寒冷地仕様大入熱溶接用YP390 MPa級鋼の開発
中 島 孝 一長 谷 和 邦
遠藤1)
1)
衞 藤 太 紀
深 井 英 明3)
3)

茂
2)

HAZ には，最高到達温度により，旧オーステナイト( g )粒. 緒

言が粗大化して靭性が低下する粗粒域や Ac3 点直上に加熱される軟化域が形成される．粗粒域では靭性が低く継手靭性を近年，輸送効率向上の観点から，船舶の大型化が進んでお低下させ，軟化域は継手強度を低下させる．大入熱溶接の場り，一般商船に用いられる船体構造用 E 級鋼(母材靭性合は，高温域の滞留時間が長くなって，組織が粗大化し靱性－ 40 °C 仕様，継手靭性－ 20 °C 仕様)では，降伏点( YP: yield の HAZ 粗粒域)．さらに，大入熱低下が助長される(図◯point ) が 460 MPa 級 ま で の 厚 鋼 板 が 実 用 化 さ れ て い

の溶 接 で は HAZ 軟 化 部 の 強 度 低 下 も 顕 著 で あ り (図 1 ◯る(1)(5) ．一方，溶接構造物の使用環境はより厳しくなる傾HAZ 軟化域)，継手強度が低下する．したがって，低温靭性向にあり，アラスカや北極圏などの低温地域でのエネルギー仕様の高強度鋼で大入熱溶接を可能にするには， HAZ 靱性開発が進められている．そこで，これら寒冷地仕様に対応すの確保と HAZ 軟化の抑制を両立することが必要となる．本るため低温靭性に優れた高強度鋼の開発が求められている．

課題に対して，硬質第 2 相である MA(martensiteaustenite

低温仕様の船体構造用鋼(F 級鋼母材靭性－ 60°
C 仕様，constituent)の分散状態を最適化した．すなわち，粗粒域で継手靭性－ 40 °C 仕様)は， YP390 MPa 級鋼までが開発・実は HAZ 靭性を低下する MA を低減させ，軟化域では MA用化されている．このような厚肉鋼板においては，高能率溶を積極的に分散させて HAZ の硬化を図った(図 1)．

接の観点から，溶接入熱量を大きくして 1 パスでの溶接施工を行う大入熱溶接(エレクトロガスアーク溶接)が指向され

.

開発技術

るが，低温仕様の F 級鋼では，溶接熱影響部(HAZ: heat affected zone)の低温靭性を保証するため，溶接入熱量が小さ

図  に HAZ 組 織 制 御 の コ ン セ プ ト を 示 す ． E 級 鋼 のい炭酸ガスアーク溶接による多層盛溶接法が適用されてきHAZ 靭性向上については，当社は「 JFE EWEL ｣(1)(2) 技

た．大入熱溶接では， HAZ 組織の粗大化による継手靭性低術を開発し，TiN による高温での g 粒成長抑制，および BN

下および HAZ 軟化領域の拡大による継手強度の低下が起こや Ca 系硫化物を核生成サイトにした旧 g 粒内での g → a 変る．継手強度を確保するためには， HAZ 軟化部の硬度上昇態促進によって HAZ 組織の微細化を図った．さらに，更なが有効な手段であるが， HAZ 硬さの上昇は同時に HAZ 靭る HAZ 靭性向上のため，ベイナイト変態時に生成する MA性の低下を招く．そのため，継手靭性と継手強度を両立する
大入熱溶接用 YP390F 級鋼はこれまで実用化に至らなかった．
著者らは，高度なマイクロアロイング技術を駆使することで，母材の高強度化と低温仕様継手特性はもとより，現場での溶接施工性を飛躍的に向上させた世界初となる大入熱溶接用 YP390F 級鋼を開発した．本稿では，開発鋼の特徴ならびにその鋼板および溶接継手の性能について紹介する．

.

