JP3434125B2 - 溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、大入熱溶接を適用
しても、溶接熱影響部の靱性劣化が少ない構造用鋼板に
関し、特に低温の構造用鋼板に関するものである。
しても、溶接熱影響部の靱性劣化が少ない構造用鋼板に
関し、特に低温の構造用鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、船舶を始めとする各種構造物の溶
接には、溶接作業効率を高め、溶接施工費を低減するた
め、大入熱の片面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いる。しか
し、従来の溶接構造用鋼板として汎用されるアルミキル
ド鋼に、大入熱溶接を適用した場合、溶接熱影響部の靱
性が劣化する。これは、大入熱溶接時、アルミキルド鋼
が、溶接熱により一般的に１３５０℃程度に加熱された
後、緩慢な冷却を受けることによる。より具体的には、
溶接熱によりボンド部近傍の結晶粒が著しく粗大化す
る、と同時に、緩慢な冷却により変態時に靱性の極め
て悪い粗大な上部ベイナイト組織になる、更には、高
温で不安定なＡｌＮ等の窒化物が溶接熱により解離し、
固溶Ｎが増加してマトリックスの靱性が劣化する、等に
より生じるものと考えられる。
接には、溶接作業効率を高め、溶接施工費を低減するた
め、大入熱の片面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いる。しか
し、従来の溶接構造用鋼板として汎用されるアルミキル
ド鋼に、大入熱溶接を適用した場合、溶接熱影響部の靱
性が劣化する。これは、大入熱溶接時、アルミキルド鋼
が、溶接熱により一般的に１３５０℃程度に加熱された
後、緩慢な冷却を受けることによる。より具体的には、
溶接熱によりボンド部近傍の結晶粒が著しく粗大化す
る、と同時に、緩慢な冷却により変態時に靱性の極め
て悪い粗大な上部ベイナイト組織になる、更には、高
温で不安定なＡｌＮ等の窒化物が溶接熱により解離し、
固溶Ｎが増加してマトリックスの靱性が劣化する、等に
より生じるものと考えられる。
【０００３】このため、例えば神戸製鋼技報（Vol.29,N
o.4(1979)P.53 ）に開示されているように、大入熱溶接
時の溶接熱影響部の靱性を確保するため、高温で安定な
ＴｉＮの微細分散を利用した、各種大入熱溶接用のアル
ミキルド鋼板（Ａｌ含有量：０．０１０〜０．０５０％
程度）が実用化されている。この技術は、ＴｉＮの微細
分散によりγ粒の粗大化を抑制するとともに、フェライ
トの変態核となるＴｉＮあるいはＢＮ、ＲＥＭ化合物、
Ｃａ化合物等のの微細分散により変態組織（フェライト
・パーライト）の微細化を図るものである。
o.4(1979)P.53 ）に開示されているように、大入熱溶接
時の溶接熱影響部の靱性を確保するため、高温で安定な
ＴｉＮの微細分散を利用した、各種大入熱溶接用のアル
ミキルド鋼板（Ａｌ含有量：０．０１０〜０．０５０％
程度）が実用化されている。この技術は、ＴｉＮの微細
分散によりγ粒の粗大化を抑制するとともに、フェライ
トの変態核となるＴｉＮあるいはＢＮ、ＲＥＭ化合物、
Ｃａ化合物等のの微細分散により変態組織（フェライト
・パーライト）の微細化を図るものである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、特に、低温用
鋼板あるいは高強度鋼板において、前記析出物を利用し
た微細化技術を適用しても、大入熱溶接を施す場合に
は、やはり、低温靱性の劣化が度々生じる。具体的に
は、ｖＴｒｓ≦−６０℃の低温靱性が求められるなど、
低温での要求品質が厳しい低温用鋼板の場合には、この
低温靱性自体が劣化する。また、合金元素を比較的多量
に含む５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度鋼板においては、
溶接割れが生じる。そのため、これら鋼板は、要求品質
を満足するために、溶接入熱量を制限して溶接している
のが実情であり、溶接効率上無視できない問題となって
いる。本発明は、このような事情に着目してなされたも
のであって、入熱量５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を適
用しても、溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板を提
供することを目的とするものである。
鋼板あるいは高強度鋼板において、前記析出物を利用し
た微細化技術を適用しても、大入熱溶接を施す場合に
は、やはり、低温靱性の劣化が度々生じる。具体的に
は、ｖＴｒｓ≦−６０℃の低温靱性が求められるなど、
低温での要求品質が厳しい低温用鋼板の場合には、この
低温靱性自体が劣化する。また、合金元素を比較的多量
に含む５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度鋼板においては、
