JPS60152626A - 溶接構造用高張力鋼のじん性安定化方法 - 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】 （技術分野） ５０００ＧＪ　／　Ｃ１１１以上のいわゆる大入熱溶接
が適用される溶接構造用高張力鋼の圧延母材およびその
溶接部におけるしん性のばらつきの軽減に関してこの明
細書に述べる技術内容は、大入熱溶接用高張力鋼の製造
の最近のすう勢に対応した成分調整についての開発成果
を提案するものである。

（背景技術） 近年溶接構造物の製作にあたり、溶接工数を減らし、溶
接コストの低減をはかるため、片面一層サブマージアー
ク溶接（ＳＡＷ）　、エレクトロガス溶接（ＥＧＷ）　
、又はエレクトロスラグ溶接（ＥＳＷ）など、大入熱を
用いる自動溶接を採用する機運が高まつ′Ｃきている。

しかしながら従来、溶接構造用として用いられてきた４
０ｋｇｆ／−級以上の鋼は、大入熱溶接を行うと溶接熱
影響部（１−（ＡＺ）とくに溶接ボンド部の組織が粗大
な上部ベイナイトを主体とする組織になってじん性が著
しく劣るようになるため、大入熱溶接の実施が困難であ
った。

その後大入熱溶接に適した鋼が種々開発されつつあり、
その一部は現在実用に供され始めている。

一方最近になって制御圧延や、圧延後の制御冷却、又は
直接焼入などいわゆる加工熱処理に関連した技術が発達
するに至り、大入熱溶接鋼もこれらの手法にて製造可能
であって、このような加工熱処理技術を採用すると大入
熱溶接部のしん性に悪いとされるＣやＭｎや、その他の
合金元素の量を従来よりも低下させることが可能になる
ためであり、ここに大入熱下の溶接特性に優れる鋼材の
製法として期待されるゆえんである。

（問題点） これらの新しい製造方法においては、母材のじん性の一
層の向上のほか、加熱炉の燃料コスト低減をも目指し、
圧延にあたっては、１１５０℃以下のいわゆる低温加熱
を行うことが多く、たとえば特公昭５５−　３００４７
号公報にその例をみることができる。

ところが、このような低温加熱ど加工熱処理技術とを組
合せた大入熱溶接高張力鋼の母材及び溶接部じん性は、
たしかに優れてはいるものの時として異常に低いじん性
値を示す現象が経験された。

すなわち、母材および大入熱溶接部におけるしん性のば
らつきであり、このようなしん性不安定は構造物の安定
性の面から重大問題であって、この種鋼材の使用者の側
からの改善要求もさることながら材料製造者にとっても
安定した品質の鋼材を安定して製造し、高い信頼性のも
とに供給するという使命に照らして、早急に解決すべき
新たな課題である。

（発明の動機） 低Ｃ当量鋼を低温加熱すると粒径２０〜５０μｍの細粒
オーステナイト中に２００μｍにもなる粗大粒が発生し
、このような異常な粗大粒は圧延によっては細粒化され
得ず、それが変態後の組織にもうけつがれ母材じん性の
ばらつきとなる。そしてさらにそれは大入熱溶接影響部
の組織にもうけつがれてそのじん性のばらつきを結果す
るところ、この異常粒発生を抑制する成分として、Ｔｉ
　とＲＥＭの複合添加はとくに効果があり、母材及び大
入熱溶接部におけるしん性のばらつきを有効に軽減し得
ることが以下のべる実験により究明された。

（実験の経緯） 一般に鋼をＡ。８渇度以上に加熱したとき、加熱温度の
上昇につれてオーステナイト粒径は粗大化していくが、
ある温度範囲では、細かいオーステナイト粒の中にきわ
めて粗大なオーステナイトが成長する。

第１図には０．０９％（ｗｔ％以下同じ）Ｃ−０，２１
％Ｓｉ　−１，３６％Ｍｎ　−０，０１４％　ＡＪ２鋼
の加熱温度どオーステナイト粒径の関係を、Ａｃ８点〜
１２００℃の各温度に３０分保持後焼入れで測定しｌ〔
例を示す。

９２０℃以下の加熱では平均粒径２０μｍの整粒のオー
ステナイトである。一方１０００℃以上でも平均粒径は
大どなっているが約６５〜１３０μｍの整粒のオーステ
ナイトである。

ところが、はぼ９２０〜１０００℃の範囲内では２０〜
６５μｍの整粒のオーステナイト中に２００μｍにも達
する粗大粒が混入し、この粗大粒の面積率は最大３０％
にも達している。ただし混粒が生じなくなる上限温度は
鋼成分に依存し、本発明の成分範囲では１１５０℃が上
限である。

