JP2001089825A - 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
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】 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〜
0.03%、Ti:0.007〜0.02%、Mg:
0.0001〜0.006%、O:0.001〜0.0
04%、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、有効Mg濃度が1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
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。
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。
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Mn
S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。
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。
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、適性な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。
2%、Si:0.4%以下、Mn:0.5〜2%、P:
0.015%以下、S:0.006%以下、Al:0.
001〜0.03%、Ti:0.007%〜0.02
%、Mg:0.0001%〜0.006%、O:0.0
01〜0.004%、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
学成分を有することを特徴とする溶接熱影響部靭性の優
れた鋼材。 有効Mg濃度=T.Mg−0.42×10-2×N×(%Mg) ・ ・ ・ (1) ただし、T.Mg:トータルMg濃度(質量ppm) N:2〜5μmの酸化物の個数(個/mm2) (%Mg):2〜5μmの酸化物中のMg濃度の平均値
(質量%)
%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、Zr:0.0005〜0.
03%、Ta:0.05%以下、Co:0.05%以
下、W:0.05%以下、Bi:0.005%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。
4%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)または(2)項
記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
する0.01以上0.5μm未満のTiNが10000
個/mm2以上存在し、さらに、下記の(1)式で計算
される有効Mg濃度が1以上であることを特徴とする上
記(1)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。 有効Mg濃度=T.Mg−0.42×10-2×N×(%Mg) ・ ・ ・ (1) ただし、T.Mg:トータルMg濃度(質量ppm) N:2〜5μmの酸化物の個数(個/mm2) (%Mg):2〜5μmの酸化物中のMg濃度の平均値
(質量%)
(2)式あるいは(3)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)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。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 ・ ・ ・ (2) 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 ・ ・ ・ (3)
T.Fe+MnOが10質量%以下であることを特徴と
する上記(1)乃至(5)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。
した後にMgおよびCaを添加することを特徴とする上
記(1)乃至(5)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。
て、下記の(1)式で計算される有効Mg濃度が1以上
であることを特徴とする上記(1)乃至(5)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。 有効Mg濃度=T.Mg−0.42×10-2×N×(%Mg) ・ ・ ・ (1) ただし、T.Mg:トータルMg濃度(質量ppm) N:2〜5μmの酸化物の個数(個/mm2) (%Mg):2〜5μmの酸化物中のMg濃度の平均値
(質量%)
効果について以下に説明する。
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。
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。
までの冷却時間が330sである場合のHAZ靭性に及
ぼすγ粒径の影響を示す図である。この冷却時間は板厚
80mmの鋼材の約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150
μm以下の時に顕著である。
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図である。この加熱条件は、
板厚80mmの鋼材を約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。
5μm未満の複合析出TiNの個数との関係について説
明する。有効Mg濃度は(1)式で定義される。
(質量%)
m未満の(Mg,Al)酸化物の生成に寄与するMg濃
度を表す。図3は、有効Mg濃度と0.01以上0.5
μm未満の複合析出TiNの個数との関係を示す図であ
る。有効Mg濃度が1ppm以上の場合、複合析出Ti
Nの個数が10000個/mm2以上になる。
明する。
を確保するための最小量の0.03%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。
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靭性を得るだめにはSiを0.
3%以下にするのが望ましい。
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。
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。
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。
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
0.03%を超えて添加してもその効果は飽和する。し
たがって、Alは0.001%以上0.03%以下とす
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濃度の適性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、鋼材の強度と靭性を向上
させることにも貢献する。
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(2)式および(3)式で定義する。
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鞆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。
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−0.0
1%〜+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量が−0.01%未満の場合には固溶N量
が過剰となり、有効Ti量が+0.005%を超える場
合にはTiC析出量が過剰となり、HAZ鞆性が劣化す
る。
り、さらに良好なHAZ靭性が得られる。
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0.006%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。
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。
Nの個数を確保する上で重要であり、有効Ti量の適性
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。
V、B、Zr、Ta、Co、W、Bi、Ca、REMを
添加する理由について説明する。
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。
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。
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。
05%を超えると溶接性およびHAZ靭性が劣化する。
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。
し、熱間圧延時に硫化物が延伸化されることを軽減し、
製品の母材やHAZの機械的性質の向上に有効である。
その効果を発揮する下限は0.0005%である。0.
03%を超えるとHAZ靭性が劣化するため、上限は.
03%とする。
させる。しかし、0.05%を超えると母材の靭性、溶
接性およびHAZ靭性が劣化する。
l)酸化物の個数を増加するのに有効に作用する。しか
し、0.005%を超えて添加するとHAZ靭性が劣化
する。
材質を改善する。ここで、REMとは、La、Ce、Y
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.
