JPS60204863A - 大入熱溶接構造用鋼 - 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】 本発明は大入熱溶接構造用鋼に関し、詳しくは、大入熱
溶接を施しても、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺという。

）の脆化の少ない溶接構造用鋼に関する。

近年、船舶をはじめとする各種構造物の溶接には、溶接
作業能率を向上させ、溶接施工費を軽減するために、大
入熱の片面一層サブマージアーク溶接やエレクトロガス
アーク溶接等の高能率溶接法が採用されてきている。し
かし、従来の一般の溶接構造用鋼材にこのような大入熱
溶接を施すと、そのＨＡ　Ｚが脆化し、この傾向は鋼材
の強度レベルが高くなるほど著しい。

一般に、大入熱溶接によるＨＡＺ、特に、ボンド部近傍
の脆化は、溶接熱によってその部分が少なくとも１１０
０℃以上の高温に加熱されるうえに、その後の緩慢な冷
却によって、ボンド部近傍の結晶粒が著しく粗大化する
と同時に、組織が靭性の極めて悪い粗大な上部ベイナイ
ト組織となり、しかも、高温では不安定なＡＩＮ等の窒
化物が溶接熱により解離して、固溶Ｎが増加して地の靭
性を劣化させるために生じると考えられている。

このため、最近になって、大入熱溶接時におけるＨＡＺ
の脆化を軽減するため、高温においても比較的安定であ
るＴｉＮの微細分散を利用して、オーステナイト粒の粗
大化を防止し、また、フェライト変態核となるＴｉＮ或
いはＢＮ、ＲＥＭ化合物、Ｃａ化合物等の分散析出物を
利用して、組織の微細なフェライト・パーライト化を図
った各種の大入熱溶接用鋼が開発され、実用化に至って
いる。

しかしながら、低温での要求品質が厳しい低温用鋼或い
は合金元素を比較的多量に含有する高強度鋼においては
、上記技術を適用した大入熱溶接用鋼を使用しても、過
度の大入熱溶接を行なえば、要求品質を満足することが
困難となるため、溶接入熱量を制限しているのが実情で
ある。

このような事情を背景として、本発明者らは、大入熱溶
接用鋼に対する厳しい要求品質を満足し得る溶接構造用
鋼を得るべく、主に低温アルミキルド鋼のＨＡＺ靭性に
及ぼすＴｉ、Ｂ、Ｎ等の影響を入熱量１５０ＫＪ／（Ｊ
に相当する熱サイクル試験、即ち、１３５０℃又は１１
００℃に加熱した後、８００℃から５００°Ｃまでの冷
却時間を１８０秒として研究し、次のような新しい知見
を得た。

即ち、第１は、Ｎ含有量と脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ
　）との関係を示す第１図に明らかなように、溶接熱に
より少なくとも１３５０℃以上に加熱されるボンド部近
傍においては、固溶Ｎの低減が低温靭性の改善に有効で
ある。また、第２図にＮ含有量が１６〜１９ρｐｉであ
る場合について、熱サイクル靭性に及ぼすＢの影響を示
す。これよリ、Ｂが溶接後の冷却過程でＮを固定化する
ためとみられるが、Ｂを所定量添加することにより、熱
サイクル靭性が大幅に改善される。

次に、第３図にＮ１５〜１８ｐｐｍ、２６〜３８ｐｐｍ
及び４５〜５５ｐｐｍの各場合の熱サイクル靭性に及ぼ
すＴｊ及びＢの単独又は複合添加による影響を示す。Ｂ
を添加せずに、Ｔｉを単独で添加した場合、Ｎ１５〜１
８ｐｐｍでは熱サイクル靭性の向上が全く認められない
のに対して、Ｎ２６〜５５ｐｐｍ＋では靭性向上の効果
が認められるが、いずれの場合にもｖＴｒｓ　−ｓｏ’
ｃ以下の高靭性鋼は得られない。しかし、Ｂを単独で又
はＴｉと複合して添加することにより、いずれのＮ量に
おいても、更に大幅な靭性の向上効果が認められ、シＴ
ｒｓ−５０℃以下の高靭性鋼が得られる。

