JP2003003227A - 靭性に優れた鋼材 - Google Patents
靭性に優れた鋼材Info
- Publication number
- JP2003003227A JP2003003227A JP2001185360A JP2001185360A JP2003003227A JP 2003003227 A JP2003003227 A JP 2003003227A JP 2001185360 A JP2001185360 A JP 2001185360A JP 2001185360 A JP2001185360 A JP 2001185360A JP 2003003227 A JP2003003227 A JP 2003003227A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- less
- toughness
- steel material
- particles
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 大型構造用鋼として要求される強度と靭性と
を有し，再加熱時のオーステナイト粒径が小さく、低圧
下率の圧延であってもフェライトが微細粒化する高靭性
の鋼材を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０５−０．２、Ｓ
ｉ：０．０５−０．４、Ｍｎ：０．４−２、Ｐ：０．０
２以下、Ｓ：０．０２以下、Ａｌ：０．００５−０．０
４、Ｔｉ：０．００５−０．０３、Ｃａ：０．０００５
−０．００３を有する鋼で、かつ、０．００５〜２．０
μｍの酸化物粒子を１００〜３０００個／ｍｍ２含有
し、その酸化物粒子中にＣａ：５％以上、Ａｌ：５％以
上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上
で、かつ鋼を１３７３°Ｋ以上１５７３°Ｋ以下の温度
Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱したときの旧オーステナイト粒径
が次式で求められるＤよりも小さい鋼材。 Ｄ＝（０．１５４＊Ｔ−２１０）＊１ｎ（ｔ）−（０．
３２８＊Ｔ−４６０）（μｍ）
を有し，再加熱時のオーステナイト粒径が小さく、低圧
下率の圧延であってもフェライトが微細粒化する高靭性
の鋼材を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０５−０．２、Ｓ
ｉ：０．０５−０．４、Ｍｎ：０．４−２、Ｐ：０．０
２以下、Ｓ：０．０２以下、Ａｌ：０．００５−０．０
４、Ｔｉ：０．００５−０．０３、Ｃａ：０．０００５
−０．００３を有する鋼で、かつ、０．００５〜２．０
μｍの酸化物粒子を１００〜３０００個／ｍｍ２含有
し、その酸化物粒子中にＣａ：５％以上、Ａｌ：５％以
上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上
で、かつ鋼を１３７３°Ｋ以上１５７３°Ｋ以下の温度
Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱したときの旧オーステナイト粒径
が次式で求められるＤよりも小さい鋼材。 Ｄ＝（０．１５４＊Ｔ−２１０）＊１ｎ（ｔ）−（０．
３２８＊Ｔ−４６０）（μｍ）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、造船、建築、橋
梁、タンク及び圧力容器等の大型鋼構造物向けの強度と
靭性に優れた構造用鋼材に関するものである。
梁、タンク及び圧力容器等の大型鋼構造物向けの強度と
靭性に優れた構造用鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年の鋼構造物の軽量化又は鋼構造物の
大型化に伴って板厚５０ｍｍ以上にも達する構造用厚鋼
板が用いられることとなり、使用される鋼材に対する要
求は一段と厳しくなっている。そのために、これらの構
造用鋼材には強度と靭性の向上が望まれるが、高強度化
は靭性を低下させる場合が多い。このため、強度と靭性
の両方の性質を向上させるべく種種の技術が提案されて
いる。
大型化に伴って板厚５０ｍｍ以上にも達する構造用厚鋼
板が用いられることとなり、使用される鋼材に対する要
求は一段と厳しくなっている。そのために、これらの構
造用鋼材には強度と靭性の向上が望まれるが、高強度化
は靭性を低下させる場合が多い。このため、強度と靭性
の両方の性質を向上させるべく種種の技術が提案されて
いる。
【０００３】強度と靭性を両立し得る冶金的因子として
従来から知られている手段が、ミクロ組織の細粒化とＮ
ｉの多量添加である。Ｎｉの多量添加は経済性を著しく
損なうため、ミクロ組織を細粒化するべく、これまでに
制御圧延・制御冷却技術あるいは多段熱処理技術に関す
る多くの研究開発が行われてきた。
従来から知られている手段が、ミクロ組織の細粒化とＮ
ｉの多量添加である。Ｎｉの多量添加は経済性を著しく
損なうため、ミクロ組織を細粒化するべく、これまでに
制御圧延・制御冷却技術あるいは多段熱処理技術に関す
る多くの研究開発が行われてきた。
【０００４】制御圧延・制御冷却技術については、例え
ば板厚２５ｍｍ程度であればフェライト粒径にて１５μ
ｍ程度までの細粒化が可能であり広く実用化されてきた
が、更なる細粒化が求められるのみならず、従来から圧
延温度が制限されることによる生産性の低下の問題が未
解決となっている。さらには厚手材（特にその板厚中心
部）においては十分な加工歪および冷却速度の確保が困
難であることから、例えば板厚５０ｍｍ程度の板厚中心
部においてはフェライト粒径にて３０μｍ程度までしか
細粒化できないため制御圧延・制御冷却の適用板厚には
限界があった。
ば板厚２５ｍｍ程度であればフェライト粒径にて１５μ
ｍ程度までの細粒化が可能であり広く実用化されてきた
が、更なる細粒化が求められるのみならず、従来から圧
延温度が制限されることによる生産性の低下の問題が未
解決となっている。さらには厚手材（特にその板厚中心
部）においては十分な加工歪および冷却速度の確保が困
難であることから、例えば板厚５０ｍｍ程度の板厚中心
部においてはフェライト粒径にて３０μｍ程度までしか
細粒化できないため制御圧延・制御冷却の適用板厚には
限界があった。
【０００５】多段熱処理を行うことは厚手材でも多少細
粒化の効果が得られるが、生産性を大幅に損なうため現
実的な手段とはなり得ない。
粒化の効果が得られるが、生産性を大幅に損なうため現
実的な手段とはなり得ない。
【０００６】制御圧延・制御冷却、あるいは多段熱処理
の技術思想と異なる細粒化の思想として、粒内変態を利
用するものがあり、特開平４−２７９２４８号公報には
粒子径が０．１〜３．０μｍの範囲内にあるＴｉを含む
酸化物と該酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物粒子の
合計が、４０〜３００個／ｍｍ2を含有する鋳片に鋳造
し、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出によるオーステナ
イト粒内から粒内フェライトの生成によりミクロ組織を
細粒化せしめる技術が開示されているが、粒内変態に先
立つオーステナイト粒の微細化効果が小さい。
の技術思想と異なる細粒化の思想として、粒内変態を利
用するものがあり、特開平４−２７９２４８号公報には
粒子径が０．１〜３．０μｍの範囲内にあるＴｉを含む
酸化物と該酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物粒子の
合計が、４０〜３００個／ｍｍ2を含有する鋳片に鋳造
し、ＭｎＳ、ＴｉＮ、ＶＮの複合析出によるオーステナ
イト粒内から粒内フェライトの生成によりミクロ組織を
