JP2000096139A - 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低Ｎｉで溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼
板を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．００５％、Ｎｉ：１．０％未満、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．０
０６％、Ｏ：０．００１〜０．００４％、Ｍｇ：０．０
００１〜０．００３％を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる化学成分を有し、焼入れ性の指標のＤ
ｉ*が０．７〜１．２の範囲で制限され、且つ、有効Ｔ
ｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲とし、Ｍ
ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．３μ
ｍのＴｉＮが３００００個／ｍｍ2以上、およびＭｇと
Ｔｉの平均含有量の和が１５重量％以上である０．５〜
５μｍの大きさの酸化物が３０個／ｍｍ2以上存在する
ことを特徴とする。
板を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００３％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．００５％、Ｎｉ：１．０％未満、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．０
０６％、Ｏ：０．００１〜０．００４％、Ｍｇ：０．０
００１〜０．００３％を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる化学成分を有し、焼入れ性の指標のＤ
ｉ*が０．７〜１．２の範囲で制限され、且つ、有効Ｔ
ｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲とし、Ｍ
ｇとＡｌからなる酸化物を内包する０．０１〜０．３μ
ｍのＴｉＮが３００００個／ｍｍ2以上、およびＭｇと
Ｔｉの平均含有量の和が１５重量％以上である０．５〜
５μｍの大きさの酸化物が３０個／ｍｍ2以上存在する
ことを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】小入熱溶接から中入熱溶接の
溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性の優れた低コスト鋼
板に関するものである。
溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性の優れた低コスト鋼
板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】鋼板のＨＡＺ靭性を向上させる技術とし
て、粗大なオーステナイト内部にＴｉ酸化物やＴｉＮを
微細分散させ、それらを核とした微細な粒内変態フェラ
イトを生成させる技術（例えば特開昭６３−２１０２３
５号公報）が知られている。この鋼では溶接後の冷却過
程でオーステナイト粒内のＴｉ酸化物よりフェライトを
発生させてミクロ組織を微細化して靭性を向上させてい
る。しかし、この技術ではＣＴＯＤ特性や伝播停止特性
は、−３０℃程度が限界とされていた。この対応策とし
て特開平０６−０７５５９９号公報ではさらにＴｉ量の
制御、硬化組織の制御、相当量のＮｉの添加等により、
−４０℃以下でも良好なＨＡＺ靭性が得られる鋼が開発
されてきた。
て、粗大なオーステナイト内部にＴｉ酸化物やＴｉＮを
微細分散させ、それらを核とした微細な粒内変態フェラ
イトを生成させる技術（例えば特開昭６３−２１０２３
５号公報）が知られている。この鋼では溶接後の冷却過
程でオーステナイト粒内のＴｉ酸化物よりフェライトを
発生させてミクロ組織を微細化して靭性を向上させてい
る。しかし、この技術ではＣＴＯＤ特性や伝播停止特性
は、−３０℃程度が限界とされていた。この対応策とし
て特開平０６−０７５５９９号公報ではさらにＴｉ量の
制御、硬化組織の制御、相当量のＮｉの添加等により、
−４０℃以下でも良好なＨＡＺ靭性が得られる鋼が開発
されてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、前記従来の材
料では、低温ＨＡＺ靭性の向上をはかるにあたり、マト
リックス地の高靭化のため、１〜４％の量のＮｉの添加
が必要であった。Ｎｉは高価な金属であるため、このよ
うに多くのＮｉを添加することは鋼板の製造コスト高を
引き起こしていた。そこで、低Ｎｉによる、低コスト化
が強く望まれていた。
料では、低温ＨＡＺ靭性の向上をはかるにあたり、マト
リックス地の高靭化のため、１〜４％の量のＮｉの添加
が必要であった。Ｎｉは高価な金属であるため、このよ
うに多くのＮｉを添加することは鋼板の製造コスト高を
引き起こしていた。そこで、低Ｎｉによる、低コスト化
が強く望まれていた。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下の通
りである。
りである。
【０００５】（１） 重量％で、 Ｃ：０．０４〜０．１２％、 Ｓｉ：０．４％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．０％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｉ：１．０％未満、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、 Ｎ：０．００２〜０．００６％、 Ｏ：０．００１〜０．００４％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学
成分を有し、Ｄｉ*＝０．３１６Ｃ1/2（１＋０．７Ｓ