第２は、溶接熱により１１００’Ｃ程度に加熱されるボ
ンド部から若干能れた部分では、ＴｉＮの適量添加によ
るフェライト粒の微細化が効果的である。即ち、加熱温
度を１１００℃としたときの熱サイクル靭性に及ぼすＴ
ｉの影響をＮ量で整理して第４図に示すように、ＴＩの
効果はＮ量に殆ど影響されず、Ｔ　ｉ　Ｏ，００５％の
微量の添加によっても十分に効果がある０図中には、Ｂ
を単独で添加した場合の結果を併せて示すが、Ｂの影響
は殆ど認められない。

従って、第３には、鋼中のＮ含有量を６０ｐｐｍ以下と
低く抑えながら、ＢＯ，０Ｏ１０％程度と、ＮｆＩｋに
応じた適量のＴｉとを複合して添加することにより、上
記第１及び第２の効果が重畳され、ＨＡＺ全体の靭性が
顕著に向上する。第５図はＢｏ、　ｏ　ｏ　ｉ　ｏ％添
加鋼について、ＨＡＺ靭性に及ぼずＴｉ１ｌとＮ量の関
係を示したものであり、斜線で囲まれた領域が高靭性領
域である。

本発明は上記知見に基づいてなされたものであって、低
温用鋼をはじめ、船体構造用鋼、ＨＴ−６０及びライン
パイプ用鋼等に適用し得る大入熱溶接構造用鋼を提供す
ることを目的とする。

即ち、本発明による大入熱溶接構造用鋼は、重１％で ＣＯ，０１〜０．１５％、 ＳｉＯ，１〜０．８％、 Ｍｎ　Ｏ，５〜２．０％、 ＡＮ　０．００５〜０．１％、 Ｂ　Ｏ，０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、 Ｎ　Ｏ，００６％以下、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、ＮＯ，３Ｔ
ｉ≧５１１ＰＲ＋及び ＮＯ，５Ｔｉ≦２５ｐｐ＋ｗ なる関係を満たすことを特徴とする。

本発明の鋼において、Ｔｉ、Ｂ及びＮが如何になる冶金
学的作用効果によって、ＨＡＺ靭性の向上に寄与してい
るかについては十分に解明されてはいないが、ＴｉはＴ
ｉＮとして鋼中に微細に分散析出し、次のような作用を
及ぼしているものと考えられる。

■　溶接熱による結晶粒の粗大化を抑制する。

■　フェライト変態様となる。

■　鋼中のＮを固定し、地の靭性に有害な固溶Ｎを減少
させる。

一方、Ｂは溶接後の冷却過程でオーステナイト粒内にＢ
Ｎを生成し、次のような作用を及ぼしているものと考え
られる。

■　溶接熱により解離したＮを固定し、地の靭性に有害
な固溶Ｎを減少させる。

■　強力なフェライト変態様となり、オーステナイト粒
内の組織のフェライト化をＴｉＮと共存してより一層促
進する。

そして、これからの効果は、圧延ままで使用される場合
は勿論のこと、圧延後加速冷却処理（直接焼入れを含む
）、焼きならし、焼入−焼戻し、更に加速冷却後焼戻し
処理して製造される鋼板においても十分発揮される。

次に、本発明による大入熱溶接構造用鋼における成分の
限定理由について説明する。

Ｃは、その含有量が低いほど、鋼のＩＩ　Ａ　Ｚ靭性及
び耐溶接割れ感受性は良好となるが、Ｃが０．０１％よ
りも少ない場合は、大入熱溶接を施したときにＨＡＺの
軟化が大きくなり、また、母材の強度も低下するので、
その下限を０．０１％とする。

一方、Ｃ含有量が０．１５％を越えるときは、大入熱溶
接時のＨＡ　Ｚ靭性が劣ると共に、綱の耐溶接割れ感受
性や溶接部の延性も劣化するので、上限を０．１５％と
する。

Ｓｉはキルド鋼の場合には脱酸のために０．１％以上の
添加を必要とし、一方、Ｓｉ量が０．８％を越えるとき
は、母材の靭性が劣化するので、その上限を０．８％と
する。

