JPH0569902B2 - - Google Patents

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200kJ／cm程度の大入熱溶
接に至る広範な入熱の溶接においても、良好な溶
接熱影響部の低温靭性を有する溶接用低温高靭性
鋼の製造方法にかかわるものである。 （従来の技術） 近年、海洋構造物、船舶等、大型構造物の材質
に対する要求は安全性確保の点から厳しさを増し
ている。特に母材に比べて材質が劣化する傾向に
ある溶接熱影響部の低温靭性の向上が望まれてい
る。一般に鋼材をサブマージアーク溶接やエレク
トロスラグ溶接などの溶接入熱の大きい自動溶接
を行うと、溶接熱影響部（以下、HAZと称する）
のオーステナイト結晶粒が粗大化することにより
HAZの組織が粗くなり、HAZ靭性が著しく低下
する。 HAZ靭性向上のためにはHAZ、特に高温にさ
らされる融合部（フユージヨンライン、以下FL
と称する）近傍のHAZ組織を微細化する必要が
あり、従来、以下に示すような種々のHAZ組織
微細化方法が提案されている。 例えば、昭和54年６月発行の「鉄と鋼」第65巻
第８号1232頁においては、TiNを微細析出させ
ることによりHAZのオーステナイト粒を微細化
して、50Kgｆ／mm²級高張力鋼の大入熱溶接時の
HAZ靭性を改善する技術が開示されているが、
TiNはFL直近では溶接時に大部分が溶解し、オ
ーステナイトの粗粒化と固溶Ｎの増加とにより、
HAZ靭性の劣化が避けられないという欠点が存
在する。 ごく最近では、例えば特開昭61−117213号公報
に見られるように、オーステナイトの細粒化によ
らずに粒内フエライトを生成させることにより、
HAZ組織の微細化を図る技術が開発されている。
本発明者らの一部は粒内フエライトの生成核とし
てTi酸化物が有効であり、Ti酸化物は高温にさ
らされても溶解することがなく、FL直近でも粒
内フエライトの核として働き、組織微細化が可能
で、TiN等を利用した鋼に比較してFL近傍の
HAZ靭性の著しい改善が可能であることを、例
えば特開昭61−117245号公報に示した。 （発明が解決しようとする課題） Ti酸化物を粒内フエライトの変態核とした場
合は、TiNや他の複合単窒化物等を核とした場
合に比べて高温安定性には優れているが、酸化物
であるため、凝固時にその分散状態が決定され、
単窒化物に比べて分散状態の制御が困難であり、
またTi酸化物の個数自体も現状の製鋼、凝固法
においてはTiN等と比べて非常に少ないなどの
問題がある。 さらに、粗大なTi酸化物ができやすく、その
場合には酸化物自身が脆性破壊の起点となつて
HAZ靭性劣化を招く。従つて、酸化物を用いた
鋼材で安定したHAZ靭性を確保し、一層のHAZ
靭性向上を図るためには粒内フエライトの核とな
り得る酸化物を微細、多量且つ均一に分布できる
手法が必要となる。 本発明は過酷な使用条件に対して安全性の高い
溶接用低温高靭性鋼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） 本発明は鋼中に安定して微細分散し、且つ粒内
フエライトの生成核となる酸化物の検討を種々行
つた結果発明に至つたものであり、その要旨とす
るところは、Ｃ：0.02〜0.18％、Si：0.5％以下、
Mn：0.4〜2.0％、Ｓ：0.001〜0.01％、Ｎ：0.006
％以下、Al：0.006％以下を基本成分とし、必要
に応じてさらに、Cr：1.0％以下、Ni：3.0％以
下、Mo：0.5％以下、Ｖ：0.1％以下、Nb：0.05
％以下、Cu：1.5％以下の１種または２種以上を
含有し、不純物としてＰ：0.015％以下、残部は
Fe及び不可避不純物からなる溶鋼中のＯ量を
0.0030〜0.015％とし、TiとＹをTi：0.005〜0.020
％、Ｙ：0.0010〜0.010％の範囲で添加後、凝固
させることを特徴とする溶接用低温高靭性鋼の製
造方法にある。 （作用） 本発明はFL直近の高温にさらされるHAZにお
いても、安定に存在し得る酸化物の内で、粒内フ
エライトの生成核として有効に働き、且つ従来の
Ti酸化物を利用した鋼以上に鋼中に安定して、
多量に均一微細分散し、HAZ靭性を著しく改善
することができる酸化物を含む鋼について種々検
討した結果、発明に至つたものである。 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Ｃ：0.06％、Si：0.1％、Mn：1.4
