限した。鋼の成分を上記のように限定しても、製造法が
適切でなければ溶接前の鋼中に微細なCaOを分散
させることはできない。このため製造条件につい
ても限定する必要がある。まず、この鋼は工業的
には連続鋳造法で製造することが必須である。こ
の理由は連続鋳造法では溶鋼の凝固冷却速度が速
くスラブ中に微細なCaOが多量に得られるためで
ある。大型鋼塊による造塊−分塊法では、CaOを
スラブ中に微細分散させることは難しい。連続鋳造法の場合、スラブ厚によつて冷却速度
が異なるが、HAZ靱性の観点からその厚みは350
mm以下が望ましい。さらにスラブの再加熱温度を
1250℃以下とする必要がある。これ以上の温度で
再加熱するとγ粒が粗大化して、母材の低温靱性
が劣化する。なお本発明においては、スラブの再
加熱は必ずしも実施する必要はなく、ホツトチヤ
ージ圧延^*やダイレクト圧延^**を行つても全く問
題はない。ホツトチヤージ圧延^* 加熱炉挿入時のスラブ温度：700〜850℃ 加熱炉温度：1100〜1250℃ （圧延以降の条件は目標材質で決定する）ダイレクト圧延^** 圧延開始温度：1050〜930℃ （圧延以降の条件は目標材質で決定する）本発明ではスラブ再加熱後の圧延法などについ
ては、とくに限定しないが、いわゆる加工熱処理
や圧延後の焼入焼戻、焼ならし処理が強度、靱性
を確保する上で適切である。これは、たとえ優れ
たHAZ靱性が得られても母材の靱性が劣つてい
ると鋼材としては不十分なためである。母材の低
温靱性を優れたものとするには鋼の結晶粒を微細
化する必要がある。加工熱処理の方法としては、１）制御圧延、
２）制御圧延−加速冷却、３）圧延直接焼入−焼
戻などが挙られるが、最も好ましいのは制御圧延
と加速冷却の組み合わせである。なお、この鋼を
製造後、脱水素などの目的でAC₁変態点以下の温
度に再加熱しても本発明の特徴を損なうものでは
ない。〔実施例〕転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼
板（厚み30mm）を製造し、溶接熱サイクル再現装
置を使用してHAZ靱性を２mmＶノツチシヤルピ
ー試験によつて調査した。再現熱サイクル試験
は、1/4ｔ位置から採取し試験片を用い、ピーク
温度（最高到達温度）1400℃、800〜500℃の冷却
時間を192、54秒の２条件で行なつた。これらの条件はそれぞれ溶接入熱200、50KJ／
cmに相当する溶融線近傍の熱サイクルを模したも
のである。さらに板厚方向の特性を直径10mmの板厚方向引
張試験片によつて調べた。表１に実施例を示す。本発明法で製造した鋼板（本発明鋼）は全て良
好な母材特性、板厚方向特性およびHAZ靱性を
有するのに対して、本発明法によらない比較鋼は
いずれかの特性が劣り、厳しい環境下で使用され
る鋼板として適切でない。比較鋼において鋼15はＣ量が多過ぎるために
HAZ靱性が劣る。鋼16は低Ｃ量にもかかわらず、
Mn量が多過ぎるためにやはりHAZ靱性が悪い。
鋼17はＳ量が高く、かつCa量がすくないために、
CaOの生成量が不足、さらに硫化物の形態制御も
不完全になり、HAZ靱性、板厚方向特性が劣る。鋼18は鋼成分は本発明の条件を満足している
が、大型鋼塊−分塊法で製造したために微細な
CaOの量が不足し、HAZ靱性が十分でない。鋼
19はAl量が0.008％と多く、やはりCaOの量が不
足したために、HAZ靱性が劣る。また鋼20は鋼
成分において酸素が高過ぎるために母材靱性が不
十分である。

【表】

〔発明の効果〕

本発明により、母材はもとよりHAZ全域にお
いて優れた低温靱性を有し、かつ耐ラメラーテア
性、耐水素誘起割れ性の良好な鋼を大量、且つ安
価に製造することが可能になつた。その結果、溶
接構造物の施工能率が著しく向上するとともにそ
の安全を大きく向上させることができた。

Claims

【特許請求の範囲】１重量％で、Ｃ；0.01〜0.15％ Si；0.5％以下 Mn；0.5〜2.0％Ｐ；0.025％以下Ｓ；0.002％以下 Al；0.004％以下 Ca；0.001〜0.005％Ｎ；0.0010〜0.0040％Ｏ；0.0010〜0.0050％を含有し、且つ、 −0.010≦〔Ca〕−2.5 〔Ｏ〕−1.25〔Ｓ〕≦０を満足する残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼を連続鋳造法によつてスラブとし、これを
1250℃以下の温度で再加熱後、鋼を製造すること
を特徴とする溶接部靱性の優れた低温用高張力鋼
の製造法。２重量％で、Ｃ；0.01〜0.15％ Si；0.5％以下 Mn；0.5〜2.0％Ｐ；0.025％以下Ｓ；0.002％以下 Al；0.004％以下 Ca；0.001〜0.005％Ｎ；0.0010〜0.0040％Ｏ；0.0010〜0.0050％を含有し、 Nb；0.005〜0.060％Ｖ；0.005〜0.060％ Ni；0.05〜2.00％ Cu；0.05〜1.00％ Cr；0.05〜1.00％ Mo；0.05〜0.40％Ｂ；0.0003〜0.0020％の一種または二種以上を更に加え、且つ、 −0.010≦〔Ca〕−2.5 〔Ｏ〕−1.25〔Ｓ〕≦０を満足する残部が鉄および不可避的不純物からな
る鋼を連続鋳造法によつてスラブとし、これを
1250℃以下の温度で再加熱後、鋼を製造すること
を特徴とする溶接部靱性の優れた低温用高張力鋼
の製造法。３鋼の成分が重量％で、 Zr；0.005〜0.025％ Ti；0.005〜0.025％の一種または二種を更に加えたことを特徴とする
特許請求の範囲第１項または特許請求の範囲第２
項記載の溶接部靱性の優れた低温用高張力鋼の製
造法。４鋼の成分が重量％で、 REM；0.005〜0.050％を更に加えたことを特徴とする特許請求の範囲第
１項または特許請求の範囲第２項または特許請求
の範囲第３項記載の溶接部靱性の優れた低温用高
張力鋼の製造法。