JFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）p. 7-12船体用低温仕様大入熱溶接用鋼板の開発
Development of Shipbuilding Steel Plate with
Superior Low Temperature Toughness for Large Heat Input Welding
中島孝一

NAKASHIMA Koichi

JFE スチール

スチール研究所

鋼材研究部

主任研究員（副課長）・博士（工学）長谷和邦

HASE Kazukuni

JFE スチール

スチール研究所

鋼材研究部主任研究員（副部長）・博士（工学）衞藤太紀

ETO Taiki

JFE スチール

西日本製鉄所

鋼材商品技術部厚板室主任部員（副課長）

要旨®

大入熱溶接熱影響部靭性向上技術「JFE EWEL 」をさらに発展させ，MA（Martensite-austenite constituent）分散最適化技術を適用することにより，業界初となる大入熱溶接仕様 YP390 F 級（YP：Yield point）
鋼を開発した。
「JFE®

EWEL 」は，溶接熱影響部（HAZ）における粗粒域を極小化するための TiN の最適利用と粒内組織微細化のための B, Ca を活用した技術である。加えて，Si など種々の合金元素添加量を最適化し，硬質第 2 相である MA の分散制御を実施した。すなわち，粗粒域では HAZ 靭性を低下する MA を低減させ，軟化域では MA を積極的に分散させて HAZ の硬化を図った。本技術を適用した大入熱溶接仕様 YP390 F 級鋼を実機製造し，目標の母材性能を満足しつつ，優れた溶接性および大入熱溶接部特性を兼備することを確認した。

Abstract:®

The “JFE EWEL ” technology and optimization of dispersion of martensite-austenite constituent（MA）has been
applied to develop YP390 MPa grade steel plate（YP：Yield point）with superior low temperature toughness for large®

heat input welding. The “JFE EWEL ” technology consists of minimizing the size of coarse-grained heat affected zone（HAZ）through controlling TiN particles, refining the microstructure of HAZ by using B, Ca. Furthermore,dispersion of MA was controlled by optimization of alloy design such addition of as Si. Suppression of MA formationin the coarse-grained HAZ and promotion of MA formation in the softened HAZ was achieved simultaneously in orderto improve the HAZ toughness and the strength of welded joint. The developed steel was produced in an actual plate
mill, and showed the satisfactory property of base metal and welded joint of large heat input welding and weldability.

1． はじめに較的小さ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いる。このような厚肉鋼板においては，溶接施工能率

近年，船舶，建築，産業用プラントなどの各種溶接構造の向上や溶接工数の削減の観点から，溶接入熱量を大きく物において，大型化が進展しており，高強度厚肉材のニーして 1 パスでの溶接施工を行なう大入熱溶接（エレクトロズが高まっている。造船分野では，一般商船に用いられる

ガスアーク溶接（EGW：Electrogas arc welding））が指向さ

船体構造用 E 級鋼（母材靭性－40℃仕様，継手靭性－20℃れる。しかし，大入熱溶接においては，HAZ 組織の粗大化仕様）に関して，降伏点（YP：Yield point）が 390 MPa 級による継手靭性低下
継手強度の低下および 460 MPa 級で板厚がそれぞれ 50 mm を超える厚鋼板が開発されている

1-5）

6, 7）

および HAZ 軟化領域の拡大による8）が起こる。継手強度を確保するためには，HAZ 軟化部の硬化が有効であるが，HAZ 硬さの上昇は同時。一方，溶接構造物の使用環境はより厳しくなる傾向にある。アラスカやサハリン，北極圏などのに HAZ 靭性の低下を招く。そのため，継手靭性と継手強度低温地域では，石油，天然ガスなどのエネルギー開発が進を両立する大入熱溶接用 YP390F 級鋼は実用化が困難であっめられており，これらの寒冷地仕様に対応するためさらに低た。