％、Ni：0.3％、Cu：0.3％、Nb：0.015％、Ｐ：
0.005％、Ｓ：0.0030％、Ｎ：0.003％程度の化学
成分を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、Ti酸化
物及び種々の酸化物を鋼中に分散させることを目
的として、出鋼前５〜10分の間にTiを約0.015％
添加し、さらに以下にのべる１種類の元素を
0.0050〜0.010％の範囲で添加した後、鋳型に鋳
込んで重量25Kgのインゴツトとした。 Ti以外の添加元素としてはLa、Ca、Ce、Ｙを
選んだ。 各々のインゴツトを熱間圧延し、焼入れ焼戻し
処理を加えて素材とした。素材より採取した試験
片にFL近傍のHAZの受ける熱履歴をシミユレー
トした溶接再現熱サイクルを加えた。 溶接再現熱サイクル条件は加熱温度1400℃、保
持時間１秒で、800〜500℃までの冷却時間
（Δ_8/5）がサブマージアーク（SAW）溶接の中入
熱溶接に相当する40秒と大入熱溶接に相当する
161秒の２種類とした。 再現熱サイクルを施した後、酸化物の調査及び
２mmＶノツチシヤルピー特性を調査した。 先ず、抽出レプリカの電子顕微鏡観察により酸
化物の調査を行つた結果、Ti以外にはLa、Ca、
Ce、Ｙを複合添加した鋼において、鋼中に含ま
れる主要な酸化物は、何れもTiと添加したもう
一つの元素の複合酸化物であることが判明した。 複合酸化物の分布状態は第１図に示す通りで、
TiとＹの複合酸化物が他の複合酸化物に比べて、
粒子径が2.0μｍ以下の微細な酸化物個数が多く、
平均サイズも小さい。 即ち、同一の溶解、凝固条件で比較した場合、
TiとＹの複合酸化物は、従来からHAZ靭性改善
に有効として用いられているTi単独の酸化物よ
りも一層、微細分散が可能であることが判明し
た。 第２図、第３図に0.1〜2.0μｍの粒子径の酸化
物個数とシヤルピー特性（50％破面遷移温度：
vTrs）の関係を調べた結果を示す。 TiとCeの複合酸化物以外はTi単独の酸化物も
含めて、0.1〜2.0μｍの粒子径の酸化物個数と
vTrsは概略直線関係にあり、酸化物個数が増加
するにつれてvTrsは向上し、酸化物が微細分散
する分、TiとＹの複合酸化物の方がTi単独酸化
物によるよりも一層のHAZ靭性向上が図れる。
TiとCeの複合酸化物は比較的多量且つ微細分散
するが、熱サイクル組織に粒内フエライトの生成
が認められず、靭性も低い。 即ち、TiとCeの複合酸化物は粒内フエライト
生成能を有しないため、有効でない。その他は何
れも粒内フエライト生成能を有するが、TiとLa
の複合参加は個数が非常に少ないため、第２図、
第３図の熱サイクル条件においては粒内フエライ
トの生成量が少なく、靭性は著しく劣つている。 以上の実験結果から酸化物を用いた鋼材で安定
したHAZ靭性を確保し、Ti酸化物を利用した鋼
以上の一層のHAZ靭性向上を図るための方法と
して、TiとＹを溶鋼中に添加することにより、
粒内フエライトの核となり、且つ微細、多量且つ
均一に分布できるTiとＹの複合酸化物を形成さ
せることが極めて有効であるとの結論に至つた。 なお、本発明におけるTiとＹの複合酸化物と
は、TiとＹとＯを主要元素とする酸化物のこと
で、この酸化物には鋼中や原料の不純物から持ち
きたされる他の元素が微量に含まれることもある
が、これらの元素もフエライト生成能を有する限
りはTiとＹの複合酸化物に包含する。 具体的には微量のFe、Mn、Ca、Al等がTi、
Ｙ、Ｏ以外に含有される場合が多いが、何れも十
分な粒内フエライト生成能を有する。 TiとＹの量は、以下に述べる理由から、添加
量として溶鋼重量に対し、Ti：0.005〜0.020％、
Ｙ：0.0010〜0.010％の範囲が好ましい。 先ず、Tiは0.005％未満では必要な酸化物量が
確保できないので、0.005％以上は必要である。
TiはTiとＹの複合酸化物を形成する以外に、
TiNを形成することによつて、母材の加熱オー
ステナイトの細粒化や、HAZのFLから遠い領域
でのオーステナイト細粒化を生じさせ、母材、
HAZの靭性向上に有効であるので、酸化物を形
成する量以上に含有させることが可能であるが、
0.020％を超えると粗大なTiNが形成されたり、
析出脆化を生じる恐れがあるため、0.005〜0.020
％の範囲とした。 次に、ＹはTiと複合酸化物を形成することに
