JPS61253344A - 大入熱溶接用鋼板とその製造方法 - 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】 （産業上の利用分野） 本発明は、大入熱溶接用鋼板とその製造方法に関するも
のであシ、特に本発明は、引張強さ４０に２７１ＩＩＩ
２，５０にり７１１ｍ２あるいは６０　Ｋ９／■２テ、
かっＢによる熱影響部（以下ＨＡＺ部と称す）の脆化を
防止することのできる大入熱溶接用鋼板とその製造方法
に関するものである。

（従来の技術） 溶接の高能率化が要求されるようになシ、この１’求に
対応Ｌテ＆Ｒト＃Ｖｏ１．６３Ｎｈ２　ｐ３１２　ＶＣ
記載の希土類元素（以下ＲＥＭと称す）−Ｂ系鋼材が、
また特開昭５０−８０９１１号公報忙記載のＴｉ−Ｂ系
鋼材が開発されて、片面溶接したボンド部近傍の粗粒Ｈ
ＡＺ部であっても優れた靭性な得ることができるように
なってきた。

（発明が解決しようとする問題点） しかし、上記Ｂ添加鋼板に両側一層ＳＡＷ溶接あるいは
これより入熱量の低い溶接を施した場合には、微細ＨＡ
Ｚ部およびα−ｒ二相加熱域において脆化する現象が認
められ、特にこの現象はエレクトロガス溶接のように水
冷銅当会を用いる場合に顕著に認められ、かつ低窒素化
するほど脆化が生じやすい傾向のあることを本発明者ら
は詳細な検討表らびに研究によって知見した。

本発明者らは板厚２５鵡の２種の）１１’６０鋼に入熱
量７５　ＫＪ　／　ｃｖａのエレクトロガス溶接を施し
て継手の靭性を調べた。この結果は鋼の成分組成と共に
第１表に示すようである。さらに脆化温度域を調べるた
め高周波加熱方式の熱サイクルシュミレータ−を用いて
ＨＡＺ再現試験を行った。この結果を第１図に示す。同
図よシ鋼ＩＫあっては８００〜１０００℃加熱域におい
てはボンド部相当の１３５０℃加熱域よシもむしろ脆化
していることが判る。

さらに光学およ−び電子顕微鏡観察によって上記脆化は
固溶ＢＫよる島状マルテンサイトの生成によることを本
発明者らは知見するに至った。このことは、Ｂ無添加鋼
２にあっては、上記８００　Ｐ−１０００℃加熱部では
フェライト＋パーライトの微細組織となシ高靭性が得ら
れるが、Ｂ添加鋼ｌにあっては島状マルテンサイトを生
成させる固溶Ｂにより焼入れ効果が作用して靭性が低下
するのではないかと考えられる。

ところで、Ｂ添加ＨＴ８０鋼なかでもＨの低い鋼にあっ
ては固溶ＢＫより島状マルテンサイトが生成するという
現象は認められず、引張強さ７０Ｋｙｆ／闘２あるいは
Ｃｅｑが０．４２％以下のＢ含有鋼において特有の脆化
が認められる。

第２図は本発明者らの実験によシ、溶接入熱量変化に相
当するように８００℃から５００℃までの冷却時間Δｔ
を１０〜５００　ｓｅｃの範囲内で変化させたときの８
００℃加熱部のＷＥ−４０を第１表記載の＠ＩＫついて
調べた結果を示す図である。同図より冷却時間Δｔが短
かく冷却速度が速いほど脆化が生起しやすいことが判る
。

上述の本発明者らの研究により、大入熱溶接継手ボンド
部の１３５０℃域に加熱されたＲＥＭ−Ｔｉ含有の鋼２
の靭性はＢ添加によってすなわち鋼１の成分組成とする
ことによシ改善されることが判ったが、逆Ｋ　８００〜
１０００℃に加熱された鋼ＩＫあっては脆化が生じるこ
とが判った。このような脆化は上述のように固溶ＢＫよ
る焼入性向上によシ島状マルテンサイトの生成によるも
のであると考えられる。

法の有する問題点を除去、解決するための手段を提供す
ることを目的とするものであシ、特許請求の範囲記載の
鋼板ならびＫその製造方法を提供することによって前記
目的を達成することができる。