溶接割れが生じる。そのため、これら鋼板は、要求品質
を満足するために、溶接入熱量を制限して溶接している
のが実情であり、溶接効率上無視できない問題となって
いる。本発明は、このような事情に着目してなされたも
のであって、入熱量５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を適
用しても、溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板を提
供することを目的とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、主として
低温用鋼について、溶接熱影響部の靱性に及ぼす合金元
素の影響を鋭意研究した結果、Ｓｉ量を０．０５％以
下に制限し、島状マルテンサイトの低減を図ること、
Ａｌ量を極めて低い０．００５％以下に制限すること、
Ｔｉ、Ｂを複合添加することにより、ＴｉＮあるいは
ＢＮ析出物の効果を最大限に活用できることを知見し
た。
低温用鋼について、溶接熱影響部の靱性に及ぼす合金元
素の影響を鋭意研究した結果、Ｓｉ量を０．０５％以
下に制限し、島状マルテンサイトの低減を図ること、
Ａｌ量を極めて低い０．００５％以下に制限すること、
Ｔｉ、Ｂを複合添加することにより、ＴｉＮあるいは
ＢＮ析出物の効果を最大限に活用できることを知見し
た。
【０００６】通常、この種大入熱溶接用のアルミキルド
鋼板は、脱酸剤として、Ｓｉを０．１０〜０．５０％程
度、Ａｌを０．０１０〜０．０５０％程度含んでいる。
したがって、大入熱溶接法を適用した場合、必然的に島
状マルテンサイトや粗大なＡｌＮ粒が生成し、特性を劣
化させていたものである。即ち、前記従来の析出物を利
用した微細化技術は、これらの技術思想が無かったため
に、析出物の効果を活用できなかったと言える。これに
対し、本発明では、前記３つの技術的手段の組み合わせ
と、その複合効果により、ＴｉＮあるいはＢＮ析出の効
果が最大限発揮でき、溶接熱影響部ボンド近傍における
フェライトの変態促進および微細化を図ることができ
る。また、この変態促進および微細化の複合効果によ
り、片面サブマージアーク溶接やエレクトロガスアーク
溶接等の高能率大入熱溶接法を適用しても、溶接熱影響
部において必要な靱性が確保できる。
鋼板は、脱酸剤として、Ｓｉを０．１０〜０．５０％程
度、Ａｌを０．０１０〜０．０５０％程度含んでいる。
したがって、大入熱溶接法を適用した場合、必然的に島
状マルテンサイトや粗大なＡｌＮ粒が生成し、特性を劣
化させていたものである。即ち、前記従来の析出物を利
用した微細化技術は、これらの技術思想が無かったため
に、析出物の効果を活用できなかったと言える。これに
対し、本発明では、前記３つの技術的手段の組み合わせ
と、その複合効果により、ＴｉＮあるいはＢＮ析出の効
果が最大限発揮でき、溶接熱影響部ボンド近傍における
フェライトの変態促進および微細化を図ることができ
る。また、この変態促進および微細化の複合効果によ
り、片面サブマージアーク溶接やエレクトロガスアーク
溶接等の高能率大入熱溶接法を適用しても、溶接熱影響
部において必要な靱性が確保できる。
【０００７】本発明は、まず、構造用鋼板の化学成分に
ついて、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜
０．０５％、Ｍｎ：０．８０〜１．７０％、Ｐ：０．０
２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１
〜０．００５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％、
Ｂ：０．０００８〜０．００２０％、Ｎ：０．００６０
〜０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなり、かつ下記式に示す炭素当量（Ｃｅ
ｑ）を０．３５％以下とする。 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃ
ｕ＋Ｎｉ）／１５ ％ これにより、入熱量５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を施
した場合のボンド部近傍を、ＴｉＮおよび／またはＢＮ
析出物が微細に分散するとともに、粒径５０μｍ以下の
フェライト分率が６０％以上のミクロ組織とし、溶接熱
影響部の靱性が優れた構造用鋼板を得る。
ついて、Ｃ：０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜
０．０５％、Ｍｎ：０．８０〜１．７０％、Ｐ：０．０
２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１
〜０．００５％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％、
