JP2001049386A - 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。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１
〜０．０１％、Ｔｉ：０．００７％〜０．０２％、Ｍ
ｇ：０．００１超〜０．００６％以下、Ｏ：０．００１
〜０．００４％、Ｎ：０．００２５〜０．００６％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０．０
１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Ｍｇ含有量の平均値が１５％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。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３％〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００１
〜０．０１％、Ｔｉ：０．００７％〜０．０２％、Ｍ
ｇ：０．００１超〜０．００６％以下、Ｏ：０．００１
〜０．００４％、Ｎ：０．００２５〜０．００６％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０．０
１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Ｍｇ含有量の平均値が１５％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】
【発明の属する分野】本発明は溶接熱影響部（Ｈｅａｔ
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。
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１４００
℃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。
接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００
℃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
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ＭｎＳ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
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ＭｎＳ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
板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
板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研究し、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研究し、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：０．００７％〜０．０２％、 Ｍｇ：０．００１％超〜０．００６％以下、 Ｏ：０．００１〜０．００４％、 Ｎ：０．００２５〜０．００６％ 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からな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
酸化物中のＭｇ含有量の平均値が質量％で１５％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。
学成分を有し、ＭｇとＡｌからな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
酸化物中のＭｇ含有量の平均値が質量％で１５％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。
（１）項記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【０００９】（３） 質量％で、さらに、 Ｃａ：０．００４％以下、 ＲＥＭ：０．００３％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）項または（２）項記載の溶接熱影響部靭性の優れ
た鋼材。
（１）項または（２）項記載の溶接熱影響部靭性の優れ
た鋼材。
【００１０】（４） 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。 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。 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）
【００１１】（５） ＭｇおよびＣａ添加前のスラグ中
Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯが１０質量％以下であることを特徴と
する上記（１）項乃至（４）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％以下であることを特徴と
する上記（１）項乃至（４）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】（６） 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（４）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（４）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。
【００１３】
【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。
【００１４】まず、加熱γ粒成長抑制について説明す
る。溶接線近傍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。溶接線近傍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。
【００１５】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。
【００１６】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
の鋼板の約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
の時に顕著である。
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
の鋼板の約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
の時に顕著である。
【００１７】図２は１４００℃で３０ｓ間保持した場合
のγ粒に及ぼす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８０
ｍｍの鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクト
ロスラグ溶接した時の溶融線近傍ＨＡＺに相当する。図
２から複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2未
満の場合にはγ粒径が１５０μｍ以上になり、ＨＡＺ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ＴｉＮの
分散状態は、Ｍｇ，Ａｌ，Ｔｉ，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８０
ｍｍの鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクト
ロスラグ溶接した時の溶融線近傍ＨＡＺに相当する。図
２から複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2未
満の場合にはγ粒径が１５０μｍ以上になり、ＨＡＺ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ＴｉＮの
分散状態は、Ｍｇ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｏ，Ｎの量を本発明の
範囲に制御することで達成される。
【００１８】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。
【００１９】図３は、０．５〜５μｍの酸化物組成のう
ち、質量％で表したＭｇ含有量と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。Ｍｇ含
有量が１５％以上の場合、複合析出ＴｉＮの個数が１０
０００個／ｍｍ2以上になる。溶鋼中のＡｌとＭｇが本
発明の範囲である場合、０．５〜５μｍの酸化物中のＭ
ｇ含有量を上げることにより、０．０１〜０．５μｍの
（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が増加するためである。
ち、質量％で表したＭｇ含有量と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。Ｍｇ含
有量が１５％以上の場合、複合析出ＴｉＮの個数が１０
０００個／ｍｍ2以上になる。溶鋼中のＡｌとＭｇが本
発明の範囲である場合、０．５〜５μｍの酸化物中のＭ
ｇ含有量を上げることにより、０．０１〜０．５μｍの
（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物の個数が増加するためである。
【００２０】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。
【００２１】Ｃの下限は母材および溶接部の強度、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
と母材および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。
を確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎる
と母材および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。
【００２２】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。
【００２３】Ｍｎは母材および溶接部の強度、靭性の確
保に不可欠であり、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。
保に不可欠であり、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。
【００２４】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。
【００２５】Ｓは多すぎると中心偏析を助長したり、延
伸したＭｎＳが多量に生成したりするため、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
０．００６％とする。
伸したＭｎＳが多量に生成したりするため、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
０．００６％とする。
【００２６】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も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