細粒化せしめる技術が開示されているが、粒内変態に先
立つオーステナイト粒の微細化効果が小さい。
【０００７】以上述べたように厚鋼板のミクロ組織を安
定して微細化し靭性を向上させ得る技術は必ずしも満足
できないのが現状である。
定して微細化し靭性を向上させ得る技術は必ずしも満足
できないのが現状である。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記現状に
鑑み、大型構造用鋼として要求される強度と靭性とを兼
ね備えた鋼材、特に圧延前に１３７３°Ｋ〜１５７３°
Ｋの加熱温度に加熱しても再加熱オーステナイト粒径が
小さく、低圧下率の圧延であってもフェライトが微細粒
化し、靭性が向上し得る鋼材を提供することにある。
鑑み、大型構造用鋼として要求される強度と靭性とを兼
ね備えた鋼材、特に圧延前に１３７３°Ｋ〜１５７３°
Ｋの加熱温度に加熱しても再加熱オーステナイト粒径が
小さく、低圧下率の圧延であってもフェライトが微細粒
化し、靭性が向上し得る鋼材を提供することにある。
【０００９】
【００１０】本発明者は、鋼成分及び鋼中に分散させる
酸化物粒子並びに旧オーステナイト粒径を規定すること
により、強度と靭性に優れた鋼材が得られることを見出
して、本発明を完成した。
酸化物粒子並びに旧オーステナイト粒径を規定すること
により、強度と靭性に優れた鋼材が得られることを見出
して、本発明を完成した。
【００１１】本発明の要旨は以下の通りである。
【００１２】（１） 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２
％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．４〜２．０
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：
０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有し、残部
はＦｅ及び不可避不純物から成る鋼で、かつ、この鋼中
に円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単
位面積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2
含有し、その酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａ
ｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％
以上、Ａｌ：５％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌと
の合計が５０％以上で、かつ鋼を１３７３°Ｋ以上１５
７３°Ｋ以下の温度Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱したときの旧
オーステナイト粒径が下記の式で求められるＤよりも小
さいことを特徴とする靭性の優れた鋼材。 Ｄ＝（０．１５４＊Ｔ−２１０）＊ｌｎ（ｔ）−（０．
３２８＊Ｔ−４６０）（μｍ）
％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．４〜２．０
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：
０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有し、残部
はＦｅ及び不可避不純物から成る鋼で、かつ、この鋼中
に円相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単
位面積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2
含有し、その酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａ
ｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％
以上、Ａｌ：５％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌと
の合計が５０％以上で、かつ鋼を１３７３°Ｋ以上１５
７３°Ｋ以下の温度Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱したときの旧
オーステナイト粒径が下記の式で求められるＤよりも小
さいことを特徴とする靭性の優れた鋼材。 Ｄ＝（０．１５４＊Ｔ−２１０）＊ｌｎ（ｔ）−（０．
３２８＊Ｔ−４６０）（μｍ）
【００１３】（２） 前記酸化物粒子の組成が少なくと
もＣａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比
で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｓ：１％以上を
それぞれ含有し、ＣａとＡｌとＳとの合計が５１％以上
で、残部がその他不可避不純物から成ることを特徴とす
る上記（１）記載の靭性に優れた鋼材。
もＣａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比
で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｓ：１％以上を
それぞれ含有し、ＣａとＡｌとＳとの合計が５１％以上
で、残部がその他不可避不純物から成ることを特徴とす
る上記（１）記載の靭性に優れた鋼材。
【００１４】（３） 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２
％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．４〜２．０
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：
０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０
０２％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物から
成る鋼で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜
２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で
１００〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の
組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを含み、Ｏを除
いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以
上、Ｍｇ：１％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとＭ
ｇとの合計が５１％以上で、かつ鋼を１３７３°Ｋ以上
１５７３°Ｋ以下の温度Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱したとき
の旧オーステナイト粒径が下記の式で求められるＤより
も小さいことを特徴とする靭性の優れた鋼材。 Ｄ＝（０．１５４＊Ｔ−２１０）＊ｌｎ（ｔ）−（０．
３２８＊Ｔ−４６０）（μｍ）
％、Ｓｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．４〜２．０
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：