より、酸化物の均一微細分散を可能にしている元
素で、多量の添加は不要であるが、0.0010％以上
添加しないと十分な効果が得られない。一方、
0.010％を超える添加では粗大な酸化物を生じて、
酸化物の微細分散に有効でなく、さらに靭性上も
好ましくないので、0.0010〜0.010％の範囲とし
た。 TiとＹの添加手段は、溶鋼に純チタンもしく
はチタン合金及び純イツトリウムもしくはイツト
リウムを含む母合金を、同時にあるいは順次添加
して鋳造・凝固させる手段でもよいし、予め前記
粒度の範囲内に調整したTiとＹの複合酸化物を
溶鋼に噴射添加し、そのまま、鋳造・凝固させて
もよい。TiとＹの添加順序は問わない。 加えて、TiとＹの複合酸化物は溶鋼中にTiと
Ｙを添加することによつて形成されるので、Ti
とＹを添加するときのＯ濃度が重要となる。本発
明者らの検討結果によれば、Ｏが0.0030％未満で
は粒内フエライト生成に十分なTiとＹの複合酸
化物が形成され難い。 一方、0.015％を超えたＯ濃度の溶鋼中にTi、
Ｙを添加すると、粗大な酸化物を形成して、複合
酸化物の数が減少するとともに、粗大な酸化物が
破壊の起点となることにより靭性が劣化するよう
になる。従つて、TiとＹを添加するときの溶鋼
中のＯ濃度は0.005〜0.015％とする必要がある。 凝固後の鋼材は何らかの手段により、所望の形
状とするが、鋼材は通常の圧延ままのもの、制御
圧延をしたもの、さらにこれに制御冷却と焼戻し
を加えたもの、及び焼入れ・焼戻しまたは焼なら
し及び両者を組み合わせたものであつても、該酸
化物の効果は何ら影響を受けることはない。 次に、本発明鋼の基本成分範囲の限定理由につ
いて述べる。 先ず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分と
して添加するもので、0.02％未満では構造溶鋼に
必要な強度の確保が困難であり、また、0.18％を
超える過剰の添加は耐溶接割れ性などを著しく低
下させるので、0.02〜0.18％の範囲とした。 次に、Siは母材の強度確保に有効な元素である
が、0.5％を超える過剰の添加はHAZに高炭素島
状マルテンサイトを生成して靭性を低下させるた
め、上限を0.5％とした。 また、Mnは母材の強度靭性の確保に必要な元
素であり、最低限0.4％以上添加する必要がある
が、溶接部の靭性、割れ性など許容できる範囲で
上限を2.0％とした。 一方、Ｐは母材、溶接部との靭性に悪影響を及
ぼすので、極力低減するべきであり、上限を
0.015％とした。 ＳについてはMnSを形成して粒内フエライト
生成を助長する元素であるので、0.001％以上必
要であるが、0.01％を超える過剰の添加は粗大な
Ａ系介在物を形成して母材の延性、靭性の低下と
機械的性質の異方性の増加を招く上から避けるべ
きであり、従つて、Ｓは0.001〜0.01％の範囲と
した。 ＮはTiNとして母材の細粒化に寄与するが、
特に大入熱溶接時に高炭素島状マルテンサイトを
生成して靭性を低下させるため、上限を0.006％
とした。 Alは通常の鋼では脱酸、母材の細粒化等に必
要が元素であるが、通常アルミキルド程度の添加
でも溶鋼酸素量を著しく低下させ、フエライト生
成核となるTiとＹの複合酸化物の形成が難しく
なるため、上限を0.006％とした。 以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度
の上昇、母材及びHAZ靭性向上の目的で、必要
に応じてCr、Ni、Mo、Ｖ、Nb、Cuの１種また
は２種以上を含有することができる。 先ず、Niは母材の強度、靭性とHAZの靭性を
同時に向上できる極めて有効な元素であるが、
3.0％を超す過剰の添加をすると焼入性の増加に
より本発明鋼に必要な粒内フエライトの形成が抑
制され、HAZ靭性が劣化するため、上限を3.0％
とした。 次に、Cuは母材強度を高める割にはHAZの硬
さ上昇が少ないという点で有効な元素であるが、
応力除去焼鈍によるHAZの硬化、靭性劣化の恐
れがあることから、上限を1.5％とした。 さらにCr、Mo、Ｖ、Nbは焼入性の向上と析
出硬化により母材の強度上昇に有効な元素である
が、上限値を超える添加はHAZ靭性の劣化を招
くので、Cr、Mo、Ｖ、Nbのそれぞれについて
上限を1.0％、0.5％、0.1％、0.05％とした。 次に、本発明の効果を実施例によつてさらに具
体的に述べる。 （実施例） 第１表に本発明に従つて試作した鋼及び比較鋼
