JP2002285279A - 超大入熱溶接特性に優れた鋼材 - Google Patents
超大入熱溶接特性に優れた鋼材Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】大入熱溶接においても靱性劣化が少なく、溶接
構造物の施工コスト低減に寄与できる鋼材を提供する。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｃｕ：
０．８超〜２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎ：０．００２〜０．００８％、sol.Ａｌ：０．００２
〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００３５％以下を含有
し、残部はＦｅおよび不純物からなり、金属組織のフェ
ライト組織の占める割合が５０％以下である鋼材。
構造物の施工コスト低減に寄与できる鋼材を提供する。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｃｕ：
０．８超〜２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎ：０．００２〜０．００８％、sol.Ａｌ：０．００２
〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００３５％以下を含有
し、残部はＦｅおよび不純物からなり、金属組織のフェ
ライト組織の占める割合が５０％以下である鋼材。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建築、土木、建設
機械、造船、パイプ、タンクおよび海洋構造物などの溶
接構造物として使用される超大入熱溶接用鋼材に関する
ものである。
機械、造船、パイプ、タンクおよび海洋構造物などの溶
接構造物として使用される超大入熱溶接用鋼材に関する
ものである。
【０００２】
【従来の技術】厚鋼板に代表される溶接構造用鋼材は、
上記種々の分野で使用され、高強度化や高靭性化などの
特性の改善が図られてきた。
上記種々の分野で使用され、高強度化や高靭性化などの
特性の改善が図られてきた。
【０００３】特開昭５４−１３２４２１号公報には、主
にラインパイプに用いる鋼としてＣを０．０３％以下に
低減しかつ微量のＢを添加した極低Ｃ−Ｂ添加鋼が開示
されおり、Ｃ量の低減により島状マルテンサイトの低減
が図られ、溶接部の靱性が向上すること、微量のＢの添
加により母材組織をベイナイトとし高強度、高靱性な母
材が得られることが示されている。
にラインパイプに用いる鋼としてＣを０．０３％以下に
低減しかつ微量のＢを添加した極低Ｃ−Ｂ添加鋼が開示
されおり、Ｃ量の低減により島状マルテンサイトの低減
が図られ、溶接部の靱性が向上すること、微量のＢの添
加により母材組織をベイナイトとし高強度、高靱性な母
材が得られることが示されている。
【０００４】特開平８−１４４０１９号公報には、材質
ばらつきの小さなＭｎ、Ｎｂ量を調整した極低Ｃ−Ｂ添
加ベイナイト鋼とその製造方法が開示されている。
ばらつきの小さなＭｎ、Ｎｂ量を調整した極低Ｃ−Ｂ添
加ベイナイト鋼とその製造方法が開示されている。
【０００５】特開平９−２４９９１５号公報には、材質
のばらつきが少なく、かつ耐疲労特性に優れたＣｕ添加
による析出強化を利用した極低Ｃ−Ｂ添加高靭性鋼材と
その製造方法が開示されている。
のばらつきが少なく、かつ耐疲労特性に優れたＣｕ添加
による析出強化を利用した極低Ｃ−Ｂ添加高靭性鋼材と
その製造方法が開示されている。
【０００６】溶接構造物の製作にあたっては溶接施工コ
スト削減の観点から大入熱溶接の適用が望ましい。上記
各公報には、極低Ｃ−Ｂ添加鋼において低Ｃ化による島
状マルテンサイトの低減は、溶接部靱性の向上に効果が
あることが示されているが、いずれも対象は溶接入熱量
１００ｋＪ／ｃｍ未満の比較的入熱量の少ない領域に限
られており、施工コスト低減に対する寄与は小さいとい
う問題があった。
スト削減の観点から大入熱溶接の適用が望ましい。上記
各公報には、極低Ｃ−Ｂ添加鋼において低Ｃ化による島
状マルテンサイトの低減は、溶接部靱性の向上に効果が
あることが示されているが、いずれも対象は溶接入熱量
１００ｋＪ／ｃｍ未満の比較的入熱量の少ない領域に限
られており、施工コスト低減に対する寄与は小さいとい
う問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、大入
熱溶接においても靱性劣化が少なく、溶接構造物の施工
コスト低減に寄与できる鋼材を提供することにあり、具
体的には母材の特性として降伏応力が４５０ＭＰａ以上
または引張り強さが５７０ＭＰａ以上、JIS Z 220２ に
規定の幅１０ｍｍのＶノッチシャルピー衝撃試験片を用
いた衝撃試験における破面遷移温度（ＶＴＳ）が−４０
℃以下、溶接ボンドでの吸収エネルギーが−１０℃にお
いて１００Ｊ以上の鋼材を提供することにある。
熱溶接においても靱性劣化が少なく、溶接構造物の施工
コスト低減に寄与できる鋼材を提供することにあり、具
体的には母材の特性として降伏応力が４５０ＭＰａ以上
または引張り強さが５７０ＭＰａ以上、JIS Z 220２ に
規定の幅１０ｍｍのＶノッチシャルピー衝撃試験片を用
いた衝撃試験における破面遷移温度（ＶＴＳ）が−４０
℃以下、溶接ボンドでの吸収エネルギーが−１０℃にお