この現象は多かれ少かれ、どのような成分組成の鋼にも
みられるが、とくに鉄中に含まれる合金元素や、不純物
元素が少ないほど、粗大粒の粒径やその個数すなわち面
積率が大となることがあらたに知見されたのでありこれ
は、低いＣ当量化した鋼はど低温加熱した時に異常粒を
含む混粒を生じやすいことを意味する。

そして、このようなオーステナイトの状態から出発して
圧延を行って鋼板を作製すると母材のじん性に、異常に
低い値が出るだけでなくさらに、大入熱溶接を行った場
合継手部のしん性に異常に低い値がみられる川縁も見出
された。

このようなしん性のばらつきは低いＣ当量鋼を低温加熱
で製造したときにおこりやすく、ミクロ的に詳細に調べ
たところシャルピー試験やＣＯＤ試験のノツチ底部に特
に粗大な組織が存在していることがわかった。

ここに母材の場合は粗大なベイナイト組織であり、そし
て溶接後の特に粗大な組織は、溶接前の鋼板に存在して
いた粗大なベイナイト組織に起因し、そしてそのベイナ
イト組織は圧延前の低温加熱時に生じ、異常成長した２
００μｍにも達する粗大オーステナイト粒が、その後の
圧延によっても細粒化が不十分のまま変態したものであ
る。

（発明の目的） そこで、発明者らは、低温加熱法によって得られた低炭
素当量鋼の母材及び大入熱溶接部におこりやすい上記の
不安定しん性を抑制し得る成分系について研究し、あま
た実験と検討を重ねて、ＲＥＭとＴｉの複合添加が低温
加熱時のオーステナイトの異常粒成長を防止するのに役
立って、低温加熱時のオーステナイトを整粒化し、ひい
ては母材および大入熱溶接部におけるしん性のばらつき
を少くするのに有効に寄与することを見出しこの発明を
完成させた。つまり、かような寄与を適切に実現するこ
とがこの発明の目的であり、Ｔ１とＲＥＭ複合添加によ
りＴｉＮとＲＥＶのｏｘｙｓｕ　ｌ　ｆ　ｉ　ｄａどが
複合的に有効に作用して低温加熱時のオーステナイトの
異常成長を妨げることの基本認識に立脚している。

（発明の構成） この発明は、 Ｃ：　０，０１〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ　：　０．０５
〜ｏ、ｅｗｔ％、Ｍｎ　：　０，５〜２．Ｏｗｔ％およ
びＡ℃：０．０１〜０．０８ｗｔ％を基本成分として含
有し、強さとじん性の要請に応じてさらに、Ｎｂ　＋　
０．００５〜０．１０ｗｔ％、Ｖ　：　０．００５〜０
．１５ｗｔ％、Ｎ１　ニ０，１〜　２．０ｗｔ％、Ｃｕ
　：　０．１〜１，０ｗｔ％、Ｃｒ　：ｏ、ｉ　〜１．
０ｗｔ％、ＭＯ：　０．０５〜０．５ｗｔ％およびＢ　
：　０．０００５〜０．００２ｗｔ％の１種以上の強化
成分を含むほか鋼中Ｎ　：　０．００１〜０．００７ｗ
ｔ％に抑制した組成になる大入熱溶接用高張力鋼を、そ
の（Ａ２Ｂ点−３０℃）の温度から１１００℃を越えな
い温度範囲におけるスラブ加熱下の熱間圧延にて製造す
るに当り、上記スラブが、Ｔｉ　：　０．００５〜０．
０２５ｗｔ％どＲＥＭ　：　０．００２〜０．０１ｗｔ
％とを複合含有する成分調整を行い、該加熱の際に伴わ
れる異常粒の生成を抑制することを特徴とする溶接構造
用高張力鋼のしん性安定化方法である。

まずこの発明において鋼組成の成分範囲を限定する理由
について説明する。

Ｃ：０．０１〜０．１５％ Ｃは含有量が０，０１％未満の場合には必要強度が得ら
れず、また溶接熱影響部の軟化を来し、逆に０．１５％
をこえるとき溶接性が害されるので０．０１〜０．１５
％とした。

３ｉ　：　０，０５〜０．６０％ ８ｉは鋼の脱酸を促進し、また強度を上昇させるので少
くとも０．０５％以上の添加を要するが０．６％をこえ
て多すぎるとじん性や溶接性が著しく損われるため０．
０５〜０．６０％とした。