の化学成分、Ti、Ｙ等の酸化物形成元素の種類、
添加量、酸化物のサイズ、個数、溶接部の靭性等
を示す。 ここで、No.１〜No.10が本発明鋼であり、No.11〜
No.16が比較鋼である。 本発明鋼、比較鋼とも圧延により20mm及び30mm
の鋼板とした。 20mm材についてはＸ開先で、電流700A、電圧
32V、溶接速度30cm／min、入熱45kJ／cmの両面
１層１電極潜弧溶接（サブマージアーク溶接）を
行つた。 30mm材についてはＹ開先で、電流1380A（Ｌ
極）、1150A（T1極）、1040A（T2極）、電圧36V
（Ｌ極）、42V（T1極）、46V（T2極）、溶接速度45
cm／min、入熱194kJ／cmの片面１層３電極サブ
マージアーク溶接を行い、いずれも２mmＶノツチ
シヤルピー衝撃試験片を板表面から７mmの位置が
試験片の中心部となり、溶接金属とHAZの境界
（融合部：FL）からHAZ側に１mm入つた位置が
ノツチ位置となるよう採取し、60℃で試験を実施
した。

【表】

【表】

【表】 第１表から明らかなように、本発明鋼は比較鋼
に比べて優れたHAZ靭性を有し、−60℃の低温で
も構造物の安全性確保に十分なシヤルピー試験の
吸収エネルギーを示すことが分かる。即ち、本発
明鋼はいずれもＯを0.0030〜0.015％とした溶鋼
中にTiとＹを添加することにより0.1〜2.0μｍ径
の微細なTiとＹの複合酸化物が多量に鋼中に分
散しており、その結果として、入熱40kJ／cmの
両面１層溶接だけでなく、入熱194kJ／cmの片面
１層大入熱溶接においても極めて優れたシヤルピ
ー特性を示している。 一方、比較鋼においてNo.11、No.12はTi単独の
酸化物を分散させた鋼であるが、No.11は酸化物個
数が十分確保できておらず、またNo.12は2.0μｍを
超える酸化物が存在するために、何れも本発明鋼
に比べてHAZ靭性が若干劣る。比較鋼No.113〜No.
15は複合酸化物を含有する鋼であるが、複合酸化
物がTiとＹの複合酸化物ではないため、酸化物
数が不十分であつたり、酸化物自体に粒内フエラ
イト生成能がないために極めて低い靭性値となつ
ている。比較鋼No.16はAlを含有した鋼で、Ti酸
化物は少なく、TiNにより組織の微細化を図つ
た鋼であるが、FL直近でTiNが溶解してオース
テナイオ粒径の粗大化が生じ、固溶Ｎ量も増加し
たためにFL近傍のHAZ靭性は本発明鋼に比べて
劣つている。 以上の実施例から本発明によれば、200kJ／cm
程度の大入熱溶接に至るまで、−60℃でも十分な
吸収エネルギーを示す、極めて優れたHAZ靭性
が得られることが明白である。 （発明の効果） Ti酸化物を利用してHAZ組織に粒内フエライ
トを生成させて組織の微細化を図る技術は、
HAZ靭性向上のための優れた技術である。本発
明に従えばTiとＹの複合酸化物の微細分散によ
り、Ti酸化物によるよりも一層のHAZ靭性向上
が図れることが以上の実施例からも明らかであ
る。 従つて、本発明は、より過酷な使用条件に対し
ても安全性の高い溶接構造用低温高靭性鋼を提供
することを可能とするものであり、その効果は極
めて顕著である。

【図面の簡単な説明】

第１図は鋼中に含有される各種複合酸化物の粒
子径と粒子数の関係を示す図表、第２図は酸化物
粒子数とΔ_8/5＝40秒の溶接再現熱サイクルを加え
たときのシヤルピー特性の関係を示す図表、第３
図は酸化物粒子数とΔ_8/5＝161秒の溶接再現熱サ
イクルを加えたときのシヤルピー特性の関係を示
す図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％で Ｃ：0.02〜0.18％ Si：0.5％以下 Mn：0.4〜2.0％ Ｓ：0.001〜0.01％ Ｎ：0.006％以下 Al：0.006％以下 を基本成分とし、不純物としてＰ：0.015％以下、
   残部はFe及び不可避不純物からなる溶鋼中のＯ
   量を0.0030〜0.015％とし、TiとＹをTi：0.005〜
   0.020％、Ｙ：0.0010〜0.010％の範囲で添加後、
   凝固させることを特徴とする溶接用低温高靭性鋼
   の製造方法。 ２ 重量％で Cr：1.0％以下 Ni：3.0％以下 Mo：0.5％以下 Ｖ：0.1％以下 Nb：0.05％以下 Cu：1.5％以下 の１種または２種以上を含有することを特徴とす
   る特許請求の範囲第１項記載の溶接用低温高靭性
   鋼の製造方法。