JP2001288509A - 溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法 - Google Patents
溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 複合酸化物の微細分散、個数増加を可能と
し、オーステナイト粒細粒化や微細フェライト生成によ
って優れたＨＡＺ靭性を実現可能な酸化物を安定して分
散させ、それと同時にＡｌ量の上限を一般のＡｌキルド
鋼と同等まで高めつつ、ＨＡＺ靭性を一層向上させる。 【解決手段】 脱酸工程で溶鋼の溶存酸素量を調整し、
Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの順序で脱酸し、さらにＡｌを添加す
ることで、粒子径が０．００５μｍ〜２．０μｍである
Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を、粒子数が１００〜３０００
個／ｍｍ2均一微細分散させ、最終的に母材および溶接
金属の靭性に優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
し、オーステナイト粒細粒化や微細フェライト生成によ
って優れたＨＡＺ靭性を実現可能な酸化物を安定して分
散させ、それと同時にＡｌ量の上限を一般のＡｌキルド
鋼と同等まで高めつつ、ＨＡＺ靭性を一層向上させる。 【解決手段】 脱酸工程で溶鋼の溶存酸素量を調整し、
Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの順序で脱酸し、さらにＡｌを添加す
ることで、粒子径が０．００５μｍ〜２．０μｍである
Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を、粒子数が１００〜３０００
個／ｍｍ2均一微細分散させ、最終的に母材および溶接
金属の靭性に優れた溶接構造用鋼材の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、船舶、海洋構造
物、中高層ビルなどに使用される溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺと称す）の靭性に優れた溶接構造用鋼材の製造方法
に関するものである。
物、中高層ビルなどに使用される溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺと称す）の靭性に優れた溶接構造用鋼材の製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、船舶、海洋構造物、中高層ビルな
どで用いられる大型構造物に使用される溶接用鋼材の材
質特性に対する要望は厳しさを増しており、鋼材自身の
靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増して
いる。
どで用いられる大型構造物に使用される溶接用鋼材の材
質特性に対する要望は厳しさを増しており、鋼材自身の
靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増して
いる。
【０００３】さらにそのような構造物を建造する際、溶
接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング
溶接法、エレクトロガスアーク溶接法などに代表される
ような大入熱溶接法の適用が希望されている。
接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング
溶接法、エレクトロガスアーク溶接法などに代表される
ような大入熱溶接法の適用が希望されている。
【０００４】これを受け、大入熱溶接時の鋼材のＨＡＺ
靭性に注目した提案は従来から数多くあり、最近では鋼
中の酸化物を主体とした微細粒子を活用する技術が盛ん
に開発されている。
靭性に注目した提案は従来から数多くあり、最近では鋼
中の酸化物を主体とした微細粒子を活用する技術が盛ん
に開発されている。
【０００５】例えば厚板分野では特開昭６１−７９７４
５号公報、特開昭６２−１０３３４４号公報、特開昭６
２−２１４１２６号公報などに例示されているように、
Ｔｉ酸化物を含有したＴｉ脱酸鋼がある。これらの技術
は、主としてＴｉ酸化物をＨＡＺの粒内フェライト生成
サイトとして活用するものである。しかしながら、単に
溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸化物の個
数、分散度を制御することは困難であり、Ｔｉ脱酸のみ
によってＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例え
ば、Ｔｉ酸化物の個数が充分でなかったり、厚板の板厚
方向の靭性変動を生じる等の問題点が認められる。その
原因はＴｉ酸化物の粗大化や凝集合体であり、Ｔｉ酸化
物の個数を増加させようとすれば５μｍ以上の粗大なＴ
ｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまう。この５μ
ｍ以上の介在物は構造物の破壊の起点となって有害であ
り、靭性の低下を引き起こす。したがって、さらなるＨ
ＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体
が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化
物を活用する必要がある。
５号公報、特開昭６２−１０３３４４号公報、特開昭６
２−２１４１２６号公報などに例示されているように、
Ｔｉ酸化物を含有したＴｉ脱酸鋼がある。これらの技術
は、主としてＴｉ酸化物をＨＡＺの粒内フェライト生成
サイトとして活用するものである。しかしながら、単に
溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸化物の個
数、分散度を制御することは困難であり、Ｔｉ脱酸のみ
によってＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例え
ば、Ｔｉ酸化物の個数が充分でなかったり、厚板の板厚
方向の靭性変動を生じる等の問題点が認められる。その
原因はＴｉ酸化物の粗大化や凝集合体であり、Ｔｉ酸化
物の個数を増加させようとすれば５μｍ以上の粗大なＴ
ｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまう。この５μ
ｍ以上の介在物は構造物の破壊の起点となって有害であ
り、靭性の低下を引き起こす。したがって、さらなるＨ
ＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体
が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化
物を活用する必要がある。
【０００６】さらに、上記特開昭６１−７９７４５号公
報などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするため
に、Ａｌ量の上限を、０．００５％という非常に少ない
量で制限している。鋼材中のＡｌ量が少ない場合、Ａｌ
Ｎ析出物量の不足などの原因により、母材の靭性が低下
する場合がある。また、通常使用されている溶接材料を
用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の
靭性が低下する場合がある。
報などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするため
に、Ａｌ量の上限を、０．００５％という非常に少ない
量で制限している。鋼材中のＡｌ量が少ない場合、Ａｌ
Ｎ析出物量の不足などの原因により、母材の靭性が低下
する場合がある。また、通常使用されている溶接材料を
用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の
靭性が低下する場合がある。
【０００７】このような課題に対して、発明者らの一部
は、特開平６−２９３９３７号公報、特開平９−３５９
８号公報においてＴｉ添加直後のＡｌを添加すること
で、生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物を活用する技術を考
案している。この技術は製鋼での脱酸工程において、溶
鋼中の溶存酸素を順次段階的に減少させながら脱酸する
ことを思想としており、そのためにＴｉ、Ａｌと脱酸力
の弱い順に脱酸を進行させることがポイントである。こ
れにより、Ｔｉ脱酸鋼よりも酸化物を微細に分散させる
ことができ、Ａｌ量も増加しつつ大入熱溶接ＨＡＺ靭性
を大幅に向上させることが可能であるが、直近、造船業
界、建設業界においては、２００ｋＪ／ｃｍ以上のさら
なる溶接入熱の増加が進められており、より一層のＨＡ
Ｚ靭性を有する鋼材が必要とされている。また、この技
術においてもＡｌ量の上限は０．０２％とされており、
一般的なＡｌキルド鋼と比べればまだＡｌ量は低く、溶
接材料の汎用性を完全に克服するにはいたっていない。
は、特開平６−２９３９３７号公報、特開平９−３５９
８号公報においてＴｉ添加直後のＡｌを添加すること
で、生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物を活用する技術を考
案している。この技術は製鋼での脱酸工程において、溶
鋼中の溶存酸素を順次段階的に減少させながら脱酸する
ことを思想としており、そのためにＴｉ、Ａｌと脱酸力
の弱い順に脱酸を進行させることがポイントである。こ
れにより、Ｔｉ脱酸鋼よりも酸化物を微細に分散させる
ことができ、Ａｌ量も増加しつつ大入熱溶接ＨＡＺ靭性
を大幅に向上させることが可能であるが、直近、造船業
界、建設業界においては、２００ｋＪ／ｃｍ以上のさら
なる溶接入熱の増加が進められており、より一層のＨＡ
Ｚ靭性を有する鋼材が必要とされている。また、この技
術においてもＡｌ量の上限は０．０２％とされており、
一般的なＡｌキルド鋼と比べればまだＡｌ量は低く、溶
接材料の汎用性を完全に克服するにはいたっていない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】上記の従来手法より一
層のＨＡＺ特性を向上させられるために、さらなる酸化
物の微細分散、個数増加を可能とし、オーステナイト粒
細粒化や微細フェライト生成によって優れたＨＡＺ靭性
を実現可能な酸化物を安定して分散させ、それと同時に
Ａｌ量の上限を一般のＡｌキルド鋼と同等まで高めつ
つ、ＨＡＺ靭性を一層向上させることを課題とした。
層のＨＡＺ特性を向上させられるために、さらなる酸化
物の微細分散、個数増加を可能とし、オーステナイト粒
細粒化や微細フェライト生成によって優れたＨＡＺ靭性
を実現可能な酸化物を安定して分散させ、それと同時に
Ａｌ量の上限を一般のＡｌキルド鋼と同等まで高めつ
つ、ＨＡＺ靭性を一層向上させることを課題とした。
【０００９】
【課題を解決するための手段】本発明は、前記課題を解
決するためになされたものであり、その手段１は、溶存
酸素濃度が２０〜８０ｐｐｍの溶鋼中に、Ｔｉを添加し
て脱酸した後、溶鋼中のｓｏｌ．Ａｌが０．００４〜
０．０２％となるようにＡｌを添加し、次にＣａを添加
した後、さらにＡｌを添加して、質量％で、Ｃ：０．０
３〜０．１８％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：０．４〜
２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：０．００１〜０．０
１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０９％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０４％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、残部
はＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼とし、この溶鋼
を連続鋳造工程で鋳造し、粒子径が０．００５〜２．０
μｍ、組成としてＣａ、Ｔｉ、Ａｌのいずれか２種以上
を含む複合酸化物を１００〜３０００個／ｍｍ2含有す
る溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法である。
決するためになされたものであり、その手段１は、溶存
酸素濃度が２０〜８０ｐｐｍの溶鋼中に、Ｔｉを添加し
て脱酸した後、溶鋼中のｓｏｌ．Ａｌが０．００４〜
０．０２％となるようにＡｌを添加し、次にＣａを添加
した後、さらにＡｌを添加して、質量％で、Ｃ：０．０