いて１００Ｊ以上の鋼材を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記課題
を解決するため種々の実験と検討をおこなった結果、下
記の知見を得た。
を解決するため種々の実験と検討をおこなった結果、下
記の知見を得た。
【０００９】ａ）母材の引張り強さを５７０ＭＰａ以上
の強度とし、かつ大入熱溶接した場合の溶接ボンド部の
靭性を確保するにはＣｕを０．８％を超えて含有させ析
出強化を図るのが有効で、かつフェライト組織分率を５
０％以下にするのがよい。
の強度とし、かつ大入熱溶接した場合の溶接ボンド部の
靭性を確保するにはＣｕを０．８％を超えて含有させ析
出強化を図るのが有効で、かつフェライト組織分率を５
０％以下にするのがよい。
【００１０】ｂ）Ｃｕの析出強化を利用しないで、引張
り強さ５７０ＭＰａ以上の強度を確保するためには、Ｂ
を含有させて焼入性を向上させ、かつフェライト組織分
率を３５％以下と少なくすればよい。しかし、この方法
では大入熱溶接をおこなった場合に溶接部の靱性が劣化
するので、Ｓｉ、ＡｌおよびＣ含有量を低減すれば組織
中の硬質脆化相の生成を抑制することができる。すなわ
ち、Ｓｉ、Ａｌの含有量をＣ量に応じて変化させる必要
があり、下記式を満足させることにより、靭性も確保で
きる。 ０．５≦Ｃ×(Ｓｉ＋５Ａｌ)×１０２≦１．５ 本発明は、このような知見に基づきなされたもので、そ
の要旨は下記に示す超大入熱溶接性に優れた鋼材にあ
る。
り強さ５７０ＭＰａ以上の強度を確保するためには、Ｂ
を含有させて焼入性を向上させ、かつフェライト組織分
率を３５％以下と少なくすればよい。しかし、この方法
では大入熱溶接をおこなった場合に溶接部の靱性が劣化
するので、Ｓｉ、ＡｌおよびＣ含有量を低減すれば組織
中の硬質脆化相の生成を抑制することができる。すなわ
ち、Ｓｉ、Ａｌの含有量をＣ量に応じて変化させる必要
があり、下記式を満足させることにより、靭性も確保で
きる。 ０．５≦Ｃ×(Ｓｉ＋５Ａｌ)×１０２≦１．５ 本発明は、このような知見に基づきなされたもので、そ
の要旨は下記に示す超大入熱溶接性に優れた鋼材にあ
る。
【００１１】（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２
％、Ｃｕ：０．８超〜２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、sol.Ａｌ：
０．００２〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００３５％
以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、金属
組織のフェライト組織の占める割合が５０％以下である
超大入熱溶接特性に優れた鋼材。
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２
％、Ｃｕ：０．８超〜２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２５％、Ｎ：０．００２〜０．００８％、sol.Ａｌ：
０．００２〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００３５％
以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、金属
組織のフェライト組織の占める割合が５０％以下である
超大入熱溶接特性に優れた鋼材。
【００１２】（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎ
ｉ：０．２〜２％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．
０５〜１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０７％のうちの１種以上を含有する上記（１）
に記載の超大入熱溶接特性に優れた鋼材。
ｉ：０．２〜２％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．
０５〜１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０７％のうちの１種以上を含有する上記（１）
に記載の超大入熱溶接特性に優れた鋼材。
【００１３】（３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００２％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、sol.Ａ
ｌ：０．００２〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００３
５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、
金属組織のフェライト組織の占める割合が３５％以下で
あり、かつ下記式を満足している超大入熱溶接特性に優
れた鋼材。
％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００３〜
０．００２％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、sol.Ａ