Ｂ：０．０００８〜０．００２０％、Ｎ：０．００６０
〜０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなり、かつ下記式に示す炭素当量（Ｃｅ
ｑ）を０．３５％以下とする。 Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃ
ｕ＋Ｎｉ）／１５ ％ これにより、入熱量５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を施
した場合のボンド部近傍を、ＴｉＮおよび／またはＢＮ
析出物が微細に分散するとともに、粒径５０μｍ以下の
フェライト分率が６０％以上のミクロ組織とし、溶接熱
影響部の靱性が優れた構造用鋼板を得る。
【０００８】また、上記化学成分に加えて、Ｃｕ：０．
０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、Ｖ：
０．０１０〜０．０４０％、Ｎｂ：０．００８〜０．０
４０％の一種または二種以上を含有することができる。
更にＣａ：０．０００８〜０．００４０％を含有するこ
とができる。なお、本発明鋼は、圧延ままの他、制御圧
延後空冷または制御冷却を行う熱加工制御方法（ＴＭＣ
Ｐ）、焼ならし、焼き入れ焼戻し等を適用して製造する
ことかできる。
０５〜０．５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、Ｖ：
０．０１０〜０．０４０％、Ｎｂ：０．００８〜０．０
４０％の一種または二種以上を含有することができる。
更にＣａ：０．０００８〜０．００４０％を含有するこ
とができる。なお、本発明鋼は、圧延ままの他、制御圧
延後空冷または制御冷却を行う熱加工制御方法（ＴＭＣ
Ｐ）、焼ならし、焼き入れ焼戻し等を適用して製造する
ことかできる。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下に、本発明における化学成分
の限定理由について説明する。Ｃは、含有量が低いほど
ボンド部近傍の靱性および耐溶接割れ感受性が良くな
が、０．０５％未満では、これらの効果が飽和し、ま
た、大入熱溶接した熱影響部の軟化が大きくなり、さら
に母材強度が低下する。一方、０．１０％を越えて含有
すると大入熱溶接した熱影響部の靱性が著しく劣化す
る。したがって、Ｃの含有量は０．０５〜０．１０％の
範囲とする。
の限定理由について説明する。Ｃは、含有量が低いほど
ボンド部近傍の靱性および耐溶接割れ感受性が良くな
が、０．０５％未満では、これらの効果が飽和し、ま
た、大入熱溶接した熱影響部の軟化が大きくなり、さら
に母材強度が低下する。一方、０．１０％を越えて含有
すると大入熱溶接した熱影響部の靱性が著しく劣化す
る。したがって、Ｃの含有量は０．０５〜０．１０％の
範囲とする。
【００１０】Ｓｉは、鋼溶製時に脱酸剤として作用し、
０．０１％以上の添加を必要とするが、上限は０．０５
％以下とすることが極めて重要である。Ｓｉを低減する
ことにより、島状マルテンサイトの低減を図り、極低Ａ
ｌ化との複合効果によって、入熱量５ｋＪ／ｍｍ以上の
大入熱溶接を適用しても、溶接熱影響部の靱性劣化を生
じないようになる。図１は、０．０８％Ｃ−１．４０％
Ｍｎ−０．０１２％Ｔｉ−２０ｐｐｍＢ−７５ｐｐｍＮ
を基本成分とする低温用鋼の、熱影響部靱性に及ぼすＳ
ｉ、Ａｌ含有量の影響を、溶接入熱量１５ｋＪ／ｍｍ
（板厚２０ｍｍ）に相当する熱サイクル試験（１３５０
℃に加熱後、８００℃から５００℃までの冷却時間を１
８０秒）して調査した結果である。なお、供試鋼は、小
型溶製（９０キロ）後、制御圧延−制御冷却を適用して
板厚３０ｍｍに熱間圧延したものである。同図より、低
温用鋼に必要とされる靱性の目安となるｖＴｒｓ≦−６
０℃を満足するためには、Ｓｉ含有量の上限を０．０５
％以下で、かつＡｌ含有量の上限を０．００５％以下に
する必要があることが分かる。したがって、Ｓｉの含有
量は０．０１〜０．０５％の範囲とする。
０．０１％以上の添加を必要とするが、上限は０．０５
％以下とすることが極めて重要である。Ｓｉを低減する
ことにより、島状マルテンサイトの低減を図り、極低Ａ
ｌ化との複合効果によって、入熱量５ｋＪ／ｍｍ以上の
大入熱溶接を適用しても、溶接熱影響部の靱性劣化を生
じないようになる。図１は、０．０８％Ｃ−１．４０％
Ｍｎ−０．０１２％Ｔｉ−２０ｐｐｍＢ−７５ｐｐｍＮ
を基本成分とする低温用鋼の、熱影響部靱性に及ぼすＳ
ｉ、Ａｌ含有量の影響を、溶接入熱量１５ｋＪ／ｍｍ
（板厚２０ｍｍ）に相当する熱サイクル試験（１３５０
℃に加熱後、８００℃から５００℃までの冷却時間を１
８０秒）して調査した結果である。なお、供試鋼は、小
型溶製（９０キロ）後、制御圧延−制御冷却を適用して
板厚３０ｍｍに熱間圧延したものである。同図より、低
温用鋼に必要とされる靱性の目安となるｖＴｒｓ≦−６