すなわち本発明は、 ００．０３〜０．１５％、　Ｓｉ　０．０１　＝　０．
５０％、　　Ｉｎ０．５０〜１．８０％、　ｋｌ　Ｏ，
００５〜０．０８％、　Ｂ　Ｏ，０００３〜０．００５
０％、　Ｎ　Ｏ，０１％以下を含み、さらにＴｉ０．０
３％以下、　Ｏａ　０．０３％以下、　ＲＥＭ　０．０
３％以下のうちから選ばれるいずれか少なくとも１種を
合計量で０．０３％以下含み、かつ下記に示す式（１）
によ）算出される炭素当量Ｃｅｑが０．２８〜０．４２
％である大入熱溶接用鋼において： Ｔｉ量および全Ｂ量は下記の式（２）および（３）を満
足し、かつ全Ｂのうち固溶Ｂは０．０００５％以下であ
ることを特徴とする大入熱溶接用鋼板。

ａｅｑ　：（Ｑ＋　Ｉｎ／６　＋　Ｃｕ＋　Ｎｉ／１５
＋Ｃｒ　＋Ｍｏ＋Ｖ１５　）　％　・＝　（１）Ｔｉ／
　Ｎ≦３．５　　　　　　　　・・・・・・・・・・・
・−・・・・・・・・−・・・（２）−０．００３％≦
（Ｎ−（ｉｌＢ　”　４　ｒ、　ｓ　’ｆｌ　））６０
．００３％・−・−（３）とその製造方法に関するもの
である０ 上述のように従来の、特に鉄と鋼Ｖｏ１．６３　Ｎａ　
２ｐ３１２および特開昭５０−８０９１１号公報記載の
発明の鋼材について溶接性を綿密に調べると共に、Ｂ添
加鋼の製鋼より圧延後までのＢの形態変化を追跡調査し
た結果本発明に想到し本発明を完成したＯ 次に本発明において鋼板の成分組成を限定する理由を説
明する。

Ｃは、０．０３％！！Ｄ少ないと鋼板強度の確保が困難
であるだけでなく、大入熱溶接時に継手軟化が大きくな
シ、一方０．１５％よシ多いと本発明の目的とする大入
熱溶接時のポンド靭性が著しく劣化するため、Ｃは０．
０３〜０．１５％の範囲内にする必要があるＯ ８１は、ｌと共に脱酸のため必然的に含有される元素で
あるが、０．０１％よシ少ないと脱酸不足となシ、かつ
鋼板強度が低下し、一方０．５０％よシ多いと大入熱溶
接継手ＨＡＺ部の靭性な劣化させるので、Ｓｉは０．０
１〜０．５０％の範囲内にする必要があるＯ Ｉｎは、０．５０％よシ少ないと大入熱溶接継手が軟化
し、また溶接金属の強度と靭性が低下し、一方１．８０
％よシ多いと大入熱溶接継手ｆｌＡＺ部の靭性の劣化を
招くので、Ｍｎは０．５０〜１．８０％の範囲内にする
必要がある。

ｈｔは、ｏ、ｏｏｓ％よシ少ないとＡｊＮによる母材の
細粒化効果がなく低靭性となシ、一方０．０８％より多
いと大入熱溶接金属の靭性が劣化するので、ムｌはｏ、
ｏｏｓ〜０．０８％の範囲内にする必要があシ、０．０
１〜０．０５％のとき最も良い結果が得られる。

Ｂは、大入熱溶接継手ＨＡＺ部の靭性改善のために必須
な成分であり、Ｂは０．０００３％！り少々いとＨム２
部靭性の改善に効果がなく、一方０．００５０≦よシ多
いと大入熱溶接継手粗粒部の粒界ＫＢ含有組織が形成さ
れてむしろ脆化するので、Ｂは０．０００３〜０．００
５０％の範囲内にする必要があり、なかでも０．０００
４〜０．００２０％の範囲内が最も好適であシ、Ｔｉ　
、　（ａ　、　ＲＥＭの少なくとも１種を併用するとさ
らに大入熱溶接継手粗粒部の靭性が大幅に改善される０
すなわちＢを０．０００３〜ｏ、ｏｏｓ。