０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３
％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０
０２％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物から
成る鋼で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜
２．０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で
１００〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の
組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを含み、Ｏを除
いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以
上、Ｍｇ：１％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとＭ
ｇとの合計が５１％以上で、かつ鋼を１３７３°Ｋ以上
１５７３°Ｋ以下の温度Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱したとき
の旧オーステナイト粒径が下記の式で求められるＤより
も小さいことを特徴とする靭性の優れた鋼材。 Ｄ＝（０．１５４＊Ｔ−２１０）＊ｌｎ（ｔ）−（０．
３２８＊Ｔ−４６０）（μｍ）
【００１５】（４） 前記酸化物粒子の組成が少なくと
もＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が
質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｇ：１
％以上、Ｓ：１％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌと
ＭｇとＳとの合計が５２％以上で、残部がその他不可避
不純物から成ることを特徴とする上記（３）記載の靭性
に優れた鋼材。
もＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が
質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｇ：１
％以上、Ｓ：１％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌと
ＭｇとＳとの合計が５２％以上で、残部がその他不可避
不純物から成ることを特徴とする上記（３）記載の靭性
に優れた鋼材。
【００１６】（５） 質量％で、Ｎｂ：０．０５％以
下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：
０．６％以下の内の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）〜（４）のいずれかに記載の靭
性に優れた鋼材。
下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：
０．６％以下の内の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）〜（４）のいずれかに記載の靭
性に優れた鋼材。
【００１７】（６） 質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下の内の１種または２種を含有するこ
とを特徴とする上記（１）〜（５）のいすれかに記載の
靭性に優れた鋼材。
Ｎｉ：１．０％以下の内の１種または２種を含有するこ
とを特徴とする上記（１）〜（５）のいすれかに記載の
靭性に優れた鋼材。
【００１８】（７） 質量％で、Ｂ：０．０００５〜
０．００３％を含有することを特徴とする上記（１）〜
（６）のいずれかに記載の鋼材。
０．００３％を含有することを特徴とする上記（１）〜
（６）のいずれかに記載の鋼材。
【００１９】（８） 前記酸化物粒子が円相当径で０．
１〜２．０μｍであることを特徴とする上記（１）〜
（７）のいずれかに記載の靭性に優れた鋼材。
１〜２．０μｍであることを特徴とする上記（１）〜
（７）のいずれかに記載の靭性に優れた鋼材。
【００２０】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。本発明者らは靭性を向上させる金属組織要因とし
て、１０００〜１３００℃に加熱される再加熱オーステ
ナイト細粒化を、酸化物を利用して達成することを検討
した。再加熱オーステナイト粒が細粒化することでその
後の変態によって生成するフェライト粒が細粒になるた
めである。
する。本発明者らは靭性を向上させる金属組織要因とし
て、１０００〜１３００℃に加熱される再加熱オーステ
ナイト細粒化を、酸化物を利用して達成することを検討
した。再加熱オーステナイト粒が細粒化することでその
後の変態によって生成するフェライト粒が細粒になるた
めである。
【００２１】再加熱オーステナイト粒を細粒化するため
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。その手段として最も有効な方法は、分散粒子
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。そのような作用をする分
散粒子の一つとしては、従来、Ｔｉ窒化物と酸化物が有
効であると考えられていた。しかしながら、Ｔｉ窒化物
は１０００℃以上の高温では固溶する割合が大きくなる
ため、ピンニング効果が小さく、ピンニング粒子に適さ
ない。このため、高温で安定な酸化物をピンニング粒子
として活用することにした。
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。その手段として最も有効な方法は、分散粒子
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。そのような作用をする分
散粒子の一つとしては、従来、Ｔｉ窒化物と酸化物が有
効であると考えられていた。しかしながら、Ｔｉ窒化物
は１０００℃以上の高温では固溶する割合が大きくなる
ため、ピンニング効果が小さく、ピンニング粒子に適さ
ない。このため、高温で安定な酸化物をピンニング粒子
として活用することにした。
【００２２】また、分散粒子による結晶粒界のピンニン
グ効果は、分散粒子の体積率が大きいほど、一個の粒子
径が大きいほど大きい。ただし、分散粒子の体積率は鋼
中に含まれる粒子を構成する元素の濃度によって上限が
あるので、体積率を一定と仮定した場合には、粒子径は
ある程度小さい方がピンニングには有効である。このよ
うな観点から、本発明者らは酸化物の体積分率を大き
く、かつ適正な粒子径となるよう、種々の検討を行っ
た。
グ効果は、分散粒子の体積率が大きいほど、一個の粒子
径が大きいほど大きい。ただし、分散粒子の体積率は鋼
中に含まれる粒子を構成する元素の濃度によって上限が
あるので、体積率を一定と仮定した場合には、粒子径は
ある程度小さい方がピンニングには有効である。このよ
うな観点から、本発明者らは酸化物の体積分率を大き
く、かつ適正な粒子径となるよう、種々の検討を行っ
た。
【００２３】酸化物の体積分率を大きくする手段の一つ
として、酸素量を増大させることがあるが、酸素量の増
大は材質に有害な粗大酸化物をも多数生成する原因とな
るため、有効な手段ではない。そこで本発明者らは、酸
素を最大限に利用するため、酸素との溶解度積が小さい
元素を活用することを検討した。酸素との溶解度積が小
さい、すなわち強脱酸元素として、一般的にはＡｌが用
いられる。しかしながら、Ａｌだけでは酸素を充分利用
するには不充分で、さらにＡｌよりも強い脱酸元素が必