温靭性に優れた高強度鋼の開発が求められている。

このような課題に対して，JFE スチールでは高度なマイク低温仕様の船体構造用鋼（F 級鋼：母材靭性－60℃仕様，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継手靭性－40℃仕様）に関しては，YP390 MPa 級鋼までが温仕様継手特性を両立させた世界初となる大入熱溶接用開発・実用化されているが，溶 接 熱 影 響部（HAZ：HeatYP390F 級鋼を開発した。
本論文では，開発鋼の特徴ならびにその鋼板および溶接affected zone）の低温靭性を保証するため，溶接入熱量が比継手の性能について紹介する。
2013 年 9 月 24 日受付－7－船体用低温仕様大入熱溶接用鋼板の開発

表 1 開発鋼の目標特性
Table 1

Target values in mechanical properties for developed steel plate
Steel plate

Welded joint*1

Tensile properties
Thickness (mm)
50
*1
*3

Charpy impact*2
properties

Tensile*2
properties

YP (MPa)TS (MPa)El (%)vE (J)TS (MPa)≧390510-650≧20vE−60≧39≧510

Charpy impact
properties*3vE (J)vE−40≧39*2

T. P.: T-direction
T. P.: L-Direction
T. P.: NK U2A or NK U2B
YP: Yield point TS: Tensile strength El: ElongationvE: Absorbed energy

2． 目標性能
Heat affected zone (HAZ)

YP390F 級鋼の目標特性を表 1 に示す。NK 船級における①Coarse-grained HAZ②Softened HAZ

9）KF40 の規格 に準じ，表 1 の規格値が適用される最大板厚：50 mm を目標とした。溶接継手は大入熱 1 パスエレクトロ

Weldmetal

ガスアーク溶接にて作製して評価した。

3． 開発鋼の成分設計
大入熱溶接用 YP390F 級鋼の開発課題(MA：Martensite-austenite constituent)

LargeInferiorが形成される。要求される継手特性を満足させるためには，①MA fraction incoarse-grained HAZ

鋼材を溶接すると，溶接熱により鋼材の製造時に調整さ粗粒域の靭性低下と，軟化域に起因する継手強度の低下をSmallれた組織が変化した溶接熱影響部（HAZ）が形成される。
HAZ には，溶接金属から母鋼板にかけて最高到達温度が連続的に変化するため，旧オーステナイト（g ）粒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

Toughness ofcoarse-grained HAZ

3.1

Developedsteel(Optimization ofMA dispersion)

Superior抑制することが課題となる。大入熱溶接の場合は，高温域に曝される時間が長くなり，組織が粗大化し靱性低下が助長される（図 1 ①の HAZ 粗粒域）
。また，HAZ 軟化部の強度低下も顕著となり（図 1 ②の HAZ 軟化域）
，継手強度がelsteontivenColna

Small②MA fraction
in softened HAZ

Large

Inferior

Strength of softened HAZSuperior

図 1 開発鋼の MA 制御の概念図低下する。

Fig. 1

したがって，大入熱溶接で優れた低温靭性を有する高強Concept diagram of MA control for developed steel

度鋼を得るためには，HAZ 靱性の確保と HAZ 軟化の抑制を両立することが重要となる。本課題に対して，硬質な第 2ト変態時に生成する MA に着目し，上記の母相組織制御に相である MA（Martensite-austenite constituent）に着目し，加えて，第 2 相組織制御を図った。
HAZ 粗粒域の MA 生成は Si 量に依存し，多層盛溶接につその分散状態の最適化を実施した。すなわち，粗粒域ではHAZ 靭性を低下する MA を低減させ，軟化域では MA を積いて低 Si 化により MA 量が低減することが報告されてい極的に分散させて HAZ の硬化を図った（図 1）。

る

3.210）。本開発鋼における検討の結果，大入熱 1 パス溶接についても同様の MA 低減効果を確認した。ただし，単に，HAZ 組織の最適化技術

HAZ 中の MA 低減を図った場合，HAZ 軟化域では硬度低下

図 2 に HAZ 組織制御のコンセプトを示す。粗粒域 HAZ®

1, 2）の靭性向上については，当社は「JFE EWEL 」が助長され継手強度が確保できなくなる。そこで，HAZ 粗技術を粒域では MA を低減して靭性を向上させつつ，HAZ 軟化部開発し，TiN 分散の最適化による高温での g 粒成長抑制，