％添加した鋼にあっては、大入熱溶接熱影響部において
未溶解のＲＥＭ−、Ｏａ−ｏｘｙｓｕｌｆｉｄｅあるい
はＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、遊離Ｎ
が低減することおよびＢＮがフェライトを生成させるこ
とによってＨＡＺ部組織組織善が有効に達成される。

その際Ｔｉが０．０３％よシ多いと、過剰のＴｉは粗大
なＴｉＮを生成するだけでなく、１３００℃以上に加熱
されたＨＡＺ部においてはかなりの量が固溶され、固溶
Ｔｉによる脆化が生ずるので、Ｔｉは０．０３０％以下
にする必要があシ、特に０．０２０％以下のときＨＡＺ
部の靭性が効果的に改善される。

ＲＥＭはＲＥＭ　−ｏｘｙｓｕｌｆｉｄｅを生成してＢ
Ｎの析出核として働き、大入熱溶接粗粒部の靭性改善に
有効な元素であるが、０．０３０％を超えると過剰のＲ
ＥＭ　−０Ｘｉ（１６が生成して鋼の清浄度を劣化させ
、かつ板厚方向特性が害されるＯ Ｂが添加された大入熱溶接用鋼にあっては、Ｔｉおよび
／またはＲＥＭが０．０３０％以下の存在によってＨＡ
Ｚ部の靭性が向上する０従ってＴｉＫあっては０．００
０４〜０．０３０％、　ＲＥＭにあっては０．００３０
〜０．０３０％のとき良い結果が得られる０なおＲＥＭ
の代りにＣａを添加しても同様の効果が得られ、その量
も０．０３０％以下にすることが必要であるＯ Ｎは全Ｎ量が０．０１％より多いと例外な（ＨＡＺ部靭
性が劣化するので、全Ｎ量は０．０１％以下にする必要
がある。

ＴｉとＮの比が３．５よシ大きいと過剰のＴｉは固溶Ｔ
ｉとなるため脆化を招くのでＴｉ／Ｎは３．５以下にす
る必要がある。

Ｃｅｑ　（炭素当量）が０．２８％よシ少ないと大入熱
溶接によ、９　ＨＡＺ部に軟化が生じ、一方０．４２％
よシ多いと）ＩＡＺ粗粒部の靭性が劣化するばかシでな
く、８００〜１０００℃の加熱域においてＢ添加鋼に特
有な顕著な脆化が生ずるので、Ｃｅｑ　Ｏ，２８〜０６
４２％の範囲内にする必要がある。さらに本発明におい
ては鋼板中の固溶Ｂ量をｏ、ｏｏｏｓ％以下にすること
によって１前記脆化を防止することのできることを本発
明者は新規に発明した。

次に本発明を研究データについて説明するＯＣＯ，１０
％、　Ｓｉ　０．２５％、　Ｍｎ　１．５％、　Ｐ　０
．０１５　％　。

Ｓ　Ｏ，００５％、Ａ１０．０３％を基本成分組成とし
、Ｔｉ　、　Ｂ　、　Ｎ含有量をそれぞれ変化させた各
種小型真空鋼塊から得た鋼板を用い最高加熱温度８００
℃で８００℃から５００℃の冷却時間を４０５ｅｌＣの
熱サイクル再現試験を行い、−４０℃におけるシャルピ
ー吸収エネルギー（ｖＥ−４ｎ　）を求めた。第３図は
これらの結果を固溶Ｂ量と８００℃再現ＨＡＺ部靭性と
の関係で示す図であシ、固溶Ｂｉｉを０．０００５％以
下にすると８００℃加熱域の脆化は生じないことが判る
。