３〜０．１８％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：０．４〜
２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：０．００１〜０．０
１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０９％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００５〜０．０
０４％、Ｎ：０．００１〜０．００６％を含有し、残部
はＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼とし、この溶鋼
を連続鋳造工程で鋳造し、粒子径が０．００５〜２．０
μｍ、組成としてＣａ、Ｔｉ、Ａｌのいずれか２種以上
を含む複合酸化物を１００〜３０００個／ｍｍ2含有す
る溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法である。
【００１０】また、手段２は、質量％で、Ｃｕ：≦１．
０％、Ｎｉ：≦１．５％、Ｎｂ：≦０．０３％、Ｖ：≦
０．１％、Ｃｒ：≦０．６％、Ｍｏ：≦０．６％、Ｂ：
０．０００２〜０．００２％の１種または２種以上を含
有することを前記手段１記載の溶接継手部靭性の優れた
鋼材の製造方法である。
０％、Ｎｉ：≦１．５％、Ｎｂ：≦０．０３％、Ｖ：≦
０．１％、Ｃｒ：≦０．６％、Ｍｏ：≦０．６％、Ｂ：
０．０００２〜０．００２％の１種または２種以上を含
有することを前記手段１記載の溶接継手部靭性の優れた
鋼材の製造方法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。
する。
【００１２】本発明者らはＨＡＺ靭性を向上させる金属
組織要因として、溶接ボンド部近傍で１４００℃以上に
加熱される領域のオーステナイト細粒化、粒内フェライ
ト生成を同時に、酸化物を利用して達成することを検討
した。
組織要因として、溶接ボンド部近傍で１４００℃以上に
加熱される領域のオーステナイト細粒化、粒内フェライ
ト生成を同時に、酸化物を利用して達成することを検討
した。
【００１３】オーステナイトを細粒化するためには高温
でのオーステナイト粒成長を抑制することが必要であ
る。その手段として、酸化物によりオーステナイトの粒
界をピンニングし、粒界の移動を止める方法が考えられ
る。したがって、オーステナイトを細粒化するために
は、酸化物を微細に多数生成させることが有効である。
そのような観点で、オーステナイトの粒界に存在する酸
化物を詳細に観察したところ、その粒子径は０．００５
〜１．０μｍが主であることを見いだした。すなわち、
粒子径０．００５〜１．０μｍの酸化物が鋼中に存在す
ることで、ピンニングされたオーステナイト粒の細粒化
が可能となる。
でのオーステナイト粒成長を抑制することが必要であ
る。その手段として、酸化物によりオーステナイトの粒
界をピンニングし、粒界の移動を止める方法が考えられ
る。したがって、オーステナイトを細粒化するために
は、酸化物を微細に多数生成させることが有効である。
そのような観点で、オーステナイトの粒界に存在する酸
化物を詳細に観察したところ、その粒子径は０．００５
〜１．０μｍが主であることを見いだした。すなわち、
粒子径０．００５〜１．０μｍの酸化物が鋼中に存在す
ることで、ピンニングされたオーステナイト粒の細粒化
が可能となる。
【００１４】粒内フェライト生成について、本発明者ら
は、オーステナイト粒内で生成する粒内フェライトの組
織を観察し、粒内フェライト中に含まれる粒子を調査し
た。その結果、粒内フェライトの生成核として、０．１
〜２．０μｍの大きさをもち、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａのいず
れか２種以上を含むＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物と、その上
に析出したＴｉ窒化物＋ＭｎＳとの複合体が有効に作用
することを見いだした。酸化物は高温に加熱したときに
おいても安定であり、１４００℃以上でも変化すること
なく安定して鋼中に存在する。また、Ｔｉ窒化物＋Ｍｎ
Ｓはその後の冷却過程で、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を核
生成サイトとして析出するため、溶接ボンド部近傍での
粒内フェライト生成が可能となる。
は、オーステナイト粒内で生成する粒内フェライトの組
織を観察し、粒内フェライト中に含まれる粒子を調査し
た。その結果、粒内フェライトの生成核として、０．１
〜２．０μｍの大きさをもち、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａのいず
れか２種以上を含むＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物と、その上
に析出したＴｉ窒化物＋ＭｎＳとの複合体が有効に作用
することを見いだした。酸化物は高温に加熱したときに
おいても安定であり、１４００℃以上でも変化すること
なく安定して鋼中に存在する。また、Ｔｉ窒化物＋Ｍｎ
Ｓはその後の冷却過程で、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を核
生成サイトとして析出するため、溶接ボンド部近傍での
粒内フェライト生成が可能となる。
【００１５】以上の知見から、１４００℃未満に加熱さ
れる領域のオーステナイト粒を細粒化し、さらに溶接ボ
ンド部近傍で１４００℃以上に加熱される領域の粒内フ
ェライトを生成させるためには、粒子径が０．０１〜
２．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｃａ複合酸化物が鋼中に存在
することが必要である。本発明者らの知見によれば、該
粒子径が０．０１μｍ未満ではＴｉ窒化物析出核として
の効果は弱く、また２．０μｍを超えると、その酸化物
が破壊の起点となる可能性が高くなり、ＨＡＺ靭性の低
下を招く可能性が生じる。
れる領域のオーステナイト粒を細粒化し、さらに溶接ボ
ンド部近傍で１４００℃以上に加熱される領域の粒内フ
ェライトを生成させるためには、粒子径が０．０１〜