要で、鉄鋼の脱酸工程で汎用的に使用されるＣａを活用
することが重要である。Ｃａは酸素との溶解度積が小さ
いため、同量の酸素に対してＡｌよりも一層多量の酸化
物を生成することができる。脱酸元素としてＣａを用い
た実験を行った結果、鋼中に生成する酸化物粒子の組成
として、ＣａとＡｌが含まれることが必要であり、その
合計が５０％以上で、且つ、その中で、 Ｃａが５％以
上、Ａｌが５％以上含まれることで、酸化物の体積分率
すなわち酸化物量を大きくすることが可能となることを
知見した。この結果を基に、鋼中に含まれる酸化物粒子
の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除い
た元素が質量比でＣａを５％以上、Ａｌを５％以上とし
た。
として、酸素量を増大させることがあるが、酸素量の増
大は材質に有害な粗大酸化物をも多数生成する原因とな
るため、有効な手段ではない。そこで本発明者らは、酸
素を最大限に利用するため、酸素との溶解度積が小さい
元素を活用することを検討した。酸素との溶解度積が小
さい、すなわち強脱酸元素として、一般的にはＡｌが用
いられる。しかしながら、Ａｌだけでは酸素を充分利用
するには不充分で、さらにＡｌよりも強い脱酸元素が必
要で、鉄鋼の脱酸工程で汎用的に使用されるＣａを活用
することが重要である。Ｃａは酸素との溶解度積が小さ
いため、同量の酸素に対してＡｌよりも一層多量の酸化
物を生成することができる。脱酸元素としてＣａを用い
た実験を行った結果、鋼中に生成する酸化物粒子の組成
として、ＣａとＡｌが含まれることが必要であり、その
合計が５０％以上で、且つ、その中で、 Ｃａが５％以
上、Ａｌが５％以上含まれることで、酸化物の体積分率
すなわち酸化物量を大きくすることが可能となることを
知見した。この結果を基に、鋼中に含まれる酸化物粒子
の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除い
た元素が質量比でＣａを５％以上、Ａｌを５％以上とし
た。
【００２４】また、Ｃａと同時にＭｇを使用することも
酸化物を多数生成させることに有効である。ＭｇはＣａ
ほどの効果はないものの、Ａｌより強い脱酸元素であ
り、酸素との溶解度積が小さい。したがって、ＭｇをＣ
ａと複合して脱酸に使用することで酸化物個数を一層増
加させることが可能となる。発明者らは脱酸元素として
Ｃａを用いた実験を行った結果、鋼中に生成する酸化物
粒子の組成として、ＣａとＡｌの他にＭｇが含まれるこ
とが好ましく、その合計が５１％以上で、且つ、その中
で、Ｃａが５％以上、Ａｌが５％以上、Ｍｇが１％以上
含まれることで、酸化物の体積分率すなわち酸化物量を
一層大きくすることが可能となることを知見した。この
結果を基に、鋼中に含まれる酸化物粒子の組成を、少な
くともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が
質量比でＣａを５％以上、Ａｌを５％以上、Ｍｇを１％
以上とした。
酸化物を多数生成させることに有効である。ＭｇはＣａ
ほどの効果はないものの、Ａｌより強い脱酸元素であ
り、酸素との溶解度積が小さい。したがって、ＭｇをＣ
ａと複合して脱酸に使用することで酸化物個数を一層増
加させることが可能となる。発明者らは脱酸元素として
Ｃａを用いた実験を行った結果、鋼中に生成する酸化物
粒子の組成として、ＣａとＡｌの他にＭｇが含まれるこ
とが好ましく、その合計が５１％以上で、且つ、その中
で、Ｃａが５％以上、Ａｌが５％以上、Ｍｇが１％以上
含まれることで、酸化物の体積分率すなわち酸化物量を
一層大きくすることが可能となることを知見した。この
結果を基に、鋼中に含まれる酸化物粒子の組成を、少な
くともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が
質量比でＣａを５％以上、Ａｌを５％以上、Ｍｇを１％
以上とした。
【００２５】さらには、本発明者らは、酸化物の周囲に
ＣａＳ及びＭｇＳといった硫化物が析出することで、酸
化物と硫化物とを併せてより一層の体積分率の増加が可
能となることを見出したのである。この結果をもとに、
鋼中に含まれる粒子の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、
Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５％以
上、Ａｌを５％以上、Ｓを１％以上、もしくは、少なく
ともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素
が質量比でＣａを５％以上、Ａｌを５％以上、Ｍｇを１
％以上、Ｓを１％以上で、 Ｃａ、Ａｌ、Ｓの合計が５
１％以上、 Ｃａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓの合計が５２％以上
であることが更に好ましい。
ＣａＳ及びＭｇＳといった硫化物が析出することで、酸
化物と硫化物とを併せてより一層の体積分率の増加が可
能となることを見出したのである。この結果をもとに、
鋼中に含まれる粒子の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、
Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５％以
上、Ａｌを５％以上、Ｓを１％以上、もしくは、少なく
ともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素
が質量比でＣａを５％以上、Ａｌを５％以上、Ｍｇを１
％以上、Ｓを１％以上で、 Ｃａ、Ａｌ、Ｓの合計が５
１％以上、 Ｃａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｓの合計が５２％以上
であることが更に好ましい。
【００２６】次に、ピンニングに有効な酸化物粒子の大
きさについて述べる。
きさについて述べる。
【００２７】分散粒子による結晶粒界のピンニング効果
は、分散粒子の体積率が大きいほど、一個の粒子径が大
きいほど大きいが、粒子の体積率が一定のとき、一個の
酸化物粒子の大きさが小さい方が粒子数が多くなりピン
ニング効果が大きくなるが、あまり小さくなると粒界に
存在する粒子の割合が小さくなるため、その効果は低減
すると考えた。粒子の大きさを種々変化させた試験片を
用いて、高温に加熱したときのオーステナイト粒径を詳
細に調査した結果、ピンニングには粒子の大きさとし
て、０．００５〜２．０μｍのものが効果が大きいこと
をつきとめた。さらに、オーステナイト粒界の移動を止
めるピンニング力は分散粒子のサイズが大きいほど強い
ことが判明し、粒子径０．００５〜２．０μｍの中でも
０．１〜２．０μｍの粒子の大きさが特に有効であるこ
とを知見するに至った。０．１μｍより小さくなるとピ
ンニング効果は徐々に減少し、０．００５μｍより小さ
くなるとほとんどピンニング効果を発揮しない。また、
２．０μｍより大きい酸化物粒子はピンニング効果はあ
るものの、脆性破壊の起点となることがあるため鋼材の
特性上不適である。この結果より、必要な粒子径を０．
００５〜２．０μｍとした。そして、その中でも特に
０．１〜２．０μｍが好ましい。
は、分散粒子の体積率が大きいほど、一個の粒子径が大
きいほど大きいが、粒子の体積率が一定のとき、一個の
酸化物粒子の大きさが小さい方が粒子数が多くなりピン
ニング効果が大きくなるが、あまり小さくなると粒界に
存在する粒子の割合が小さくなるため、その効果は低減
すると考えた。粒子の大きさを種々変化させた試験片を
用いて、高温に加熱したときのオーステナイト粒径を詳
細に調査した結果、ピンニングには粒子の大きさとし
て、０．００５〜２．０μｍのものが効果が大きいこと
をつきとめた。さらに、オーステナイト粒界の移動を止