第４図は鋼１の連鋳スラブを分塊、厚板圧延して鋼板に
々るまでの固溶Ｂ量を追跡調査した結果を示す柱状グラ
フであシ、ＸはＢＮの形態のＢ％。

ＹはＦｅ２．　（Ｂｅ）　６の形態のＢ％、２は固溶Ｂ
％であり、圧延のためのスラブ加熱温度が高いと固溶Ｂ
量Ｙはスラブ状態のＢｊｌＹよりも減少していることが
判る０ 次に第１表に示す成分組成を有するスラブについて、加
熱温度を８００〜１４００℃の範囲内で変化させて板厚
２５ｔｌｌＫ圧延した０第５図は上記スラブ加熱温度と
固溶Ｂ量との関係を示す図であり、鋼板中の固溶Ｂ量を
ｏ、ｏｏｏｓ％以下にするにはスラブの加熱温度を１０
５０℃以下にする必要があることが判る。しかし、８０
０℃においては通常の圧延が困難であるばかシでなく歪
も大きいため、加熱温度は９００〜１０５０℃の範囲内
とすることが好適である。

次に、Ｎ量に比較して多量のＴｉ、Ｂが添加されると１
０５０℃以下のスラブ加熱温度においても固溶Ｂ量が多
くなシ、第３図に示すととく脆化が生じるため、下記式
（４）を用いて１３５０℃および８００℃再現ＨＡＺ部
の靭性と（ｎ）値との関係をに６図忙まとめて示す。

（ｎ）値＝　Ｎ　−（−Ｂ　＋　−’Ｉ’ｉ　）　　　
−−−（４）１０．８　　４７．９ 上記（ｎ）値が−０，００３０％〜０．００３０％のと
きに粗粒子（ＡＺ部（１３５０℃加熱部）オヨヒ細粒Ｈ
ＡＺ部（８００℃加熱部）の靭性が同時に改善されるこ
とが明らかＫなった。す々わち（ｎ）値が−０，００３
％よ）小さいと過剰Ｂまたは過剰Ｔ１のためＫ　８００
℃加熱部が脆化し、逆Ｋ　Ｏ，００３％よシ大きいとＮ
が過剰になり、１３５０℃加熱部が脆化する◇よって、
本発明によれば、前記成分組成を有し、かつ Ｔｉ／Ｎ≦３．５ −０．００３％≦Ｎ−（−り―Ｂ　＋”−Ｔｉ　）≦０
．００３％１０．８　　４７．９ となるようＫＴｉ、Ｂ、Ｎ量を制御し、かつ鋼片の加熱
温度を９００〜１０５０℃の範囲内となすととＫよシ、
鋼板の固溶Ｂ量は０．００５％以下となシ、粗粒ＨＡＺ
部および細粒ＨＡＺ部の靭性が共に優れた大入熱溶接用
鋼が得られることを新規に知見した。

なお、本発明で用いることのできるスラブハ連鋳法によ
って得られるスラブだけでなく、造塊法によシ得られる
スラブでもよい〇 次に本発明を実施例について説明する。

実施例１゜ 第２表に示すｊＩ３〜１８の２４０℃厚の連鋳スラブ（
冷却速度５℃／　ｍｉｎ以上）をそれぞれ１０００ＴＩ
ＣＫ加熱後２５鴎に圧延して得た鋼板から熱サイクル再
現試片を採取し、１３５０℃に加熱した試片と８００℃
に加熱した試片についてそれぞれ８００℃から５００℃
までの冷却時間Δｔが１ｉｏｓｅｃとなるよう表溶接熱
シミュレーションを行った。こうして得られた試片の一
４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを第３表に示
すＯ ｎ値が−０，００３％以下の鋼６，１２および１６の成
分組成を有する鋼板にあっては、固溶Ｂ量は０．０００
９％以上となシ、８００℃加熱時に脆化が生じた。しか
しｎ値が−０，００３％　、υ大きい本発明鋼３〜５，
８〜１１，１４，１５．１７および１８にあってはＢＫ
よる脆化が生じないことが確認された。比較鋼７および
１３にあっては８００℃での脆化は生じないが、ｎ値が
０．００３％より高くなシ、過剰Ｈのために１３５０℃
での靭性が低くなった。

第３表　熱サイクル再現試験結果 第４表　熱サイクル再現試験結果 実施例２ 第３表に示す！＄１４およびｌＯを用いて、スラブ加熱
温度を９００℃、　１１００℃、　１３００　’ＣＫ変
えて２５１１１１ｍ厚に圧延し、８００℃加熱の熱サイ
クル再現試験（８００℃から５００℃までの冷却時間Δ
ｔを４０ａｅａとした）を行った０上記試験の結果を第
４表に示す〇 本発明の成分組成を有するスラブであっても、分塊ある
いは厚板圧延時のスラブ加熱温度が９００℃と低いもの
では８００℃加熱のものＫは脆化は生成しないが、１１
００℃あるいは１３００℃と高いものＫは脆化が生成す
ることが確認された。

