JP2003147484A - 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼及びその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部の靭性が優れた鋼及びその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は小〜中入熱の多層溶接において破壊
靭性（ＣＴＯＤ）の優れた高強度の鋼を安価に製造する
技術を提供することを目的とする。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．５％、
Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３、
Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜０．００６
％を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の範囲で、残
部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含
有しないことを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた
鋼。ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋
２Ｎｂ
靭性（ＣＴＯＤ）の優れた高強度の鋼を安価に製造する
技術を提供することを目的とする。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．５％、
Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３、
Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜０．００６
％を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の範囲で、残
部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含
有しないことを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた
鋼。ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋
２Ｎｂ
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は小入熱溶接から中入
熱溶接の熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が優れた鋼とその製
造方法に関するものである。
熱溶接の熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が優れた鋼とその製
造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】低合金鋼のＨＡＺ靭性は、（１）結晶粒
のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ*）、上部
ベイナイト（Ｂｕ）及びフェライトサイドプレート（Ｆ
ＳＰ）などの硬化相の分散状態、（３）析出硬化状態、
（４）粒界脆化の有無、（５）元素のミクロ偏析など種
々の要因に支配される。
のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ*）、上部
ベイナイト（Ｂｕ）及びフェライトサイドプレート（Ｆ
ＳＰ）などの硬化相の分散状態、（３）析出硬化状態、
（４）粒界脆化の有無、（５）元素のミクロ偏析など種
々の要因に支配される。
【０００３】これらの要因は靭性に大きな影響を与える
ことが知られており、ＨＡＺ靭性を改善するために多く
の技術が実用化されている。
ことが知られており、ＨＡＺ靭性を改善するために多く
の技術が実用化されている。
【０００４】特に優れている技術として、Ｔｉ酸化物で
ミクロ組織を微細化し、これに加え、Ｔｉ、Ｏ、Ｎのバ
ランスを適正化してＴｉＣの析出を抑制して析出効果を
低減し、靭性を向上させることが知られている（特開平
５−２４７５３１号公報）。
ミクロ組織を微細化し、これに加え、Ｔｉ、Ｏ、Ｎのバ
ランスを適正化してＴｉＣの析出を抑制して析出効果を
低減し、靭性を向上させることが知られている（特開平
５−２４７５３１号公報）。
【０００５】しかしながら、溶接熱影響部の脆性亀裂発
生特性（ＣＴＯＤ）は上述したＭ*等の硬化相の影響が
極めて大きく、これまでの技術ではＭ*生成の抑制のた
めに鋼成分の焼入性（ＤI、Ｃｅｑ）を低く抑える必要
があり、高強度化のための障害となっていた。
生特性（ＣＴＯＤ）は上述したＭ*等の硬化相の影響が
極めて大きく、これまでの技術ではＭ*生成の抑制のた
めに鋼成分の焼入性（ＤI、Ｃｅｑ）を低く抑える必要
があり、高強度化のための障害となっていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は小〜中入熱の
多層溶接において破壊靭性（ＣＴＯＤ）の優れた高強度
の鋼を安価に製造する技術を提供するものである。
多層溶接において破壊靭性（ＣＴＯＤ）の優れた高強度
の鋼を安価に製造する技術を提供するものである。
【０００７】本発明により製造した鋼は多層溶接部のミ
クロ組織を微細化して、優れた靭性を示す。
クロ組織を微細化して、優れた靭性を示す。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下の通
りである。
りである。
【０００９】（１） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０
９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．
５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．
０３％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜
０．００６％を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の
範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的に
Ａｌを含有しないことを特徴とする溶接熱影響部の靭性
が優れた鋼。ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／
６Ｍｎ＋２Ｎｂ
９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．
５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．
０３％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜
０．００６％を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の
範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的に
Ａｌを含有しないことを特徴とする溶接熱影響部の靭性
が優れた鋼。ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／
６Ｍｎ＋２Ｎｂ
【００１０】（２） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０
９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．
５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．
０３％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜
０．００６％を含有し、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：
０．３％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｖ：０．０３％以
下の１種又は２種以上を更に含有し、かつ、ＡGB-2が
０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不
純物からなる実質的にＡｌを含有しないことを特徴とす
る溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。ここで、ＡGB-2＝Ｃ
＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）
＋１／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４Ｖ
９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．
５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．
０３％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜
０．００６％を含有し、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：
０．３％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｖ：０．０３％以
下の１種又は２種以上を更に含有し、かつ、ＡGB-2が
０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不
純物からなる実質的にＡｌを含有しないことを特徴とす
る溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。ここで、ＡGB-2＝Ｃ
＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）
＋１／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４Ｖ
【００１１】（３） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０
９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．
５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．
０３％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜
０．００６％を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の
範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的に
Ａｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、
その後１２００℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理す
ることを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製
造方法。ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍ
ｎ＋２Ｎｂ
９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．
５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．
０３％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜
０．００６％を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の
範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的に
Ａｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、
その後１２００℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理す