Ｍｇが１５％未満となり、０．０１〜０．１μｍの（Ｍ
ｇ，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。し
たがって、Ａｌは０．０１％以下とする。
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も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
Ｍｇが１５％未満となり、０．０１〜０．１μｍの（Ｍ
ｇ，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。し
たがって、Ａｌは０．０１％以下とする。
【００２７】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０．００７％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。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０．００７％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。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。
【００２８】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。
【００２９】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）
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）
【００３０】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−３．４×Ｎ ・ ・ ・（２）
【００３１】（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
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濃度が−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を示している。
有効Ｔｉ量ｇ−０．０１％未満の婆は固溶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
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濃度が−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を示している。
有効Ｔｉ量ｇ−０．０１％未満の婆は固溶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。
【００３２】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。
【００３３】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０．００１０％以下の場合、Ｍｇは０．５〜５μｍ
の酸化物に消費され、ＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，Ａ
ｌ）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０．００６％あれば十分であり、これを超
えるＭｇが金属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０．００１０％以下の場合、Ｍｇは０．５〜５μｍ
の酸化物に消費され、ＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，Ａ
ｌ）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０．００６％あれば十分であり、これを超
えるＭｇが金属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。
【００３４】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。
【００３５】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重要であり、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重要であり、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。
【００３６】続いて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、
Ｖ、Ｂ、ＲＥＭを添加する理由について説明する。
Ｖ、Ｂ、ＲＥＭを添加する理由について説明する。
【００３７】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、１．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ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、１．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が
劣化する。
【００３８】Ｍｏ、Ｃｒは母材の強度、靭性を向上させ
る。しかし、１％を超えると母材の靭性、溶接性および
ＨＡＺ靭性が劣化する。
る。しかし、１％を超えると母材の靭性、溶接性および
ＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３９】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控除させる。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控除させる。しかし、０．０５
％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
【００４０】Ｖは母材の靭性を向上させる。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。
【００４１】Ｂは焼き入れ正を高めて母材やＨＡＺの機
械的性質を向上させる。しかし、０．００２％を超えて
添加するとはＺ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
添加するとはＺ靭性や溶接性が劣化する。
【００４２】ＣａとＲＥＭは酸化物や硫化物を形成して
材質を改善する。ここで、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなど
の希土類金属元素を示す。Ｃａを０．００４％を超えて
添加しても材質改善効果が飽和する。ＲＥＭを０．００
３％を超えて添加しても同様に材質改善効果が飽和す
る。必要以上に添加することは製造コストの増加を招き
好ましくない。ＣａとＲＥＭの両方を添加しても効果は
同等である。
材質を改善する。ここで、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなど
の希土類金属元素を示す。Ｃａを０．００４％を超えて
添加しても材質改善効果が飽和する。ＲＥＭを０．００
３％を超えて添加しても同様に材質改善効果が飽和す
る。必要以上に添加することは製造コストの増加を招き
好ましくない。ＣａとＲＥＭの両方を添加しても効果は
同等である。
【００４３】本発明鋼は、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、鋼板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。
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、鋼板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。
【００４４】本発明で規定した酸化物の分散状態は、例
えば、以下にような方法で定量的に測定される。０．０
１以上０．５μｍ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（Ｔ
ＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少な
くとも１０００μｍ2以上の面積に渡って観察し、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。この時、（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Ｔ
ｉＮ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。次の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、５００
℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対
象となる複合析出物の観察を容易にすることができる。
えば、以下にような方法で定量的に測定される。０．０
１以上０．５μｍ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（Ｔ
ＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少な
くとも１０００μｍ2以上の面積に渡って観察し、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。この時、（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Ｔ
ｉＮ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。次の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、５００
℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対
象となる複合析出物の観察を容易にすることができる。
【００４５】０．５〜５μｍの酸化物の組成の測定例を
次に示す。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１ｍｍ2以上の
面積に渡って観察する。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（Ｅ
ＰＭＡ）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Ｍｇの含有量
を質量％で求める。介在物の時、酸化物の分析値に地鉄
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。
次に示す。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１ｍｍ2以上の
面積に渡って観察する。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（Ｅ
ＰＭＡ）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Ｍｇの含有量
を質量％で求める。介在物の時、酸化物の分析値に地鉄
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。
【００４６】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。