Ｍｎ　：　０．５〜２．０％ ＭＯは０．５％未満では鋼板の強度およびじん性が低下
し、そしてＨＡＺの軟化が生じ、−万Ｍｎが２．０％を
こえて多すぎると）（ＡＺのしん性が劣化するため０．
５〜２．０％とした。

ＡＪ２：０．０１〜０．０８％ Ａβは鋼の脱酸上、最低ｏ、ｏｉ％の含有を必要とする
一方、固溶Ａ℃が０．０８％をこえると却って１−ＩＡ
Ｚのみならず溶接金属のしく性も著しく劣化するためＡ
ｊ２は０．０１〜０．０８％とした。

以上がこの発明の方法を有利に適用するために必要な基
本成分であるが、このほかに通常の製鋼精錬において不
可避に随伴するＮ含有量について、０．００１〜０．０
０７％の範囲がすでにのべたＲＥＭのｏｘｙｓｕ　ｌ　
ｆ　ｉｄｅとの相乗作用をもたらすＴｉＮの生成のため
不可欠である。

この発明にあってはＴｉおよびＲＥＭの含有により、Ｔ
ｉＮとしてＲＥＭのｏｘｙｓｕ　ｌ　ｆ　ｉ　ｄｅと共
にオーステナイトの異常粒成長を防止する。しかしＴｉ
　とＮの含有量が多すぎるとＴｉＮが粗大化しオーステ
ナイト異常粒成長抑制効果がなくなるばかりか、かえっ
て大入熱溶接継手じん性を損なうのでＴ１の上限は０．
０２５％、Ｎの上限は０．００７％とした。一方、Ｔｉ
、Ｎ含有量が少すぎてもオーステナイト異常粒成長抑制
効果がないので、ＴｉとＮの下限はそれぞれ０．００５
％、０．００１％とした。

ＲＥＭについｉ”Ｌｔそのｏｘｙｓｕ　Ｉｆ　ｉｄｅと
してＴｉＮ共存下で、オーステナイト異常粒成長抑制効
果を発揮するが０．０１％を越える過剰のＲＥＭは鋼の
清浄度を悪くして内部欠陥の原因となるので上限は０．
０１％とし、一方０．００２％未満では効果がない。

この発明は上記したところのほかさらに、Ｎｂ：０．１
０％以下、Ｖ：０．１５％以下、Ｎｉ　：　２．０％以
下、Ｃｕ　：　１．０％以下、Ｃｒ　：　１．０％以下
、ＭＯ：　０．５％以下、およびＢ　：　０．００２％
以下のうち１！または２種以上を含有させることができ
、これらの元素を含有させる主たる目的は、この発明に
よる特徴を失うことなく強度、じん性の向上の下に板厚
の拡大を可能とするところにあり、この添加量は次の理
由により制限される。

Ｎｂは、圧延組織の細粒化と析出硬化のため含有される
もので強度、じん性を共に向上させる重要な元素である
が、０．１０％より多いと溶接性のみならず溶接金属の
しん性も劣化させるため上限を０．１０％とした。

ＶはＮｂとほぼ同様の効果をあられすが上限は０．１５
％まで許容できる。

Ｎ１はＨＡＺの硬化性およびじん性に悪い影響を与える
ことなく母材の強度とじん性を向上させるので添加する
が、高価であるので３．０％を上限とした。

Ｃ１はＮ１とほぼ同様の効果があるだけでなく、耐食性
も向上させるが１．０％を越えると熱間脆性を生じやす
く、鋼板の表面性状が劣化するので１．０％を上限とす
る。

ＭＯは圧延時のオーステナイト粒を微細かつ整粒化し、
なおかつ微細なベイナイトとマルテンサイ１−を生成す
るので強度とじん性を向上させるが、高価であるので上
限を０．５０％とした。

Ｏｒは微細なベイナイトやマルテンサイトを生成し強度
とじん性を向上さゼるが１．０％以上の添加は溶接性を
害するので上限を１，０％とした。

Ｂは微細なベイナイトやマルテンサイトを生成するので
強度とじん性を向上させるが０．００２％を越えて添加
しても効果がなく、またＨＡＺの硬化が著しいので０．
００２％を上限とした。

なお、これらの元素の添加効果が顕著に生じる最小必要
但としては、Ｎｂ、Ｖにつき０．００５％、Ｎｉ、Ｃｕ
およびＣｒは０．１％、またＭＯは０．０５％そしてＢ
は０　、０００５％である。