ることを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製
造方法。ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍ
ｎ＋２Ｎｂ
【００１２】（４） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０
９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．
５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．
０３％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜
０．００６％を含有し、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：
０．３％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｖ：０．０３％以
下の１種又は２種以上を更に含有し、かつ、ＡGB-2が
０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不
純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法
によってスラブとし、その後１２００℃以下の温度に再
加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部
の靭性が優れた鋼の製造方法。ここで、ＡGB-2＝Ｃ＋１
／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１
／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４Ｖ
９％、Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．
５％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．
０３％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜
０．００６％を含有し、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：
０．３％以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｖ：０．０３％以
下の１種又は２種以上を更に含有し、かつ、ＡGB-2が
０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不
純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法
によってスラブとし、その後１２００℃以下の温度に再
加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部
の靭性が優れた鋼の製造方法。ここで、ＡGB-2＝Ｃ＋１
／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１
／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４Ｖ
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明者らの研究によれば、小〜
中入熱（例えば５０ｍｍで１．５〜６０ｋＪ／ｍｍ）溶
接ＨＡＺの脆性亀裂の発生特性（−１０℃程度の温度に
おけるＣＴＯＤ特性）は極めて局部的な領域の靭性が支
配的であり、この部分のミクロ組織の制御が重要である
ことを明らかにした。
中入熱（例えば５０ｍｍで１．５〜６０ｋＪ／ｍｍ）溶
接ＨＡＺの脆性亀裂の発生特性（−１０℃程度の温度に
おけるＣＴＯＤ特性）は極めて局部的な領域の靭性が支
配的であり、この部分のミクロ組織の制御が重要である
ことを明らかにした。
【００１４】本発明者らの検討では、ＣＴＯＤ特性に最
も大きな影響を及ぼす局所的な領域は旧オーステナイト
粒界近傍の粒界フェライト（ＧＢＦ）やＭ*、ＦＳＰで
あることをつきとめた。
も大きな影響を及ぼす局所的な領域は旧オーステナイト
粒界近傍の粒界フェライト（ＧＢＦ）やＭ*、ＦＳＰで
あることをつきとめた。
【００１５】このため、本発明者らは、溶接熱履歴を前
提としたオーステナイトからの変態挙動を検討し、オー
ステナイトからフェライトの変態開始温度がミクロ組織
の生成に大きく影響し、変態開始温度が高い場合にＧＢ
ＦやＭ*、ＦＳＰが生成し易いことをつきとめた。
提としたオーステナイトからの変態挙動を検討し、オー
ステナイトからフェライトの変態開始温度がミクロ組織
の生成に大きく影響し、変態開始温度が高い場合にＧＢ
ＦやＭ*、ＦＳＰが生成し易いことをつきとめた。
【００１６】しかしながら、変態開始温度が低い場合で
もＢｕが生成して、靭性が劣化することを見出した。
もＢｕが生成して、靭性が劣化することを見出した。
【００１７】また、変態開始温度は鋼成分や熱履歴によ
り決まることが知られており、良好なミクロ組織を得る
ための鋼成分について検討し、以下のＡGB式で０．３９
〜０．４７の範囲に制御できることにより靭性を劣化さ
せるＧＢＦ、Ｍ*、ＦＳＰの生成を抑えることができる
ことを見出した。ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍ
ｎ＋２ＮｂＡGB-2＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１
／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４
Ｖ
り決まることが知られており、良好なミクロ組織を得る
ための鋼成分について検討し、以下のＡGB式で０．３９
〜０．４７の範囲に制御できることにより靭性を劣化さ
せるＧＢＦ、Ｍ*、ＦＳＰの生成を抑えることができる
ことを見出した。ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍ
ｎ＋２ＮｂＡGB-2＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１