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および BN や Ca 系硫化物を核生成サイトにした旧 g 粒内で向上する成分系の検討を行なった。の g → a 変態促進による HAZ 組織の微細化技術を確立してこのような相反する特性を達成するために，低温・高ひずいる。さらに，本開発では HAZ 靭性向上のため，ベイナイ

み速度条件下にて固溶軟化現象を示し，低温靭性を向上さ

JFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）

－8－船体用低温仕様大入熱溶接用鋼板の開発

Coarse-grained
HAZ

Conventional

DevelopedAustenite

Fine austenite

HeatingPearlite
BainiteMA

Coarse ferrite,
Coarse bainite,
MA

Temperature

Temperature

Cooling

Developed

FerriteFerriteTime

Conventional

Softened
HAZ

Heating
Cooling

Time

Fine ferrite,
Fine bainite,
Pearlite

Solid solutionof alloy element

Pearlite
MAFerrite,
Pearlite

Ferrite,Pearlite,MA

Control of MA dispersion
in coarse-grained and softened HAZ

図 2 HAZ 組織制御のコンセプトFig. 2
Coarse-grained HAZ

Concept of heat affected zone (HAZ) microstructure control
Softened HAZの硬さの上昇に寄与している。本手法により，継手－40℃

Conventional

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。
MA4． 開発鋼の特性

PearlitePearlite

2 μm

4.1

2 μm

母材の機械的特性

HAZ 組織制御の考え方に基づき，大入熱溶接用 YP390FDeveloped級鋼を実機製造した。表 2 に開発鋼の化学組成を示す。大入熱溶接における継手強度と継手低温靭性を両立するためMAに 種 々 の 合 金 元 素 添 加 量 を 最 適 化 し た。 前 述 し た JFE

Pearlite
2 μm®

EWEL 技術を適用し，Ti，N の量を最適化するとともにCa，B を添加している。また，Si 量を低減し粗粒域 HAZ の2 μm

MA 生成を抑制し，さらなる靭性向上を図った。さらに，

写真 1 開発鋼の HAZ 組織Cu，Ni を添加し，継手強度の向上を図り，また，予熱フリー

Photo 1 Heat affected zone (HAZ) microstructure of developedsteel

溶接を可能にするために低 Pcm 設計を適用した。鋼板製造には TMCP（Thermo-mechanical control process）プロセスせる作用を有する元素に着目して検討した結果，Mn-Cu-Niを適用し YP390F 級鋼の母材規格を満足する最適圧延・冷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却条件を導出し，板厚 50 mm の鋼板とした。

量を最適化することにより，HAZ 軟化域での MA 分散を促進

開発鋼のミクロ組織を写真 2 に，引張試験およびシャルするとともに HAZ 粗粒域の靭性低下を避けることができる。
粗粒域では，旧 g 粒界上にフェライトが生成し，その後，

表 2 開発鋼の化学成分

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Table 2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

Chemical compositions of developed steel(mass%)

素分配がし易く MA 生成が促進されたと考えている。写真1 に 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すとおり，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*1*2CSi

MnNb

Ti

Others

Ceq

Pcm

0.05

0.06

1.56

0.01

0.01

Cu, Ni,Ca, B, etc.

0.38

0.16

*1

Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B*2しているのに対し，開発鋼では MA となっており，軟化域－9－JFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）

船体用低温仕様大入熱溶接用鋼板の開発

4.2.1

Rolling direction

耐低温割れ性JIS Z 3158 に準拠し，0℃および室温 20℃-湿度 60％の雰囲気に調整した恒温恒湿室中で，それぞれ鋼板温度 0℃，25℃で溶接入熱 17 kJ/cm で y 形溶接割れ試験を行なった。
試験溶接条件および試験結果を表 4 に示す。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。

20 μm(Position:1/4t)

