JP2002167643A - 大入熱溶接部の靭性に優れた鋼材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】200kJ／cm以上の大入熱溶接部の靭性、特に溶
融線近傍の溶接熱影響部の−20℃のシャルピー衝撃吸収
エネルギーが100J以上という厚鋼板に代表される鋼材の
提供。 【解決手段】本発明の鋼材は、C：0.01〜0.04％、Si：
0.01〜0.4％、Mn：1.6％を超え3.0％以下、Cu：0.02〜
0.5％、Nb：0.005〜0.1％、B：0.0002〜0.004％、Al：
0.002〜0.005％、O（酸素）：0.001〜0.01％を含み、残
部が実質的にFeで、不純物としてのNが0.005％以下、P
が0.015％以下、Sが0.010％以下に制限された鋼からな
り、Al／Oは1.5倍以下であることが好ましい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、建築、土木、建設
機械、海洋構造物、造船、パイプ、タンク等の貯槽の各
分野において大入熱の溶接構造物として使用される鋼
板、鋼管、形鋼、棒鋼などの鋼材に係わり、特に大入熱
溶接部の靭性に優れた鋼材に関する。

【０００２】

【従来の技術】鋼板、なかでも厚鋼板に代表される鋼板
は、上記種々の分野で使用され、高強度化や高靭性化等
の特性の改善が図られてきた。

【０００３】たとえば、特開昭５４−１３２４２１号公
報には、Ｃ含有量を０．０３％以下に低減し、微量のＢ
を添加した主にラインパイプ用鋼として使用される極低
Ｃ−Ｂ添加鋼が示されており、Ｃ含有量の低減により島
状マルテンサイトの低減が図れて溶接部の靭性が向上
し、微量Ｂの添加により母材組織をベイナイト組織にし
得て高強度、高靭性な母材が得られるとしている。

【０００４】また、特開平８−１４４０１９号公報に
は、Ｍｎ含有量とＮｂ含有量を調整した極低Ｃ−Ｂ添加
鋼が示されており、この鋼は母材の製造時の冷却速度に
よる組織変化が小さく、材質バラツキの小さなベイナイ
ト組織を有する鋼が安定して製造可能であるとしてい
る。

【０００５】さらに、特開平９−２４９９１５号公報に
は、Ｃｕ添加による析出強化を利用した極低Ｃ−Ｂ添加
鋼が示されている。

【０００６】一方、溶接構造物の製造にあたっては、溶
接施工コストの削減を図る観点から大入熱溶接の適用が
望ましい。しかし、上記各公報に示される極低Ｃ−Ｂ添
加鋼の溶接部靭性は、低Ｃ化による島状マルテンサイト
の低減によって向上するものの、その靭性はいずれも０
℃における靭性であり、たとえば−２０℃というような
低温での溶接部靭性が十分に検討されてないという問題
があった。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
の実状に鑑みてなされたもので、２００ｋＪ／ｃｍ以上
というような大入熱で溶接した場合においても、その溶
接部、すなわち、溶接熱影響部（以下、単にＨＡＺとい
う）、なかでも溶融線（以下、単にＦＬという）近傍の
ＨＡＺの試験温度−２０℃のシャルピー衝撃試験におけ
る吸収エネルギー１００Ｊ以上を安定して得られる、た
とえば厚鋼板に代表される大入熱溶接部の靭性に優れた
鋼材を提供することにある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の大
入熱溶接部の靭性に優れた鋼材（鋼板、鋼管、形鋼、棒
鋼など）にある。

【０００９】化学組成が質量％で、Ｃ：０．０１〜０．
０４％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１．６％を
超え３．０％以下、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｎｂ：
０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００２〜０．００４
％、Ａｌ：０．００２〜０．００５％、Ｏ（酸素）：
０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０〜０．０２％、Ｎ
ｉ：０〜３．０％、Ｃｒ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜
１．０％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．０１％を
含み、残部は実質的にＦｅよりなり、不純物としてのＮ
含有量が０．００５％以下、Ｐ含有量が０．０１５％以
下、Ｓ含有量が０．０１０％以下に制限された鋼からな
る大入熱溶接部の靭性に優れた鋼材。