０℃を満足するためには、Ｓｉ含有量の上限を０．０５
％以下で、かつＡｌ含有量の上限を０．００５％以下に
する必要があることが分かる。したがって、Ｓｉの含有
量は０．０１〜０．０５％の範囲とする。
【００１１】Ｍｎは、鋼の強化及び母材部の靱性改善に
有効な元素であり、このため０．８０％以上の添加が必
要である。しかし、１．７０％を越えて添加すると、大
入熱溶接した溶接熱影響部及び母材の靱性劣化を生じ
る。したがって、Ｍｎの含有量は０．８０〜１．７０％
の範囲とする。
有効な元素であり、このため０．８０％以上の添加が必
要である。しかし、１．７０％を越えて添加すると、大
入熱溶接した溶接熱影響部及び母材の靱性劣化を生じ
る。したがって、Ｍｎの含有量は０．８０〜１．７０％
の範囲とする。
【００１２】Ｐは、凝固時に偏析し易い元素であり、そ
の偏析は母材の局所的な靱性劣化をもたらすのみなら
ず、溶接熱影響部の靱性にも悪影響を及ぼす。したがっ
て、Ｐの含有量は０．０２０％以下とする。Ｓは、鋼の
延性及び靱性を劣化させる不純物元素であり、この悪影
響は０．００５％を超えると大きくなる。したがって、
Ｓの含有量は０．００５％以下とする。
の偏析は母材の局所的な靱性劣化をもたらすのみなら
ず、溶接熱影響部の靱性にも悪影響を及ぼす。したがっ
て、Ｐの含有量は０．０２０％以下とする。Ｓは、鋼の
延性及び靱性を劣化させる不純物元素であり、この悪影
響は０．００５％を超えると大きくなる。したがって、
Ｓの含有量は０．００５％以下とする。
【００１３】Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼溶製時に脱酸剤と
して作用する他、ＡｌＮとして析出し、γ粒を微細化し
母材靱性改善に有効である。このため、０．００１％以
上の添加を必要とするが、一方で上限は０．００５％以
下とすることが、前記図１の説明の通り、低温用鋼に必
要とされる靱性の目安となるｖＴｒｓ≦−６０℃を満足
するために極めて重要である。本発明における比較的高
Ｎの鋼では、例えば連続鋳造スラブの冷却過程などで冷
却速度が非常に遅い場合、ＡｌはＡｌＮとして粗大に析
出し、この粗大ＡｌＮは、その後のスラブ加熱あるいは
溶接熱によっても十分に固溶しきれずに残り、溶接熱影
響部の靱性にも悪影響を及ぼすものと考えられる。した
がって、Ａｌの含有量は０．００１〜０．００５％の範
囲とする。
して作用する他、ＡｌＮとして析出し、γ粒を微細化し
母材靱性改善に有効である。このため、０．００１％以
上の添加を必要とするが、一方で上限は０．００５％以
下とすることが、前記図１の説明の通り、低温用鋼に必
要とされる靱性の目安となるｖＴｒｓ≦−６０℃を満足
するために極めて重要である。本発明における比較的高
Ｎの鋼では、例えば連続鋳造スラブの冷却過程などで冷
却速度が非常に遅い場合、ＡｌはＡｌＮとして粗大に析
出し、この粗大ＡｌＮは、その後のスラブ加熱あるいは
溶接熱によっても十分に固溶しきれずに残り、溶接熱影
響部の靱性にも悪影響を及ぼすものと考えられる。した
がって、Ａｌの含有量は０．００１〜０．００５％の範
囲とする。
【００１４】Ｂは、拡散速度が早く、大入熱溶接後の冷
却過程で、γ粒内においてＢＮを形成し、γ粒内でのフ
ェライト変態核となり、組織を微細化するとともに、鋼
中の固溶Ｎを低減し、溶接熱影響部の靱性向上に有効で
ある。この効果を十分に得るためには、０．０００８％
以上の添加を必要とするが、一方で０．００２０％を超
えて多量に含有すると、ＢＮ以外のＢ化合物の多量生
成、固溶Ｂの増加による溶接熱影響部の焼入れ性の向上
等により、逆に溶接熱影響部の靱性が劣化する。したが
って、Ｂの含有量は０．０００８〜０．００２０％の範
囲とする。なお、固溶Ｂと結合する固溶Ｎ量を最大限確
保する点からも、前記Ａｌの低減は有効と考えられる。
却過程で、γ粒内においてＢＮを形成し、γ粒内でのフ
ェライト変態核となり、組織を微細化するとともに、鋼
中の固溶Ｎを低減し、溶接熱影響部の靱性向上に有効で
ある。この効果を十分に得るためには、０．０００８％
以上の添加を必要とするが、一方で０．００２０％を超
えて多量に含有すると、ＢＮ以外のＢ化合物の多量生
成、固溶Ｂの増加による溶接熱影響部の焼入れ性の向上
等により、逆に溶接熱影響部の靱性が劣化する。したが
って、Ｂの含有量は０．０００８〜０．００２０％の範
囲とする。なお、固溶Ｂと結合する固溶Ｎ量を最大限確
保する点からも、前記Ａｌの低減は有効と考えられる。
【００１５】Ｔｉは、ＴｉＮとして鋼中に微細に分散析
出し、大入熱溶接を適用した場合に溶接熱影響部のフェ
ライト組織の微細化を促進するとともに、鋼中の固溶Ｎ
量を低減し、靱性向上に有効な元素である。その効果を
十分に得るためには、０．００８％以上の添加を必要と
する。しかし、一方で０．０２０％を超えて多量に添加
すると、Ｔｉの非金属介在物の増加およびＴｉＮ粒子の
粗大化を招き、溶接熱影響部の靱性が劣化する。したが
って、Ｔｉの含有量は０．００８〜０．０２０％の範囲