２．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｃａ複合酸化物が鋼中に存在
することが必要である。本発明者らの知見によれば、該
粒子径が０．０１μｍ未満ではＴｉ窒化物析出核として
の効果は弱く、また２．０μｍを超えると、その酸化物
が破壊の起点となる可能性が高くなり、ＨＡＺ靭性の低
下を招く可能性が生じる。
【００１６】次に、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物の個数に関
して記す。
して記す。
【００１７】図１にＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物の個数とＨ
ＡＺ靭性との関係を示した。酸化物個数が少なすぎると
溶接時に充分な粒界ピンニングおよび粒内フェライトの
生成が得られないので、１００個／ｍｍ2以上の酸化物
を存在させることが必要である。酸化物個数が多くなる
にしたがってＴｉ窒化物および粒内フェライトの個数は
増加しＨＡＺ靭性は向上するが、３０００個／ｍｍ2を
超える過剰な酸化物が存在するとＨＡＺ部および母材の
靭性低下を招くことになるので、酸化物個数の上限は３
０００個／ｍｍ2でなければならない。
ＡＺ靭性との関係を示した。酸化物個数が少なすぎると
溶接時に充分な粒界ピンニングおよび粒内フェライトの
生成が得られないので、１００個／ｍｍ2以上の酸化物
を存在させることが必要である。酸化物個数が多くなる
にしたがってＴｉ窒化物および粒内フェライトの個数は
増加しＨＡＺ靭性は向上するが、３０００個／ｍｍ2を
超える過剰な酸化物が存在するとＨＡＺ部および母材の
靭性低下を招くことになるので、酸化物個数の上限は３
０００個／ｍｍ2でなければならない。
【００１８】該酸化物の大きさおよび個数の測定は以下
の要領で行う。母材となる鋼板から抽出レプリカを作製
し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以
上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察すること
で該酸化物の大きさおよび個数を測定する。このとき鋼
板の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出レ
プリカでもよい。
の要領で行う。母材となる鋼板から抽出レプリカを作製
し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以
上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察すること
で該酸化物の大きさおよび個数を測定する。このとき鋼
板の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出レ
プリカでもよい。
【００１９】以下、本発明の製造方法について詳細に説
明する。先ず、本発明者らはＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物お
よびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を効果的に多数均一微細
分散するため、種々の脱酸元素を用いて、種々の順序に
よる脱酸実験を試みた。その結果、脱酸処理を行う際、
脱酸力の弱い元素から順に強い元素へと順次脱酸するこ
とが酸化物を微細に多数分散するのに有効であるとの知
見を得た。これは、溶鋼中の溶存酸素との過飽和度を小
さく保ちながら脱酸反応が繰り返されるためで、酸化物
の急激な成長、粗大化が抑制されるからである。脱酸元
素としてＴｉ、Ａｌ、Ｃａを用いた場合、溶存酸素濃度
を２０〜８０ｐｐｍに調整した溶鋼中に、最終含有量が
０．００５〜０．０２％となるＴｉを添加して脱酸した
後、直ちに、溶鋼中のｓｏｌ．Ａｌが０．００４〜０．
０２％となるようにＡｌを添加し、さらに、その後、が
０．０００５〜０．００４％となるＣａを添加する方法
が最も多数Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物およびＴｉＮ、Ｍｎ
Ｓ等の析出物が均一微細分散し、得られた鋼材を大入熱
溶接したとき、ＨＡＺ部の靭性が非常に優れた溶接構造
用鋼となる結果を得た。
明する。先ず、本発明者らはＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物お
よびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を効果的に多数均一微細
分散するため、種々の脱酸元素を用いて、種々の順序に
よる脱酸実験を試みた。その結果、脱酸処理を行う際、
脱酸力の弱い元素から順に強い元素へと順次脱酸するこ
とが酸化物を微細に多数分散するのに有効であるとの知
見を得た。これは、溶鋼中の溶存酸素との過飽和度を小
さく保ちながら脱酸反応が繰り返されるためで、酸化物
の急激な成長、粗大化が抑制されるからである。脱酸元
素としてＴｉ、Ａｌ、Ｃａを用いた場合、溶存酸素濃度
を２０〜８０ｐｐｍに調整した溶鋼中に、最終含有量が
０．００５〜０．０２％となるＴｉを添加して脱酸した
後、直ちに、溶鋼中のｓｏｌ．Ａｌが０．００４〜０．
０２％となるようにＡｌを添加し、さらに、その後、が
０．０００５〜０．００４％となるＣａを添加する方法
が最も多数Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物およびＴｉＮ、Ｍｎ
Ｓ等の析出物が均一微細分散し、得られた鋼材を大入熱
溶接したとき、ＨＡＺ部の靭性が非常に優れた溶接構造
用鋼となる結果を得た。
【００２０】Ｔｉ投入前の溶存酸素濃度について、溶存
酸素濃度が２０ｐｐｍよりも少なくなるとＨＡＺ靭性を
確保するために必要な量の酸化物が形成されず、一方、
溶存酸素濃度が８０ｐｐｍを超えると、粗大化した酸化
物が数多く生成し、それらが脆性破壊の起点となること
でＨＡＺ靭性の低下を招く。
酸素濃度が２０ｐｐｍよりも少なくなるとＨＡＺ靭性を
確保するために必要な量の酸化物が形成されず、一方、
溶存酸素濃度が８０ｐｐｍを超えると、粗大化した酸化
物が数多く生成し、それらが脆性破壊の起点となること
でＨＡＺ靭性の低下を招く。
【００２１】ｓｏｌ．Ａｌ量について、ｓｏｌ．Ａｌ量
が０．００５％よりも少ないと溶存酸素量の低下が充分
でなく、酸化物の微細化効果が減少し、酸化物が粗大
化、浮上してしまう。また、０．０２％を超えると、先
に生成していたＴｉ酸化物を完全に還元してしまい、酸
化物がアルミナとなるが、アルミナは凝集合体しやす
く、酸化物の粗大化、浮上による個数減少を招く。
が０．００５％よりも少ないと溶存酸素量の低下が充分
でなく、酸化物の微細化効果が減少し、酸化物が粗大
化、浮上してしまう。また、０．０２％を超えると、先
に生成していたＴｉ酸化物を完全に還元してしまい、酸
化物がアルミナとなるが、アルミナは凝集合体しやす
く、酸化物の粗大化、浮上による個数減少を招く。
【００２２】次に、Ｔｉ、Ａｌより強い脱酸力を有する
Ｃａをさらに添加することにより、すでに生成していた
酸化物は一部還元され、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物とな
る。また、溶存酸素濃度はさらに低下し、Ｔｉ−Ａｌ−
Ｃａ酸化物の成長はより一層抑制され、酸化物は微細な
まま分散することが可能となる。このとき、Ｃａの過剰
な添加は酸化物の低融点化、粗大化を招くとともに、Ｃ
ａＳの生成を促進し、後のＭｎＳ析出を阻害するため適
切ではない。
Ｃａをさらに添加することにより、すでに生成していた
酸化物は一部還元され、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物とな
る。また、溶存酸素濃度はさらに低下し、Ｔｉ−Ａｌ−
Ｃａ酸化物の成長はより一層抑制され、酸化物は微細な
まま分散することが可能となる。このとき、Ｃａの過剰
な添加は酸化物の低融点化、粗大化を招くとともに、Ｃ
ａＳの生成を促進し、後のＭｎＳ析出を阻害するため適
切ではない。
【００２３】脱酸のタイミングについて、Ｔｉ脱酸後の
溶鋼サンプルを適宜採取し、酸化物の生成挙動を調査し
た結果、Ｔｉ脱酸後時間の経過とともに生成したＴｉ酸
化物は成長・凝集して粗大化し、浮上してしまうことが
明らかとなった。したがって、Ｔｉ投入後、Ｔｉが溶鋼
中に均一に混合してすぐにＡｌを投入することが酸化物
を多く得るためには有効である。したがって、Ａｌは、
Ｔｉ添加を実施するＲＨなどの二次精錬設備における脱
酸工程で投入添加しなければならない。ただし、Ｔｉ脱
酸を二次精錬設備で行わない場合、例えば転炉出鋼時な
どにＴｉ脱酸を行う場合には、Ａｌ添加もその直後に実
施する。また、Ｔｉ脱酸後すぐにＡｌを投入しなくても
５分以内であればＴｉ酸化物の減少量はさほど多くない
ため、５分以内であることが望ましい。なお、請求の範
囲および発明の詳細な説明の中のＴｉを添加して脱酸し
た後あるいはＴｉ脱酸後とは、投入したＴｉが溶鋼中に
均一に混合した後のことを意味する。Ｃａ添加について
もＡｌ添加と同様であり、Ａｌ添加後短い時間の間に投
入することが望ましい。
溶鋼サンプルを適宜採取し、酸化物の生成挙動を調査し
た結果、Ｔｉ脱酸後時間の経過とともに生成したＴｉ酸
化物は成長・凝集して粗大化し、浮上してしまうことが
明らかとなった。したがって、Ｔｉ投入後、Ｔｉが溶鋼
中に均一に混合してすぐにＡｌを投入することが酸化物
を多く得るためには有効である。したがって、Ａｌは、
Ｔｉ添加を実施するＲＨなどの二次精錬設備における脱
酸工程で投入添加しなければならない。ただし、Ｔｉ脱
酸を二次精錬設備で行わない場合、例えば転炉出鋼時な
どにＴｉ脱酸を行う場合には、Ａｌ添加もその直後に実
施する。また、Ｔｉ脱酸後すぐにＡｌを投入しなくても
５分以内であればＴｉ酸化物の減少量はさほど多くない
ため、５分以内であることが望ましい。なお、請求の範
囲および発明の詳細な説明の中のＴｉを添加して脱酸し
た後あるいはＴｉ脱酸後とは、投入したＴｉが溶鋼中に
均一に混合した後のことを意味する。Ｃａ添加について
もＡｌ添加と同様であり、Ａｌ添加後短い時間の間に投
入することが望ましい。
【００２４】次に、発明者らはｓｏｌ．Ａｌ量の上限を
大きくすることを検討した。上記した、種々の元素を用
いた種々の順序による脱酸実験において、強脱酸元素を
用いて一旦充分に溶存酸素量を低減すると、その後に弱
脱酸元素を添加しても酸化物の生成状態（大きさ、個
数）にはほとんど影響を及ぼさないことを知見した。す
なわち、前述したように、酸化物を微細に多数分散させ
るために、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの順序で徐々に強い脱酸元
素を添加した後、Ｃａより弱い脱酸元素、例えばＡｌ、
Ｔｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇなどを添加しても、それらの量
のほとんどは酸化物生成に関与することなく、鋼中へ固
溶することとなる。
大きくすることを検討した。上記した、種々の元素を用
いた種々の順序による脱酸実験において、強脱酸元素を
用いて一旦充分に溶存酸素量を低減すると、その後に弱
脱酸元素を添加しても酸化物の生成状態（大きさ、個
数）にはほとんど影響を及ぼさないことを知見した。す
なわち、前述したように、酸化物を微細に多数分散させ
るために、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの順序で徐々に強い脱酸元
素を添加した後、Ｃａより弱い脱酸元素、例えばＡｌ、
Ｔｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｇなどを添加しても、それらの量
のほとんどは酸化物生成に関与することなく、鋼中へ固
溶することとなる。
【００２５】この効果を技術的に活用し、Ｔｉ、Ａｌ、
Ｃａの順序で脱酸した後、Ａｌを添加することで、酸化
物を微細分散させた状態で、溶接材料の汎用性に有効な
Ａｌを、必要組成だけ付加できることとなった。
Ｃａの順序で脱酸した後、Ａｌを添加することで、酸化
物を微細分散させた状態で、溶接材料の汎用性に有効な
Ａｌを、必要組成だけ付加できることとなった。
【００２６】以上より、酸化物の組成、個数および大き
さを所定の条件に制御するためには製鋼工程における脱
酸方法が重要となる。適当な脱酸方法としては、転炉出
鋼後、脱酸処理を行う前の溶存酸素濃度が２０〜８０ｐ
ｐｍになるように調整した溶鋼中に、ＲＨなどの二次精
錬工程で、最終含有量が０．００５〜０．０２０％の所
定の成分値になるようＴｉを添加して脱酸した後、同じ
くＲＨなどの二次工程で先ず、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が