003%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。
JISの規定、或いはJISの規定に準じて定量するこ
とができる。
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。
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、母材鋼材の任意の場所から
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に上る電
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、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。
を次に示す。母材鋼材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2〜5μm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2〜5μmの酸化物の個数をカウントする。
組成については、対象となる酸化物のうち少なくとも1
0個以上についてX線マイクロアナライザー(EPM
A)に付属の波長分散型分光法(WDS)を用いて組成
を分析し、酸化物中のMgの含有量の平均値を質量%で
求める。この時、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組成を
求める。
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。
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。
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。
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。
金、MgO含有酸化物の1種もしくは2種以上を用い
る。
添加する方法は、粉状にしたMg含有合金、Mg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。
用いても構わない。一般的にはCa−Si合金が用いら
れる。
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。
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。
するためには、タンディッシュ溶鋼中の有効Mg濃度を
1ppm以上にすることが必要である。
物の個数と組成の測定例を次に示す。鋼製のサンプラー
で溶鋼を採取し、水冷する。サンプルの任意の場所から
小片試料を切り出し、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2〜5μmの酸化物の個数をカウントする。組成に
ついては、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(WDS)を用いて組成を分析
し、酸化物中のMgの含有量の平均値を質量%で求め
る。この時、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組成を求め
る。
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。
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2〜5
μm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、2〜5μ
mの20個の酸化物について組成を分析し、地鉄(F
e)の分析値を差し引いて平均組成を求めた。
/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。
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。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、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24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HA
Z靭性が劣る。鋼25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26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27と鋼28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、T
iC析出脆化あるいは固溶N脆化によりHAZ靭性が劣
る。鋼29は各々の元素は適正範囲にあるが、有効Mg
濃度が1ppm未満であるため、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。
を溶製するに際して、Mg添加前の取鍋スラグ中のT.
Fe+Mo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+Mo濃度が低いほど高い。T.Fe+Mo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、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+Mo濃度はいずれも2%で
あった。
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。
較鋼22を溶製する際にタンディッシュ溶鋼中の有効M
g濃度を調査・比較した。比較鋼22では、タンディッ
シュ中の有効Mg濃度が1ppm未満であり、鋼材の有
効Mg濃度も1ppm未満でHAZ靭性が悪いのに対し
て、本発明鋼1〜11ではいずれもタンディッシュ溶鋼
中の有効Mg濃度は1ppm以上であり、鋼材の有効M
g濃度も1ppm以上でHAZ靭性も良好である。
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。
る。
個数の影響を示す図である。
響を示す図である。
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 (8)
- 【請求項1】 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
〜0.03%、Ti:0.007%〜0.02%、M
g:0.0001%〜0.006%、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
を有することを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼
材。 有効Mg濃度=T.Mg−0.42×10-2×N×(%Mg) ・ ・ ・ (1) ただし、T.Mg:トータルMg濃度(質量ppm) N:2〜5μmの酸化物の個数(個/mm2) (%Mg):2〜5μmの酸化物中のMg濃度の平均値
(質量%) - 【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、Zr:0.0005〜0.03
%、Ta:0.05%以下、Co:0.05%以下、
W:0.05%以下、Bi:0.005%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】 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、下記の(1)式で計算され
る有効Mg濃度が1以上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。 有効Mg濃度=T.Mg−0.42×10-2×N×(%Mg) ・ ・ ・ (1) ただし、T.Mg:トータルMg濃度(質量ppm) N:2〜5μmの酸化物の個数(個/mm2) (%Mg):2〜5μmの酸化物中のMg濃度の平均値
(質量%) - 【請求項5】 さらに、質量%を用いて下記の(2)式
あるいは(3)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4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−0.6
6×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 ・ ・ ・ (2) 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 ・ ・ ・ (3) - 【請求項6】 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5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7】 MgおよびCa以外の元素を添加した後
にMgおよびCaを添加することを特徴とする請求項1
乃至5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8】 タンディッシュ中の溶鋼において、下記
の(1)式で計算される有効Mg濃度が1以上であるこ
とを特徴とする請求項1乃至5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。 有効Mg濃度=T.Mg−0.42×10-2×N×(%Mg) ・ ・ ・ (1) ただし、T.Mg:トータルMg濃度(質量ppm) N:2〜5μmの酸化物の個数(個/mm2) (%Mg):2〜5μmの酸化物中のMg濃度の平均値
(質量%)
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