めるピンニング力は分散粒子のサイズが大きいほど強い
ことが判明し、粒子径０．００５〜２．０μｍの中でも
０．１〜２．０μｍの粒子の大きさが特に有効であるこ
とを知見するに至った。０．１μｍより小さくなるとピ
ンニング効果は徐々に減少し、０．００５μｍより小さ
くなるとほとんどピンニング効果を発揮しない。また、
２．０μｍより大きい酸化物粒子はピンニング効果はあ
るものの、脆性破壊の起点となることがあるため鋼材の
特性上不適である。この結果より、必要な粒子径を０．
００５〜２．０μｍとした。そして、その中でも特に
０．１〜２．０μｍが好ましい。
【００２８】次に、靭性に必要なピンニング粒子の個数
について検討した。
について検討した。
【００２９】酸化物粒子個数が多いほど組織単位は微細
になり、粒子個数が多いほど靭性が向上するが、特に要
求特性が厳しいと考えられる液化ガス輸送用船舶の鋼材
は、高強度で大入熱溶接施工される場合に要求される溶
接継手低温靭性、例えば、試験温度−４０℃において吸
収エネルギー５０Ｊ以上を満足するためには、円相当径
が０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子数が１００個／
ｍｍ2以上必要であることを知見した。ただし、粒子数
が多くなるほど、その靭性向上効果は小さくなり、必要
以上に粒子個数を多くすることは靭性に有害な粗大な粒
子が生成する可能性が高くなることを考えると、粒子数
の上限は３０００個／ｍｍ2が適切である。
になり、粒子個数が多いほど靭性が向上するが、特に要
求特性が厳しいと考えられる液化ガス輸送用船舶の鋼材
は、高強度で大入熱溶接施工される場合に要求される溶
接継手低温靭性、例えば、試験温度−４０℃において吸
収エネルギー５０Ｊ以上を満足するためには、円相当径
が０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子数が１００個／
ｍｍ2以上必要であることを知見した。ただし、粒子数
が多くなるほど、その靭性向上効果は小さくなり、必要
以上に粒子個数を多くすることは靭性に有害な粗大な粒
子が生成する可能性が高くなることを考えると、粒子数
の上限は３０００個／ｍｍ2が適切である。
【００３０】この酸化物粒子の大きさ及び個数の測定
は、例えば以下の要領で行う。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。大きさの測定は、例えば粒子を撮影した写真をもと
に、その円相当径を求める。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。また、粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を
低くしてもかまわない。
は、例えば以下の要領で行う。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。大きさの測定は、例えば粒子を撮影した写真をもと
に、その円相当径を求める。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。また、粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を
低くしてもかまわない。
【００３１】鋼材を製造するプロセスは、通常圧延ま
ま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼戻しの組合
せ、および焼入れ・焼戻しの組合せであっても酸化物の
効果は影響を受けない。
ま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼戻しの組合
せ、および焼入れ・焼戻しの組合せであっても酸化物の
効果は影響を受けない。
【００３２】即ち、本発明では酸化物を分散させている
ので、圧延前の鋼片を加熱炉に入れた時にオーステナイ
ト粒の粒成長が抑制され粗大化しない。このため、圧延
時に圧下率を大きくしてオーステナイト粒の微細化を行
う必要がなく、特に、板厚が５０ｍｍ以上に達する厚鋼
板を製造するのに適する低圧下率の圧延でもフェライト
粒が２０μｍ以下に微細粒化し、靭性が向上する。
ので、圧延前の鋼片を加熱炉に入れた時にオーステナイ
ト粒の粒成長が抑制され粗大化しない。このため、圧延
時に圧下率を大きくしてオーステナイト粒の微細化を行
う必要がなく、特に、板厚が５０ｍｍ以上に達する厚鋼
板を製造するのに適する低圧下率の圧延でもフェライト
粒が２０μｍ以下に微細粒化し、靭性が向上する。
【００３３】圧延前の鋼片の加熱炉での加熱温度は、１
０００〜１３００℃（１２７３〜１５７３°Ｋ）の範囲
内が通常であり、この加熱温度範囲での旧オーステナイ
ト粒径と靭性との関係を求めた。
０００〜１３００℃（１２７３〜１５７３°Ｋ）の範囲
内が通常であり、この加熱温度範囲での旧オーステナイ
ト粒径と靭性との関係を求めた。
【００３４】図１はその一例を説明する図で、上図はオ
ーステナイト粒径Ｄγと延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）
との関係を、下図は酸化物個数が本発明範囲にある１２
０個／ｍｍ2の場合および比較例の９０個／ｍｍ2の場合
の加熱温度とオーステナイト粒径との関係の一例を示す
図である。なお、加熱時間は６０分である。また、酸化
物の個数が多いと直線Ａより左側方向にプロットされ、
酸化物の個数が少ないと直線Ａより右側方向にプロット
される。
ーステナイト粒径Ｄγと延性脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）
との関係を、下図は酸化物個数が本発明範囲にある１２
０個／ｍｍ2の場合および比較例の９０個／ｍｍ2の場合
の加熱温度とオーステナイト粒径との関係の一例を示す
図である。なお、加熱時間は６０分である。また、酸化
物の個数が多いと直線Ａより左側方向にプロットされ、
酸化物の個数が少ないと直線Ａより右側方向にプロット
される。
【００３５】靭性を表す一つの指標として延性脆性遷移
温度を考えた場合、オーステナイト粒径が大きくなると
ｖＴｒｓは高温になる。すなわち靭性が低下する。した
がって目標とするｖＴｒｓを得るためには、オーステナ
イト粒径の最大値があり、その最大値以下にしなければ
ならない。そして、オーステナイト粒径は加熱温度と保
持時間との影響を受けるが、本発明の範囲の酸化物等粒
子を分散することによって、鋼片を特に１３７３°Ｋ〜
１５７３°Ｋの温度Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱した時の旧オ
ーステナイト粒径を直線Ａより常にｖＴｒｓが−５０℃
以下となるオーステナイト粒径にすることができること
を見出した。そして、この直線Ａは下記式（１）で示さ
れる。
温度を考えた場合、オーステナイト粒径が大きくなると
ｖＴｒｓは高温になる。すなわち靭性が低下する。した
がって目標とするｖＴｒｓを得るためには、オーステナ
イト粒径の最大値があり、その最大値以下にしなければ
ならない。そして、オーステナイト粒径は加熱温度と保
持時間との影響を受けるが、本発明の範囲の酸化物等粒
子を分散することによって、鋼片を特に１３７３°Ｋ〜
１５７３°Ｋの温度Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱した時の旧オ
ーステナイト粒径を直線Ａより常にｖＴｒｓが−５０℃
以下となるオーステナイト粒径にすることができること
を見出した。そして、この直線Ａは下記式（１）で示さ
れる。
【００３６】即ち、この式（１）で求められるＤよりも
オーステナイト粒径を小さくすることにより優れた母材
靭性を有することを見出した。 Ｄ＝（０．１５４＊Ｔ−２１０）＊ｌｎ（ｔ）−（０．３２８＊Ｔ−４６０） （μｍ） ・ ・ ・（１）