ｌ：０．００２〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００３
５％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、
金属組織のフェライト組織の占める割合が３５％以下で
あり、かつ下記式を満足している超大入熱溶接特性に優
れた鋼材。
【００１４】０．５≦Ｃ×(Ｓｉ＋５Ａｌ)×１０２≦
１．５ ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）
を示す。（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：
０．１〜０．８％、Ｎｉ：０．２〜２％、Ｃｒ：０．０
５〜１％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０１〜０．
１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％のうちの１種以上
を含有する上記（３）に記載の超大入熱溶接特性に優れ
た鋼材。
１．５ ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）
を示す。（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：
０．１〜０．８％、Ｎｉ：０．２〜２％、Ｃｒ：０．０
５〜１％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０１〜０．
１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％のうちの１種以上
を含有する上記（３）に記載の超大入熱溶接特性に優れ
た鋼材。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下、本発明の実施の形態につい
て詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示
は全て「質量％」とする。
て詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示
は全て「質量％」とする。
【００１６】Ｃ：０．０３〜０．１％ Ｃは、母材の強度確保を目的に含有させる。０．０３％
未満では５７０ＭＰａ以上の強度を確保することができ
ない。一方、０．１％を超えると溶融線近傍の溶接熱影
響部の靱性が劣化する。したがって、Ｃの含有量は０．
０３〜０．１％とした。なお、好ましくは０．０８％以
下、さらに望ましくは０．０６％以下である。望ましい
下限は０．０４％である。
未満では５７０ＭＰａ以上の強度を確保することができ
ない。一方、０．１％を超えると溶融線近傍の溶接熱影
響部の靱性が劣化する。したがって、Ｃの含有量は０．
０３〜０．１％とした。なお、好ましくは０．０８％以
下、さらに望ましくは０．０６％以下である。望ましい
下限は０．０４％である。
【００１７】Ｓｉ：０．０１〜０．５％ Ｓｉは、脱酸剤として添加する元素である。その効果を
得るためには、０．０１％以上含有させる必要がある。
一方、含有量が増加すると溶接冷却過程において残留γ
がセメンタイトへ分解する反応を抑制し島状マルテンサ
イトを増加させるので、溶接部靱性の確保の観点からは
含有量は少ない方が望ましく、上限を０．５％とした。
好ましい上限は０．３％、さらに好ましくは０．１５％
以下である。
得るためには、０．０１％以上含有させる必要がある。
一方、含有量が増加すると溶接冷却過程において残留γ
がセメンタイトへ分解する反応を抑制し島状マルテンサ
イトを増加させるので、溶接部靱性の確保の観点からは
含有量は少ない方が望ましく、上限を０．５％とした。
好ましい上限は０．３％、さらに好ましくは０．１５％
以下である。
【００１８】Ｍｎ：０．５〜２％ Ｍｎは、母材の強度確保、溶接熱影響部の焼入性の確保
に有効で、また脱酸元素としても有効である。０．５％
未満では、溶接熱影響部にフェライトが生成し靱性が劣
化するので０．５％以上含有させる必要がある。一方、
２％を超えると中心偏析による板厚方向での母材特性の
不均一や靱性の劣化をもたらす。したがって、Ｍｎの上
限は２％とした。
に有効で、また脱酸元素としても有効である。０．５％
未満では、溶接熱影響部にフェライトが生成し靱性が劣
化するので０．５％以上含有させる必要がある。一方、
２％を超えると中心偏析による板厚方向での母材特性の
不均一や靱性の劣化をもたらす。したがって、Ｍｎの上
限は２％とした。
【００１９】Ｃｕ：０．８超〜２％ Ｃｕは、ε析出物として単独で析出して母材の強度を向
上させる効果がある。鋼材に時効処理や冷却途中からの
徐冷などの処理を施すことにより前記析出物を析出させ
ることができる。析出したＣｕは母材では強度を向上さ
せ、また溶接熱影響部ではＣｕが再溶解するので硬度過
剰となりがちな溶接部の硬度を低減し溶接部の靱性を向
上させる効果がある。Ｂ含有させない鋼においてε析出
物を析出させることによって、効果的に強度を向上させ
るためには、０．８％を超えるＣｕ量が必要である。し
かしながら、２％を超えて含有させると、溶接熱影響部
で未固溶の析出物が増加し、靭性が低下するため２％以
下とする必要がある。
上させる効果がある。鋼材に時効処理や冷却途中からの
徐冷などの処理を施すことにより前記析出物を析出させ
ることができる。析出したＣｕは母材では強度を向上さ