Ｍｎは０．５％よりも少ないときは、大人熱溶接したＨ
ＡＺの軟化が大きくなる傾向を示し、また、母材の強度
も低下するので、Ｍｎの下限を０．５％とする。一方、
Ｍｎ量が２．０％を越える場合は、大入熱溶接した熱影
響部及び母材の靭性が劣化するので、その上限を２．０
％とする。

ＡＩｌは脱酸及び結晶粒調整元素として必要不可欠であ
るが、ｏ、　ｏ　ｏ　ｓ％よりも少ないときは、その効
果を十分に発揮することができないので、下限をＯ，Ｏ
Ｏ５％とする。また、０．１％を越えて多量に添加する
ときは、砂傷等の欠陥の原因となるので上限を０．１％
とする。

Ｂは溶接後のオーステナイト粒内でＢＮを形成し、オー
ステナイト粒内の組織のフェライト化を促進すると共に
、鋼中の固ＩＮを低減し、靭性向上に有効な元素である
。しかし、その添加量が０゜０００３％よりも少ないと
きはこのような効果に乏しく、一方、０．００２０％を
越えて多量に添加するときは、Ｂ化合物量が増加し、ボ
ンド部の靭性のみならず、母材靭性も著しく劣化するの
で、その上限を０．００２０％とする。

ＴｉはＴｉＮとして鋼中に微細に分散析出し、組織のフ
ェライト化及び微細化を促進すると共に、鋼中の固溶Ｎ
を低減し、靭性向上に有効な元素であるが、その添加量
は、本発明においては、鋼中のＮ量に依存して所定の範
囲とされる。しかし、０．０２％を越えて多量に添加す
るときは、Ｔ　ｉの非金属介在物が増加し、また、Ｔｉ
Ｎ粒子が大きくなるうえに、その数も少なくなり、フェ
ライト変態核として無効になるばかりではなく、母材靭
性が劣化するため、その上限を０．０２％とする。

ＮはＨＡＺ靭性の向上を図るためには、その添加量は低
い方が好ましい。また、前述したように、鋼中のＮをＴ
ｉとＢとで固定する本発明鋼においては、Ｎｉｌが０．
００６％を越えると、多量のＴｉ、Ｂを必要とし、所要
の効果を発揮することが困難となるので、その上限をＯ
，ＯＯ６％とする。

Ｔｉ及びＮについては、それぞれの添加量が上記範囲に
あることが必要であるが、更に、本発明によれば、所望
のボンド部靭性を確保するために、Ｔｉ１ｌ及びＮｉｌ
とは次の関係をも同時に満たずことが必要である。即ち
、 Ｎ　−０，３Ｔ　ｉ　≧５　ｐｐｍ及びＮ　−０，５Ｔ
ｒ≦２５ρｐ渭 第５図に示すように、Ｎ−０，３Ｔ　ｉ　＜　５ｐｐｍ
　（７）領域では固ｆ＠Ｔｉ及び固溶Ｂが生じるため、
ＴｉＮ及びＢＮによる組織のフェライト化が阻害され、
ＨＡＺ靭性の向上効果が認められない。一方、Ｎ−０，
５Ｔ　ｉ　＞　２５ｐｐ＋ｍの領域では固溶Ｎが増加す
るため、ＨＡ　Ｚ靭性が劣化する。

本発明による大入熱溶接構造用鋼には、上記の元素に加
えて、更にＣａ及びＣｅがら選ばれる少なくとも１種の
元素を添加することができる。かかる元素は酸硫化物生
成元素であるため、これらを添加することによって介在
物の形状を調整し、ＨＡＺ靭性及び母材靭性を一層向上
させることができる。

Ｃａは、例えば、Ｃａ−３ｔ　、　Ｃａ（ＣＮ）ｚ　、
ＣａＣｚ等のような合金化合物の形態で？８綱中に０，
５〜２０ｋｇ／溶鋼を程度投入することにより、通常、
得られる鋼中にＣａが０．００４％以下の含有量にて残
留する。介在物の形状調整の目的のためには、これ以上
に多量に残留させる必要はなく、また、これ以上に多量
に残留させることは困難でもあるので、その上限を０．
００４％とする。