ｉ）（０．３５＋４．１Ｍｎ）（１＋０．３６Ｎｉ）
（１＋０．３７Ｃｕ）が０．７〜１．２の範囲で制限さ
れ、且つ、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−
０．８９Ａｌ）−３．４Ｎの式で定義される有効Ｔｉ量
が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲とし、Ｍｇと
Ａｌからなる０．０１〜０．１μｍの大きさの酸化物を
内包する０．０１〜０．３μｍのＴｉＮが３００００個
／ｍｍ2以上、およびＭｇとＴｉの平均含有量の和が１
５重量％以上である０．５〜５μｍの大きさの酸化物が
３０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする低Ｎｉで
溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼板。
成分を有し、Ｄｉ*＝０．３１６Ｃ1/2（１＋０．７Ｓ
ｉ）（０．３５＋４．１Ｍｎ）（１＋０．３６Ｎｉ）
（１＋０．３７Ｃｕ）が０．７〜１．２の範囲で制限さ
れ、且つ、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−
０．８９Ａｌ）−３．４Ｎの式で定義される有効Ｔｉ量
が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲とし、Ｍｇと
Ａｌからなる０．０１〜０．１μｍの大きさの酸化物を
内包する０．０１〜０．３μｍのＴｉＮが３００００個
／ｍｍ2以上、およびＭｇとＴｉの平均含有量の和が１
５重量％以上である０．５〜５μｍの大きさの酸化物が
３０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする低Ｎｉで
溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼板。
【０００６】（２） 重量％で更に、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０５％以下 の１種または２種を含有することを特徴とする上記
（１）記載の低Ｎｉで溶接熱影響部の低温靭性に優れた
鋼板。
（１）記載の低Ｎｉで溶接熱影響部の低温靭性に優れた
鋼板。
【０００７】ＨＡＺにおいては溶融線に近づくほど溶接
時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍では加熱オー
ステナイト粒が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡ
Ｚ組織の結晶粒が粗大化して靭性が劣化する。このよう
なＨＡＺ靭性は、結晶粒のサイズ、高炭素マルテンサイ
ト（ＭＡ）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分
散状態、析出硬化状態、粒界脆化の有無、元素のミクロ
偏析、マトリックス地の靭化、など種々の冶金的要素に
支配される。
時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍では加熱オー
ステナイト粒が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡ
Ｚ組織の結晶粒が粗大化して靭性が劣化する。このよう
なＨＡＺ靭性は、結晶粒のサイズ、高炭素マルテンサイ
ト（ＭＡ）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分
散状態、析出硬化状態、粒界脆化の有無、元素のミクロ
偏析、マトリックス地の靭化、など種々の冶金的要素に
支配される。
【０００８】このため、本発明は Ｍｇを添加し、鋼中に微細な酸化物を分散させること
による、加熱オーステナイト粒成長の抑制 ＴｉとＭｇを主成分とする酸化物を変態核とする粒内
変態の促進 焼入れ性の制御（Ｄｉ*の限定）による硬化相の生成
抑制と分散化 適正なＴｉ量の制御 不純物量の制御による粒界脆化やミクロ偏析の回避 以上の５項目について適正な成分の調整を行うこと、そ
の中でも特にＭｇの適正量の添加により低温靭性を向上
させることで、高価なＮｉ量の低減を行った。
による、加熱オーステナイト粒成長の抑制 ＴｉとＭｇを主成分とする酸化物を変態核とする粒内
変態の促進 焼入れ性の制御（Ｄｉ*の限定）による硬化相の生成
抑制と分散化 適正なＴｉ量の制御 不純物量の制御による粒界脆化やミクロ偏析の回避 以上の５項目について適正な成分の調整を行うこと、そ
の中でも特にＭｇの適正量の添加により低温靭性を向上
させることで、高価なＮｉ量の低減を行った。
【０００９】
【発明の実施の形態】まず、の加熱オーステナイト粒
成長の抑制について説明する。溶融線近傍のＨＡＺは１
４００℃以上に加熱され、炭化物や窒化物は溶解・粗大
化することで、オーステナイト粒界の移動をピンニング
する力が著しく低下する。そのため、従来鋼ではオース
テナイト粒の成長は避けることができなかった。そこ
で、１４００℃以上の高温でも安定に存在する酸化物に
よってピンニングすることによりオーステナイト粒成長
を抑制することを検討した。その結果、微量のＭｇとＡ
ｌを添加することにより０．０１〜０．１μｍの大きさ
の極めて微細な（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物が多量に生成する
ことを見いだした。さらに、０．０１〜０．３μｍの大
きさの微細なＴｉＮがこの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物上に複
合析出し、〜１４００℃の高温でも強力なピンニング効
果を発揮し、オーステナイト粒成長を抑制することを発
見した。この（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物はＴｉＮとの格子整
合性が良いため、ＴｉＮの析出核サイトとして有効に作