【００１０】上記本発明の鋼材は、Ａｌ含有量がＯ含有
量の１．５倍以下の鋼からなるものであることが好まし
く、この場合には、ＦＬ近傍のＨＡＺの靭性が一段と向
上する。

【００１１】本発明者等は、上記の課題を達成するため
に、鋭意実験研究をおこない、下記の知見を得て上記の
本発明を完成させた。

【００１２】Ｃ含有量を低下させると、光学顕微鏡観察
による組織上には顕著な変化がないにもかかわらず、Ｆ
Ｌ近傍のＨＡＺの靭性が向上する。これは、ラス間に生
成する高Ｃの島状マルテンサイト組織が減少するためと
考えられる。

【００１３】一方、Ｃ含有量を０．０１％未満にする
と、ラス生成が不明瞭になり、ＦＬ近傍のＨＡＺの靭性
は低下する。

【００１４】また、Ｃ含有量が０．０１〜０．０４％の
範囲では、Ｍｎ含有量が１．６％以下の場合、フェライ
トサイドプレートが生成してＦＬ近傍のＨＡＺの靭性が
低下する。

【００１５】しかし、Ｃ含有量が０．０１〜０．０４％
の範囲でも、Ｍｎ含有量を１．６％超にすると、フェラ
イトサイドプレートが生成せず、ＨＡＺでのラス形成が
十分になってＦＬ近傍のＨＡＺの靭性が向上することを
知見した。

【００１６】

【発明の実施の形態】以下、本発明の鋼材を上記のよう
に定めた理由について詳細に説明する。なお、以下にお
いて「％」は「質量％」を意味する。

【００１７】Ｃ：０．０１〜０．０４％ Ｃは、母材の強度確保を目的に添加するが、その含有量
が０．０１％未満では必要な強度が確保できないだけで
なく、ＦＬでのラス形成が不十分になってＦＬ近傍のＨ
ＡＺの靭性も低下する。一方、その含有量が０．０４％
を超えると、ＨＡＺ、なかでもＦＬ近傍のＨＡＺの靭性
劣化が著しくなる。よって、Ｃ含有量は０．０１〜０．
０４％とした。好ましい範囲は０．０１５〜０．０４
％、より好ましい範囲は０．０２〜０．０４％である。

【００１８】Ｓｉ：０．０１〜０．４％ Ｓｉは、脱酸剤として添加するが、その含有量が０．０
１％未満では充分な脱酸効果が得られない。一方、０．
４％を超える過剰なＳｉは、溶接冷却過程において残留
オーステナイトのセメンタイトへの分解反応を抑制して
島状マルテンサイトを増加させ、溶接部の靭性を低下さ
せる。よって、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．４％とし
た。なお、溶接部の靭性向上の観点からは、Ｓｉ含有量
はできるだけ少ない方がよく、好ましい範囲は０．０３
〜０．３％、より好ましい範囲は０．０３〜０．１５％
である。

【００１９】Ｍｎ：１．６％を超え３．０％以下 Ｍｎは、脱酸剤、母材の強度と靭性確保およびＨＡＺの
焼入性確保のために添加するが、その含有量が１．６％
以下ではこれらの効果が得られないだけでなく、ＨＡＺ
にフェライトサイドプレートが生成してラス形成が不十
分になり、溶接部の靭性が低下する。一方、３％を超え
る過剰なＭｎは、中心偏析による板厚方向での母材特性
の不均一をもたらす。よってＭｎ含有量は１．６％を超
え３．０％以下とした。好ましい範囲は１．７〜２．５
％、より好ましい範囲は１．８〜２．０％である。

【００２０】Ｃｕ：０．０２〜０．５％ Ｃｕは、母材の強度確保を目的に添加するが、その含有
量が０．０２％未満では必要な強度が得られない。一
方、その含有量が０．５％を超えると、Ａ_Ｃ３変態点以
下に加熱されたＨＡＺの靭性を劣化させる。よって、Ｃ
ｕ含有量は０．０２〜０．５％とした。好ましい範囲は
０．０５〜０．４５％、より好ましい範囲は０．１０〜
０．４０％である。