Ｃｅは、鋼中に０．１％を越えて多量に含有させると、
鋼塊の底部にＣｅＳ等の大型介在物が集積し、鋼板の超
音波探傷欠陥の原因となるため、その上限を０．１％と
する。

更に、本発明においては、鋼には上記したＣａ及びＣｅ
とは別に、又はこれらと共に、Ｎｂ、■、Ｃｕ、Ｎｉ、
Ｃｒｓ及びＭｏから選ばれる少なくとも１種の元素をＨ
ＡＺ靭性を損なわない程度に協力１目′ることができる
。

Ｎｂは制御圧延における強度増加の効果を高める効果を
有するが、０．０７％を越えて多量に添加するときは、
１１　Ａ　Ｚの靭性が急激に低下するのでその上限を０
．０７％とする。

ＶもＮｂと同様に制御圧延における鋼の強度増加を目的
として添加されるが、０．１％を越えて添加してもその
効果が少な（、却ってＨＡ　Ｚ靭性の劣化が顕著となる
ので上限を０．１％とする。

Ｃｕ及びＮｉは母材及びＨＡＺ靭性を向上させ、また、
母材の強度も増加させるので、低温靭性の要求程度や強
度要求に応じて広範囲のｌｃで添加されるが、添加■を
余りに多くするときは、製造コストを高める。従って、
実用的な観点から、その上限をＣｕについては０．５％
、Ｎｉについては１％とする。

Ｃｒ及びＭＯは鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を調製
するのに効果があり、従って、ＨＴ　−６０以上のｆｌ
質高張力鋼に添加するのに有用な元素である。しかし、
余りに多量に添加するときは、ＨＡＺを硬化させ、耐溶
接割れ性の劣化の原因となるので、その上限をＣｒにつ
いては０，５％、ＭＯについては０．６％とする。

以上のように、本発明によれば、鋼中のＮ含有量を所定
値以下に低く抑えながら、Ｂと、Ｎ量に応じた適量のＴ
ｉとを複合して添加することにより、ＨＡＺ靭性にすぐ
れた鋼を得ることができる。

尚、本発明による大入熱溶接構造用鋼は、通常の製鋼、
分塊、圧延、又は圧延後加速冷却（直接焼入れを含む。

）、焼準し、焼入れ一焼戻し、更に加速冷却後、焼戻し
処理して製造される。

以下に実施例を挙げて本発明を説明する。

実施例１ 第１表に示す化学組成を有する５１−Ｍｎ系鋼からなる
板厚３０酊、降伏強度３３ｋｇ／ａｍ”級低温用アルミ
キルド鋼板に片面一層サブマージアーク溶接（入熱Ｊｕ
ｌ　５０　Ｋ　Ｊ　／ｃｓ）及びエレクトロガスアーク
溶接（入熱１３００　Ｋ　Ｊ／Ｃ１１）を施した。各ポ
ンド部についての衝撃試験結果を第２表に示す。

Ｔｉ、Ｂ及びＮｉｌを調整した本発明鋼１〜８の一６０
℃での吸収エネルギー（ｖＥ−６゜）は、入熱１ｔ１５
０ＫＪ／ａｓの場合、ｌｏｋｇ−ｍ以上であり、また、
入熱１１３００ＫＪ／ｃｍの場合、９　ｋｇ　−ｍ以上
であり、本発明で規定する範囲外の成分組成を有する比
較鋼９〜１４に比べて、ＨＡＺ靭性が著しく良好である
。

即ち、ｍＩＯ及び１１はＢ、銅１４はＮ、鋼１２はＮ　
−０，３Ｔ　ｉ≧５ｐｐＩＩ＋の関係、鋼重３はＮ−０
、５Ｔｉ≦２５ＰｐＩ１１の関係において、それぞれ本
発明が規定する条件を満たしておらず、その結果、これ
らの比較鋼のＨＡＺ靭性は入熱ｆｆ１１５０ＫＪ／ｃ１
１の場合においても、ｖＥ−、、が４　ｋｇ−ｍ以下で
あって、本発明鋼に比べて著しく劣る。