とする。
出し、大入熱溶接を適用した場合に溶接熱影響部のフェ
ライト組織の微細化を促進するとともに、鋼中の固溶Ｎ
量を低減し、靱性向上に有効な元素である。その効果を
十分に得るためには、０．００８％以上の添加を必要と
する。しかし、一方で０．０２０％を超えて多量に添加
すると、Ｔｉの非金属介在物の増加およびＴｉＮ粒子の
粗大化を招き、溶接熱影響部の靱性が劣化する。したが
って、Ｔｉの含有量は０．００８〜０．０２０％の範囲
とする。
【００１６】Ｎは、溶接熱影響部の靱性向上を図るため
には、一般的に、０．００６０％以下とし、できるだけ
低く抑える方が好ましいとされてきた。しかし、本発明
鋼では、ＴｉとＢを複合添加し、溶接熱影響部の組織微
細化による靱性改善に有効な重要因子であるＴｉＮやＢ
Ｎ析出物を微細かつ多量に分散させる効果を期待してい
る。したがって、その効果を最大限に発揮するために
は、析出物形成のため、比較的高Ｎ量の添加を必須と
し、具体的には０．００６０％以上の添加が必要であ
る。図２は、０．０８％Ｃ−１．４０％Ｍｎ−０．０１
２％Ｔｉ−２０ｐｐｍＢ−７５ｐｐｍＮを基本成分とす
る低温用鋼の、熱影響部靱性に及ぼすＮ含有量の影響お
よびミクロ組織との対応を、溶接入熱量１５ｋＪ／ｍｍ
（板厚２０ｍｍ）に相当する熱サイクル試験（１３５０
℃に加熱後、８００℃から５００℃までの冷却時間を１
８０秒）にて調査した結果である。なお、供試鋼は、小
型溶製（９０キロ）後、加速冷却を適用して板厚３０ｍ
ｍに熱間圧延したものである。同図より、Ｎ含有量が
０．００６０％以上で、ボンド近傍のミクロ組織に相当
する熱サイクル組織は、粒径５０μｍ以下のフェライト
分率が６０％以上を呈し、低温用鋼に必要とされる靱性
の目安となるｖＴｒｓ≦−６０℃を満足することが分か
る。一方、０．０１００％を超えて多量に添加すると、
鋼の熱間延性の低下を招き、連続鋳造時にスラブの表面
割れが多発し、生産性や歩留りを著しく阻害することに
なる。したがって、Ｎの含有量は０．００６０〜０．０
１００％の範囲とする。
には、一般的に、０．００６０％以下とし、できるだけ
低く抑える方が好ましいとされてきた。しかし、本発明
鋼では、ＴｉとＢを複合添加し、溶接熱影響部の組織微
細化による靱性改善に有効な重要因子であるＴｉＮやＢ
Ｎ析出物を微細かつ多量に分散させる効果を期待してい
る。したがって、その効果を最大限に発揮するために
は、析出物形成のため、比較的高Ｎ量の添加を必須と
し、具体的には０．００６０％以上の添加が必要であ
る。図２は、０．０８％Ｃ−１．４０％Ｍｎ−０．０１
２％Ｔｉ−２０ｐｐｍＢ−７５ｐｐｍＮを基本成分とす
る低温用鋼の、熱影響部靱性に及ぼすＮ含有量の影響お
よびミクロ組織との対応を、溶接入熱量１５ｋＪ／ｍｍ
（板厚２０ｍｍ）に相当する熱サイクル試験（１３５０
℃に加熱後、８００℃から５００℃までの冷却時間を１
８０秒）にて調査した結果である。なお、供試鋼は、小
型溶製（９０キロ）後、加速冷却を適用して板厚３０ｍ
ｍに熱間圧延したものである。同図より、Ｎ含有量が
０．００６０％以上で、ボンド近傍のミクロ組織に相当
する熱サイクル組織は、粒径５０μｍ以下のフェライト
分率が６０％以上を呈し、低温用鋼に必要とされる靱性
の目安となるｖＴｒｓ≦−６０℃を満足することが分か
る。一方、０．０１００％を超えて多量に添加すると、
鋼の熱間延性の低下を招き、連続鋳造時にスラブの表面
割れが多発し、生産性や歩留りを著しく阻害することに
なる。したがって、Ｎの含有量は０．００６０〜０．０
１００％の範囲とする。
【００１７】以上の成分の他に、本発明では、強度向上
の目的でＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂの一種または二種以上を
添加してもよい。ＣｕとＮｉは、母材強度の上昇に有効
であるのみならず、溶接熱影響部の靱性向上にも有効で
ある。したがって、必要な強度、靱性のレベルに応じて
添加され、その効果を得るためには、Ｃｕで０．０５％
以上、Ｎｉで０．１０％以上の添加が必要である。しか
し、過度の添加は、それらの効果が飽和する上に、製造
コストの上昇を招き実用的ではない。以上のことから、
Ｃｕは０．０５〜０．５０％、Ｎｉは０．１０〜１．０
０％の添加範囲とする。ＶとＮｂは、微量の添加で母材
強度を上昇させることができる。その効果を得るために
は、Ｖで０．０１０％以上、Ｎｂで０．００８％以上の
添加が必要である。しかし、過度の添加は、溶接熱影響
部の靱性を著しく劣化させる。以上のことから、Ｖは
０．０１０〜０．０４０％、Ｎｂは０．００８〜０．０
４０％の添加範囲とする。
の目的でＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂの一種または二種以上を
添加してもよい。ＣｕとＮｉは、母材強度の上昇に有効
であるのみならず、溶接熱影響部の靱性向上にも有効で
ある。したがって、必要な強度、靱性のレベルに応じて