用する。また、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物が非常に微細に分
散しているため、複合析出するＴｉＮも微細なサイズで
析出し、より強力なピンニング効果を発現させている。
ここで、ピンニングに有効な０．０１〜０．３μｍの大
きさのＴｉＮが３００００個／ｍｍ2以下であると、十
分なピンニング効果が得られず、オーステナイト粒の粗
大化が起こるため、０．０１〜０．３μｍの大きさのＴ
ｉＮの個数を３００００個／ｍｍ2とした。
成長の抑制について説明する。溶融線近傍のＨＡＺは１
４００℃以上に加熱され、炭化物や窒化物は溶解・粗大
化することで、オーステナイト粒界の移動をピンニング
する力が著しく低下する。そのため、従来鋼ではオース
テナイト粒の成長は避けることができなかった。そこ
で、１４００℃以上の高温でも安定に存在する酸化物に
よってピンニングすることによりオーステナイト粒成長
を抑制することを検討した。その結果、微量のＭｇとＡ
ｌを添加することにより０．０１〜０．１μｍの大きさ
の極めて微細な（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物が多量に生成する
ことを見いだした。さらに、０．０１〜０．３μｍの大
きさの微細なＴｉＮがこの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物上に複
合析出し、〜１４００℃の高温でも強力なピンニング効
果を発揮し、オーステナイト粒成長を抑制することを発
見した。この（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物はＴｉＮとの格子整
合性が良いため、ＴｉＮの析出核サイトとして有効に作
用する。また、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物が非常に微細に分
散しているため、複合析出するＴｉＮも微細なサイズで
析出し、より強力なピンニング効果を発現させている。
ここで、ピンニングに有効な０．０１〜０．３μｍの大
きさのＴｉＮが３００００個／ｍｍ2以下であると、十
分なピンニング効果が得られず、オーステナイト粒の粗
大化が起こるため、０．０１〜０．３μｍの大きさのＴ
ｉＮの個数を３００００個／ｍｍ2とした。
【００１０】次にの粒内変態の促進について説明す
る。オーステナイト粒内でのフェライト変態を促進させ
ると、微細な変態フェライトで覆われたＨＡＺ組織を生
成させる事ができる。粒内変態フェライトの生成を促進
させるには、粒内変態の核サイトとなる酸化物の個数を
増加させることが有効である。鋭意検討した結果、微量
のＡｌ量のもとでＴｉと微量のＭｇを含有させることに
より、ＴｉとＭｇを主成分とする酸化物が微細に分散
し、これを核としてＨＡＺでの粒内変態が顕著に促進さ
れ、ＨＡＺ靭性が向上することを見いだした。その際、
粒内変態の核として有効なものは、ＴｉとＭｇの平均含
有量の和が１５重量％以上の物であり、組織全体に微細
な変態フェライトを出すには、上記の酸化物が最低３０
個／ｍｍ2必要である。
る。オーステナイト粒内でのフェライト変態を促進させ
ると、微細な変態フェライトで覆われたＨＡＺ組織を生
成させる事ができる。粒内変態フェライトの生成を促進
させるには、粒内変態の核サイトとなる酸化物の個数を
増加させることが有効である。鋭意検討した結果、微量
のＡｌ量のもとでＴｉと微量のＭｇを含有させることに
より、ＴｉとＭｇを主成分とする酸化物が微細に分散
し、これを核としてＨＡＺでの粒内変態が顕著に促進さ
れ、ＨＡＺ靭性が向上することを見いだした。その際、
粒内変態の核として有効なものは、ＴｉとＭｇの平均含
有量の和が１５重量％以上の物であり、組織全体に微細
な変態フェライトを出すには、上記の酸化物が最低３０
個／ｍｍ2必要である。
【００１１】の焼入れ性の制御による硬化相の生成抑
制と分散化について説明する。ＨＡＺでは溶接後急激に
冷却されるため、島状マルテンサイトと呼ばれる、硬化
組織を形成しやすい。このような硬化組織は焼入れ性が
高いほど生じやすく、この焼入れ性は粒径、添加元素に
よって変化し、一般に添加元素量が多いほど高くなる。
しかしながら、強度確保の上である程度の添加元素は不
可欠であり、そこで、焼入れ性の指標である、Ｄｉ*＝
０．３１６Ｃ1/2（１＋０．７Ｓｉ）（０．３５＋４．
１Ｍｎ）（１＋０．３６Ｎｉ）（１＋０．３７Ｃｕ）が
０．７〜１．２を満たすように成分を制御することによ
り、強度を確保しつつ、硬化相の析出を回避し、ＨＡＺ
靭性を向上させる。
制と分散化について説明する。ＨＡＺでは溶接後急激に
冷却されるため、島状マルテンサイトと呼ばれる、硬化
組織を形成しやすい。このような硬化組織は焼入れ性が
高いほど生じやすく、この焼入れ性は粒径、添加元素に
よって変化し、一般に添加元素量が多いほど高くなる。
しかしながら、強度確保の上である程度の添加元素は不
可欠であり、そこで、焼入れ性の指標である、Ｄｉ*＝
０．３１６Ｃ1/2（１＋０．７Ｓｉ）（０．３５＋４．
１Ｍｎ）（１＋０．３６Ｎｉ）（１＋０．３７Ｃｕ）が
０．７〜１．２を満たすように成分を制御することによ
り、強度を確保しつつ、硬化相の析出を回避し、ＨＡＺ
靭性を向上させる。
【００１２】の適正なＴｉ量の制御について説明す
る。本願では、さらにＴｉ量について他の合金元素との
関係から制限を設けている。これは、ＴｉとＯ、Ｎ量と
のバランスから導かれるものであるが、ＡｌやＭｇはＴ
ｉよりＯとの結合力が強いため、Ａｌ、Ｍｇとの酸化物
を生成して残存したＯがＴｉと結合して酸化物を生成す
る。酸素と結合して余ったＴｉはＮと結合し、オーステ
ナイト粒の粒成長抑制に効果的なＴｉＮを形成し、鋼板
の靭性を向上させる。この際、Ｔｉ、Ｎともに少なすぎ
ると十分なＴｉＮが発生せず、オーステナイト粒が粗大
化して靭性の低下が発生する。逆にＴｉが過剰に存在す
ると、ＴｉＣを形成し、靭性は著しく劣化する。また、
有効Ｔｉ量の範囲を超えてＮが過剰に存在すると、固溶
Ｎが増加して、やはり靭性は劣化する。このため、有効