また、Ｃａ及び／又はＣｅを添加した本発明鋼６〜８に
よれば、入熱量３００ＫＪ／ｅ１ｍの場合においてもｖ
Ｅ、ｏが１２ｋｇ−ｍ以上のＨＡＺ靭性を有し、ＨＡＺ
靭性が一層改善されている。

尚、Ｎ＞２５１）ｐＨ１の場合、Ｂの単独添加鋼である
鋼１３のＨＡＺ靭性が悪いのに対して、Ｎ≦２５　ｐｐ
ｖｇの場合には、Ｂを単独添加した本発明鋼１は非常に
良好なＨＡＺ靭性を示す。従って、本発明によれば、鋼
中のＮ量が極めて少ない場合は、Ｂの単独添加によって
も良好なＨＡ　Ｚ靭性が得られる。

以上の結果から本発明による鋼は、大入熱溶接しても、
ＨＡＺ靭性が著しくずぐれ、且つ、安定していることが
明らかである。

実施例２ 本実施例においては、本発明が規定する範囲内で５１−
Ｍｎ系を基本成分とする５０ｋｇ／ｗ”扱高張力鋼に種
々の合金元素を添加した場合について説明する。

第３表に示す化学組成を有する鋼を板厚３０扉−に圧延
し、圧延まま、又は圧延後に加速冷却若しくは焼準しし
て製造したＨＴ−５０鋼板を用いて、これに片面一層サ
ブマージアーク溶接（入熱■１５０ＫＪ／ａＩ１１）又
はエレクトロガスアーク溶接（入熱量３００　Ｋ　Ｊ／
ｃ１１１）を行なった。それらのボンド部についての衝
撃試験の結果を第４表に示す。

微量の■、Ｎｂ及び少量のＮｉを単独で、又は複合添加
した本発明鋼１〜５はいずれも大入熱溶接ボンド部が非
常にすぐれた靭性を示す、これに対して、比較鋼６〜８
のＨＡＺ靭性は著しく劣っている。

実施例３ 本実施例においては、本発明が規定する範囲内でＮｉ、
Ｃｒ、ＭＯ及び／又は■を添加した６０ｋｇ／■１級高
張力鋼、並びにＣｕ、Ｎｂ及び／又は■を添加したライ
ンパイプ用鋼について説明する。

第５表に示す化学組成を有する綱を板厚３５ＩＩｍに圧
延し、焼入れ一焼戻し、直接焼入れ一焼戻し処理により
製造したＨＴ−６０、及び板１！！　２５　ａｍに圧延
して製造したラインパイプ用鋼板を用いて、これに両面
二層エレクトロガス溶接（入熱■１００ＫＪ／Ｃ１１）
又は片面一層サブマージアーク溶接（入熱１２００ＫＪ
／ｃ＋ａ）を施した。それら（７）ホンド部についての
衝Ｉ！試験結果を第６表に示す。