【００２１】Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｎｂは、組織を微細化して低温靭性を向上させる作用を
有する元素であり、母材の強度と低温靭性の確保を目的
に添加するが、その含有量が０．００５％未満ではこれ
らの効果が得られない。一方、０．１％を超える過剰な
Ｎｂは、粗大な炭化物、窒化物を形成し、靭性を低下さ
せる。よって、Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１％とし
た。好ましい範囲は０．００５〜０．０８％、より好ま
しい範囲は０．０１〜０．０６％である。

【００２２】Ｂ：０．０００２〜０．００４％ Ｂは、母材の強度確保を目的に添加するが、その含有量
が０．０００２％未満では必要な強度が得られない。一
方、０．００４％を超える過剰なＢは、粗大な硼化合物
の析出を招いて靭性を劣化させる。よって、Ｂ含有量は
０．０００２〜０．００４％とした。好ましい範囲は
０．０００５〜０．００３％、より好ましい範囲は０．
０００５〜０．００２％である。

【００２３】Ａｌ：０．００２〜０．００５％ Ａｌは、脱酸剤として添加するが、その含有量が０．０
０１％未満では充分な脱酸効果が得られない。一方、
０．００５％を超える過剰なＡｌは、前述したＳｉと同
様に、溶接冷却過程において残留オーステナイトのセメ
ンタイトへの分解反応を抑制して島状マルテンサイトを
増加させ、溶接部の靭性を低下させる。よって、Ａｌ含
有量は０．００２〜０．００５％とした。好ましい範囲
は０．００２〜０．００４％、より好ましい範囲は０．
００２〜０．００３％である。

【００２４】Ｏ（酸素）：０．００１〜０．０１％ Ｏは、酸化物を形成してＨＡＺの組織を微細化にし、Ｈ
ＡＺの靭性を向上させるが、その含有量が０．００１％
未満では前記の効果が得られない。一方、０．０１％を
超える過剰なＯは、粗大な酸化物を形成し、靭性に悪影
響を及ぼす。よって、Ｏ含有量は０．００１〜０．０１
％とした。好ましい範囲は０．００２〜０．００６％、
より好ましい範囲は０．００２〜０．００４％である。

【００２５】Ｎ：０．００５％以下 Ｐ：０．０１５％以下 Ｓ：０．０１０％以下 これらの元素は、いずれも、不純物元素であり、その含
有値は少なければ少ないほどよいが、Ｎは０．００５％
まで、Ｐは０．０１５％まで、Ｓは０．０１０％までで
あれば、特に問題ないことから、それぞれ上記の値以下
とした。なお、Ｎ、ＰおよびＳの好ましい上限は、それ
ぞれ、０．００３、０．０１０、０．００５である。

【００２６】本発明の鋼材は、上記の化学組成を満たす
鋼からなるものであれば十分であるが、Ａｌの含有量が
Ｏ含有量の１．５倍以下の鋼からなるものであることが
好ましく、この場合にはＦＬ近傍のＨＡＺの靭性が一段
と向上する。

【００２７】すなわち、（Ａｌ／Ｏ）値が１．５を超え
ると、母材鋼中に分散する酸化物はＡｌ_２Ｏ_３（アルミ
ナ）単体となる。このＡｌ_２Ｏ_３は、晶出温度が高いた
め、凝集粗大化しやすく、ＨＡＺにおける結晶粒の粗大
化抑制効果が低下し、ＨＡＺ、特にＦＬ近傍のＨＡＺの
靭性劣化を招きやすくなる。しかし、（Ａｌ／Ｏ）値が
１．５以下であれば、母材鋼中に分散する酸化物がＡｌ
_２Ｏ_３単体にはならず、Ａｌ，Ｍｎ，ＳｉまたはＡｌ，
Ｍｎ，Ｔｉ，Ｓｉの複合酸化物となる。この種の複合酸
化物はフェライトの変態核になるため、組織を微細化
し、ＨＡＺの靭性の低下を抑制する。なお、（Ａｌ／
Ｏ）値の好ましい上限は１．２、より好ましい上限は
１．１４である。