オーステナイト粒径を小さくすることにより優れた母材
靭性を有することを見出した。 Ｄ＝（０．１５４＊Ｔ−２１０）＊ｌｎ（ｔ）−（０．３２８＊Ｔ−４６０） （μｍ） ・ ・ ・（１）
【００３７】酸化物の数が少ないとオーステナイト粒径
が大きくなり、上記式（１）で規定するＤよりも小さく
ならず、加熱温度が高いとき、かつ／または加熱時間が
長いとき良好な靭性が得られない。
が大きくなり、上記式（１）で規定するＤよりも小さく
ならず、加熱温度が高いとき、かつ／または加熱時間が
長いとき良好な靭性が得られない。
【００３８】さらに、本発明の基本成分範囲について述
べる。
べる。
【００３９】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分であ
り、Ｃが０．０５％未満では強度が確保できず、また過
剰の添加は、鋼材の溶接性や溶接継手低温靭性などを著
しく低下させるので、上限を０．２％とした。
り、Ｃが０．０５％未満では強度が確保できず、また過
剰の添加は、鋼材の溶接性や溶接継手低温靭性などを著
しく低下させるので、上限を０．２％とした。
【００４０】Ｓｉは母材の強度確保、脱酸などに０．０
５％以上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０．４％とした。
５％以上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０．４％とした。
【００４１】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に有効な成
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。
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。
【００４２】Ｐは含有量が少ないほど望ましいが、不純
物である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。
物である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。
【００４３】ＳはＰと同様に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。
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。
【００４４】Ａｌは重要な脱酸元素であり、下限値を
０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、
鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０４％とし
た。
０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、
鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０４％とし
た。
【００４５】ＴｉはNと結合してＴｉ窒化物を形成して
スラブ中に微細析出し、圧延組織の細粒化に有効であ
り、また鋼板中に存在するＴｉ窒化物は溶接時にＨＡＺ
組織を微細化させる。これらの効果を得るために０．０
０５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加すると
靭性が低下するため、０．０３％を上限とした。
スラブ中に微細析出し、圧延組織の細粒化に有効であ
り、また鋼板中に存在するＴｉ窒化物は溶接時にＨＡＺ
組織を微細化させる。これらの効果を得るために０．０
０５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加すると
靭性が低下するため、０．０３％を上限とした。
【００４６】ＣａはＣａ系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、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．０
０３％を上限とした。
０．０００５％以上の添加が必要である。しかしなが
ら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．０
０３％を上限とした。
【００４７】ＭｇはＣａと複合して脱酸に使用すること
で酸化物個数を増加させる元素である。しかしながら、
過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、Ｍｇは０．
００２％以下としたが、好ましくは、０．０００１〜
０．００２％である。
で酸化物個数を増加させる元素である。しかしながら、
過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、Ｍｇは０．
００２％以下としたが、好ましくは、０．０００１〜
０．００２％である。
【００４８】Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏは鋼の強度及び靭性
を向上させる効果を有するが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、それぞれ０．０５
％、０．１％、０．６％、０．６％を上限とした。
を向上させる効果を有するが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、それぞれ０．０５
％、０．１％、０．６％、０．６％を上限とした。
【００４９】Ｃｕ、Ｎｉも鋼の強度を向上させるのに有
効な元素であり、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。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
の増加はコストを上昇させるので、１．０％を上限とし
た。これらの選択元素は、必要に応じて１種または２種
以上を任意に含有させることができる。
効な元素であり、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。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
の増加はコストを上昇させるので、１．０％を上限とし
た。これらの選択元素は、必要に応じて１種または２種
以上を任意に含有させることができる。
【００５０】Ｂは鋼の焼入性を改善すると共に、強度を
向上させる元素であるが、０．０００５％未満では充分
な効果が得られず、一方、０．００３％を超えると焼入
性向上効果が飽和するだけでなく、靭性に有害なＢ析出
物を形成して靭性を低下させるので、Ｂは０．０００５
〜０．００３％とした。
向上させる元素であるが、０．０００５％未満では充分
な効果が得られず、一方、０．００３％を超えると焼入
性向上効果が飽和するだけでなく、靭性に有害なＢ析出
物を形成して靭性を低下させるので、Ｂは０．０００５
〜０．００３％とした。
【００５１】
【実施例】表１に示した化学成分で、鋼板を試作した。
得られた鋼板の酸化物の組成、粒子数、加熱温度、加熱
時間、（１）式で得られるＤ，旧オーステナイト粒径の
実測値、靭性（ｖＴｒｓ）を表２に示す。表１、２にお
いて、１〜８が本発明鋼、９〜１３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。連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造し
た後、加熱圧延水冷を経て、板厚６０ｍｍの鋼板として
製造した。
得られた鋼板の酸化物の組成、粒子数、加熱温度、加熱