せ、また溶接熱影響部ではＣｕが再溶解するので硬度過
剰となりがちな溶接部の硬度を低減し溶接部の靱性を向
上させる効果がある。Ｂ含有させない鋼においてε析出
物を析出させることによって、効果的に強度を向上させ
るためには、０．８％を超えるＣｕ量が必要である。し
かしながら、２％を超えて含有させると、溶接熱影響部
で未固溶の析出物が増加し、靭性が低下するため２％以
下とする必要がある。
【００２０】Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｔｉは、母材の強度を向上させると同時に、連続鋳造ス
ラブの横ひび割れを防止するのに有効である。また、固
溶Ｎと結合することによって形成されるＴｉＮは、加熱
時のγ結晶粒の粗大化を抑制し、母材および溶接部の靱
性を向上させる効果がある。これらの効果を発揮させる
には０．００５％以上含有させる必要がある。しかしな
がら、０．０２５％を超えて含有させると母材の靱性が
劣化するため上限は０．０２５％とした。
ラブの横ひび割れを防止するのに有効である。また、固
溶Ｎと結合することによって形成されるＴｉＮは、加熱
時のγ結晶粒の粗大化を抑制し、母材および溶接部の靱
性を向上させる効果がある。これらの効果を発揮させる
には０．００５％以上含有させる必要がある。しかしな
がら、０．０２５％を超えて含有させると母材の靱性が
劣化するため上限は０．０２５％とした。
【００２１】Ｎ：０．００２〜０．００８％（Ｂ無添加
鋼の場合） Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、加熱時のγ粒の
粗大化を抑制し、母材および溶接熱影響部の靱性を改善
する。このたには、０．００２％以上含有させることが
必要である。しかしながら、Ｂを含有させない場合Ｎが
０．００８％を超えると、過剰のＮが組織中に存在し靱
性を劣化させる。γ粒の細粒化の観点からは、Ｎ量はＴ
ｉ量の４．３分の１よりもやや多く含有されることが望
ましい。
鋼の場合） Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、加熱時のγ粒の
粗大化を抑制し、母材および溶接熱影響部の靱性を改善
する。このたには、０．００２％以上含有させることが
必要である。しかしながら、Ｂを含有させない場合Ｎが
０．００８％を超えると、過剰のＮが組織中に存在し靱
性を劣化させる。γ粒の細粒化の観点からは、Ｎ量はＴ
ｉ量の４．３分の１よりもやや多く含有されることが望
ましい。
【００２２】Ｎ：０．００２〜０．００６％（Ｂ含有鋼
の場合） Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、加熱時のγ粒の
粗大化を抑制し、母材および溶接熱影響部の靱性を改善
する。このためには、０．００２％以上含有されること
が必要である。しかしながら、Ｂを含有させる鋼の場合
は０．００６％を超えると、過剰のＮが組織中に存在
し、ボロンと結合してボロンの焼入性を劣化、強度を低
下させる。このためＮ量は０．００６％以下とする必要
がある。ボロンの焼入性向上の観点からは、Ｎ量はＴｉ
量の４．３分の１よりもやや少なく含有されることが望
ましい。
の場合） Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成し、加熱時のγ粒の
粗大化を抑制し、母材および溶接熱影響部の靱性を改善
する。このためには、０．００２％以上含有されること
が必要である。しかしながら、Ｂを含有させる鋼の場合
は０．００６％を超えると、過剰のＮが組織中に存在
し、ボロンと結合してボロンの焼入性を劣化、強度を低
下させる。このためＮ量は０．００６％以下とする必要
がある。ボロンの焼入性向上の観点からは、Ｎ量はＴｉ
量の４．３分の１よりもやや少なく含有されることが望
ましい。
【００２３】sol.Ａｌ：０．００２〜０．０５％ Ａｌは、脱酸を目的で添加する。その効果を得るには、
０．００２％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ含
有が増加するとＳｉと同様、溶接冷却過程において残留
オーステナイトがセメンタイトへ分解する反応を抑制し
島状マルテンサイトを増加させる。したがって、溶接熱
影響部の靱性を確保する観点から含有は少ないほうが望
ましが、０．０５％までの量であれば問題がない。望ま
しい上限は０．０３％、さらに望ましくは０．０１％で
ある。
０．００２％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ含
有が増加するとＳｉと同様、溶接冷却過程において残留
オーステナイトがセメンタイトへ分解する反応を抑制し
島状マルテンサイトを増加させる。したがって、溶接熱
影響部の靱性を確保する観点から含有は少ないほうが望
ましが、０．０５％までの量であれば問題がない。望ま
しい上限は０．０３％、さらに望ましくは０．０１％で
ある。
【００２４】Ｏ：０．００３５％以下 酸素は、必要により含有させてもよい元素で、含有させ
れば酸化物を形成することにより溶接熱影響部の組織を
微細化する作用がある。この効果は不純物量を超える量
でも効果があるが、含有させる場合は０．００１％を超
えた量とするのが好ましい。一方、過剰な添加は粗大な
酸化物の形成から靱性に悪影響を及ぼすため含有させる
場合の上限を０．００３５％とした。
れば酸化物を形成することにより溶接熱影響部の組織を