（発明の効果） 本発明の大入熱溶接用鋼にあっては、入熱量が小さい被
覆アーク溶接から通常のサブマージアーク溶接および片
面溶接に至るまで、■ム２部全域において良好な靭性が
得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は第１表に示す成分組成を有する鋼１および２に
ついて再現１ｉＡＺ部試験を８００℃から５００℃まで
の冷却時間、Δｔを４０　ｓｅｃで行ったときの靭性と
最高加熱温度℃との関係を示す図。 第２図は鋼ｌの８００℃加熱再現ＨＡＺ部試験における
ＨＡＺ部靭性と８００℃からｓｏｏ　ｔ：までの冷却時
間Δｔ　ｓｅａとの関係を示す図。 第３図は鋼板の固溶Ｂ量と８００℃加熱再現ＨＡＺ部靭
性との関係を示す図。 第４図は鋼ｌスラブと、１２００℃において分塊圧延し
たものと、分塊圧延後さらに１１５０℃において厚板圧
延したものとにおけるＢ析出形態の構酸比率の変化を示
す図。 第５図はスラブ加熱温度と固溶Ｂ量との関係を示す図。 第６図は１３５０℃加熱および８００℃加熱再現■ム２
部靭性と〔ト（１４Ｂ＋−リーＴ１）〕襲との関１０．
８　　　　４７．９ 係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ０．０３〜０．１５％、Ｓｉ０．０１〜０．５０
   ％、Ｍｎ０．５０〜１．８０％、Ａｌ０．００５〜０．
   ０８％、Ｂ０．０００３〜０．００５０％、Ｎ０．０１
   ％以下を含み、さらにＴｉ０．０３％以下、Ｃａ０．０
   ３％以下、ＲＥＭ０．０３％以下のうちから選ばれるい
   ずれか少なくとも１種を合計量で０．０３％以下含み、
   かつ下記に示す式（１）により算出される炭素当量Ｃｅ
   ｑが０．２８〜０．４２％である大入熱溶接用鋼におい
   て： Ｔｉ量および全Ｂ量は下記の式（２）および（３）を満
   足し、かつ全Ｂのうち固溶Ｂは０．０００５％以下であ
   ることを特徴とする大入熱溶接用鋼板。 Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ＋Ｍ
   ｏ＋Ｖ／５）％・・・（１）Ｔｉ／Ｎ≦３．５（２） −０．００３％≦｛Ｎ−［（１４／１０．８）Ｂ＋（１
   ４／４７．９）Ｔｉ］｝≦０．００３％・・・（３）２
   、Ｃ０．０３〜０．１５％、Ｓｉ０．０１〜０．５０％
   、Ｍｎ０．５０〜１．８０％、Ａｌ０．００５〜０．０
   ８％、Ｂ０．０００３〜０．００５０％、Ｎ０．０１％
   以下を含み、さらにＴｉ０．０３％以下、Ｃａ０．０３
   ％以下、ＲＥＭ０．０３％以下のうちから選ばれるいず
   れか少なくとも１種を合計量で０．０３％以下含み、下
   記に示す式（１）により算出される炭素当量Ｃｅｑは０
   ．２８〜０．４２％であり、Ｔｉ量および全Ｂ量は下記
   の式（２）および（３）を満足する鋼片を加熱温度９０
   ０〜１０５０℃、パス当りの圧下率３０％以下で圧延し
   、かくして得られた鋼板中の固溶Ｂを０．０００５％以
   下とすることを特徴とする大入熱溶接用鋼板の製造方法
   。 Ｃｅｑ＝（Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｃｕ＋Ｎｉ／１５＋Ｃｒ＋Ｍ
   ｏ＋Ｖ／５）％・・・（１）Ｔｉ／Ｎ≦３．５・・・（
   ２） −０．００３％≦｛Ｎ−［１４／１０．８）Ｂ＋（１４
   ／４７．９）Ｔｉ）］≦０．００３％・・・（３）