添加され、その効果を得るためには、Ｃｕで０．０５％
以上、Ｎｉで０．１０％以上の添加が必要である。しか
し、過度の添加は、それらの効果が飽和する上に、製造
コストの上昇を招き実用的ではない。以上のことから、
Ｃｕは０．０５〜０．５０％、Ｎｉは０．１０〜１．０
０％の添加範囲とする。ＶとＮｂは、微量の添加で母材
強度を上昇させることができる。その効果を得るために
は、Ｖで０．０１０％以上、Ｎｂで０．００８％以上の
添加が必要である。しかし、過度の添加は、溶接熱影響
部の靱性を著しく劣化させる。以上のことから、Ｖは
０．０１０〜０．０４０％、Ｎｂは０．００８〜０．０
４０％の添加範囲とする。
【００１８】また、本発明では、Ｃａを添加することが
できる。Ｃａは、極微量で硫化物を球状化し、母材の機
械的性質の異方性を改善させる作用や鋼中に酸化物系析
出物として分散させることにより溶接熱影響部の靱性を
向上させる。この効果は、０．０００８％以上の含有量
で生じる。しかし、０．００４０％を超えて多量に添加
すると、それらの効果が飽和する上に、鋼の清浄度を劣
化させる。したがって、Ｃａ含有量は０．０００８〜
０．００４０％とする。
できる。Ｃａは、極微量で硫化物を球状化し、母材の機
械的性質の異方性を改善させる作用や鋼中に酸化物系析
出物として分散させることにより溶接熱影響部の靱性を
向上させる。この効果は、０．０００８％以上の含有量
で生じる。しかし、０．００４０％を超えて多量に添加
すると、それらの効果が飽和する上に、鋼の清浄度を劣
化させる。したがって、Ｃａ含有量は０．０００８〜
０．００４０％とする。
【００１９】本発明においては、前記のような化学成分
とするが、さらに炭素当量の規定も重要である。 合金
元素を多量に添加すると、入熱量５ｋＪ／ｍｍ以上の大
入熱溶接を適用した場合、溶接ボンド部近傍で靱性に悪
影響を及ぼす上部ベイナイト組織が出やすくなり、Ｔｉ
Ｎ等の析出物による靱性改善効果が薄れてしまう。した
がって、本発明においては、次式の炭素当量を満足する
必要がある。 炭素当量（Ｃｅｑ）≦０．３５％ Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃ
ｕ＋Ｎｉ）／１５ ％
とするが、さらに炭素当量の規定も重要である。 合金
元素を多量に添加すると、入熱量５ｋＪ／ｍｍ以上の大
入熱溶接を適用した場合、溶接ボンド部近傍で靱性に悪
影響を及ぼす上部ベイナイト組織が出やすくなり、Ｔｉ
Ｎ等の析出物による靱性改善効果が薄れてしまう。した
がって、本発明においては、次式の炭素当量を満足する
必要がある。 炭素当量（Ｃｅｑ）≦０．３５％ Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃ
ｕ＋Ｎｉ）／１５ ％
【００２０】
【実施例】以下、具体的な実施例を用いて、本発明を更
に説明する。第１、２表に示した化学成分を有する小型
溶製鋼（９０キロ）を、加熱温度１１５０℃、圧延仕上
げ温度７３０℃、冷却速度３℃／ｓｅｃ、の制御圧延お
よび制御冷却の条件により板厚３０ｍｍに熱間圧延し、
鋼板を製造した。これらの鋼板について、溶接入熱量１
５ｋＪ／ｍｍ（板厚２０ｍｍ）に相当する熱サイクル試
験（加熱温度１３５０℃、８００℃から５００℃までの
冷却時間１８０秒）を実施し、溶接熱影響部の靱性を評
価するためｖＴｒｓを求めた。その結果を、他の機械的
性質とともに、第３、４表に示す。
に説明する。第１、２表に示した化学成分を有する小型
溶製鋼（９０キロ）を、加熱温度１１５０℃、圧延仕上
げ温度７３０℃、冷却速度３℃／ｓｅｃ、の制御圧延お
よび制御冷却の条件により板厚３０ｍｍに熱間圧延し、
鋼板を製造した。これらの鋼板について、溶接入熱量１
５ｋＪ／ｍｍ（板厚２０ｍｍ）に相当する熱サイクル試
験（加熱温度１３５０℃、８００℃から５００℃までの
冷却時間１８０秒）を実施し、溶接熱影響部の靱性を評
価するためｖＴｒｓを求めた。その結果を、他の機械的
性質とともに、第３、４表に示す。
【００２１】第３、４表から分かる通り、本発明鋼１〜
４および１１〜１８は、溶接熱サイクル試験でのｖＴｒ
ｓが−６０℃以下と優れている。これに対し、比較鋼
５、１９は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲より多いため、
溶接熱サイクル試験でのｖＴｒｓが−６０℃より高温側
に劣化する。比較鋼６、２０は、Ａｌ含有量が本発明の
範囲より多いため、溶接熱サイクル試験でのｖＴｒｓが
−６０℃より高温側に劣化する。比較鋼７、２１は、Ｎ
含有量が本発明の下限を下回るため、溶接熱サイクル試
験でのｖＴｒｓが−６０℃より高温側に劣化する。比較
鋼８、２２は、Ｎ含有量が本発明の上限を超えているた
め、製造時、熱間延性の劣化による表面割れが発生して
いる。比較鋼９、１０、２３、２４、２５は、Ｔｉない
しＢの含有量が本発明の範囲からはずれるため、溶接熱
サイクル試験でのｖＴｒｓが−６０℃より高温側に劣化