【００２８】また、本発明の鋼材は、必要に応じて下記
量の各元素の１種以上を含む鋼からなるものであっても
よい。

【００２９】Ｔｉ：Ｔｉは、鋳造時に鋼表面性状を改善
させる作用を有するので、この効果を得たい場合に添加
含有させるが、その含有量が０．００５％未満では前記
の効果が得られない。一方、０．０２％を超えて過剰に
含有させると、ＨＡＺの靭性低下を招く。このため、添
加する場合のＴｉ含有量は０．００５〜０．０２％とす
るのがよい。

【００３０】Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ：これらの元素は、
いずれも、母材の強度を向上させる作用を有するので、
この効果を得たい場合に１種以上を添加含有させるが、
その含有量が、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの場合０．０２％
未満、Ｖの場合０．００５％未満では前記の効果が得ら
れない。一方、Ｎｉは３．０％、Ｃｒは０．５％、Ｍｏ
は１．０％、Ｖは０．１％を超えて含有させると、溶接
性が低下する。このため、添加する場合のこれら元素の
含有量は、Ｎｉの場合０．０２〜３．０％、Ｃｒの場合
０．０２〜０．５％、Ｍｏの場合０．０２〜１．０％、
Ｖの場合０．００５〜０．１％とするのがよい。

【００３１】Ｃａ：Ｃａは、鋼中硫化物（ＭｎＳ）の形
態制御作用を有し、板厚方向の材質改善に有効な元素で
あるので、この効果を得たい場合に添加含有させるが、
その含有量が０．００１％未満では前記の効果が得られ
ない。一方、０．０１％を超えて過剰に含有させると、
粗大な酸化物（ＣａＯ）を形成し、母材およびＨＡＺの
靭性が低下する。このため、添加する場合のＣａ含有量
は０．００１〜０．０１％とするのがよい。

【００３２】以上に説明した化学組成を有する鋼からな
る本発明の鋼材は、鋼自体が広い熱処理範囲にわたって
均質な組織を形成する。このため、その製造条件には、
特別な制約はなく、通常の造塊分塊法や連続鋳造法で得
られたスラブを１０５０℃以上に加熱後、圧延を８５０
℃以下の温度で終了し、その後冷却することにより製造
可能である。その際の冷却は、空冷、水冷のいずれであ
ってもよい。また、冷却後、７００℃以下で焼戻しても
よい。

【００３３】

【実施例】表１と表２に示す化学組成を有する１８種類
の鋼からなる厚さ３００ｍｍのスラブを準備し、１１０
０℃に加熱後、圧延をおこなって仕上げ温度８００℃で
終了し、その後水冷して板厚５０ｍｍの厚鋼板を製造し
た。

【００３４】

【表１】

【表２】 得られた各厚鋼板からは、ＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定
される１０号試験片とＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定され
るＶノッチ試験片を採取し、引張り試験とシャルピー衝
撃試験に供し、引張強さ（ＴＳ：ＭＰａ）、降伏強さ
（ＹＳ：ＭＰａ）および破面遷移温度（ｖＴｓ：℃）を
調べた。

【００３５】また、各厚鋼板は、同じ厚鋼板同士を、入
熱量２３０ｋＪ／ｃｍの条件でエレクトロガス溶接して
接合し、その溶接部から、ノッチ部がＦＬに接するもの
とＨＡＺ外層線に位置するものとの２種類のＪＩＳ Ｚ
２２０２に規定されるＶノッチ試験片を採取してシャ
ルピー衝撃試験をおこない、−２０℃での吸収エネルギ
ー（ｖＥ−２０℃：Ｊ）を調べた。

【００３６】なお、シャルピー衝撃試験は、測定可能な
吸収エネルギー（ｖＥ−２０℃）の最大値が２９４Ｊの
試験機を用いておこなった。また、ＦＬおよびＨＡＺ外
層線は、いずれも、ナイタルエッチにより確認した。