【００４７】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。
【００４８】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。
【００４９】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。
【００５０】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。
【００５１】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。
【００５２】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。
【００５３】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。
【００５４】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。
【００５５】
【実施例】（実施例１）表１に鋼材の化学成分と介在物
の分散状態を、表２に鋼材の製造条件と機械的性質を示
す。
の分散状態を、表２に鋼材の製造条件と機械的性質を示
す。
【００５６】
【表１】
【００５７】
【表２】
【００５８】表１のピンニング粒子の個数の測定は、鋼
材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の面積に渡
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
材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の面積に渡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た。
材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の面積に渡
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
材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の面積に渡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た。
【００５９】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。本発明鋼は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、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ＨＡＺ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。本発明鋼は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、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ＨＡＺの機械的性質が劣っている。
【００６０】鋼１２は、Ｃの量が低すぎるために、鋼１
３はＣ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が
劣る。鋼１４は、Ｓｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靭性が
劣る。鋼１５はＭｎ量が低すぎるために、鋼１６はＭｎ
量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣る。
鋼１７はＰ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭
性が劣る。鋼１８は、Ｓ量が高すぎるために、母材およ
びＨＡＺの靭性が劣る。鋼１９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。
３はＣ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が
劣る。鋼１４は、Ｓｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靭性が
劣る。鋼１５はＭｎ量が低すぎるために、鋼１６はＭｎ
量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣る。
鋼１７はＰ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭
性が劣る。鋼１８は、Ｓ量が高すぎるために、母材およ
びＨＡＺの靭性が劣る。鋼１９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。
【００６１】鋼２０は、Ａｌ量が高すぎるために０．５
〜５μｍの酸化物中のＭｇが低く、ピンニング粒子の個
数が少ないため，ＨＡＺ靭性が劣る。鋼２１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２２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２３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量の適正範囲から外れ、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量が不適当であるため、Ｔｉ
Ｃ析出脆化あるいは固溶Ｎ脆化によりＨＡＺ靭性が劣
る。
〜５μｍの酸化物中のＭｇが低く、ピンニング粒子の個
数が少ないため，ＨＡＺ靭性が劣る。鋼２１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２２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２３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量の適正範囲から外れ、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量が不適当であるため、Ｔｉ
Ｃ析出脆化あるいは固溶Ｎ脆化によりＨＡＺ靭性が劣
る。
【００６２】（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。
【００６３】（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。
【００６４】
【表３】
【００６５】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。
【００６６】
【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範囲が広がり、溶
接施工コストを大幅に低減することが可能となった。
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範囲が広がり、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Ｍｇ＋Ａｌの影響を示す図である。
大きさの酸化物中Ｍｇ＋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 (6)
- 【請求項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：０．００７％〜０．０２％、 Ｍｇ：０．００１％超〜０．００６％以下、 Ｏ：０．００１〜０．００４％、 Ｎ：０．００２５〜０．００６％ 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からな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
酸化物中のＭｇ含有量の平均値が質量％で１５％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】 質量％で、さらに、 Ｃａ：０．００４％以下、 ＲＥＭ：０．００３％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
または２記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。 - 【請求項４】 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。 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５】 ＭｇおよびＣａ添加前のスラグ中Ｔ．Ｆ
ｅ＋ＭｎＯが１０質量％以下であることを特徴とする請
求項１乃至４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６】 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４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。
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|---|---|---|---|
| JP2000074767A JP3699630B2 (ja) | 1999-06-02 | 2000-03-16 | 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 |
|---|---|---|---|
| JP11-154622 | 1999-06-02 | ||
| JP15462299 | 1999-06-02 | ||
| JP2000074767A JP3699630B2 (ja) | 1999-06-02 | 2000-03-16 | 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 |
|---|---|
| JP2001049386A true JP2001049386A (ja) | 2001-02-20 |
| JP3699630B2 JP3699630B2 (ja) | 2005-09-28 |
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|---|---|---|---|
| JP2000074767A Expired - Fee Related JP3699630B2 (ja) | 1999-06-02 | 2000-03-16 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3699630B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| 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 |
| 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
- 2000-03-16 JP JP2000074767A patent/JP3699630B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| 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 |
| 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 |
| 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 |
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