Ｔｉ量を−０．０１０〜＋０．００５％の範囲で制御す
ることで、ＴｉＣ脆化を回避しつつ、オーステナイト粒
成長を抑制することが可能となり、優れた靭性が得られ
ることをつきとめた。
る。本願では、さらにＴｉ量について他の合金元素との
関係から制限を設けている。これは、ＴｉとＯ、Ｎ量と
のバランスから導かれるものであるが、ＡｌやＭｇはＴ
ｉよりＯとの結合力が強いため、Ａｌ、Ｍｇとの酸化物
を生成して残存したＯがＴｉと結合して酸化物を生成す
る。酸素と結合して余ったＴｉはＮと結合し、オーステ
ナイト粒の粒成長抑制に効果的なＴｉＮを形成し、鋼板
の靭性を向上させる。この際、Ｔｉ、Ｎともに少なすぎ
ると十分なＴｉＮが発生せず、オーステナイト粒が粗大
化して靭性の低下が発生する。逆にＴｉが過剰に存在す
ると、ＴｉＣを形成し、靭性は著しく劣化する。また、
有効Ｔｉ量の範囲を超えてＮが過剰に存在すると、固溶
Ｎが増加して、やはり靭性は劣化する。このため、有効
Ｔｉ量を−０．０１０〜＋０．００５％の範囲で制御す
ることで、ＴｉＣ脆化を回避しつつ、オーステナイト粒
成長を抑制することが可能となり、優れた靭性が得られ
ることをつきとめた。
【００１３】次に各化学成分の限定理由について説明す
る。
る。
【００１４】Ｃは、母材および溶接部の強度確保のため
に最低０．０４％は必要である。しかし、Ｃが多すぎる
と、母材の低温靭性や溶接性、ＨＡＺ靭性も低下させる
ので上限を０．１２％とした。
に最低０．０４％は必要である。しかし、Ｃが多すぎる
と、母材の低温靭性や溶接性、ＨＡＺ靭性も低下させる
ので上限を０．１２％とした。
【００１５】Ｓｉは脱酸を行うために、添加される元素
であるが、多量に添加すると、やはり溶接性、ＨＡＺ靭
性が劣化するため、上限を０．４％とした。ＨＡＺ靭性
を改善するという観点からは０．１５％以下が望まし
い。
であるが、多量に添加すると、やはり溶接性、ＨＡＺ靭
性が劣化するため、上限を０．４％とした。ＨＡＺ靭性
を改善するという観点からは０．１５％以下が望まし
い。
【００１６】Ｍｎは母材、および溶接部の強度、靭性の
確保に不可欠な元素であり、また、Ｓと結合してＴｉと
Ｍｇを主成分とする酸化物上にＭｎＳとして析出するこ
とで粒内変態の生成を促進するため、下限を０．８％と
する。しかし、Ｍｎが多すぎるとスラブの中心偏析を助
長し、ＨＡＺ靭性、溶接性を劣化させるので上限を２．
０％とする。
確保に不可欠な元素であり、また、Ｓと結合してＴｉと
Ｍｇを主成分とする酸化物上にＭｎＳとして析出するこ
とで粒内変態の生成を促進するため、下限を０．８％と
する。しかし、Ｍｎが多すぎるとスラブの中心偏析を助
長し、ＨＡＺ靭性、溶接性を劣化させるので上限を２．
０％とする。
【００１７】Ｐは多量に存在すると、中心偏析を助長
し、さらに結晶粒界に粒界偏析する事により粒界脆化を
引き起こし、著しい靭性の低下を引き起こす。このた
め、Ｐは０．０２％以下とする。
し、さらに結晶粒界に粒界偏析する事により粒界脆化を
引き起こし、著しい靭性の低下を引き起こす。このた
め、Ｐは０．０２％以下とする。
【００１８】Ｓについても多量に存在すると、中心偏析
を助長し、また伸長したＭｎＳが多量に生成し、母材お
よびＨＡＺの靭性を劣化させるため、その上限を０．０
０３％とする。
を助長し、また伸長したＭｎＳが多量に生成し、母材お
よびＨＡＺの靭性を劣化させるため、その上限を０．０
０３％とする。
【００１９】Ａｌはオーステナイト粒成長抑制のピンニ
ング粒子であるＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，Ａｌ）酸
化物を形成するため、下限として０．００１％が必要で
ある。しかしながら、Ａｌが過剰に存在すると、粒内変
態核サイトとなる酸化物のＡｌの含有量が増加し、Ｔｉ
とＭｇの含有率が低下し、酸化物からの粒内変態能が低
下する。従って、上限を０．００５％とする。
ング粒子であるＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，Ａｌ）酸
化物を形成するため、下限として０．００１％が必要で
ある。しかしながら、Ａｌが過剰に存在すると、粒内変
態核サイトとなる酸化物のＡｌの含有量が増加し、Ｔｉ
とＭｇの含有率が低下し、酸化物からの粒内変態能が低
下する。従って、上限を０．００５％とする。
【００２０】従来、マトリックスの靭性を上げる目的で
Ｎｉが１．０〜４．０％添加されていたがＮｉ鋼は高価
であるため多量のＮｉ添加はコスト高へとつながる。本
願ではＭｇの微少量添加をはじめ、合金元素の成分を適
正量に規制することにより、高価なＮｉに頼らなくと
も、低温でのＨＡＺの高靭化を達成できる。本願の規定
するＮｉ含有量を１．０％未満に低減することにより、
大きな合金コストの削減が図れる。
Ｎｉが１．０〜４．０％添加されていたがＮｉ鋼は高価
であるため多量のＮｉ添加はコスト高へとつながる。本
願ではＭｇの微少量添加をはじめ、合金元素の成分を適
正量に規制することにより、高価なＮｉに頼らなくと
も、低温でのＨＡＺの高靭化を達成できる。本願の規定
するＮｉ含有量を１．０％未満に低減することにより、
大きな合金コストの削減が図れる。
【００２１】Ｔｉは適正な有効Ｔｉ量によって狭い濃度
範囲で制御されるべき元素である。また、Ｔｉはピンニ
ング粒子であるＴｉＮや粒内変態の核となる酸化物の形
成に不可欠な元素であり、これらを十分量析出させるた
め、下限を０．００５％とする。一方、Ｔｉが０．０２
％を超える場合、適正有効Ｔｉ量の範囲内であっても実
質的にＴｉＣが多量に生成しＨＡＺ靭性が低下する。
範囲で制御されるべき元素である。また、Ｔｉはピンニ
ング粒子であるＴｉＮや粒内変態の核となる酸化物の形
成に不可欠な元素であり、これらを十分量析出させるた
め、下限を０．００５％とする。一方、Ｔｉが０．０２
％を超える場合、適正有効Ｔｉ量の範囲内であっても実
質的にＴｉＣが多量に生成しＨＡＺ靭性が低下する。
【００２２】Ｎはピンニング粒子である複合析出ＴｉＮ
の個数を確保する上で必要であり、有効Ｔｉ量の適正範
囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｎ
が０．００２％未満の場合、ＴｉＮの個数が確保できな
い。一方、Ｎが０．００６％を超えると、有効Ｔｉ量が
適正範囲内にあっても実質的に固溶Ｎが過剰となりＨＡ
Ｚ靭性は低下する。
の個数を確保する上で必要であり、有効Ｔｉ量の適正範
囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｎ
が０．００２％未満の場合、ＴｉＮの個数が確保できな
い。一方、Ｎが０．００６％を超えると、有効Ｔｉ量が
適正範囲内にあっても実質的に固溶Ｎが過剰となりＨＡ
Ｚ靭性は低下する。
【００２３】Ｏは、適正な有効Ｔｉ量の領域であって
も、Ｏが多過ぎると、酸化物のサイズが大きくなり、破
壊の起点となる≧５μｍの大きさの酸化物数が増加す
る。また、逆に少ない場合には粒内フェライトの変態核
となる０．５〜５μｍの酸化物の個数が不足するため、
十分な靭性の向上は得られない。そのため、Ｏは０．０
０１〜０．００４％とする。
も、Ｏが多過ぎると、酸化物のサイズが大きくなり、破
壊の起点となる≧５μｍの大きさの酸化物数が増加す
る。また、逆に少ない場合には粒内フェライトの変態核
となる０．５〜５μｍの酸化物の個数が不足するため、
十分な靭性の向上は得られない。そのため、Ｏは０．０
０１〜０．００４％とする。
【００２４】Ｍｇは本願における高靭化でもっとも重要
な元素であり、ＴｉＮの析出核サイトである０．０１〜
０．１μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物を形成する。また、
０．５〜５μｍの酸化物が、ＴｉとＭｇを平均で１５重
量％以上、且つＭｇを３重量％以上含有することで、Ｔ
ｉ系酸化物と同等もしくはそれ以上に粒内変態の生成を
促進させる。これらの２種類の大きさの酸化物を十分に
生成させるため、Ｍｇは０．０００１％以上添加する必
要がある。一方、酸化物として消費されるＭｇは０．０
０３％あれば十分であり、これ以上のＭｇは冶金学的に
効果を持たず、コスト高につながり、本願の趣旨に反す
る。
な元素であり、ＴｉＮの析出核サイトである０．０１〜
０．１μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物を形成する。また、
０．５〜５μｍの酸化物が、ＴｉとＭｇを平均で１５重
量％以上、且つＭｇを３重量％以上含有することで、Ｔ
ｉ系酸化物と同等もしくはそれ以上に粒内変態の生成を
促進させる。これらの２種類の大きさの酸化物を十分に
生成させるため、Ｍｇは０．０００１％以上添加する必
要がある。一方、酸化物として消費されるＭｇは０．０
０３％あれば十分であり、これ以上のＭｇは冶金学的に
効果を持たず、コスト高につながり、本願の趣旨に反す
る。
【００２５】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を持ち０．０
５％以上で、耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果が
あるが、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕクラック
が発生し、製造困難となる。このため、上限を０．５％
とした。
５％以上で、耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果が
あるが、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕクラック
が発生し、製造困難となる。このため、上限を０．５％
とした。
【００２６】Ｎｂはオーステナイト粒界に生成するフェ
ライトを抑制し、母材組織の微細化に有効な元素であ
り、母材の機械的性質を向上させる。しかしながら、多
すぎるとＨＡＺ靭性が劣化するため０．０５％以下とし
た。
ライトを抑制し、母材組織の微細化に有効な元素であ
り、母材の機械的性質を向上させる。しかしながら、多
すぎるとＨＡＺ靭性が劣化するため０．０５％以下とし
た。
【００２７】本発明で規定した介在物の分散状態は、た
とえば以下のような方法で定量的に測定される。（Ｍ
ｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮが複合する０．０１〜０．５
μｍの介在物の分散状態は、母材鋼板の任意の場所から
抽出レプリカ試料を作成し、これを透過電子顕微鏡（Ｔ
ＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少な
くとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対
象となる大きさの複合介在物の個数を測定し、単位面積
あたりの個数に換算する。このとき、（Ｍｇ，Ａｌ）酸
化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散
型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによ
る電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。この
ような同定を測定するすべての複合介在物に対して行う
ことが煩雑な場合、簡易的に次の手段をもちいる。ま
ず、四角い形状の介在物をＴｉＮとみなし、対象となる
大きさのＴｉＮ中に介在物が複合しているものの個数を
少なくとも１０個以上について上記の要領で同定を行
い、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮが複合的に存在して
いる割合を算出する。そして、はじめに測定された複合
介在物の個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物
が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱
処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複
合介在物の観察を容易にすることができる。
とえば以下のような方法で定量的に測定される。（Ｍ
ｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮが複合する０．０１〜０．５
μｍの介在物の分散状態は、母材鋼板の任意の場所から
抽出レプリカ試料を作成し、これを透過電子顕微鏡（Ｔ
ＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少な
くとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対
象となる大きさの複合介在物の個数を測定し、単位面積
あたりの個数に換算する。このとき、（Ｍｇ，Ａｌ）酸
化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散
型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによ
る電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。この
ような同定を測定するすべての複合介在物に対して行う
ことが煩雑な場合、簡易的に次の手段をもちいる。ま
ず、四角い形状の介在物をＴｉＮとみなし、対象となる
大きさのＴｉＮ中に介在物が複合しているものの個数を
少なくとも１０個以上について上記の要領で同定を行
い、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮが複合的に存在して
いる割合を算出する。そして、はじめに測定された複合
介在物の個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物
が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱
処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複
合介在物の観察を容易にすることができる。
【００２８】ＴｉとＭｇを主成分とする０．５〜５μｍ
酸化物の個数の測定例を次に示す。母材鋼鈑の任意の場
所から小片試料を切りだし、これを１４００〜１４５０
℃で１０分間以上保持することで酸化物以外の０．５〜
５μｍの介在物を溶体化させ、その後水冷する。これを
鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で少
なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたって観察し、対象と
なる大きさの酸化物のうち少なくとも１０個以上につい
てＸ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）に付属の波長
分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物
の平均組成におけるＴｉとＭｇの含有量の和を重量％で
求め、またそれらの和を求める。このとき、酸化物組成
の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合には、分析値か
らＦｅを除外して酸化物の平均組成を求める。
酸化物の個数の測定例を次に示す。母材鋼鈑の任意の場
所から小片試料を切りだし、これを１４００〜１４５０
℃で１０分間以上保持することで酸化物以外の０．５〜
５μｍの介在物を溶体化させ、その後水冷する。これを
鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で少
なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたって観察し、対象と
なる大きさの酸化物のうち少なくとも１０個以上につい
てＸ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）に付属の波長
分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物
の平均組成におけるＴｉとＭｇの含有量の和を重量％で
求め、またそれらの和を求める。このとき、酸化物組成
の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合には、分析値か
らＦｅを除外して酸化物の平均組成を求める。
【００２９】
【実施例】表１に化学成分と成分制御の指標となる有効
Ｔｉ量およびＤｉ*の値、及び表２に鋼板の製造条件と
靭化に有効な介在物の分散状態及び機械的性質を示す。
また、図１に本発明鋼と従来鋼についてＨＡＺ部でのシ
ャルピー試験の結果を添加Ｎｉ量に対してプロットした
図を示す。
Ｔｉ量およびＤｉ*の値、及び表２に鋼板の製造条件と
靭化に有効な介在物の分散状態及び機械的性質を示す。
また、図１に本発明鋼と従来鋼についてＨＡＺ部でのシ
ャルピー試験の結果を添加Ｎｉ量に対してプロットした
図を示す。
【００３０】図１を見ても分かるように、本願で得られ
た鋼はＮｉ量が１．０％以下と少ないにもかかわらず、
Ｎｉ量が１．０〜４．０％の従来鋼と同等の良好なＨＡ
Ｚ靭性を示しているのが分かる。鋼１９，２０はＭｇを
添加しないでＮｉ量を減少させた物であるがシャルピー
の吸収エネルギーは１００ｋＪ／ｃｍ以下であり、十分
なＨＡＺ靭性は得られていない。鋼２１ではＤｉ*が小
さくＹＳにして３７７ＭＰａと十分な強度が得られてい
ない。逆に鋼２２ではＤｉ*が高すぎるため、硬化相が
出現し、良好なＨＡＺ靭性が得られていない。鋼２３で
は、添加アルミニウム量が多すぎるため、Ｔｉと結びつ
くＯが減少し有効Ｔｉ量が大きくなり過ぎてしまったた
めＴｉＣが生成し、良好なＨＡＺ靭性が得られていな
い。鋼２４では十分な量のピンニング粒子が得られなか
ったため、オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、Ｈ