０．００４〜０．０２０％となるＡｌを添加し、さらに
Ｃａを添加した後、最終成分（ｓｏｌ．Ａｌの場合：
０．００５〜０．０９％）に対して不足する分のＡｌそ
の他の元素を添加し、最終成分調整をする。
さを所定の条件に制御するためには製鋼工程における脱
酸方法が重要となる。適当な脱酸方法としては、転炉出
鋼後、脱酸処理を行う前の溶存酸素濃度が２０〜８０ｐ
ｐｍになるように調整した溶鋼中に、ＲＨなどの二次精
錬工程で、最終含有量が０．００５〜０．０２０％の所
定の成分値になるようＴｉを添加して脱酸した後、同じ
くＲＨなどの二次工程で先ず、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が
０．００４〜０．０２０％となるＡｌを添加し、さらに
Ｃａを添加した後、最終成分（ｓｏｌ．Ａｌの場合：
０．００５〜０．０９％）に対して不足する分のＡｌそ
の他の元素を添加し、最終成分調整をする。
【００２７】また鋼材を製造するプロセスとして、通常
圧延まま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼もどし
の組合せ、および焼入れ・焼もどしの組合せなどであっ
ても酸化物の効果は影響を受けない。
圧延まま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼もどし
の組合せ、および焼入れ・焼もどしの組合せなどであっ
ても酸化物の効果は影響を受けない。
【００２８】次に本発明の基本成分範囲の限定理由につ
いて述べる。
いて述べる。
【００２９】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分とし
て下限を０．０３％とし、また０．１８％を超える過剰
の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下
させるので、上限を０．１８％とした。
て下限を０．０３％とし、また０．１８％を超える過剰
の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下
させるので、上限を０．１８％とした。
【００３０】Ｓｉは母材の強度確保、予備脱酸などに必
要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下する
のを防止するため上限を０．５％とした。
要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下する
のを防止するため上限を０．５％とした。
【００３１】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保、および粒
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．４％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性など
の許容できる範囲で上限を２．０％とした。
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．４％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性など
の許容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００３２】Ｐは含有量が少ないほど望ましいが、これ
を工業的に低減させるためには多大なコストがかかるこ
とから、０．０２％を上限とした。
を工業的に低減させるためには多大なコストがかかるこ
とから、０．０２％を上限とした。
【００３３】ＳはＭｎＳを生成する元素として０．００
１％が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容
できる範囲で上限を０．０１％としたが、好ましくは上
限が０．００５％である。
１％が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容
できる範囲で上限を０．０１％としたが、好ましくは上
限が０．００５％である。
【００３４】ｓｏｌ．Ａｌは酸化物個数を増加させるこ
と、および溶接金属の靭性低下を抑制するため、下限値
を０．００５％とした。図２にｓｏｌ．Ａｌ量と溶接金
属靭性との関係を示す。また、Ａｌが多量に存在する
と、酸化物がすべてアルミナとなり、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ
酸化物が生成しなくなるため、上限を０．０９％とし
た。
と、および溶接金属の靭性低下を抑制するため、下限値
を０．００５％とした。図２にｓｏｌ．Ａｌ量と溶接金
属靭性との関係を示す。また、Ａｌが多量に存在する
と、酸化物がすべてアルミナとなり、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ
酸化物が生成しなくなるため、上限を０．０９％とし
た。
【００３５】ＴｉはＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物、Ｔｉ窒化
物を形成させるために０．００５％以上添加する。しか
し、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するた
め、０．０２％を上限とした。
物を形成させるために０．００５％以上添加する。しか
し、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するた
め、０．０２％を上限とした。
【００３６】ＣａはＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を生成させ
るために０．０００５％以上の添加が必要である。しか
しながら、過剰の添加は酸化物の低融点化、粗大化を招
くとともに、ＭｎＳの析出を阻害し、その結果粒内フェ
ライト組織を減少させるため、０．００４％を上限とし
た。
るために０．０００５％以上の添加が必要である。しか
しながら、過剰の添加は酸化物の低融点化、粗大化を招
くとともに、ＭｎＳの析出を阻害し、その結果粒内フェ
ライト組織を減少させるため、０．００４％を上限とし
た。
【００３７】ＮはＴｉ窒化物の析出には極めて重要な元
素であり、０．００１％未満ではＴｉ窒化物の析出量が