4.2.2

JIS Z 3101 に準拠し，HAZ の最高硬さ試験を行なった。試写真 2 開発鋼のミクロ組織
Photo 2

験片は板厚 50 mm（全厚）とし，ビード長を 10 mm から

Microstructure of developed steel

125 mm と変化させ，さらにアークストライク条件での試験も実施した。図 3 に，ビード長と HAZ の最高硬さの関係を

表 3 開発鋼の機械的特性
Table 3

溶接熱影響部最高硬さ示す。いずれの条件でも，HAZ の最高硬さは 350 ポイント

Mechanical properties of developed steel

以 下 であり，顕 著な硬 化は 起こっていない。開 発 鋼は，PositionYP (MPa)TS (MPa)El (%)

vE−60 C (J)JSQS で規定された予熱フリー可能な鋼材の C 当量の上限値

1/4t

47656726334（0.36 mass％）よりも若干高い成分系であるが，低 Pcm 設

1/2t

42251828262

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

Tensile test specimen: NK U14A, T-Direction
Charpy impact test specimen: NK U4, L-Direction
YP: Yield point TS: Tensile strength
El: Elongation vE: Absorbed energy

接を可能にしている。

4.3

大入熱溶接継手特性

大入熱溶接継手特性を評価するために，表 5 に示す条件
ピー衝撃試験の結果を表 3 に示す。最適な TMCP プロセスを適用することで，非常に微細な組織が得られており，母材

400
Maximum Vickers hardness,HV

特性は，強度，靭性ともに YP390F 級鋼の目標値を十分に満足している。

4.2

溶接性試験

日 本 鋼 船 工 作 法 精 度 標 準（JSQS：Japan Shipbuilding
Quality Standard） で は，C 当 量 が 0.36 mass％ を 超 え る
TMCP 型高張力鋼について，気温が 5℃以下の場合に予熱が必要であること，また，ショートビードを実施する場合に350300250はビード長を 50 mm 以上とすることが規定されている。本

Plate thickness: 50 mm
SMAW: 17 kJ/cm(Shielded metal arc welding)0

開発鋼は，継手強度確保のため C 当量が 0.36 mass％より若干高いが，耐低温割れ性および溶接熱影響部最高硬さ試験

50100
Bead length (mm)150

図 3 開発鋼の溶接熱影響部最高硬さ試験結果
Fig. 3 Results of maximum hardness test for the developed steelを行ない，優れた溶接性を有することを確認した。

表 4 y 形溶接割れ試験条件および結果
Table 4Thickness
Preheat
Atmosphere(mm)temperature ( C)
0 C-60%

Welding condition of y-groove weld cracking test and results
Welding condition
Consumable

50JFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）

Voltage (V)Crack ratio (%)
Speed (cm/min)

0DW-55L(1.2 mmf)(Kobe Steel, Ltd.)

20 C-60%

Current (A)20025－ 10 －25

17.6Surface

Section

Root

000000000000000000

船体用低温仕様大入熱溶接用鋼板の開発

表 5 EGW 大入熱溶接条件
Table 5Thickness(mm)

Welding
method

50EGW

Welding conditions for electrogas arc welding (EGW)
Welding
consumable

Pass

DW-S1LG(1.6 mmf)
KL-4(Kobe Steel, Ltd.)

1Edge preparation
20°50 mm
8 mm

Current (A) Voltage (V) Speed (cm/min)

41042Heat input(kJ/cm)

3.5302

EGW: Electrogas arc welding
FL400

WM

Absorbed energy, vE−40℃(J)HAZ

100 μm

WM: Weld metal, FL: Fusion line, HAZ: Heat affected zone

1 mm under surface

350
300
250
200
150

Open: Each
Solid: Average

100Target (vE−40℃≧39 J)

500

HAZ HAZ
HAZ
2 mm 5 mm 10 mm
WM: Weld metal FL: Fusion line
HAZ: Heat affected zone
WM

写真 3 EGW 溶接継手のマクロ組織およびフュージョンラインのミクロ組織
Photo 3Macrostructure and microstructure at fusion line ofelectrogas arc welding (EGW) welded joint