微細化する作用がある。この効果は不純物量を超える量
でも効果があるが、含有させる場合は０．００１％を超
えた量とするのが好ましい。一方、過剰な添加は粗大な
酸化物の形成から靱性に悪影響を及ぼすため含有させる
場合の上限を０．００３５％とした。
【００２５】上記の化学組成の鋼材において、Ｃｕによ
る析出強化を積極的に活用しない場合は、下記の量でＢ
を含有させる。
る析出強化を積極的に活用しない場合は、下記の量でＢ
を含有させる。
【００２６】Ｂ：０．０００３〜０．００２％ Ｂ含有量が、０．０００３％未満では十分な強度向上効
果が得られないため下限を０．０００３％とした。一方
０．００２％を超えて過剰にＢを含有させると、粗大な
Ｂ化合物の析出を招き靱性を劣化させるので上限を０．
００２％とした。
果が得られないため下限を０．０００３％とした。一方
０．００２％を超えて過剰にＢを含有させると、粗大な
Ｂ化合物の析出を招き靱性を劣化させるので上限を０．
００２％とした。
【００２７】Ｃ×(Ｓｉ＋５Ａｌ)×１０２ Ｂを含有させて強度を向上させる場合には、靱性改善の
観点よりＳｉ、Ａｌの含有量をＣ量に応じて変化させる
必要がある。この指標が下記式であり、靱性を確保する
ためには上記式０．５以上となるようにＣ、Ｓｉおよび
Ａｌ含有を調整しなければならない。上記式において
０．５未満の場合は強度が不足し、１．５を超える場合
はベイナイト組織中の硬質相の割合が増加するために靱
性が劣化する。望ましい範囲は０．７〜１である。
観点よりＳｉ、Ａｌの含有量をＣ量に応じて変化させる
必要がある。この指標が下記式であり、靱性を確保する
ためには上記式０．５以上となるようにＣ、Ｓｉおよび
Ａｌ含有を調整しなければならない。上記式において
０．５未満の場合は強度が不足し、１．５を超える場合
はベイナイト組織中の硬質相の割合が増加するために靱
性が劣化する。望ましい範囲は０．７〜１である。
【００２８】上記の化学組成のＣｕ含有鋼材およびＢ含
有鋼材において、さらに母材の強度を高めたい場合には
各鋼材に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂのう
ちの１種以上を含有させるのが有効である（ただし、Ｃ
ｕはＢ含有鋼材の場合のみ）。以下、各元素毎に説明す
る。
有鋼材において、さらに母材の強度を高めたい場合には
各鋼材に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂのう
ちの１種以上を含有させるのが有効である（ただし、Ｃ
ｕはＢ含有鋼材の場合のみ）。以下、各元素毎に説明す
る。
【００２９】Ｎｉ：０．２〜２％ Ｎｉは、靱性劣化を最小限に抑え母材の強度を上昇させ
るのに有効で、０．２％以上の添加が好ましい。一方、
２％を超えて含有させてもコストアップに見合う強度、
靱性の改善効果が見られないため、上限を２％とした。
るのに有効で、０．２％以上の添加が好ましい。一方、
２％を超えて含有させてもコストアップに見合う強度、
靱性の改善効果が見られないため、上限を２％とした。
【００３０】Ｃｒ：０．０５〜１％ Ｃｒは、母材の強度確保を目的として含有させる。その
ためには、少なくとも０．０５％含有させる必要があ
る。一方、１％以上含有させると靱性を劣化させるた
め、その上限は１％とした。好ましい上限は０．５％以
下である。
ためには、少なくとも０．０５％含有させる必要があ
る。一方、１％以上含有させると靱性を劣化させるた
め、その上限は１％とした。好ましい上限は０．５％以
下である。
【００３１】Ｍｏ：０．０５〜１％ Ｍｏは、母材の強度確保を目的として含有させる。その
ためには少なくとも０．０５％含有させる必要がある。
一方、１％を超えて含有させた場合は靱性を劣化させる
ので上限を１％とした。好ましい上限は０．５％であ
る。
ためには少なくとも０．０５％含有させる必要がある。
一方、１％を超えて含有させた場合は靱性を劣化させる
ので上限を１％とした。好ましい上限は０．５％であ
る。
【００３２】Ｖ：０．０１〜０．１％ Ｖは、母材の強度確保を目的として含有させる。そのた
めには少なくとも０．０１％含有させる必要がある。一
方、０．１％を超えて含有させた場合は靱性を劣化させ
るため、その上限を０．１％とした。好ましい上限は
０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下であ
る。
めには少なくとも０．０１％含有させる必要がある。一
方、０．１％を超えて含有させた場合は靱性を劣化させ
るため、その上限を０．１％とした。好ましい上限は
０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下であ
る。
【００３３】Ｎｂ：０．００５〜０．０７％ Ｎｂは母材の強度を上昇させると同時に組織の微細化を
通して母材の低温靱性を改善する効果がある。これらの
効果を得るには０．００５％以上含有させる必要があ
る。一方、０．０７％を超えて過剰に含有させると粗大
な炭化物、窒化物を形成して靱性を低下させる。したが
って、上限は０．０７％とした。強度と靱性のバランス
の観点より、好ましい上限は０．０５％、さらに好まし
くは０．０３％である。
通して母材の低温靱性を改善する効果がある。これらの
効果を得るには０．００５％以上含有させる必要があ
る。一方、０．０７％を超えて過剰に含有させると粗大
な炭化物、窒化物を形成して靱性を低下させる。したが