【００３７】以上の調査結果を、表３にまとめて示し
た。なお、表３には、ノッチ部がＦＬに接するものの結
果をＦＬ欄、ＨＡＺ外層線に位置するものの結果をＨＡ
Ｚ欄にに示してある。

【００３８】

【表３】 表３に示す結果からわかるように、化学組成が本発明で
規定する範囲内である鋼No. １、２および９〜１８の鋼
からなる厚鋼板（鋼材）は、ＴＳが５２９〜５６４ＭＰ
ａ、ＹＳが４５１〜４７８ＭＰａ、ｖＴｓが−８５〜−
９６℃で、構造用材料として充分な強度と靭性を有して
おり、しかもＨＡＺ外層線の吸収エネルギーが２９４Ｊ
以上、ＦＬ近傍のＨＡＺの吸収エネルギーも１５４〜２
７５Ｊと高く、溶接部の靭性が良好である。

【００３９】また、鋼No. ２と１３の鋼からなる厚鋼板
と他の鋼からなる厚鋼板との対比からわかるように、Ａ
ｌの含有量がＯ含有量の１．５倍以下の鋼からなる厚鋼
板は、ＦＬ近傍のＨＡＺの靭性が特に良好である。

【００４０】これに対し、化学組成が本発明で規定する
範囲を外れる鋼No. ３〜８の鋼からなる厚鋼板（鋼材）
は、ＴＳが５０８〜５４８ＭＰａ、ＹＳが４３２〜４６
６ＭＰａ、ｖＴｓが−７６〜−９２℃で、構造用材料と
して充分な強度と靭性を有しているが、ＦＬ近傍のＨＡ
Ｚの吸収エネルギーが４５〜９２Ｊと低い。

【００４１】具体的に説明すると、鋼No. ３と４の鋼か
らなる厚鋼板はＣ含有量、鋼No. ５の鋼からなる厚鋼板
はＡｌ含有量、鋼No. ７の鋼からなる厚鋼板はＳｉ含有
量が高すぎるため、ＦＬ近傍のＨＡＺの靭性が低い。ま
た、鋼No. ６の鋼からなる厚鋼板はＭｎ含有量が低すぎ
るため、ＦＬ近傍のＨＡＺの靭性が低い。さらに、鋼N
o. ８の鋼からなる厚鋼板Ｃｕ含有量が高すぎるため、
ＦＬ近傍のＨＡＺ部靭性およびＨＡＺ外層線部靭性とも
に低い。

【００４２】

【発明の効果】本発明の鋼材は、入熱量２００ｋＪ／ｃ
ｍ以上の大入熱溶接部の靭性、特にＦＬ近傍のＨＡＺの
靭性に優れている。このため、安全性の高い溶接構造物
を高能率に製造でき、溶接施工コストを大幅に低減する
ことができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 藤原 知哉 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (72)発明者 一ノ瀬 威 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】化学組成が質量％で、Ｃ：０．０１〜０．
   ０４％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１．６％を
   超え３．０％以下、Ｃｕ：０．０２〜０．５％、Ｎｂ：
   ０．００５〜０．１％、Ｂ：０．０００２〜０．００４
   ％、Ａｌ：０．００２〜０．００５％、Ｏ（酸素）：
   ０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０〜０．０２％、Ｎ
   ｉ：０〜３．０％、Ｃｒ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜
   １．０％、Ｖ：０〜０．１％、Ｃａ：０〜０．０１％を
   含み、残部は実質的にＦｅよりなり、不純物としてのＮ
   含有量が０．００５％以下、Ｐ含有量が０．０１５％以
   下、Ｓ含有量が０．０１０％以下に制限された鋼からな
   る大入熱溶接部の靭性に優れた鋼材。
2. 【請求項２】Ａｌ含有量がＯ含有量の１．５倍以下であ
   る請求項１に記載の大入熱溶接部の靭性に優れた鋼材。