本発明ｗ４１〜４はいずれも大入熱溶接ボンド部が非常
にすぐれた衝撃値を示しているのに対して、比較鋼５〜
８のＨＡＺ靭性は著しく劣っている。

【図面の簡単な説明】

第１図乃至第３図は、Ｎ　％　Ｔ　ｉ及びＢ量を種々に
変化させて溶製し、板厚２０鶴に圧延して製造した低温
用アルミキルド鋼を用いて、大熱量１５０ＫＪ／ｃＩｌ
相当の熱サイクル試験（１３５０℃に加熱後、８００〜
５００℃までの冷却時間１８０秒）を行なったときのＮ
ｉｌと脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ　）の関係、Ｎ≦２
０ｐｐｍの場合のＢ量とｖＴｒｓとの関係、及びＮ≦２
０ｐｐｍとＮ２５〜４０　ｐｐｍの場合のＴｉ量とｖＴ
ｒｓとの関係をそれぞれ示すグラフ、第４図は上記低温
用アルミキルド鋼を１１００℃に加熱後、８００〜５０
０℃までの冷却時間を１８０秒とした熱サイクル試験を
行なったときのＮｉｌとりＴｒｓとの関係をＴ玉量にて
整理して示すグラフ、第５図はＢ約１０ｐｐｍ＋添加鋼
につい°ζ、１３５０℃及び１１００℃に加熱後、それ
ぞれ８００〜５００℃までの冷却時間１８０秒とする熱
サイクル試験を行なったときのｖＴｒｓに及ばずＴｉ量
とＮ量との関係を示すグラフである。 特許出願人　株式会社神戸製鋼所 代理人　弁理士　牧　野　逸　部 第１図 ｆ　４’　Ａ　ｌ　（ｐＰｍ） 第２図 Ｂ　俵４ｔ　（ｒＰｒ−） 第３図 丁；／ｆ；廟そ　（−／、） 第４図 ７店４１Ｌ（ｒＦｈ） 第５図 Ｔｊ　店／１１層　（−／−）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ｉｌｌ　重量％で ＣＯ，０１〜０．１’５％、 ＳｉＯ，１〜０．８％、 Ｍｎ　Ｏ，５〜２．０％、 Ａｌ　Ｏ，００５〜０．１％、 Ｂ　Ｏ，０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、 Ｎ　Ｏ，００６％以下、及び 残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に、Ｎ−０，３
   Ｔｉ≧５　ｐｐＩｌｌ及び Ｎ　−０，５Ｔ　ｉ　≦２５ｐｐｉＩ なる関係を満たずことを特徴とする大人熱溶接構造用鋼
   。 （２）重量％で ＣＯ，０１〜０．１５％、 ３ｉ０．１〜０．８％、 Ｍｎ　０．５〜２．０％、 Ａｊ！　０．００５〜０．１％、 Ｂ　Ｏ，０００３〜Ｏ，ＯＯ２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、及び Ｎ　Ｏ，００６％以下を含有し、更に、Ｃａｂ、００４
   ％以下、及びＣｅ　Ｏ，１％以下から選ばれる少なくと
   も１種を含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなると
   共に、 ＮＯ，３Ｔｉ≧ｓ　ｐｐｎ＋及び ＮＯ，５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たずことを特徴とする大人熱溶接構造用鋼
   。 （３）重量％で ＣＯ，０１〜０．１５％、 Ｓｉ０．１〜０．８％、 Ｍｎ　０．５〜２．０％、 ／ｌ　Ｏ，００５〜０．１％、 Ｂ　Ｏ，０００３〜０．００２０％、 Ｔｉ０．０２％以下、及び Ｎ　Ｏ，００６％以下を含有し、更に、Ｎ　ｂ　Ｏ，０
   ７％以下、７０．１％以下、Ｎｉ１％以下、Ｃｒ　０．
   ５％以下、Ｍ　ｏ　０．６％以下及びＣｕ　０．５％以
   下から選ばれる少なくとも１種を含有し、残部鉄及び不
   可避的不純物よりなると共に、 Ｎ　−０，３Ｔ　ｉ≧５　ｐｐｍ及び ＮＯ，５Ｔｉ≦２５ｐｐｍ なる関係を満たすことを特徴とする大入熱溶接構造用鋼
   。 （４）　重■％で ＣＯ，０１〜０．１５％、 ＳｉＱ、ｌ〜０．８％、 Ｍｎ　０．５〜２．０％、 Ａｌ　Ｏ，００５〜０．１％、 Ｂ　Ｏ，０００３〜０．　ＯＯ２０％、ＴＩｏ、０２％
   以下、及び Ｎ　Ｏ，００６％以下を含有し、更に、（ａｌ　Ｃａ　
   ０．００４％以下、及びＣｅ　０．１％以下から選ばれ
   る少なくとも１種と、 Ｔｂ）　Ｎ　ｂ　Ｏ，０７％以下、７０．１％以下、Ｎ
   ｉ１％以下、Ｃｒ　Ｏ，５％以下、Ｍ　ｏ　Ｏ，６％以
   下及びＣｕ　Ｏ，５％以下から選ばれる少なくとも１種
   とを含有し、残部鉄及び不可避的不純物よりなると共に
   、 ＮＯ，３Ｔｉ≧５　ｆｌｌｌｍｌ及び　′Ｎ　−０，５
   Ｔ　ｉ≦２５ｐｐｍ＋ なる関係を満たすことを特徴とする大入熱溶接構造用鋼
   。