以上のように成分限定した鋼は、低温加熱圧延しても母
材及び大入熱溶接部におけるしん性のばらつきは殆ど生
ぜず、この発明で目指した効果を十分に享受できる。

この熱間圧延のための加熱温度の上限は１１５０℃であ
りそれを越えると平均オーステナイト粒径が過大となり
好ましくない。また前述のように混粒が生じる加熱温度
の上限も１１５０℃である。一方下限は鋼をオーステナ
イト化する意味からＡ。８温度であるが、実用上はＡｃ
ａ　−３０℃まで許容できる。

なお、（Ａ３Ｂ−３０℃）〜１１５０℃に加熱した後の
圧延および冷却の条件についてはとくに規定しないが、
この発明の目的に対しては、制御圧延法、加速冷却法又
は直接焼入れ法を採用するのが最適である。

次に本発明の実施例について述べる。

転炉一連鋳工程で製造した第１表に示す成分の鋳片を用
い、加熱−圧延−冷却条件を変えて板厚２５關〜７５１
１１の鋼板を製造した。

そして母材の強度とじん性値およびじん性のばらつきを
シャルピー試験およびＣＯＤ試験試験片各基０本の結果
どともに第２表に示した。なお第２表の記号たとえばＩ
Ａは数字が第１表における調香１の鋼を用いたことを示
す。

また、第３表に示す溶接条件でいわゆる大入熱溶接を行
い、このボンド部から１０本のシャルピー試験片を採取
して試験した結果を１０本の平均値と最低値で示した。

この発明の方法で製造した鋼板は母材および大入熱の溶
接ボンド部におけるしん性ともばらつきのないすぐれた
特性を有しているのに対し、比較鋼はじん性のばらつき
が著しい。

１１１ＡはＴ１とＲＥＭが添加されていないため、母材
のじん性にばらつきがあり、また大入熱溶接による継手
のしん性も低い。

鋼２ＡはＴｉが添加されているため、母材および大入熱
溶接部におけるしん性は鋼１Ａより優れるが、ＲＥＶが
複合添加されＣいないため、母材および継手部における
しん性どもばらつきを依然残し不安定である。

鋼３Ｂの成分はこの発明の成分範囲であるが、加熱温度
がこの発明の範囲をはずれているため母材のじん性自体
が劣っている。また鋼５ＡもＲＥＭが添加されていない
ため、母材および溶接部におけるしん性ともばらつきが
ある。

これらに対しこの発明に従う３Ａ、３Ｃ，４Ａ。

４８．６Ａ、７Ａ、８Ａ、９Ａ、ＩＯＡ、ＩＩＡ、１２
Ａ　、　１３Ａ　、　１４Ａ　、　１５Ａおよび１６Ａ
は母材のシャルピー吸収エネルギーおよびＣＯＤ値の平
均値も高く、また異常に低い値も示していない。さらに
大入熱溶接継手部の平均値及び最低値とも高い。

（発明の効果） この発明の方法によれば、母材および大入熱溶接部にお
けるしん性がすぐれかつそのばらつきのない高張力鋼材
が確実に得られる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、鋼をオーステナイト域に加熱した時のオース
テナイト粒径、粗大粒径、粗大粒面積率と加熱温度の関
係を示すグラフである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、　０　：　０．０１〜０．１５　ｗｔ％、Ｓｉ　：
   　０，０５〜０，６　ｗｔ％、Ｍｎ　：　０，５　〜２
   ．０　ｗｔ％、およびＡＪ２：０．０１〜０．０８ｗｔ
   ％ を基本成分として含有し、強さとじん性の要請に応じて
   さらに、 Ｎｂ　：　０，００５〜ｏ、ｉｏ　ｗｔ％、Ｖ：０．０
   ０５〜０，１５　ｗｔ％、 Ｎｉ　：　０．１　〜２．Ｏｗｔ％、 Ｃｕ　：　０，１　〜１．Ｏｗｔ％、 Ｃｒ　：　０，１　〜１．０　ｗｔ％、１ｙｌｏ　：　
   ０，０５〜０．５　ｗｔ％および３　：　０．０００５
   〜０．００２　ｗｔ％の１種以上の強化成分を含むほか
   、鋼中Ｎ　：　０，００１〜０．００７　ｗｔ％に抑制
   した組成になる大入熱溶接用高抗張力鋼を、その（Ａｏ
   ８点−３０℃）の温度から１１５０℃を越えない温度範
   囲におけるスラブ加熱下の熱間圧延にて製造するに当り
   、 上記スラブが、Ｔｉ　：　０．００５〜０，０２５ｗｔ
   ％とＲＥＭ：　０．００２へ−０，０１ｗｔ％とを複合
   含有する成分調整を行い、該加熱の際に伴われる異常粒
   の生成を抑制する ことを特徴とする溶接構造用高張力鋼のしん性安定化方
   法。