開 発課

題

鋼材を溶接すると，溶接熱影響部( HAZ )が形成される．
JFE スチール株式会社 スチール研究所鋼材研究部1)主任研究員 2)部長 3)西日本製鉄所鋼材商品技術部主任部員
Development of YP390 MPa Grade Steel Plate with Superior
Low Temperature Toughness for Large Heat Input Welding;
Koichi Nakashima, Kazukuni Hase, Shigeru Endo, Taiki Etoand Hideaki Fukai(JFE Steel Corporation)
2013年10月30日受理[doi:10.2320/materia.53.26]



図1

大入熱溶接用 YP390F 級鋼の開発課題．

新技術・新製品

図2

HAZ 組織制御のコンセプト．に着目し，上記の母相組織制御に加えて，第 2 相制御を図った． HAZ 粗粒域の MA 生成は Si 量に依存し，多層盛溶接について低 Si 化により MA 量が低減することが報告されており(6) ，本開発鋼における大入熱 1 パス溶接についても低温靭性に対する MA 低減効果を確認した．ただし，単に，HAZ 中の MA 低減を図った場合， HAZ 軟化域では硬度低下が助長され継手強度が確保できなくなる．そこで， HAZ粗粒域では MA を低減して靭性を向上させつつ，HAZ 軟化部では MA を増加することにより軟化を抑制して継手強度を向上する成分系の検討を行った．
この様な相反する特性を達成するために，低温・高歪速度条件下にて固溶軟化現象を示し，低温靭性を向上させる作用を有する元素に着目して検討した結果， Mn Cu Ni バランスが重要であることが分かった．これらの元素の添加量を最図3

開発鋼の HAZ 組織．

適化することにより，HAZ 軟化域での MA 分散を促進するとともに HAZ 粗粒域の靭性低下を避けることができる．

上げた．表に開発鋼の化学組成を示す．大入熱溶接におけ粗粒域では，旧 g 粒界上にフェライトが生成し，その後，る継手強度と継手低温靭性を両立するために Si など種々の旧 g 粒内でベイナイト変態が進行するのに対して，軟化域で合金元素添加量を最適化し，さらに予熱フリー溶接を可能には拡散型のフェライト変態が主体となるため，g への合金元するために低 Pcm 設計を適用した．表に鋼板の引張試験結素分配がし易く MA 生成が促進されたと考えている．図に果およびシャルピー衝撃試験結果を示す．母材特性は，引張HAZ 粗粒域と軟化域についての継手ミクロ組織の一例を示特性，衝撃特性ともに YP390F 級鋼として十分な値である．

しており所望の HAZ 組織が得られている．すなわち，従来鋼では HAZ 軟化域で C が濃縮した相はパーライト分解しているのに対し，開発鋼では MA となっており，軟化域の硬

溶接性

耐低温割れ性に関して，JIS Z 3158 に準拠し，0°Cおよびさの上昇に寄与している．以上の手法により，継手－ 40 °C

室温 20 °C 湿度 60 の雰囲気に調整した恒温恒湿室中で，低温靭性と継手引張強度を両立することが可能となった．

それぞれ鋼板温度 0°
C ， 25°
C で溶接入熱 17 kJ/ cm で y 形溶接割れ試験を行った．試験溶接条件および試験結果を表に. 開 発 鋼 の 特 性
母材の特性示す．いずれの条件においても表面割れ，断面割れおよびルート割れが発生しておらず，低 Pcm 設計により優れた耐低温割れ性を有している．

開発した HAZ 組織制御の考え方に基づき，大入熱溶接用溶接熱影響部最高硬さに関して， JIS Z 3101 に準拠し，YP390F 級 鋼 を 実 機 製 造 し た ． 鋼 板 は TMCP ( Thermo 

HAZ の最高硬さ試験を行った．試験片は板厚 50 mm(全厚)Mechanical Control Process)プロセスで YP390F 級鋼の母材とし，ビード長を 10 mm から 125 mm と変化させ，さらに規格を満足する最適条件を導出し，板厚 50 mm の鋼板に仕アークストライク条件での試験も実施した．図に，ビード

ま て り あ 第53巻 第 1 号(2014)
Materia Japan表1

化学成分(mass)

板厚(mm)YP390F 50

開発鋼の化学成分．

CSiMnNb

Ti

Ceq1 Pcm2Others

0.05 0.06 1.56 0.01 0.01 Cu, Ni, Ca, 0.38
B etc.