不足し、フェライト組織の充分な生成量が得られない。
また、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靭性の低下を招くことから
０．００６を上限とした。
素であり、０．００１％未満ではＴｉ窒化物の析出量が
不足し、フェライト組織の充分な生成量が得られない。
また、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靭性の低下を招くことから
０．００６を上限とした。
【００３８】Ｃｕは鋼材の強度を向上させるために有効
であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．０％を上限とした。
であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．０％を上限とした。
【００３９】Ｎｉは鋼材の強度および靭性を向上させる
ために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇
させるので、１．５％を上限とした。
ために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇
させるので、１．５％を上限とした。
【００４０】Ｎｂは焼入れ性を向上させることにより母
材の強度および靭性を向上させるために有効な元素であ
るが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく低
下させるため０．０３％を上限とした。
材の強度および靭性を向上させるために有効な元素であ
るが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく低
下させるため０．０３％を上限とした。
【００４１】Ｖ、Ｃｒ、ＭｏについてもＮｂと同様な効
果を有することから、それぞれ０．１％、０．６％、
０．６％を上限とした。
果を有することから、それぞれ０．１％、０．６％、
０．６％を上限とした。
【００４２】ＢはＨＡＺ靭性に有害な粒界フェライト、
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００２％以上０．
００２％以下とした。
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００２％以上０．
００２％以下とした。
【００４３】
【実施例】表１に示した化学成分で、５０キロ鋼を試作
した。１〜９が本発明鋼、１０〜１８が比較鋼である。
試作鋼は転炉溶製し、ＲＨにて真空脱ガス処理時に脱酸
を行っている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調
整し、その後、後述する表２記載の脱酸を行ない、連続
鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した後、加熱圧延を
経て、板厚４５ｍｍの鋼板として製造した。得られた鋼
板を汎用の溶接材料を用いて１パスのＳＥＧＡＲＣ溶接
した。入熱は約２００ｋＪ／ｃｍ2である。
した。１〜９が本発明鋼、１０〜１８が比較鋼である。
試作鋼は転炉溶製し、ＲＨにて真空脱ガス処理時に脱酸
を行っている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調
整し、その後、後述する表２記載の脱酸を行ない、連続
鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した後、加熱圧延を
経て、板厚４５ｍｍの鋼板として製造した。得られた鋼
板を汎用の溶接材料を用いて１パスのＳＥＧＡＲＣ溶接
した。入熱は約２００ｋＪ／ｃｍ2である。
【００４４】
【表１】
【００４５】表２には、脱酸前の溶存酸素量、脱酸順
序、最初（Ｃａ添加前）のＡｌ量、酸化物の組成、粒子
数を示す。表３には、鋼板の圧延条件、母材特性、ＨＡ
Ｚ靭性、溶接金属（ＷＭ）靭性を示す。靭性評価のため
のシャルピー値は、フュージョンラインからＨＡＺ１ｍ
ｍの部位およびＷＭ中央部位で９本の試験を行ない、そ
の平均値である。
序、最初（Ｃａ添加前）のＡｌ量、酸化物の組成、粒子
数を示す。表３には、鋼板の圧延条件、母材特性、ＨＡ
Ｚ靭性、溶接金属（ＷＭ）靭性を示す。靭性評価のため
のシャルピー値は、フュージョンラインからＨＡＺ１ｍ
ｍの部位およびＷＭ中央部位で９本の試験を行ない、そ
の平均値である。
【００４６】
【表２】
【００４７】
【表３】
【００４８】表３から明らかなように、１〜９の本発明
鋼は比較鋼と比べて優れたＨＡＺ靭性を有することが判
る。すなわち、粒子径が０．００５〜２．０μｍで、Ｔ
ｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物の粒子数が１００〜３０００個／
ｍｍ2の範囲にあり、−２０℃のＨＡＺ靭性、ＷＭ靭性
とも吸収エネルギーが５０Ｊ以上と極めて優れている。
鋼は比較鋼と比べて優れたＨＡＺ靭性を有することが判
る。すなわち、粒子径が０．００５〜２．０μｍで、Ｔ
ｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物の粒子数が１００〜３０００個／
ｍｍ2の範囲にあり、−２０℃のＨＡＺ靭性、ＷＭ靭性
とも吸収エネルギーが５０Ｊ以上と極めて優れている。
【００４９】一方、比較例の１０〜１８は、シャルピー
試験−２０℃でＨＡＺもしくはＷＭが４０Ｊ未満の低い
靭性しか示さなかった。これらの原因は１０は初期の溶
存酸素量が本発明の所定の量に達していなかったため、
１１は溶存酸素量が所定の量を超えたため、１２は途中
のＡｌ量が所定量を下回ったため、１３は途中のＡｌ量
が所定量を上回ったためである。また、１４、１５はＴ
ｉ、Ａｌ、Ｃａの添加順序が本発明とは異なったため、
１６は二度目のＡｌ添加を行わず最終Ａｌ量が低かった
ため、１７はＣａ量が所定量を上回ったため、１８はＣ
ａ量が所定量を下回ったためである。
試験−２０℃でＨＡＺもしくはＷＭが４０Ｊ未満の低い
靭性しか示さなかった。これらの原因は１０は初期の溶
存酸素量が本発明の所定の量に達していなかったため、
１１は溶存酸素量が所定の量を超えたため、１２は途中
のＡｌ量が所定量を下回ったため、１３は途中のＡｌ量
が所定量を上回ったためである。また、１４、１５はＴ
ｉ、Ａｌ、Ｃａの添加順序が本発明とは異なったため、
