JPH06104860B2 - 低温靱性の優れた大入熱溶接用鋼の製造法 - Google Patents

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用鋼材の製造法に関
するものである。

（従来の技術） 近年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
もとで操業されるため、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3.5kg f・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36kg/m
m²以上の鋼材を用いることにより、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
63−103021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（50kJ/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60−245768号公報および特開昭60−152626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
して粒内フェ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題） 本発明の目的は、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）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:0.003〜0.010％、Cu:0.2〜2.0％、N:0.01％以下
および重量％で、TiとＮの比（Ti/N）が2.0〜4.0である
Tiを含有し、かつ、S:0.003〜0.004％、Al:0.001〜0.1
％、を含有し、（２）更に上記成分に加えて、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種以上を更に含有し、残部がFe
および不可避的不純物からなる鋼を連続鋳造機により鋳
造し、その後、1150℃〜1250℃に加熱し、３時間以上10
時間以下に保定する前処理を施した後、500℃以下まで
冷却し、その後、1150℃以下に加熱し、熱間圧延するこ
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
法に関するものである。

（作用） 本発明者らは数多くの実験に基づき、溶接時の冷却過
程で生成する粒内フェライトは、酸化物だけでなく、Ti
NとMnSの複合析出物（以下、TiN−MnS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、溶
接熱影響部の靭性の向上に寄与するTiN−MnS析出物の大
きさは、一定以上の大きさである必要があり、それを達
成するためには、高温でMnSを凝集させる処理が必要で
あることを知見した。

以下、上記の知見に基づき、本発明の骨子を説明する。

第１図は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。

この図からTiN-MnSの複合析出物の増加と共に、溶接熱
影響部の靭性が向上しており、TiN−MnS複合析出部が溶
接熱影響部の靭性向上に効果があることが分かる。

第２図はTiN−MnS析出物の析出状態を圧延前の前処理温
度とその保持時間に対して表わしたものである。

前処理条件において、TiN−MnS複合析出物の析出促進に
は最適な領域が存在し、1150〜1250℃の温度範囲で３〜
10時間保持することが必要である。なお、この時のTiN
−MnS複合析出物の大きさは、0.4μｍ以上が好ましい。

また、この熱処理は、通常行なわれる熱間圧延時のスラ
ブ加熱処理と兼ねて実施することも考えられるが、圧延
前の加熱温度を1150℃超の温度にすると、母材の強度、
靭性の低下を招くため、本発明における熱処理は熱間圧
延時の加熱に先立ち行なわれるべきである。

以上の実験事実から、熱間圧延前に1150〜1250℃３〜10
時間の前処理を施すことで、粒内フェライトの変態核と
なるTiN−MnS複合析出物を析出させ、その結果、溶接熱
影響部の靭性を顕著に改善することが可能である。

なお、熱処理後の冷却速度はAlNの粗大化などの靭性を
阻害する析出物の生成を防ぐ観点から、空冷以上の冷却
速度が望ましく、その冷却はMnSの形態が変化しない500
℃以下までとする。

また、熱間圧延のためのスラブの加熱温度は、一度生成
したTiN−MnS析出物の形態を変化させないためと、母材
の強度、靭性を確保する理由から、1150℃以下にする必
要がある。

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まねくためその上限
を0.3％とする。

Si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0.010％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、Ti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％以下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％以下ではそ
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、0.002％以下の添ではその析出が不十になるとと
もに、0.008％を超えて添加すると、MnSが多量に析出
し、かえって靭性を阻害するために、0.003〜0.008％の
範囲に限定するが、好ましくは0.003〜0.005％の範囲に
添加されるべきである。

第３図のベース成分は0.05C−0.11Si−1.57Mn−0.005P
−0.30Cu−0.30Ni−0.010Nb−0.008Ti−0.0030Nであ
る。

Al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、転炉で溶製した
後、連続鋳造機により鋳造する。これは従来の造塊分塊
法だと凝固時の冷却速度が遅く、TiNが微細に析出しな
いため、溶接熱影響部の靭性に対し好ましくない。

このスラブを熱間圧延の加熱に先立ち、1150〜1250℃で
３〜10時間保持し、その後空冷以上の冷却速度で500℃
以下まで冷却する。

この前処理は前述したように、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、最適なTi
N−MnS複合析出物を析出させるために必要な処理であ
る。

第２図に示すように、1250℃を超える温度では、MnSが
溶解するために適切な複合析出物がえられず、1150℃未
満の温度ではMnSの凝集が不十分である。また、1150〜1
250℃の温度範囲でも、保持が３時間未満であるとやは
りMnSの凝集する時間が不十分であるため、その保持時
間の下限は３時間とする。

しかしながら、10時間を超える保持は、MnSの粗大化に
より、粒内フェライトの変態核としての複合析出物の適
切な個数密度が低下すると同時に、熱処理コストも増大
するために、その上限は10時間とする。

また、この前処理後に場合によっては分塊圧延を加えて
も何らさしつかえない。

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TiN−MnS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〜鋼Ｊ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、溶接熱
影響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、連続鋳造機により、厚み24
0mm、幅1600mに鋳造された後、前処理および圧延のため
の加熱圧延を経て32mmの鋼板として製造された。なお、
溶接熱影響部の靭性は、片面１層の潜弧溶接（入熱:200
kJ/cm）後の衝撃試験により評価した。

本発明により製造された鋼板（板番:1,4,6,7,9,10,11）
は、母材、溶接熱影響部共に優れた靭性を示している。

これに対し、板番２は前処理温度が高いため溶接熱影響
部の靭性が低下し、板番３は圧延前のスラブ加熱温度が
高いために母材の靭性が低下している。板番５は前処理
後の冷却が徐冷であるために溶接熱影響部の靭性の低下
が見られ、板番８は前処理温度が低いために同じく溶接
熱影響部の靭性が低下している。

さらに板番12,13,14は成分範囲が本発明から逸脱してい
るものである。すなわち板番12はNb含有量が多いために
母材強度は高いものの、溶接熱影響部の靭性が低下し、
板番13はTi/Nが本発明条件から逸脱しているために、同
じく溶接部の靭性が低下している。また、板番14はＳ量
が高いためにやはり、溶接熱影響部の靭性低下が認めら
れる。

（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TiN−MnS複合物と溶接熱サイクル後の靭性の変
化を示す図表、第２図はTiN−MnS複合析出物の析出状態
を前処理温度とその保定時間に対して表した図表、第３
図は片面１層潜弧溶接（入熱:200kJ/cm）後の溶接熱影
響部の靭性に及ぼすＳ量の影響を示した図表である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項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の比（Ti/N）が2.0〜4.0になる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なる鋼を連続鋳造
   し、熱間圧延に先立ち、1150℃〜1250℃に加熱し、３時
   間以上10時間以下に保定する前処理を施した後、500℃
   以下まで冷却し、その後1150℃以下に加熱し、熱間圧延
   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
   の製造法。
2. 【請求項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なる鋼
   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
   の製造法。