する。比較鋼２６は、炭素当量（Ｃｅｑ）が本発明の上
限０．３５％を超えるため、溶接熱サイクル試験でのｖ
Ｔｒｓが−６０℃より高温側に劣化する。
４および１１〜１８は、溶接熱サイクル試験でのｖＴｒ
ｓが−６０℃以下と優れている。これに対し、比較鋼
５、１９は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲より多いため、
溶接熱サイクル試験でのｖＴｒｓが−６０℃より高温側
に劣化する。比較鋼６、２０は、Ａｌ含有量が本発明の
範囲より多いため、溶接熱サイクル試験でのｖＴｒｓが
−６０℃より高温側に劣化する。比較鋼７、２１は、Ｎ
含有量が本発明の下限を下回るため、溶接熱サイクル試
験でのｖＴｒｓが−６０℃より高温側に劣化する。比較
鋼８、２２は、Ｎ含有量が本発明の上限を超えているた
め、製造時、熱間延性の劣化による表面割れが発生して
いる。比較鋼９、１０、２３、２４、２５は、Ｔｉない
しＢの含有量が本発明の範囲からはずれるため、溶接熱
サイクル試験でのｖＴｒｓが−６０℃より高温側に劣化
する。比較鋼２６は、炭素当量（Ｃｅｑ）が本発明の上
限０．３５％を超えるため、溶接熱サイクル試験でのｖ
Ｔｒｓが−６０℃より高温側に劣化する。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【表４】
【００２６】
【発明の効果】本発明によれば、船舶を始めとする各種
構造物の溶接において、溶接熱影響部の靱性を劣化させ
ることなく、大入熱の片面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適用できる。
言い換えると、本発明によれば、溶接構造用鋼の各種構
造物への溶接作業能率を高め、溶接施工費を低減するこ
とができる。しかも、これらの性能向上が、従来の溶接
構造用鋼板として汎用されるアルミキルド鋼の成分や製
法を、著しく変更したり、製造コストの増加を招かずに
達成することができる点で工業的な価値は大きい。
構造物の溶接において、溶接熱影響部の靱性を劣化させ
ることなく、大入熱の片面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適用できる。
言い換えると、本発明によれば、溶接構造用鋼の各種構
造物への溶接作業能率を高め、溶接施工費を低減するこ
とができる。しかも、これらの性能向上が、従来の溶接
構造用鋼板として汎用されるアルミキルド鋼の成分や製
法を、著しく変更したり、製造コストの増加を招かずに
達成することができる点で工業的な価値は大きい。
【図１】図１は、溶接熱サイクル試験での、熱影響部靱
性（ｖＴｒｓ）に及ぼすＳｉ、Ａｌ含有量の影響を示す
説明図である。
性（ｖＴｒｓ）に及ぼすＳｉ、Ａｌ含有量の影響を示す
説明図である。
【図２】図２は、溶接熱サイクル試験での、熱影響部靱
性（ｖＴｒｓ）に及ぼすＮ含有量の影響およびＮ含有量
と粒径５０μｍ以下のフェライト分率との対応を示す説
明図である。
性（ｖＴｒｓ）に及ぼすＮ含有量の影響およびＮ含有量
と粒径５０μｍ以下のフェライト分率との対応を示す説
明図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(56)参考文献 特開 昭63−210235（ＪＰ，Ａ)
特開 平３−162522（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−190016（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−258788（ＪＰ，Ａ)
特開 平６−271984（ＪＰ，Ａ)
特開 平７−252592（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−245768（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
Claims (3)
- 【請求項１】 鋼板の化学成分が、質量％にて、Ｃ：
０．０５〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．０５％、
Ｍｎ：０．８０〜１．７０％、Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．００５
％、Ｔｉ：０．００８〜０．０２０％、Ｂ：０．０００
８〜０．００２０％、Ｎ：０．００６０〜０．０１００
％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
り、かつ下記式に示す炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３５％
以下とし、入熱量５ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接を施し
た場合のボンド近傍が、ＴｉＮおよび／またはＢＮ析出