時間、（１）式で得られるＤ，旧オーステナイト粒径の
実測値、靭性（ｖＴｒｓ）を表２に示す。表１、２にお
いて、１〜８が本発明鋼、９〜１３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。連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造し
た後、加熱圧延水冷を経て、板厚６０ｍｍの鋼板として
製造した。
【００５２】表２から明らかなように、請求項に規定す
る要件を満たす１〜８の本発明鋼は、旧オーステナイト
粒径の実測値ｖＴｒｓがＤよりも小さな値を示し、−５
０℃以下の優れた靭性を有する。
る要件を満たす１〜８の本発明鋼は、旧オーステナイト
粒径の実測値ｖＴｒｓがＤよりも小さな値を示し、−５
０℃以下の優れた靭性を有する。
【００５３】一方、比較例の９〜１３は、すべて旧オー
ステナイト粒径の実測値ｖＴｒｓがＤよりも大きな値を
示す。その結果、比較例９〜１３のように加熱温度が高
いとき、かつ／または加熱時間が長いとき、靭性が劣っ
ている。
ステナイト粒径の実測値ｖＴｒｓがＤよりも大きな値を
示す。その結果、比較例９〜１３のように加熱温度が高
いとき、かつ／または加熱時間が長いとき、靭性が劣っ
ている。
【００５４】
【表１】
【００５５】
【表２】
【００５６】
【発明の効果】本発明によれば、強度と靭性に優れた大
型構造用鋼材、特に、従来の制御圧延・制御冷却では製
造することが困難であった厚鋼板を安定して供給するこ
とが可能となった。
型構造用鋼材、特に、従来の制御圧延・制御冷却では製
造することが困難であった厚鋼板を安定して供給するこ
とが可能となった。
【図１】オーステナイト粒径、延性脆性遷移温度、加熱
温度との関係を示す図である。
温度との関係を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(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
Claims (8)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％を含有し、残部はＦ
ｅ及び不可避不純物から成る鋼で、かつ、この鋼中に円
相当径で０．００５〜２．０μｍの酸化物粒子を単位面
積当たりの個数密度で１００〜３０００個／ｍｍ2含有
し、その酸化物粒子の組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏ
を含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、
Ａｌ：５％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計
が５０％以上で、かつ鋼を１３７３°Ｋ以上１５７３°
Ｋ以下の温度Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱したときの旧オース
テナイト粒径が下記の式で求められるＤよりも小さいこ
とを特徴とする靭性の優れた鋼材。 Ｄ＝（０．１５４＊Ｔ−２１０）＊ｌｎ（ｔ）−（０．
３２８＊Ｔ−４６０）（μｍ） - 【請求項２】 前記酸化物粒子の組成が少なくともＣ
ａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｓ：１％以上をそれ
ぞれ含有し、ＣａとＡｌとＳとの合計が５１％以上で、
残部がその他不可避不純物から成ることを特徴とする請
求項１記載の靭性に優れた鋼材。 - 【請求項３】 質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．４％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．
００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．００２
％以下を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物から成る
鋼で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜２．０
μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００
〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の組成が
少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを含み、Ｏを除いた元
素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍ
ｇ：１％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとＭｇとの
合計が５１％以上で、かつ鋼を１３７３°Ｋ以上１５７
３°Ｋ以下の温度Ｔで時間ｔ（ｓ）加熱したときの旧オ
ーステナイト粒径が下記の式で求められるＤよりも小さ
いことを特徴とする靭性の優れた鋼材。 Ｄ＝（０．１５４＊Ｔ−２１０）＊ｌｎ（ｔ）−（０．
３２８＊Ｔ−４６０）（μｍ） - 【請求項４】 前記酸化物粒子の組成が少なくともＣ
ａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量
比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｇ：１％以
上、Ｓ：１％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとＭｇ
とＳとの合計が５２％以上で、残部がその他不可避不純
物から成ることを特徴とする請求項３記載の靭性に優れ
た鋼材。 - 【請求項５】 質量％で、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：
０．１％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以
下の内の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〜請求項４のいずれかに記載の靭性に優れた
鋼材。 - 【請求項６】 質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：
１．０％以下の内の１種または２種を含有することを特
徴とする請求項１〜請求項５のいすれかに記載の靭性に
優れた鋼材。 - 【請求項７】 質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００
３％を含有することを特徴とする請求項１〜請求項６の
いずれかに記載の鋼材。 - 【請求項８】 前記酸化物粒子が円相当径で０．１〜
２．０μｍであることを特徴とする請求項１〜請求項７
のいずれかに記載の靭性に優れた鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001185360A JP3541021B2 (ja) | 2001-06-19 | 2001-06-19 | 靭性に優れた鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001185360A JP3541021B2 (ja) | 2001-06-19 | 2001-06-19 | 靭性に優れた鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003003227A true JP2003003227A (ja) | 2003-01-08 |
| JP3541021B2 JP3541021B2 (ja) | 2004-07-07 |