１６は二度目のＡｌ添加を行わず最終Ａｌ量が低かった
ため、１７はＣａ量が所定量を上回ったため、１８はＣ
ａ量が所定量を下回ったためである。
【００５０】
【発明の効果】本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビ
ルなどの破壊に対する厳しい靭性要求を満足する鋼板を
供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果
は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味から社会
に対する貢献も非常に大きい。
ルなどの破壊に対する厳しい靭性要求を満足する鋼板を
供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果
は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味から社会
に対する貢献も非常に大きい。
【図１】酸化物個数密度と溶接熱影響部シャルピー吸収
エネルギーとの関係を示す図である。
エネルギーとの関係を示す図である。
【図２】ｓｏｌ．Ａｌ量と溶接金属シャルピー吸収エネ
ルギーとの関係を示す図である。
ルギーとの関係を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｂ 38/14 38/14 38/58 38/58 (72)発明者 石田 浩司 大分市大字西ノ州１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K013 AA09 BA08 BA14 CE01 CF13 DA03 DA08 DA12 EA18 EA19 EA25 EA28 FA02
Claims (2)
- 【請求項１】 溶存酸素濃度が２０〜８０ｐｐｍの溶鋼
中に、Ｔｉを添加して脱酸した後、溶鋼中のｓｏｌ．Ａ
ｌが０．００４〜０．０２％となるようにＡｌを添加
し、次にＣａを添加した後、さらにＡｌを添加して、質
量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：≦０．５
％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：
０．００１〜０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜
０．０９％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｃａ：
０．０００５〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．０
０６％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からな
る溶鋼とし、この溶鋼を連続鋳造工程で鋳造し、粒子径
が０．００５〜２．０μｍ、組成としてＣａ、Ｔｉ、Ａ
ｌのいずれか２種以上を含む複合酸化物を１００〜３０
００個／ｍｍ2含有することを特徴とする溶接継手部靭
性の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃｕ：≦１．０％、Ｎｉ：≦
１．５％、Ｎｂ：≦０．０３％、Ｖ：≦０．１％、Ｃ
ｒ：≦０．６％、Ｍｏ：≦０．６％、Ｂ：０．０００２
〜０．００２％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記載の溶接継手部靭性の優れた鋼材
の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000099459A JP3502805B2 (ja) | 2000-03-31 | 2000-03-31 | 溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000099459A JP3502805B2 (ja) | 2000-03-31 | 2000-03-31 | 溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001288509A true JP2001288509A (ja) | 2001-10-19 |
| JP3502805B2 JP3502805B2 (ja) | 2004-03-02 |
Family
ID=18613809
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000099459A Expired - Fee Related JP3502805B2 (ja) | 2000-03-31 | 2000-03-31 | 溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3502805B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009120930A (ja) * | 2007-11-19 | 2009-06-04 | Jfe Steel Corp | 溶鋼の脱酸方法 |
| KR101260065B1 (ko) * | 2009-03-11 | 2013-04-30 | 주식회사 포스코 | 구조용 강재 및 이의 제조방법 |
| CN113637917A (zh) * | 2021-08-19 | 2021-11-12 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | 一种690MPa级低温冲击性能优良的超高强度特厚船板钢及其生产方法 |
-
2000
- 2000-03-31 JP JP2000099459A patent/JP3502805B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| KR101260065B1 (ko) * | 2009-03-11 | 2013-04-30 | 주식회사 포스코 | 구조용 강재 및 이의 제조방법 |
| CN113637917A (zh) * | 2021-08-19 | 2021-11-12 | 宝武集团鄂城钢铁有限公司 | 一种690MPa级低温冲击性能优良的超高强度特厚船板钢及其生产方法 |
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