って、上限は０．０７％とした。強度と靱性のバランス
の観点より、好ましい上限は０．０５％、さらに好まし
くは０．０３％である。
【００３４】Ｃｕ：０．１〜０．８％ Ｃｕは、０．８％以下であっても析出強化作用が幾分あ
り、Ｂ含有の鋼材の場合に選択元素として必要により含
有させる。しかし、０．１％未満ではその効果がないた
め、含有させる場合の下限を０．１％とした。また、Ｂ
を含有させる場合は、積極的にＣｕによる強化作用は不
要であるため上限を０．８％とした。
り、Ｂ含有の鋼材の場合に選択元素として必要により含
有させる。しかし、０．１％未満ではその効果がないた
め、含有させる場合の下限を０．１％とした。また、Ｂ
を含有させる場合は、積極的にＣｕによる強化作用は不
要であるため上限を０．８％とした。
【００３５】フェライト組織分率：５０％以下(Ｃｕ
量：０．８％超の場合)、３５％以下(Ｃｕ量：０．８％
以下の場合) 上述したように、本発明鋼において５７０ＭＰａ以上の
強度を確保するためには、上記のような化学組成とし、
さらに適切なフェライト組織分率を確保する必要があ
る。Ｃｕ含有量が０．８％超の場合は、時効析出による
強化を図ることができるためにフェライト組織分率は５
０％以下でよい。しかしながらＣｕ含有量が０．８％以
下の場合は、析出による強化作用が期待できないため、
フェライト組織分率は３５％以下にしてベイナイトおよ
びマルテンサイト組織分率を上げて強度を上げる必要が
ある。
量：０．８％超の場合)、３５％以下(Ｃｕ量：０．８％
以下の場合) 上述したように、本発明鋼において５７０ＭＰａ以上の
強度を確保するためには、上記のような化学組成とし、
さらに適切なフェライト組織分率を確保する必要があ
る。Ｃｕ含有量が０．８％超の場合は、時効析出による
強化を図ることができるためにフェライト組織分率は５
０％以下でよい。しかしながらＣｕ含有量が０．８％以
下の場合は、析出による強化作用が期待できないため、
フェライト組織分率は３５％以下にしてベイナイトおよ
びマルテンサイト組織分率を上げて強度を上げる必要が
ある。
【００３６】本発明の鋼材は、金属組織がフェライト組
織以外は、ベイナイトまたはマルテンサイト組織であ
る。この場合、靱性改善の理由からベイナイト組織のラ
スの平均長さは５０μm以下であるのが好ましい。靱性
改善の観点からは、ベイナイトラスの長さは短ければ短
いほど良く、それを実現するためには一般的には、例え
ばオーステナイトの未再結晶温度域で強圧下圧延をすれ
ばよい。しかしながら、本発明鋼材のように比較的焼入
性の低い鋼では、ベイナイトの平均ラス長さを１５μm
以下にしようとすると、強圧下圧延によって、同時に初
析αの生成頻度を高めることとなり、ベイナイトとマル
テンサイトの組織分率が不足する。ベイナイトとマルテ
ンサイトの組織分率が不足すると所望の強度が確保され
ないため、ベイナイトの平均ラス長さは１５μm以上に
調整するのがよい。
織以外は、ベイナイトまたはマルテンサイト組織であ
る。この場合、靱性改善の理由からベイナイト組織のラ
スの平均長さは５０μm以下であるのが好ましい。靱性
改善の観点からは、ベイナイトラスの長さは短ければ短
いほど良く、それを実現するためには一般的には、例え
ばオーステナイトの未再結晶温度域で強圧下圧延をすれ
ばよい。しかしながら、本発明鋼材のように比較的焼入
性の低い鋼では、ベイナイトの平均ラス長さを１５μm
以下にしようとすると、強圧下圧延によって、同時に初
析αの生成頻度を高めることとなり、ベイナイトとマル
テンサイトの組織分率が不足する。ベイナイトとマルテ
ンサイトの組織分率が不足すると所望の強度が確保され
ないため、ベイナイトの平均ラス長さは１５μm以上に
調整するのがよい。
【００３７】
【実施例】表１および表２に示す化学組成を有する３３
種の鋼を１８０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製した。表中
記号１〜１２、１３〜２３は本発明例 、記号Ｘ１〜Ｘ
７、Ｘ８〜Ｘ１４は比較例である。
種の鋼を１８０ｋｇ真空溶解炉を用いて溶製した。表中
記号１〜１２、１３〜２３は本発明例 、記号Ｘ１〜Ｘ
７、Ｘ８〜Ｘ１４は比較例である。
【００３８】
【表１】
【表２】 これらの各１８０ｋｇ鋼塊を鍛造して厚さ１６０ｍｍの
鋼片とした。次いで、表３および表４に示す各温度に加
熱して熱間圧延して、各温度で仕上げて冷却した。その
後、これらの表に示す６００〜６３０℃の温度範囲で１
時間保持して焼戻し熱処理を施し、板厚４０ｍｍの鋼板
とした。
鋼片とした。次いで、表３および表４に示す各温度に加
熱して熱間圧延して、各温度で仕上げて冷却した。その
後、これらの表に示す６００〜６３０℃の温度範囲で１
時間保持して焼戻し熱処理を施し、板厚４０ｍｍの鋼板
とした。
【００３９】
【表３】
【表４】 このようにして得た各鋼板の板厚中心部から、ＪＩＳ４
号引張試験片とJIS Z2202に規定の幅１０ｍｍのＶノッ
チシャルピー衝撃試験片をそれぞれ圧延方向と平行な方
向で採取し、母材の機械的性質を調査した。また、各鋼
板についてナイタルで腐食して組織を現出させた後、光
学顕微鏡により２０視野を観察して面積率を求め、フェ
ライト組織分率を調べた。
号引張試験片とJIS Z2202に規定の幅１０ｍｍのＶノッ
チシャルピー衝撃試験片をそれぞれ圧延方向と平行な方
向で採取し、母材の機械的性質を調査した。また、各鋼
板についてナイタルで腐食して組織を現出させた後、光