0.16

1 Ceq＝C＋Mn/6＋(Cr＋Mo＋V)/5＋(Cu＋Ni)/15
2 Pcm＝C＋Si/30＋Mn/20＋Cu/20＋Ni/60＋Cr/20＋Mo/15＋V/10＋5B

表2

開発鋼の機械的特性．

降伏点(MPa)

引張強さ(MPa)

伸び()vE－60( J)476

56726334

表3

開発鋼の溶接熱影響部最高硬さ試験結果．

y 形溶接割れ試験条件および結果．

予熱板厚(mm) 雰囲気 温度(°C)

0°C60

図4溶接条件
溶接材料割れ率()電流 電圧速度(A) (V) (cm/min)

055L
DW
(1.2 mmq)(Kobe Steel, 200Ltd.)5025

表面 断面 ルート割れ 割れ 割れ
000000000000000000

17.6

20°C2560

図5

EGW 溶接継手のマクロ組織および溶融線近傍のミクロ組織．

表4
長 と HAZ の 最 高 硬 さ の 関 係 を 示 す ． い ず れ の 条 件 で もHAZ の最高硬さは 350 ポイント以下であり顕著な硬化は起こっていない．開発鋼は，日本鋼船工作法精度標準( JSQS:Japan Shipbuilding Quality Standard)で規定された予熱フリEGW 溶接継手引張試験結果．

試験片形状

引張強さ(MPa)

破断位置

NKU2A549, 545

母材

NKU2B524, 517

母材

ー可能な鋼材の C 当量の上限値(0.36 mass)よりも若干高い成分系であるが，低 Pcm 設計によりアークストライク時の硬化を抑制し，予熱フリー溶接を可能にしている．


大入熱溶接継手の特性

大入熱溶接継手特性を評価するために，入熱量約 300 kJ/cm で 1 パスのエレクトロガスアーク溶接(EGW: electrogasarc welding)溶接継手を作製した．マクロ組織および溶接線近傍のミクロ組織の例を図に示す．また，継手の引張強度を表に示す．継手強度の規格下限値(≧ 510 MPa )を上回る十分な継手強度を有している．継手シャルピー衝撃試験結果を図に示す．いずれのノッチ位置においても，高い吸収エネルギーが得られており，従来技術では実用化困難であっ

図6

EGW 溶接継手のシャルピー衝撃試験結果．

た YP390F 級鋼の継手靭性を大入熱溶接継手で達成した．

文.

実用化状況および特許

低温靭性に優れ，かつ，高能率溶接に対応した，世界初の大入熱溶接用 YP390 MPa 級 F 級鋼を開発した．本開発鋼は 2012 年に実船適用され，今後ますます当該分野の大入熱溶接用鋼材として適用が拡大していくと考えられる．また，本技術に関連した特許も出願済みである．



献( 1 ) 鈴木伸一，一宮克行，秋田俊和JFE 技報，5(2004), 1924.
( 2 ) 一宮克行，角 博幸，平井龍至 JFE 技報， 18 ( 2007 ) , 13 
17.
( 3 ) 岡野重雄，小林洋一郎，柴田光明，塩飽豊明，長谷 薫，笹倉秀司R & D 神戸製鋼技報，1(2002), 25.
( 4 ) 金子雅人，泉学，古川直宏，安部研吾 R & D 神戸製鋼技報，1(2008), 3941.
( 5 ) 皆川昌紀，石田浩司，船津裕二，今井嗣郎新日鉄技報，380(2004), 6
8.
( 6 ) 谷川 治，石井裕昭，板倉教次，天野虔一，中野善文，川端文丸川崎製鉄技報，25(1993), 1319.

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