ＡＺ靭性の低下を招いている。鋼２５では粒内変態を促
進させるＴｉとＭｇを主成分とする酸化物が組成、数量
ともに適正量に存在せず、十分な粒内変態フェライトが
得られておらず、良好なＨＡＺ靭性が得られていない。
た鋼はＮｉ量が１．０％以下と少ないにもかかわらず、
Ｎｉ量が１．０〜４．０％の従来鋼と同等の良好なＨＡ
Ｚ靭性を示しているのが分かる。鋼１９，２０はＭｇを
添加しないでＮｉ量を減少させた物であるがシャルピー
の吸収エネルギーは１００ｋＪ／ｃｍ以下であり、十分
なＨＡＺ靭性は得られていない。鋼２１ではＤｉ*が小
さくＹＳにして３７７ＭＰａと十分な強度が得られてい
ない。逆に鋼２２ではＤｉ*が高すぎるため、硬化相が
出現し、良好なＨＡＺ靭性が得られていない。鋼２３で
は、添加アルミニウム量が多すぎるため、Ｔｉと結びつ
くＯが減少し有効Ｔｉ量が大きくなり過ぎてしまったた
めＴｉＣが生成し、良好なＨＡＺ靭性が得られていな
い。鋼２４では十分な量のピンニング粒子が得られなか
ったため、オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、Ｈ
ＡＺ靭性の低下を招いている。鋼２５では粒内変態を促
進させるＴｉとＭｇを主成分とする酸化物が組成、数量
ともに適正量に存在せず、十分な粒内変態フェライトが
得られておらず、良好なＨＡＺ靭性が得られていない。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【発明の効果】本発明により溶接熱影響部の低温靭性の
優れた鋼がより安価に作成することが可能となった。
優れた鋼がより安価に作成することが可能となった。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１０年１１月１８日（１９９８．１１．
１８）
１８）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】図面の簡単な説明
【補正方法】追加
【補正内容】
【図面の簡単な説明】
【図１】ＨＡＺ部でのシャルピー試験の結果を添加Ｎｉ
量に対してプロットした図である。
量に対してプロットした図である。
フロントページの続き (72)発明者 渡部 義之 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 吉江 淳彦 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 植森 龍治 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 千々岩 力雄 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 (72)発明者 吉田 譲 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA04 AA05 AA14 AA16 AA21 AA22 AA23 AA26 AA27 AA29 AA31 AA35 BA01 CB02
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０４〜０．１２％、 Ｓｉ：０．４％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．０％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．００３％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｉ：１．０％未満、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、 Ｎ：０．００２〜０．００６％、 Ｏ：０．００１〜０．００４％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学
成分を有し、Ｄｉ*＝０．３１６Ｃ1/2（１＋０．７Ｓ
ｉ）（０．３５＋４．１Ｍｎ）（１＋０．３６Ｎｉ）
（１＋０．３７Ｃｕ）が０．７〜１．２の範囲で制限さ
れ、且つ、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−
０．８９Ａｌ）−３．４Ｎの式で定義される有効Ｔｉ量
が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲とし、Ｍｇと
Ａｌからなる０．０１〜０．１μｍの大きさの酸化物を
内包する０．０１〜０．３μｍのＴｉＮが３００００個
／ｍｍ2以上、およびＭｇとＴｉの平均含有量の和が１
５重量％以上である０．５〜５μｍの大きさの酸化物が
３０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする低Ｎｉで
溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼板。 - 【請求項２】 重量％で更に、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０５％以下 の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
記載の低Ｎｉで溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27075198A JP3898842B2 (ja) | 1998-09-25 | 1998-09-25 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27075198A JP3898842B2 (ja) | 1998-09-25 | 1998-09-25 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000096139A true JP2000096139A (ja) | 2000-04-04 |