学顕微鏡により２０視野を観察して面積率を求め、フェ
ライト組織分率を調べた。
【００４０】さらに、各鋼板を大入熱溶接した場合の靭
性を調べるため、入熱３００ｋＪ／ｍｍの条件にてエレ
クトロガスアーク溶接をおこない、溶接ボンド部にノッ
チを成形できるように上記と同じシャルピー衝撃試験片
採取し、溶接部のボンドの吸収エネルギーを測定した。
性を調べるため、入熱３００ｋＪ／ｍｍの条件にてエレ
クトロガスアーク溶接をおこない、溶接ボンド部にノッ
チを成形できるように上記と同じシャルピー衝撃試験片
採取し、溶接部のボンドの吸収エネルギーを測定した。
【００４１】表３、表４に試験結果をまとめて示す。
【００４２】なお、母材の強度と靭性の目標はそれぞれ
ＹＳで４５０ＭＰａ以上、ＴＳで５７０ＭＰａ以上、ｖ
Ｔｓを−４０℃以下とした。また、シャルピー衝撃試験
において溶接ボンド部の吸収エネルギーの目標値は−１
０℃で１００Ｊ以上とした。
ＹＳで４５０ＭＰａ以上、ＴＳで５７０ＭＰａ以上、ｖ
Ｔｓを−４０℃以下とした。また、シャルピー衝撃試験
において溶接ボンド部の吸収エネルギーの目標値は−１
０℃で１００Ｊ以上とした。
【００４３】表３、４から明らかなように、本発明例１
〜１９は全てＴＳで５７０ＭＰａ以上、ＹＳで４５０Ｍ
Ｐａ以上の強度と−４０℃以下のｖＴｓが得られてい
る。また３００ｋＪ／ｍｍの溶接にて−１０℃でのエネ
ルギーが１００Ｊ以上となった。成分のいずれかが本発
明で規定する範囲から外れた比較例の記号Ｘ１〜Ｘ１４
は、強度、靭性、溶接性の少なくとも１つが目標に達し
ていなかった。
〜１９は全てＴＳで５７０ＭＰａ以上、ＹＳで４５０Ｍ
Ｐａ以上の強度と−４０℃以下のｖＴｓが得られてい
る。また３００ｋＪ／ｍｍの溶接にて−１０℃でのエネ
ルギーが１００Ｊ以上となった。成分のいずれかが本発
明で規定する範囲から外れた比較例の記号Ｘ１〜Ｘ１４
は、強度、靭性、溶接性の少なくとも１つが目標に達し
ていなかった。
【００４４】
【発明の効果】本発明によれば、ＴＳが５７０ＭＰａ以
上、ＹＳが４５０ＭＰａ以上、JIS Z2202 に規定の１０
ｍｍ幅、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を用いた衝撃試
験でのｖＴｓが−４０℃以下で、３００ｋＪ／ｍｍでの
溶接時の−１０℃での吸収エネルギーが１００Ｊ以上の
鋼が得られ、種々の溶接構造物において優れた効果を発
揮する。
上、ＹＳが４５０ＭＰａ以上、JIS Z2202 に規定の１０
ｍｍ幅、Ｖノッチシャルピー衝撃試験片を用いた衝撃試
験でのｖＴｓが−４０℃以下で、３００ｋＪ／ｍｍでの
溶接時の−１０℃での吸収エネルギーが１００Ｊ以上の
鋼が得られ、種々の溶接構造物において優れた効果を発
揮する。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 一ノ瀬 威 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (72)発明者 岡口 秀治 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｃｕ：
０．８超〜２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、
Ｎ：０．００２〜０．００８％、sol.Ａｌ：０．００２
〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００３５％以下を含有
し、残部はＦｅおよび不純物からなり、金属組織のフェ
ライト組織の占める割合が５０％以下であることを特徴
とする超大入熱溶接特性に優れた鋼材。 - 【請求項２】Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：
０．２〜２％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０５
〜１％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜
０．０７％のうちの１種以上を含有することを特徴とす
る請求項１に記載の超大入熱溶接特性に優れた鋼材。 - 【請求項３】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓ
ｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２５％、Ｂ：０．０００３〜０．０
０２％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、sol.Ａｌ：
０．００２〜０．０５％、Ｏ（酸素）：０．００３５％
以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、金属
組織のフェライト組織の占める割合が３５％以下であ
り、かつ下記式を満足していることを特徴とする超大入
熱溶接特性に優れた鋼材。 ０．５≦Ｃ×(Ｓｉ＋５Ａｌ)×１０２≦１．５ ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）
を示す。 - 【請求項４】Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：
０．１〜０．８％、Ｎｉ：０．２〜２％、Ｃｒ：０．０
５〜１％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｖ：０．０１〜０．