図 4 EGW 溶接継手のシャルピー衝撃試験結果
Fig. 4Charpy impact properties of electrogas arc welding(EGW) welded joint

表 6 EGW 溶接継手引張試験結果
Tensile test results of electrogas arc welding (EGW)
welded joint

Test piece

TS (MPa)

Fracture positions

NKU2A

549, 545

Base metal

NKU2B

524, 517

Base metal

400
Absorbed energy, vE−40℃(J)Table 6FL

TS: Tensile strengthで，1 パスのエレクトロガスアーク溶接（EGW：Electrogasarc welding）継手を作製した。マクロ組織および溶接線近300
250
200
150

Open: Each
Solid: Average

100

Target (vE−40℃≧39 J)

500

傍のミクロ組織の例を写真 3 に示す。また，継手の引張強度を表 6 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 4 に示す。いずれのノッチ位置においても，

1/2t

350HAZ
1 mm
WM: Weld metal FL: Fusion line
HAZ: Heat affected zoneWMFL

図 5 FCW 溶接継手のシャルピー衝撃試験結果

高い吸収エネルギーが得られており，YP390F 級鋼の大入熱

Fig. 5Charpy impact properties of FCW welded joint

溶接継手において，従来技術では達成が困難であったシャルピー靭性の要求特性を満足することが可能となった。な

表 7 GMAW 溶接条件
Table 7Thickness(mm)Welding
methodEdge preparation

Welding conditions for GMAW

Welding
consumable

Pass

Current (A)Voltage (V)Speed (cm/min)

Heat input(kJ/cm)

DW-55L FB-B3T(Kobe Steel, Ltd.)

15180-210

21-22

5-925-53

40°50GMAW

50 mm
6 mm

GMAW: Gas metal arc welding－ 11 －

JFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）

船体用低温仕様大入熱溶接用鋼板の開発

お，従来の溶接法である，溶接入熱量が小さい炭酸ガスアー

3）安部研吾，泉学，柴田光明，今村弘樹，川野晴弥，畑野等．R&D 神戸

ク溶接による多層盛溶接継手についても優れた低温靭性を

製鋼技報．2005, vol. 55, no. 2, p. 26-29.
4）金子雅人，泉学，古川直宏，安部研吾．R&D 神戸製鋼技報．2008, vol.

有することを確認している。多層盛溶接継手の溶接条件お58, no. 1, p. 39-41.
5）皆川昌紀，石田浩司，船津裕二，今井嗣郎．新日鉄技報．2004, no.
380, p. 6-8.

よび継手シャルピー試験結果を表 7，図 5 に示す。

6）小関敏彦．第 191・192 回西山記念技術講座．2007, p. 25-45.

5． おわりに

7）津山青史．第 191・192 回西山記念技術講座．2007, p. 47-65.
8）佐藤邦彦，豊田政男．溶接学会誌．1971, vol. 40, p. 885-900.

高度なマイクロアロイング技術を駆使することで，世界初9）NK 船級規格 K 編．2013, p. 11.
10）谷川治，石井裕昭，板倉教次，天野虔一，中野善文，川端文丸．川崎となる大入熱溶接仕様 YP390F 級鋼を開発した。従来，低製鉄技報．1993, vol. 25, no. 1, p. 13-19.

温仕様の F 級鋼では，溶接熱影響部の低温靭性を保証するため，溶接入熱量が小さい多層盛溶接法が適用されてきたが，本開発技術により，低温靭性に優れ，かつ，高能率の 1
パス大入熱用溶接に対応した高強度厚肉鋼板の開発が可能となった。なお，本開発技術を適用した鋼板は，寒冷地仕様 LNG（液化天然ガス）船に採用され，実用化されている。
参考文献
1）鈴木伸一，一宮克行，秋田俊和．JFE 技報．2004, no. 5, p. 19-24.
2）一宮克行，角博幸，平井龍至．JFE 技報．2007, no. 18, p. 13-17.

JFE 技報 No. 33（2014 年 2 月）

中島－ 12 －孝一

長谷和邦衞藤太紀