| JP3898842B2 JP3898842B2 (ja) | 2007-03-28 |
Family
ID=17490480
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27075198A Expired - Lifetime JP3898842B2 (ja) | 1998-09-25 | 1998-09-25 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3898842B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470054B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의 복합산화물을 갖는 고강도용접구조용 강재와 그 제조방법 |
| KR100482212B1 (ko) * | 2000-11-25 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의복합산화물을 갖는 고강도 용접구조용 강재의 제조방법 |
| WO2010134353A1 (ja) * | 2009-05-21 | 2010-11-25 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接用鋼材およびその製造方法 |
| WO2010134323A1 (ja) * | 2009-05-19 | 2010-11-25 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接用鋼材およびその製造方法 |
| US8361248B2 (en) | 2007-12-07 | 2013-01-29 | Nippon Steel Corporation | Steel superior in CTOD properties of weld heat-affected zone and method of production of same |
| US9403242B2 (en) | 2011-03-24 | 2016-08-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welding |
-
1998
- 1998-09-25 JP JP27075198A patent/JP3898842B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470054B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의 복합산화물을 갖는 고강도용접구조용 강재와 그 제조방법 |
| KR100482212B1 (ko) * | 2000-11-25 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의복합산화물을 갖는 고강도 용접구조용 강재의 제조방법 |
| US8361248B2 (en) | 2007-12-07 | 2013-01-29 | Nippon Steel Corporation | Steel superior in CTOD properties of weld heat-affected zone and method of production of same |
| WO2010134323A1 (ja) * | 2009-05-19 | 2010-11-25 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接用鋼材およびその製造方法 |
| CN102282281A (zh) * | 2009-05-19 | 2011-12-14 | 新日本制铁株式会社 | 焊接用钢材及其制造方法 |
| US8668784B2 (en) | 2009-05-19 | 2014-03-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welded structure and producing method thereof |
| WO2010134353A1 (ja) * | 2009-05-21 | 2010-11-25 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接用鋼材およびその製造方法 |
| RU2470085C1 (ru) * | 2009-05-21 | 2012-12-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Сталь для сварной конструкции и способ ее получения |
| RU2470085C9 (ru) * | 2009-05-21 | 2013-09-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Сталь для сварной конструкции и способ ее получения |
| US8920713B2 (en) | 2009-05-21 | 2014-12-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welded structure and producing method thereof |
| US9403242B2 (en) | 2011-03-24 | 2016-08-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welding |
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| JP3898842B2 (ja) | 2007-03-28 |
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