１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０７％のうちの１種以上
を含有することを特徴とする請求項３に記載の超大入熱
溶接特性に優れた鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001083919A JP3852295B2 (ja) | 2001-03-23 | 2001-03-23 | 超大入熱溶接特性に優れた鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001083919A JP3852295B2 (ja) | 2001-03-23 | 2001-03-23 | 超大入熱溶接特性に優れた鋼材 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2004230046A Division JP4736374B2 (ja) | 2004-08-06 | 2004-08-06 | 超大入熱溶接特性に優れた鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002285279A true JP2002285279A (ja) | 2002-10-03 |
| JP3852295B2 JP3852295B2 (ja) | 2006-11-29 |
Family
ID=18939672
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001083919A Expired - Fee Related JP3852295B2 (ja) | 2001-03-23 | 2001-03-23 | 超大入熱溶接特性に優れた鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3852295B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005052205A1 (ja) * | 2003-11-27 | 2005-06-09 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 溶接部靭性に優れた高張力鋼および海洋構造物 |
| CN103938108A (zh) * | 2014-03-14 | 2014-07-23 | 济钢集团有限公司 | 一种460MPa级低压缩比高韧性海洋工程用钢板及生产方法 |
| EP2894235A4 (en) * | 2012-09-06 | 2016-01-20 | Jfe Steel Corp | DICKWALLER STEEL WITH HIGH TENSILE STRENGTH AND EXCELLENT TORQUE DEVELOPMENT CHARACTERISTICS OF THE WELD HEATED FIELD AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108085604A (zh) * | 2017-11-29 | 2018-05-29 | 南京钢铁股份有限公司 | 海洋工程用低温韧性s355g10+m宽厚钢板及其生产方法 |
-
2001
- 2001-03-23 JP JP2001083919A patent/JP3852295B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| WO2005052205A1 (ja) * | 2003-11-27 | 2005-06-09 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 溶接部靭性に優れた高張力鋼および海洋構造物 |
| EP2894235A4 (en) * | 2012-09-06 | 2016-01-20 | Jfe Steel Corp | DICKWALLER STEEL WITH HIGH TENSILE STRENGTH AND EXCELLENT TORQUE DEVELOPMENT CHARACTERISTICS OF THE WELD HEATED FIELD AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF |
| US9777358B2 (en) | 2012-09-06 | 2017-10-03 | Jfe Steel Corporation | Thick-walled, high tensile strength steel with excellent CTOD characteristics of the weld heat-affected zone, and manufacturing method thereof |
| CN103938108A (zh) * | 2014-03-14 | 2014-07-23 | 济钢集团有限公司 | 一种460MPa级低压缩比高韧性海洋工程用钢板及生产方法 |
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| JP3852295B2 (ja) | 2006-11-29 |
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