物が微細に分散するとともに、粒径５０μｍ以下のフェ
ライト分率が６０％以上のミクロ組織となることを特徴
とする溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板。Ｃｅｑ
＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎ
ｉ）／１５ ％ - 【請求項２】 上記合金成分に加え、Ｃｕ：０．０５〜
０．５０％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、Ｖ：０．０
１０〜０．０４０％、Ｎｂ：０．００８〜０．０４０％
の一種または二種以上を含有する請求項１に記載の構造
用鋼板。 - 【請求項３】 上記合金成分に加え、Ｃａ：０．０００
８〜０．００４０％を含有した請求項１または２に記載
の構造用鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14187096A JP3434125B2 (ja) | 1996-06-04 | 1996-06-04 | 溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14187096A JP3434125B2 (ja) | 1996-06-04 | 1996-06-04 | 溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09324238A JPH09324238A (ja) | 1997-12-16 |
| JP3434125B2 true JP3434125B2 (ja) | 2003-08-04 |
Family
ID=15302083
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14187096A Expired - Lifetime JP3434125B2 (ja) | 1996-06-04 | 1996-06-04 | 溶接熱影響部の靱性が優れた構造用鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3434125B2 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100482208B1 (ko) | 2000-11-17 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 용접구조용 강재의 제조방법 |
| WO2002044436A1 (en) | 2000-12-01 | 2002-06-06 | Posco | Steel plate to be precipitating tin+mns for welded structures, method for manufacturing the same and welding fabric using the same |
| CN1149297C (zh) | 2000-12-14 | 2004-05-12 | Posco公司 | 用于焊接结构的具有TiN+ZrN析出相的钢板及其制造方法和使用该钢板的焊接结构 |
| WO2003042420A1 (en) | 2001-11-16 | 2003-05-22 | Posco | Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and method for manufacturing the same, welding fabric using the same |
| KR100833048B1 (ko) * | 2006-12-20 | 2008-05-27 | 주식회사 포스코 | 대입열 용접부 인성이 우수한 용접이음부 |
| JP5713135B1 (ja) | 2013-11-19 | 2015-05-07 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
| CN108326516B (zh) * | 2018-02-02 | 2020-08-18 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种钛钢复合板的制备方法 |
| KR20210009934A (ko) | 2019-07-18 | 2021-01-27 | 주식회사 포스코 | 대입열 용접열영향부 인성이 우수한 구조용강재 및 그 제조방법 |
-
1996
- 1996-06-04 JP JP14187096A patent/JP3434125B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09324238A (ja) | 1997-12-16 |
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