Family
ID=19024956
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001185360A Expired - Lifetime JP3541021B2 (ja) | 2001-06-19 | 2001-06-19 | 靭性に優れた鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3541021B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009209412A (ja) * | 2008-03-04 | 2009-09-17 | Kobe Steel Ltd | 耐食性に優れた船舶用鋼材 |
-
2001
- 2001-06-19 JP JP2001185360A patent/JP3541021B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009209412A (ja) * | 2008-03-04 | 2009-09-17 | Kobe Steel Ltd | 耐食性に優れた船舶用鋼材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3541021B2 (ja) | 2004-07-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3863878B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性が優れた溶接構造用鋼材、その製造方法及びこれを用いた溶接構造物 | |
| WO2011065479A1 (ja) | 高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP2003213366A (ja) | 母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 | |
| JPH02194115A (ja) | チタン酸化物を含有する溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼の製造法 | |
| JP4041447B2 (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| JPH0642979B2 (ja) | チタン酸化物を含有する溶接・低温用高張力鋼の製造法 | |
| JP3502822B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2006257497A (ja) | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 | |
| JP4276576B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| JP2003342675A (ja) | 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材 | |
| JP3323414B2 (ja) | 大入熱溶接の熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2009179844A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高張力厚鋼板 | |
| JP7207199B2 (ja) | 鋼材及びその製造方法 | |
| JP3464567B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 | |
| JP3541021B2 (ja) | 靭性に優れた鋼材 | |
| JP2002371338A (ja) | レーザー溶接部の靭性に優れた鋼 | |
| JP2001020033A (ja) | 母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材 | |
| JP3481417B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板 | |
| JP2007277642A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法 | |
| JP3502842B2 (ja) | 低ＹＲ特性ならびに超大入熱溶接継手靭性に優れた６００ＭＰａ級鋼 | |
| JP3502805B2 (ja) | 溶接継手部靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JPH04279248A (ja) | 圧延ままで靱性に優れ、かつ溶接部靱性に優れた粒内フェライト系形鋼の製造方法 | |
| JP3502809B2 (ja) | 靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JP3502851B2 (ja) | 溶接施工性および溶接継手靭性に優れた６００ＭＰａ級鋼 | |
| JP3825728B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20040116 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040302 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040326 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3541021 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080402 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090402 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090402 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100402 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110402 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120402 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130402 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130402 Year of fee payment: 9 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130402 Year of fee payment: 9 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130402 Year of fee payment: 9 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130402 Year of fee payment: 9 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140402 Year of fee payment: 10 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |