JP2000328178A - 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超
えるような大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を有
する鋼材を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜
０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．００１％、Ｏ：０．００１〜０．０
０４％、Ｎ：０．００２５〜０．００６％、さらに、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００４％及びＲＥＭ：０．００
０３〜０．００３％の内の１種又は２種を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、
ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．
５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在
し、さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物の（Ｃａ
＋ＲＥＭ）／Ａｌの平均値が０．２以上であることを特
徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
えるような大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を有
する鋼材を提供すること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜
０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．００１％、Ｏ：０．００１〜０．０
０４％、Ｎ：０．００２５〜０．００６％、さらに、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００４％及びＲＥＭ：０．００
０３〜０．００３％の内の１種又は２種を含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、
ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．
５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在
し、さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物の（Ｃａ
＋ＲＥＭ）／Ａｌの平均値が０．２以上であることを特
徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接熱影響部（Ｈｅ
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた鋼材に関するものである。本発明の鋼材は、小入熱
溶接から超大入熱溶接までの広範な溶接条件において良
好なＨＡＺ靭性を有するので、建築、橋梁、造船、ライ
ンパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶
接鋼構造物に用いられる。
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた鋼材に関するものである。本発明の鋼材は、小入熱
溶接から超大入熱溶接までの広範な溶接条件において良
好なＨＡＺ靭性を有するので、建築、橋梁、造船、ライ
ンパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶
接鋼構造物に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】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、特に溶融線近傍の１４０
０℃以上に加熱される領域では加熱オーステナイト
（γ）が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織
が粗大化して靭性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が
大きくなるほど顕著である。
溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４０
０℃以上に加熱される領域では加熱オーステナイト
（γ）が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織
が粗大化して靭性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が
大きくなるほど顕著である。
【０００３】このような問題点を解決する手段として、
特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２
６２６号公報、、特開昭６３−２１０２３５号公報、特
開平２−２５０９１７号公報、特開平１−７３３２０号
公報は、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭ
ｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極
的に生成させ、ＨＡＺ靭性の向上を図ってきた。しかし
ながら、これらの技術によって製造された鋼も、溶接入
熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接ＨＡＺ
においては十分な靭性を得ることは困難であった。
特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２
６２６号公報、、特開昭６３−２１０２３５号公報、特
開平２−２５０９１７号公報、特開平１−７３３２０号
公報は、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭ
ｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極
的に生成させ、ＨＡＺ靭性の向上を図ってきた。しかし
ながら、これらの技術によって製造された鋼も、溶接入
熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接ＨＡＺ
においては十分な靭性を得ることは困難であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるよう
な大入熱溶接においても、良好なＨＡＺ靭性を有する鋼
材を提供することである。
する課題は、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるよう
な大入熱溶接においても、良好なＨＡＺ靭性を有する鋼
材を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶接入熱
量が２０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向
上を狙いとして、加熱γ粒成長抑制、適正なＴｉと
Ｎの存在形態について鋭意検討し、新たな金属学的効果
を知見して本発明に至った。
量が２０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向
上を狙いとして、加熱γ粒成長抑制、適正なＴｉと
Ｎの存在形態について鋭意検討し、新たな金属学的効果
を知見して本発明に至った。
【０００６】本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００７】（１） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．
００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１％、Ｏ：０．００１〜
０．００４％、Ｎ：０．００２５〜０．００６％、さら
に、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．
０００３〜０．００３％の内の１種又は２種を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有
し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上
０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存
在し、さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物の（Ｃ
ａ＋ＲＥＭ）／Ａｌの平均値が０．２以上であることを
特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．
００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１％、Ｏ：０．００１〜
０．００４％、Ｎ：０．００２５〜０．００６％、さら
に、Ｃａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．
０００３〜０．００３％の内の１種又は２種を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有
し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上
０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存
在し、さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物の（Ｃ
ａ＋ＲＥＭ）／Ａｌの平均値が０．２以上であることを
特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【０００８】（２） 質量％で、さらに、Ｃｕ：１．５
％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｒ：
１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以
下、Ｂ：０．００２％以下の１種または２種以上を含有
することを特徴とする上記（１）項記載の溶接熱影響部
靭性の優れた鋼材。
％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｒ：
１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以
下、Ｂ：０．００２％以下の１種または２種以上を含有
することを特徴とする上記（１）項記載の溶接熱影響部
靭性の優れた鋼材。
【０００９】（３） さらに、質量％を用いて下記の
（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−
０．０１％〜＋０．００５％の範囲とすることを特徴と
する上記（１）項又は（２）項記載の溶接熱影響部靭性
の優れた鋼材。 Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ
−０．８９×Ａｌ≧０ の場合、 有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ −０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・・・（１） Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ
−０．８９×Ａｌ＜０の場合、 有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・・・（２）
（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−
０．０１％〜＋０．００５％の範囲とすることを特徴と
する上記（１）項又は（２）項記載の溶接熱影響部靭性
の優れた鋼材。 Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ
−０．８９×Ａｌ≧０ の場合、 有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ −０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・・・（１） Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ
−０．８９×Ａｌ＜０の場合、 有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・・・（２）
【００１０】（４） ＭｇおよびＣａ添加前のスラグ中
Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯが１０質量％であることを特徴とする
上記（１）項乃至（３）項のいずれかに記載の溶接熱影
響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯが１０質量％であることを特徴とする
上記（１）項乃至（３）項のいずれかに記載の溶接熱影
響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
【００１１】（５） Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を添加した
後にＭｇ、Ｃａを添加することを特徴とする上記（１）
項乃至（３）項のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の
優れた鋼材の製造方法。
後にＭｇ、Ｃａを添加することを特徴とする上記（１）
項乃至（３）項のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の
優れた鋼材の製造方法。
【００１２】
【発明の実施の形態】本発明で知見した新たな金属学的
効果について以下に説明する。
効果について以下に説明する。
【００１３】まず、加熱γ粒成長抑制について説明す
る。溶融線近傍ＨＡＺは加熱温度が１４００℃にも及ぶ
ため、炭化物や窒化物が溶解・粗大化することでγ粒界
の移動をピンニングする力が著しく低下し、γ粒の成長
を避けることはできなかった。そこで、１４００℃以上
の高温でも熱的に安定である酸化物によるピンニングに
よってγ粒成長を抑制することを検討した。その結果、
鋼中に微量のＭｇとＡｌを含有させることで、０．０１
〜０．１μｍの大きさの従来にない極めて微細な（Ｍ
ｇ，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以上０．５μｍ未満の大きさの微細な
ＴｉＮがこの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物上に複合析出し、１
４００℃以上の高温で従来にない非常に強力なピンニン
グ力を発揮することを明らかにした。なお、ＴｉＮ複合
粒子は、０．０１超０．２μｍ以下とすることが好まし
い。
る。溶融線近傍ＨＡＺは加熱温度が１４００℃にも及ぶ
ため、炭化物や窒化物が溶解・粗大化することでγ粒界
の移動をピンニングする力が著しく低下し、γ粒の成長
を避けることはできなかった。そこで、１４００℃以上
の高温でも熱的に安定である酸化物によるピンニングに
よってγ粒成長を抑制することを検討した。その結果、
鋼中に微量のＭｇとＡｌを含有させることで、０．０１
〜０．１μｍの大きさの従来にない極めて微細な（Ｍ
ｇ，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以上０．５μｍ未満の大きさの微細な
ＴｉＮがこの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物上に複合析出し、１
４００℃以上の高温で従来にない非常に強力なピンニン
グ力を発揮することを明らかにした。なお、ＴｉＮ複合
粒子は、０．０１超０．２μｍ以下とすることが好まし
い。
【００１４】この（Ｍｇ、Ａｌ）酸化物はＴｉＮとの格
子整合性がよいため、ＴｉＮの析出核として有効に作用
する。そして、０．０１〜０．１μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）
酸化物にＴｉＮが複合することでその表面積が増し、よ
り強力なピンニング力が発現される。
子整合性がよいため、ＴｉＮの析出核として有効に作用
する。そして、０．０１〜０．１μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）
酸化物にＴｉＮが複合することでその表面積が増し、よ
り強力なピンニング力が発現される。
【００１５】図１は溶接冷却時の８００℃から５００℃
までの冷却時間が３３０ｓである場合のＨＡＺ靭性に及
ぼすγ粒径の影響を示す。この冷却時間は板厚８０ｍｍ
の鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロス
ラグ溶接した場合に相当する。図１からγ粒の細粒化に
伴いＨＡＺ靭性が向上する。これは、γ粒の細粒化に伴
ってγ粒界から変態する粒界フェライトやフェライトサ
イドプレートが小さくなり、ＨＡＺ組織が微細化される
ためである。このような効果はγ粒径が１５０μｍ以下
のときに顕著である。
までの冷却時間が３３０ｓである場合のＨＡＺ靭性に及
ぼすγ粒径の影響を示す。この冷却時間は板厚８０ｍｍ
の鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロス
ラグ溶接した場合に相当する。図１からγ粒の細粒化に
伴いＨＡＺ靭性が向上する。これは、γ粒の細粒化に伴
ってγ粒界から変態する粒界フェライトやフェライトサ
イドプレートが小さくなり、ＨＡＺ組織が微細化される
ためである。このような効果はγ粒径が１５０μｍ以下
のときに顕著である。
【００１６】図２は１４００℃で３０ｓ間保持した場合
のγ粒径に及ぼす０．０１以上０．５未満μｍの複合析
出ＴｉＮの個数の影響を示す。この加熱条件は、板厚８
０ｍｍの鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレク
トロスラグ溶接したときの溶融線近傍ＨＡＺに相当す
る。図２から複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍ
ｍ2未満の場合にはγ粒径が１５０μｍ以上になり、Ｈ
ＡＺ組織が十分に微細化されないために良好な靭性は得
られない。γ粒成長抑制に有効なこのような複合析出Ｔ
ｉＮの分散状態は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、
Ｏ、Ｎの量を本発明の範囲に制御することで達成され
る。
のγ粒径に及ぼす０．０１以上０．５未満μｍの複合析
出ＴｉＮの個数の影響を示す。この加熱条件は、板厚８
０ｍｍの鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレク
トロスラグ溶接したときの溶融線近傍ＨＡＺに相当す
る。図２から複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍ
ｍ2未満の場合にはγ粒径が１５０μｍ以上になり、Ｈ
ＡＺ組織が十分に微細化されないために良好な靭性は得
られない。γ粒成長抑制に有効なこのような複合析出Ｔ
ｉＮの分散状態は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭ、
Ｏ、Ｎの量を本発明の範囲に制御することで達成され
る。
【００１７】次に、０．５〜５μｍの酸化物組成と、
０．０１以上０．５未満μｍの複合析出ＴｉＮの個数と
の関係について説明する。
０．０１以上０．５未満μｍの複合析出ＴｉＮの個数と
の関係について説明する。
【００１８】図３は、０．５〜５μｍの酸化物組成の
内、質量％で表した（Ｃａ＋ＲＥＭ）含有量とＡｌ含有
量との比、（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌと０．０１以上０．
５未満μｍの複合析出ＴｉＮの個数との関係を示す。こ
こで、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類金属元素を
示す。（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌが０．２以上の場合、複
合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2以上にな
る。溶鋼中のＡｌが本発明の範囲である場合、０．５〜
５μｍの酸化物中の（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌを上げるこ
とによりこのサイズの酸化物中のＭｇが減少し、逆に、
０．０１〜０．５μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が
増加するためである。
内、質量％で表した（Ｃａ＋ＲＥＭ）含有量とＡｌ含有
量との比、（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌと０．０１以上０．
５未満μｍの複合析出ＴｉＮの個数との関係を示す。こ
こで、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類金属元素を
示す。（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌが０．２以上の場合、複
合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2以上にな
る。溶鋼中のＡｌが本発明の範囲である場合、０．５〜
５μｍの酸化物中の（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌを上げるこ
とによりこのサイズの酸化物中のＭｇが減少し、逆に、
０．０１〜０．５μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が
増加するためである。
【００１９】次に各々の化学成分の限定理由について説
明する。
明する。
【００２０】Ｃの下限は母材及び溶接部の強度、靭性を
確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると
母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣
化させるため、その上限を０．２％とする。
確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると
母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣
化させるため、その上限を０．２％とする。
【００２１】Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とする。本発明の脱酸はＴｉだけでも十分可
能であり、良好なＨＡＺ靭性を得るためにはＳｉを０．
３％以下にするのが望ましい。
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とする。本発明の脱酸はＴｉだけでも十分可
能であり、良好なＨＡＺ靭性を得るためにはＳｉを０．
３％以下にするのが望ましい。
【００２２】Ｍｎは母材及び溶接部の強度、靭性の確保
に不可欠であるため下限を０．５％とする。しかし、Ｍ
ｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させたり、スラブの中
心偏析を助長し、溶接性を劣化させるため上限を２％と
する。
に不可欠であるため下限を０．５％とする。しかし、Ｍ
ｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させたり、スラブの中
心偏析を助長し、溶接性を劣化させるため上限を２％と
する。
【００２３】Ｐは本発明鋼において不純物元素であり
０．０１５％以下とする。Ｐの低減はスラブ中心偏析の
軽減を通じて母材およびＨＡＺの機械的性質を改善し、
さらには、ＨＡＺの粒界破壊を抑制する。
０．０１５％以下とする。Ｐの低減はスラブ中心偏析の
軽減を通じて母材およびＨＡＺの機械的性質を改善し、
さらには、ＨＡＺの粒界破壊を抑制する。
【００２４】Ｓは多すぎると中心偏析を助長したり、延
伸したＭｎＳが多量に生成するため、母材およびＨＡＺ
の機械的性質が劣化する。したがって、上限を０．００
６％とする。なお、Ｓｉの下限は０．００２％以上とす
ることが好ましい。
伸したＭｎＳが多量に生成するため、母材およびＨＡＺ
の機械的性質が劣化する。したがって、上限を０．００
６％とする。なお、Ｓｉの下限は０．００２％以上とす
ることが好ましい。
【００２５】Ａｌは、γ粒成長のピンニング粒子である
複合析出ＴｉＮの析出核である０．０１〜０．１μｍの
（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数を制御する上で重要であ
る。Ａｌが０．００１％未満の場合、（Ｍｇ，Ａｌ）酸
化物の個数が１００００個／ｍｍ2未満となり、複合析
出ＴｉＮの個数が不足することでγ粒が十分に細粒化さ
れず、良好なＨＡＺ靭性が得られない。一方、Ａｌが
０．０１％を超える場合、０．５〜５μｍの酸化物中の
（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌが１未満となり、０．０１〜
０．１μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が１００００
個／ｍｍ2未満となり、複合析出ＴｉＮの個数が不足す
ることでγ粒が充分に細粒化されず、良好なＨＡＺ靭性
が得られない。
複合析出ＴｉＮの析出核である０．０１〜０．１μｍの
（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数を制御する上で重要であ
る。Ａｌが０．００１％未満の場合、（Ｍｇ，Ａｌ）酸
化物の個数が１００００個／ｍｍ2未満となり、複合析
出ＴｉＮの個数が不足することでγ粒が十分に細粒化さ
れず、良好なＨＡＺ靭性が得られない。一方、Ａｌが
０．０１％を超える場合、０．５〜５μｍの酸化物中の
（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌが１未満となり、０．０１〜
０．１μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が１００００
個／ｍｍ2未満となり、複合析出ＴｉＮの個数が不足す
ることでγ粒が充分に細粒化されず、良好なＨＡＺ靭性
が得られない。
【００２６】Ｔｉは、ピンニング粒子としての複合析出
ＴｉＮの分散状態を制御する上で重要であり、後述する
有効Ｔｉ濃度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。Ｔｉが０．００５％未満の場合、
（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物上に複合析出するＴｉＮの個数が
１００００個／ｍｍ2未満となり、ＨＡＺ靭性向上に必
要なγ粒成長抑制効果が得られない。一方、Ｔｉが０．
０２％を超える場合、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあって
も実質的にＴｉＣが過剰に生成し、ＨＡＺ靭性が低下す
る。このため、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％とした
が、０．００７〜０．０２％が好ましい。ＴｉＮは厚板
圧延でのスラブ加熱時のγ粒成長抑制を通じて母材組織
を微細化し、鋼板の強度と靭性を向上させることにも貢
献する。
ＴｉＮの分散状態を制御する上で重要であり、後述する
有効Ｔｉ濃度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。Ｔｉが０．００５％未満の場合、
（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物上に複合析出するＴｉＮの個数が
１００００個／ｍｍ2未満となり、ＨＡＺ靭性向上に必
要なγ粒成長抑制効果が得られない。一方、Ｔｉが０．
０２％を超える場合、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあって
も実質的にＴｉＣが過剰に生成し、ＨＡＺ靭性が低下す
る。このため、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％とした
が、０．００７〜０．０２％が好ましい。ＴｉＮは厚板
圧延でのスラブ加熱時のγ粒成長抑制を通じて母材組織
を微細化し、鋼板の強度と靭性を向上させることにも貢
献する。
【００２７】ここで、適正なＴｉとＮの存在形態につい
て説明する。鋼中のＴｉはＯと結合して酸化物を生成
し、残りのＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成し、さらに
残ったＴｉが存在すれば、Ｃと結合してＴｉＣを形成す
るが、ＴｉＣは析出脆化をもたらす。一方、鋼中のＴｉ
が酸化物およびＴｉＮとしてすべて消費されれば、Ｔｉ
と結合できなかった過剰なＮが地鉄中に固溶するが、固
溶Ｎもまた脆化をもたらす。このように、酸化物および
窒化物として消費された残りのＴｉが存在するか否かに
よってＴｉとＮの存在形態が異なり、このことが靭性に
大きな影響を及ぼす。本発明では、酸化物および窒化物
として消費された残りのＴｉ量を「有効Ｔｉ量」として
質量％を用いて（１）式および（２）式で定義する。
て説明する。鋼中のＴｉはＯと結合して酸化物を生成
し、残りのＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成し、さらに
残ったＴｉが存在すれば、Ｃと結合してＴｉＣを形成す
るが、ＴｉＣは析出脆化をもたらす。一方、鋼中のＴｉ
が酸化物およびＴｉＮとしてすべて消費されれば、Ｔｉ
と結合できなかった過剰なＮが地鉄中に固溶するが、固
溶Ｎもまた脆化をもたらす。このように、酸化物および
窒化物として消費された残りのＴｉが存在するか否かに
よってＴｉとＮの存在形態が異なり、このことが靭性に
大きな影響を及ぼす。本発明では、酸化物および窒化物
として消費された残りのＴｉ量を「有効Ｔｉ量」として
質量％を用いて（１）式および（２）式で定義する。
【００２８】Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−
０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ≧０ の場合、 有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ −０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・・・（１） Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ
−０．８９×Ａｌ＜０の場合、 有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・・・（２）
０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ≧０ の場合、 有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ −０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・・・（１） Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ
−０．８９×Ａｌ＜０の場合、 有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・・・（２）
【００２９】（１）式および（２）式の各元素の係数は
想定される酸化物および窒化物から化学量論的に決定さ
れた値である。１４００℃を超えるような溶融線近傍Ｈ
ＡＺでは、ＴｉとＮの存在形態はさらに複雑である。そ
の理由は、溶接加熱時にＴｉＣとＴｉＮの多くが地鉄中
に一旦固溶し、固溶したＴｉ、Ｎ、Ｃは溶接冷却時にＴ
ｉＮあるいはＴｉＣとして再析出するとともに、一部は
固溶のまま存在するからである。このようなＴｉとＮの
存在形態を制御してＨＡＺ靭性の向上を目指すために
は、ＴｉとＮの各々の量を規定するとともに、有効Ｔｉ
量の概念を用いて他の成分とのバランスを図ることが重
要である。図４は溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍの場合を
シミュレートした１４００℃加熱再現ＨＡＺ靭性に及ぼ
す有効Ｔｉ量の影響を示す。有効Ｔｉ量が−０．０１％
〜＋０．００５％の範囲で良好な靭性を示す。すなわ
ち、この範囲がＴｉＣの析出脆化とＮの固溶脆化の両方
を回避できる適正な成分範囲であること示している。有
効Ｔｉ量が−０．０１％未満の場合は固溶Ｎ量が過剰と
なり、有効Ｔｉ量が＋０．００５％を超える場合にはＴ
ｉＣ析出量が過剰となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。
想定される酸化物および窒化物から化学量論的に決定さ
れた値である。１４００℃を超えるような溶融線近傍Ｈ
ＡＺでは、ＴｉとＮの存在形態はさらに複雑である。そ
の理由は、溶接加熱時にＴｉＣとＴｉＮの多くが地鉄中
に一旦固溶し、固溶したＴｉ、Ｎ、Ｃは溶接冷却時にＴ
ｉＮあるいはＴｉＣとして再析出するとともに、一部は
固溶のまま存在するからである。このようなＴｉとＮの
存在形態を制御してＨＡＺ靭性の向上を目指すために
は、ＴｉとＮの各々の量を規定するとともに、有効Ｔｉ
量の概念を用いて他の成分とのバランスを図ることが重
要である。図４は溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍの場合を
シミュレートした１４００℃加熱再現ＨＡＺ靭性に及ぼ
す有効Ｔｉ量の影響を示す。有効Ｔｉ量が−０．０１％
〜＋０．００５％の範囲で良好な靭性を示す。すなわ
ち、この範囲がＴｉＣの析出脆化とＮの固溶脆化の両方
を回避できる適正な成分範囲であること示している。有
効Ｔｉ量が−０．０１％未満の場合は固溶Ｎ量が過剰と
なり、有効Ｔｉ量が＋０．００５％を超える場合にはＴ
ｉＣ析出量が過剰となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３０】このように有効Ｔｉを考慮することによ
り、さらに良好なＨＡＺ靭性が得られる。
り、さらに良好なＨＡＺ靭性が得られる。
【００３１】Ｍｇは本発明の特徴的な元素であり、最も
重要な役割を有する。Ｍｇを適量含有することで本発明
における酸化物の分散状態を達成することができる。Ｍ
ｇが０．０００１％未満の場合、ＴｉＮの析出核である
（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が不足する。一方、酸化物
として消費されるＭｇは０．００１％あれば十分であ
り、これを超えるＭｇは金属学的に何ら効果をもたらさ
ない。Ｍｇは蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な
元素であることから、必要以上に鋼中に含有させること
は製造コストの上昇を招き好ましくない。
重要な役割を有する。Ｍｇを適量含有することで本発明
における酸化物の分散状態を達成することができる。Ｍ
ｇが０．０００１％未満の場合、ＴｉＮの析出核である
（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が不足する。一方、酸化物
として消費されるＭｇは０．００１％あれば十分であ
り、これを超えるＭｇは金属学的に何ら効果をもたらさ
ない。Ｍｇは蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な
元素であることから、必要以上に鋼中に含有させること
は製造コストの上昇を招き好ましくない。
【００３２】Ｏは、ＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，Ａ
ｌ）酸化物の個数を確保する上で必要である。Ｏが０．
００１％未満の場合、酸化物の個数が不足し、ＨＡＺ靭
性が劣化する。一方、Ｏが０．００４％を超える場合、
鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化する。
ｌ）酸化物の個数を確保する上で必要である。Ｏが０．
００１％未満の場合、酸化物の個数が不足し、ＨＡＺ靭
性が劣化する。一方、Ｏが０．００４％を超える場合、
鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化する。
【００３３】Ｎは、ピンニング粒子である複合析出Ｔｉ
Ｎ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０．００２５％未満の場合、ＴｉＮの個数が確保で
きない。一方、Ｎが０．００６％を超える場合、有効Ｔ
ｉ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、ＨＡＺ靭性が低下する。
Ｎ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０．００２５％未満の場合、ＴｉＮの個数が確保で
きない。一方、Ｎが０．００６％を超える場合、有効Ｔ
ｉ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、ＨＡＺ靭性が低下する。
【００３４】Ｃａ及び／又はＲＥＭは、ピンニング粒子
である複合析出ＴｉＮの析出核として作用する０．０５
〜０．５μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数を確保する
上で重要である。鋼中のＡｌが０．００１〜０．０１％
の場合であって、Ｃａ及び／又はＲＥＭが、それぞれ
０．０００５％未満、０．０００３％未満の場合、０．
５〜５μｍの酸化物中のＣａ及び／又はＲＥＭの濃度が
低くなり、（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌが０．２未満とな
る。このため、０．０５〜０．５μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）
酸化物の個数が減少し、γ粒径が小さくならず、良好な
ＨＡＺ靭性を得ることができない。一方、０．５〜５μ
ｍの酸化物中の（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌを０．２以上に
するためには、Ｃａが０．００４％以下及び／又はＲＥ
Ｍが０．００３％以下であれば十分であり、これを超え
て添加してもピンニング効果が飽和する。Ｃａ及びＲＥ
Ｍは非常に酸化力が強い活性な元素であることから、必
要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招
き好ましくない。なお、Ｃａ及びＲＥＭは、その１種又
は２種を鋼中に含有させればよい。
である複合析出ＴｉＮの析出核として作用する０．０５
〜０．５μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数を確保する
上で重要である。鋼中のＡｌが０．００１〜０．０１％
の場合であって、Ｃａ及び／又はＲＥＭが、それぞれ
０．０００５％未満、０．０００３％未満の場合、０．
５〜５μｍの酸化物中のＣａ及び／又はＲＥＭの濃度が
低くなり、（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌが０．２未満とな
る。このため、０．０５〜０．５μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）
酸化物の個数が減少し、γ粒径が小さくならず、良好な
ＨＡＺ靭性を得ることができない。一方、０．５〜５μ
ｍの酸化物中の（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌを０．２以上に
するためには、Ｃａが０．００４％以下及び／又はＲＥ
Ｍが０．００３％以下であれば十分であり、これを超え
て添加してもピンニング効果が飽和する。Ｃａ及びＲＥ
Ｍは非常に酸化力が強い活性な元素であることから、必
要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招
き好ましくない。なお、Ｃａ及びＲＥＭは、その１種又
は２種を鋼中に含有させればよい。
【００３５】続いて、母材の強化元素であるＣｕ、Ｎ
ｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂを添加する理由について
説明する。
ｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂを添加する理由について
説明する。
【００３６】Ｃｕ、Ｎｉは溶接性およびＨＡＺ靭性に悪
影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。
しかし、それぞれ１．５％を超えると溶接性およびＨＡ
Ｚ靭性が劣化する。
影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。
しかし、それぞれ１．５％を超えると溶接性およびＨＡ
Ｚ靭性が劣化する。
【００３７】Ｍｏ、Ｃｒは母材の強度、靭性を向上させ
る。しかし、それぞれ１％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性が劣化する。
る。しかし、それぞれ１％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３８】Ｎｂは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０．０５％
を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
り、母材の機械的性質を向上させる。しかし０．０５％
を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３９】Ｖは母材の強度を向上させる。しかし０．
０５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
０５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００４０】Ｂは焼き入れ性を高めて母材やＨＡＺの機
械的性質を向上させる。しかし０．００２％を超えて添
加するとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化する。
械的性質を向上させる。しかし０．００２％を超えて添
加するとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化する。
【００４１】本発明鋼材は、鉄鋼業の製鋼工程において
所定の化学成分に調整し、連続鋳造を行い、鋳片を再加
熱した後に厚板圧延によって形状と母材材質を付与する
ことで製造される。必要に応じ、鋼材に各種の熱処理を
施して母材の材質を制御することも行われる。鋳片を再
加熱することなく、ホットチャージ圧延することも可能
である。
所定の化学成分に調整し、連続鋳造を行い、鋳片を再加
熱した後に厚板圧延によって形状と母材材質を付与する
ことで製造される。必要に応じ、鋼材に各種の熱処理を
施して母材の材質を制御することも行われる。鋳片を再
加熱することなく、ホットチャージ圧延することも可能
である。
【００４２】本発明で規定した介在物の分散状態は、例
えば、以下のような方法で定量的に測定される。０．０
１以上５μｍ未満の（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮの複
合析出物の分散状態は、母材鋼板の任意の場所から抽出
レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）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析出物の個数を測定し、単位面積当
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析出物に対して行うこ
とが煩雑な場合、簡易的に次の手順による。まず、四角
い形状の析出物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさの
ＴｉＮ中に酸化物が複合しているものの個数を上記の要
領で測定する。次にこのような方法で個数を測定した複
合析出物のうち少なくとも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
定された複合析出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、５０
０℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、
対象となる複合析出物の観察を容易にすることができ
る。
えば、以下のような方法で定量的に測定される。０．０
１以上５μｍ未満の（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮの複
合析出物の分散状態は、母材鋼板の任意の場所から抽出
レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥ
Ｍ）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析出物の個数を測定し、単位面積当
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析出物に対して行うこ
とが煩雑な場合、簡易的に次の手順による。まず、四角
い形状の析出物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさの
ＴｉＮ中に酸化物が複合しているものの個数を上記の要
領で測定する。次にこのような方法で個数を測定した複
合析出物のうち少なくとも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
定された複合析出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、５０
０℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、
対象となる複合析出物の観察を容易にすることができ
る。
【００４３】０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個
数の測定例を示す。母材鋼板の任意の場所から小片試料
を切り出し、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１ｍｍ
2以上の面積にわたって観察する。対象となる酸化物の
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（ＷＤ
Ｓ）を用いて組成を分析し、酸化物の平均組成における
Ｃａ、ＲＥＭとＡｌの含有量を質量％で求める。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
は、分析値からＦｅを除外して酸化物の平均組成を求め
る。
数の測定例を示す。母材鋼板の任意の場所から小片試料
を切り出し、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１ｍｍ
2以上の面積にわたって観察する。対象となる酸化物の
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（ＷＤ
Ｓ）を用いて組成を分析し、酸化物の平均組成における
Ｃａ、ＲＥＭとＡｌの含有量を質量％で求める。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
は、分析値からＦｅを除外して酸化物の平均組成を求め
る。
【００４４】ＭｇとＣａは酸素との親和力が強く、蒸気
圧も高いため、酸化され、酸化物として溶鋼中から除去
されたり、蒸発してロスする。そのため添加歩留まりが
低い。歩留まりを向上させるためには、酸化ロスと蒸発
ロスを極力抑制することが重要である。
圧も高いため、酸化され、酸化物として溶鋼中から除去
されたり、蒸発してロスする。そのため添加歩留まりが
低い。歩留まりを向上させるためには、酸化ロスと蒸発
ロスを極力抑制することが重要である。
【００４５】酸化ロスを小さくするためには、ＭｇやＣ
ａ添加前の溶鋼中の酸素やスラグ中のＦｅＯ濃度とＭｎ
Ｏ濃度を低減することが重要である。本発明の鋼材に
は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉなどの脱酸元素が含まれて
おり、これらの元素を添加した後にＭｇやＣａを添加す
ることによって、酸化ロスを小さくすることができる。
すなわち、ＭｇやＣａ以外の元素を添加し、溶鋼中の酸
素濃度を低下させるため、ＭｇやＣａの酸化ロスが低減
する。
ａ添加前の溶鋼中の酸素やスラグ中のＦｅＯ濃度とＭｎ
Ｏ濃度を低減することが重要である。本発明の鋼材に
は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉなどの脱酸元素が含まれて
おり、これらの元素を添加した後にＭｇやＣａを添加す
ることによって、酸化ロスを小さくすることができる。
すなわち、ＭｇやＣａ以外の元素を添加し、溶鋼中の酸
素濃度を低下させるため、ＭｇやＣａの酸化ロスが低減
する。
【００４６】スラグからの酸素供給によってＭｇやＣａ
が酸化ロスするのを抑制するため、スラグ中のＦｅＯ濃
度とＭｎＯ濃度を低減することが有効である。ＭｇやＣ
ａの添加前のスラグ中のＴ．Ｆｅ＋ＭｎＯを質量％で１
０％を超えるとＭｇやＣａの歩留まりが著しく低下す
る。したがって、Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯを１０％以下とす
る。この値は小さいほど、Ｍｇの酸化ロス防止には有効
であり、５％以下が望ましい。
が酸化ロスするのを抑制するため、スラグ中のＦｅＯ濃
度とＭｎＯ濃度を低減することが有効である。ＭｇやＣ
ａの添加前のスラグ中のＴ．Ｆｅ＋ＭｎＯを質量％で１
０％を超えるとＭｇやＣａの歩留まりが著しく低下す
る。したがって、Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯを１０％以下とす
る。この値は小さいほど、Ｍｇの酸化ロス防止には有効
であり、５％以下が望ましい。
【００４７】ＭｇやＣａの蒸発ロスを抑制するため、で
きるだけ精錬工程の末期に添加することが有利である。
したがって、精錬工程で他の元素を添加したのちに、添
加するのがよい。これは上述のように酸化ロスを抑制す
ることからも有利である。ただし、成分の微調整のた
め、Ｍｇ、Ｃａ添加後に、Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を少量
添加しても構わない。
きるだけ精錬工程の末期に添加することが有利である。
したがって、精錬工程で他の元素を添加したのちに、添
加するのがよい。これは上述のように酸化ロスを抑制す
ることからも有利である。ただし、成分の微調整のた
め、Ｍｇ、Ｃａ添加後に、Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を少量
添加しても構わない。
【００４８】Ｍｇを溶鋼に添加するには、Ｍｇ含有合
金、ＭｇＯ含有酸化物の１種もしくは、２種以上を用い
る。
金、ＭｇＯ含有酸化物の１種もしくは、２種以上を用い
る。
【００４９】Ｍｇ含有合金、ＭｇＯ含有酸化物を溶鋼に
添加する方法は、粉状にしたＭｇ合金、ＭｇＯ含有酸化
物を不活性ガスを搬送ガスとして取鍋内の溶鋼中に吹き
込む方法、塊状のものを取鍋内溶鋼、ＲＨ、ＤＨ等の真
空槽内溶鋼に上方添加する方法、粉状のものを例えば鉄
で被覆しワイヤ状にしたものを取鍋内溶鋼または／およ
びタンディッシュ内溶鋼または／およびモールド内溶鋼
に添加する方法が考えられる。これらのいずれの方法を
用いてもよく、その効果は同等である。さらに、これら
の方法を組み合わせてもよい。
添加する方法は、粉状にしたＭｇ合金、ＭｇＯ含有酸化
物を不活性ガスを搬送ガスとして取鍋内の溶鋼中に吹き
込む方法、塊状のものを取鍋内溶鋼、ＲＨ、ＤＨ等の真
空槽内溶鋼に上方添加する方法、粉状のものを例えば鉄
で被覆しワイヤ状にしたものを取鍋内溶鋼または／およ
びタンディッシュ内溶鋼または／およびモールド内溶鋼
に添加する方法が考えられる。これらのいずれの方法を
用いてもよく、その効果は同等である。さらに、これら
の方法を組み合わせてもよい。
【００５０】ＣａはＣａを含有する合金であれば何を用
いても構わない。一般的にはＣａ−Ｓｉ合金が用いられ
る。
いても構わない。一般的にはＣａ−Ｓｉ合金が用いられ
る。
【００５１】Ｍｇの添加時期は、Ｃａ添加前、Ｃａ添加
と同時、Ｃａ添加後のいずれか、または、これらの組み
合わせのいずれでもよい。
と同時、Ｃａ添加後のいずれか、または、これらの組み
合わせのいずれでもよい。
【００５２】ＭｇとＣａを同時に添加する場合は、Ｍｇ
含有合金または／およびＭｇＯ含有酸化物をＣａ含有合
金と混合して添加する方法、ＭｇとＣａの両方を含有す
る合金を添加する方法のいずれの方法でもよく、その効
果は同等である。
含有合金または／およびＭｇＯ含有酸化物をＣａ含有合
金と混合して添加する方法、ＭｇとＣａの両方を含有す
る合金を添加する方法のいずれの方法でもよく、その効
果は同等である。
【００５３】
【実施例】（実施例１）表１に鋼の化学成分と介在物の
分散状態を、表２に鋼板の製造条件と機械的性質を示
す。
分散状態を、表２に鋼板の製造条件と機械的性質を示
す。
【００５４】表１のピンニング粒子の個数の測定は、鋼
板母材の板厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し、こ
れを、３００００倍の倍率で２０００μｍ2の面積にわ
たってＴＥＭ観察することで行った。また、表１の０．
５〜５μｍの大きさの酸化物の個数の測定は、同じく、
鋼板母材の板厚中心部から小片を切り出して１４００℃
で２０分間保定した後に水冷し、鏡面研磨面を１０００
倍の倍率で４ｍｍ2の面積にわたって光学顕微鏡観察す
ることで行った。さらに、ＥＰＭＡ−ＷＤＳによって、
０．５〜５μｍの２０個の酸化物について組成を分析
し、地鉄（Ｆｅ）の分析値を差し引いて平均組成を求
め、（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌの値を求めた。
板母材の板厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し、こ
れを、３００００倍の倍率で２０００μｍ2の面積にわ
たってＴＥＭ観察することで行った。また、表１の０．
５〜５μｍの大きさの酸化物の個数の測定は、同じく、
鋼板母材の板厚中心部から小片を切り出して１４００℃
で２０分間保定した後に水冷し、鏡面研磨面を１０００
倍の倍率で４ｍｍ2の面積にわたって光学顕微鏡観察す
ることで行った。さらに、ＥＰＭＡ−ＷＤＳによって、
０．５〜５μｍの２０個の酸化物について組成を分析
し、地鉄（Ｆｅ）の分析値を差し引いて平均組成を求
め、（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌの値を求めた。
【００５５】本発明鋼は溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ
／ｍｍのエレクトロガス溶接部あるいはエレクトロスラ
グ溶接部の溶融線において従来にない良好なＨＡＺ靭性
を有する。本発明鋼１〜１０は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃ
ａ、ＲＥＭ、Ｏ、Ｎの量を厳密に制御し、有効Ｔｉ量な
る概念を用いてＨＡＺにおけるＴｉとＮの存在形態を適
正化し、さらに、γ粒成長抑制に有効な酸化物の分散状
態を有することで大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭
性を達成している。一方、比較鋼１１〜２９は化学成分
や酸化物の分散状態が適正でないため、母材およびＨＡ
Ｚの機械的性質が劣っている。
／ｍｍのエレクトロガス溶接部あるいはエレクトロスラ
グ溶接部の溶融線において従来にない良好なＨＡＺ靭性
を有する。本発明鋼１〜１０は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｃ
ａ、ＲＥＭ、Ｏ、Ｎの量を厳密に制御し、有効Ｔｉ量な
る概念を用いてＨＡＺにおけるＴｉとＮの存在形態を適
正化し、さらに、γ粒成長抑制に有効な酸化物の分散状
態を有することで大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭
性を達成している。一方、比較鋼１１〜２９は化学成分
や酸化物の分散状態が適正でないため、母材およびＨＡ
Ｚの機械的性質が劣っている。
【００５６】鋼１１は、Ｃ量が低すぎるために、鋼１２
は、Ｃ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が
劣る。鋼１３は、Ｓｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靭性が
劣る。鋼１４は、Ｍｎ量が低すぎるために、鋼１５は、
Ｍｎ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣
る。鋼１６は、Ｐ量が高すぎるために母材およびＨＡＺ
の靭性が劣る。鋼１７は、Ｓ量が高すぎるために母材お
よびＨＡＺ靭性が劣る。鋼１８は、Ａｌ量が低すぎるた
めにＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数
が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１９
はＡｌ量が高すぎるため、０．５〜５μｍの酸化物中の
（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌが小さく、ピンニング粒子の個
数が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼２０は、Ｔｉ量
が低すぎるため、ピンニング粒子であるＴｉＮの個数が
少なく、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靭性が劣
る。鋼２１は、Ｔｉ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量が適
正範囲から外れ、ＴｉＣ析出脆化によってＨＡＺ靭性が
劣る。鋼２２は、Ｍｇ量が低すぎるため、ＴｉＮの析出
核である（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が少なく、γ粒が
粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２３は、ＲＥＭ量が低
すぎるため、０．５〜５μｍの酸化物中の（Ｃａ＋ＲＥ
Ｍ）／Ａｌが小さく、ピンニング粒子の個数が少ないた
め、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼２４は、Ｏ量が低すぎるた
め、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が少なく、γ粒が粗大
化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２５は、Ｏ量が高すぎるた
め、鋼の清浄度が悪くなり、破壊起点が増えてＨＡＺ靭
性が劣る。鋼２６は、Ｎ量が低すぎるため、ピンニング
粒子であるＴｉＮの個数が少なく、ＨＡＺ組織が著しく
粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２７は、Ｎ量が高すぎ
るため、有効Ｔｉ量が適正範囲から外れ、固溶Ｎが過剰
となりＨＡＺ靭性が劣る。鋼２８と鋼２９は、各々の元
素は適正範囲にあるが、有効Ｔｉ量が不適当なため、Ｔ
ｉＣ析出脆化あるいは固溶Ｎ脆化によりＨＡＺ靭性が劣
る。
は、Ｃ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が
劣る。鋼１３は、Ｓｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靭性が
劣る。鋼１４は、Ｍｎ量が低すぎるために、鋼１５は、
Ｍｎ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣
る。鋼１６は、Ｐ量が高すぎるために母材およびＨＡＺ
の靭性が劣る。鋼１７は、Ｓ量が高すぎるために母材お
よびＨＡＺ靭性が劣る。鋼１８は、Ａｌ量が低すぎるた
めにＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数
が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１９
はＡｌ量が高すぎるため、０．５〜５μｍの酸化物中の
（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌが小さく、ピンニング粒子の個
数が少ないため、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼２０は、Ｔｉ量
が低すぎるため、ピンニング粒子であるＴｉＮの個数が
少なく、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靭性が劣
る。鋼２１は、Ｔｉ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量が適
正範囲から外れ、ＴｉＣ析出脆化によってＨＡＺ靭性が
劣る。鋼２２は、Ｍｇ量が低すぎるため、ＴｉＮの析出
核である（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が少なく、γ粒が
粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２３は、ＲＥＭ量が低
すぎるため、０．５〜５μｍの酸化物中の（Ｃａ＋ＲＥ
Ｍ）／Ａｌが小さく、ピンニング粒子の個数が少ないた
め、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼２４は、Ｏ量が低すぎるた
め、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が少なく、γ粒が粗大
化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２５は、Ｏ量が高すぎるた
め、鋼の清浄度が悪くなり、破壊起点が増えてＨＡＺ靭
性が劣る。鋼２６は、Ｎ量が低すぎるため、ピンニング
粒子であるＴｉＮの個数が少なく、ＨＡＺ組織が著しく
粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２７は、Ｎ量が高すぎ
るため、有効Ｔｉ量が適正範囲から外れ、固溶Ｎが過剰
となりＨＡＺ靭性が劣る。鋼２８と鋼２９は、各々の元
素は適正範囲にあるが、有効Ｔｉ量が不適当なため、Ｔ
ｉＣ析出脆化あるいは固溶Ｎ脆化によりＨＡＺ靭性が劣
る。
【００５７】
【表１】
【００５８】
【表２】
【００５９】（実施例２）表１の本発明鋼１の組成の鋼
を溶製するに際して、Ｍｇ添加前の取鍋スラグ中のＴ．
Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度を種々変化させた。その時の成品にお
けるＭｇの歩留まりを図５に示す。Ｍｇの歩留まりは、
Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度が低いほど高い。Ｔ．Ｆｅ＋Ｍｎ
Ｏ濃度を質量％で１０％以下望ましくは５％以下にする
ことでＭｇ歩留まりは著しく向上する。
を溶製するに際して、Ｍｇ添加前の取鍋スラグ中のＴ．
Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度を種々変化させた。その時の成品にお
けるＭｇの歩留まりを図５に示す。Ｍｇの歩留まりは、
Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度が低いほど高い。Ｔ．Ｆｅ＋Ｍｎ
Ｏ濃度を質量％で１０％以下望ましくは５％以下にする
ことでＭｇ歩留まりは著しく向上する。
【００６０】（実施例３）表１の本発明鋼１の組成の鋼
を溶製するに際して、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇ、
Ｃａの添加時期を変化させた。その時の成品におけるＭ
ｇとＣａの歩留まりを比較した結果を表３に示す。Ｍｇ
添加前のスラグ中Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度はいずれも２％
であった。
を溶製するに際して、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇ、
Ｃａの添加時期を変化させた。その時の成品におけるＭ
ｇとＣａの歩留まりを比較した結果を表３に示す。Ｍｇ
添加前のスラグ中Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度はいずれも２％
であった。
【００６１】Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を添加した後に、Ｍ
ｇやＣａを添加した場合には、ＭｇとＣａの両方の歩留
まりが１０％以上で良好であるのに対して、Ｍｇ、Ｃａ
以外の元素をＭｇやＣａの添加後に添加した場合には、
Ｍｇ、Ｃａのいずれかまたは、両方の歩留まりが低い。
ｇやＣａを添加した場合には、ＭｇとＣａの両方の歩留
まりが１０％以上で良好であるのに対して、Ｍｇ、Ｃａ
以外の元素をＭｇやＣａの添加後に添加した場合には、
Ｍｇ、Ｃａのいずれかまたは、両方の歩留まりが低い。
【００６２】
【表３】
【００６３】
【発明の効果】本発明により大入熱溶接においても良好
なＨＡＺ靭性を有する鋼材の製造が可能となり、各種の
溶接構造物の安全性が格段に向上した。また、本発明鋼
を使用することで高能率溶接の適用領域が広がり、溶接
施工コストを大幅に低減することが可能となった。
なＨＡＺ靭性を有する鋼材の製造が可能となり、各種の
溶接構造物の安全性が格段に向上した。また、本発明鋼
を使用することで高能率溶接の適用領域が広がり、溶接
施工コストを大幅に低減することが可能となった。
【図１】ＨＡＺ靭性に及ぼすγ粒径の影響を示す図であ
る。
る。
【図２】１４００℃加熱γ粒径に及ぼすピンニング粒子
個数の影響を示す図である。
個数の影響を示す図である。
【図３】ピンニング粒子個数に及ぼす０．５〜５μｍの
大きさの酸化物中（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌの影響を示す
図である。
大きさの酸化物中（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌの影響を示す
図である。
【図４】１４００℃加熱ＨＡＺ靭性に及ぼす有効Ｔｉ量
の影響を示す図である。
の影響を示す図である。
【図５】Ｍｇの添加歩留まりに及ぼすスラグ中のＴ．Ｆ
ｅ＋ＭｎＯ濃度の影響を示す図である。
ｅ＋ＭｎＯ濃度の影響を示す図である。
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１〜
０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．００１％、Ｏ：０．００１〜０．０
０４％、Ｎ：０．００２５〜０．００６％、さらに、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００４％、ＲＥＭ：０．０００
３〜０．００３％の内の１種又は２種を含有し、残部が
Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、Ｍ
ｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．５
μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、
さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物の（Ｃａ＋Ｒ
ＥＭ）／Ａｌの平均値が０．２以上であることを特徴と
する溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。 - 【請求項２】 質量％で、さらに、Ｃｕ：１．５％以
下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１％以下、Ｃｒ：１％
以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下の１種または２種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部靭性の優
れた鋼材。 - 【請求項３】 さらに、質量％を用いて下記の（１）式
あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１
％〜＋０．００５％の範囲とすることを特徴とする請求
項１又は２記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。 Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ
−０．８９×Ａｌ≧０ の場合、 有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ −０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・・・（１） Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ
−０．８９×Ａｌ＜０の場合、 有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・・・（２） - 【請求項４】 ＭｇおよびＣａ添加前のスラグ中Ｔ．Ｆ
ｅ＋ＭｎＯが１０質量％であることを特徴とする請求項
１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた
鋼材の製造方法。 - 【請求項５】 Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を添加した後にＭ
ｇ、Ｃａを添加することを特徴とする請求項１乃至３の
いずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000027553A JP3699624B2 (ja) | 1999-03-17 | 2000-02-04 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7133199 | 1999-03-17 | ||
| JP11-71331 | 1999-03-17 | ||
| JP2000027553A JP3699624B2 (ja) | 1999-03-17 | 2000-02-04 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000328178A true JP2000328178A (ja) | 2000-11-28 |
| JP3699624B2 JP3699624B2 (ja) | 2005-09-28 |
Family
ID=26412438
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000027553A Expired - Fee Related JP3699624B2 (ja) | 1999-03-17 | 2000-02-04 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3699624B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2644732A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| EP2644733A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
-
2000
- 2000-02-04 JP JP2000027553A patent/JP3699624B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
| EP2644732A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| EP2644733A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| EP2644732A4 (en) * | 2010-11-22 | 2014-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | ELECTRON BEAM WELDED JOINT, ELECTRON BEAM WELDING STEEL, AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
| EP2644733A4 (en) * | 2010-11-22 | 2014-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | ELECTRON BEAM WELDING COMPOUND, STEEL MATERIAL FOR ELECTRON BEAM WELDING, AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3699624B2 (ja) | 2005-09-28 |
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