／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４
Ｖ
【００１８】鋼成分を適性化するためには、ＮｂとＭｎ
が最も効果的であるが、その添加量も適正範囲が存在
し、以下の通りである。
が最も効果的であるが、その添加量も適正範囲が存在
し、以下の通りである。
【００１９】Ｎｂは、０．０１％未満ではミクロ組織を
適正化する効果が少なく、０．０３％超では多層溶接で
Ｂｕの生成やＮｂの析出効果が顕著となり靭性を劣化さ
せるため、０．０１〜０．０３％が適正範囲である。
適正化する効果が少なく、０．０３％超では多層溶接で
Ｂｕの生成やＮｂの析出効果が顕著となり靭性を劣化さ
せるため、０．０１〜０．０３％が適正範囲である。
【００２０】Ｍｎはミクロ組織を適正化する効果が大き
く安価な元素であるため、添加量は多くしたいが、２．
５％超では靭性に有害なＢｕを生成し易くするため２．
５％を上限とした。
く安価な元素であるため、添加量は多くしたいが、２．
５％超では靭性に有害なＢｕを生成し易くするため２．
５％を上限とした。
【００２１】また、２％未満では効果が少ないので下限
を２．０％とした。
を２．０％とした。
【００２２】これらを限定するだけでは良好な靭性は得
られない。
られない。
【００２３】即ち、ＡGB式の適正範囲の限定は粒界近傍
のミクロ組織の制御に効果を発揮するが、粒内では効果
は期待できない。
のミクロ組織の制御に効果を発揮するが、粒内では効果
は期待できない。
【００２４】粒内のミクロ組織の制御は微細なＴｉ酸化
物及びＴｉ窒化物が必要であり、このためＴｉ、Ｏ、Ｎ
を以下の範囲に限定する必要がある。
物及びＴｉ窒化物が必要であり、このためＴｉ、Ｏ、Ｎ
を以下の範囲に限定する必要がある。
【００２５】ＴｉはＴｉ酸化物やＴｉ窒化物を生成して
粒内のミクロ組織を微細化し、靭性を向上させるが、
０．００５％未満では効果が少なく、０．０２％超では
Ｔｉの炭化物を生成し易くなり、靭性を劣化させるので
０．００５〜０．０２％が適正範囲である。
粒内のミクロ組織を微細化し、靭性を向上させるが、
０．００５％未満では効果が少なく、０．０２％超では
Ｔｉの炭化物を生成し易くなり、靭性を劣化させるので
０．００５〜０．０２％が適正範囲である。
【００２６】ＯはＴｉの酸化物生成に必要であるが、
０．００３５％超では粗大なＴｉ酸化物を生成し、靭性
を極端に劣化させるため上限を０．００３５％とした。
０．００３５％超では粗大なＴｉ酸化物を生成し、靭性
を極端に劣化させるため上限を０．００３５％とした。
【００２７】ＮはＴｉ窒化物生成に必要であるが、０．
００３％未満では効果が少なく、０．００６％超では鋼
片製造時に表面疵が発生するため上限を０．００６％と
した。
００３％未満では効果が少なく、０．００６％超では鋼
片製造時に表面疵が発生するため上限を０．００６％と
した。
【００２８】これら以外の鋼成分の限定理由を以下に述
べる。
べる。
【００２９】Ｃは高強度を得るため０．０３％以上必要
であるが０．０９％超では母材とＨＡＺの靭性を害する
ため、０．０９％を上限とする。
であるが０．０９％超では母材とＨＡＺの靭性を害する
ため、０．０９％を上限とする。
【００３０】Ｓｉは良好なＨＡＺ靭性を得るため少ない
方が好ましいが、発明鋼ではＡｌを添加していないた
め、脱酸上０．０５％以上は必要である。しかしなが
ら、０．２％超ではＨＡＺ靭性を害するため、０．２％
を上限とする。
方が好ましいが、発明鋼ではＡｌを添加していないた
め、脱酸上０．０５％以上は必要である。しかしなが
ら、０．２％超ではＨＡＺ靭性を害するため、０．２％
を上限とする。
【００３１】Ｐ、Ｓは母材靭性、ＨＡＺ靭性からともに
少ない方が良いが、工業生産的な制約もあり、それぞれ
０．００８％、０．００５％を上限とした。
少ない方が良いが、工業生産的な制約もあり、それぞれ
０．００８％、０．００５％を上限とした。
【００３２】ＡｌはＴｉ酸化物を生成させるために少な
い方が好ましいので、実質的にＡｌを含有しないように
する。しかし、工業生産的に制約があり、０．００４％
が許容できる上限である。したがって、実質的にＡｌを
含有しないとは、０．００４％以下（０％を含む）のＡ
ｌ含有量とすることである。
い方が好ましいので、実質的にＡｌを含有しないように
する。しかし、工業生産的に制約があり、０．００４％
が許容できる上限である。したがって、実質的にＡｌを
含有しないとは、０．００４％以下（０％を含む）のＡ
ｌ含有量とすることである。
【００３３】更に、基本となる成分にＮｉ、Ｃｕ、Ｍ
ｏ、Ｖを添加する目的はＨＡＺ靭性に及ぼす影響が少な
く、母材の強度向上に効果があるためである。
ｏ、Ｖを添加する目的はＨＡＺ靭性に及ぼす影響が少な
く、母材の強度向上に効果があるためである。
【００３４】しかしながら、Ｎｉ：０．３％、Ｃｕ：
０．３％、Ｍｏ：０．１％、Ｖ：０．０３％を超えると
ＨＡＺ靭性を害するだけでなく、鋼材のコストにも影響
するため、上限とした。
０．３％、Ｍｏ：０．１％、Ｖ：０．０３％を超えると
ＨＡＺ靭性を害するだけでなく、鋼材のコストにも影響
するため、上限とした。
【００３５】鋼の成分を上記のように限定しても製造方
法が適切でなければ目的とした効果は発揮できない。こ
のため、製造条件についても限定が必要である。
法が適切でなければ目的とした効果は発揮できない。こ
のため、製造条件についても限定が必要である。
【００３６】本発明鋼は工業的には連続鋳造法で製造す
ることが必須である。
ることが必須である。
【００３７】その理由は、溶鋼の凝固冷却速度が速く、
スラブ中に微細なＴｉ酸化物とＴｉ窒化物を多量に生成
することが可能なためである。
スラブ中に微細なＴｉ酸化物とＴｉ窒化物を多量に生成
することが可能なためである。
【００３８】スラブの圧延に際し、その再加熱温度は１
２００℃以下とする必要がある。
２００℃以下とする必要がある。
【００３９】再加熱温度が１２００℃を超えるとＴｉ窒
化物が粗大化してＨＡＺ靭性改善効果が期待できないた
めである。
化物が粗大化してＨＡＺ靭性改善効果が期待できないた
めである。
【００４０】次に、再加熱後の製造方法は加工熱処理が
必須である。
必須である。
【００４１】その理由は、優れたＨＡＺ靭性が得られて
も、母材の靭性が劣っている鋼材としては不十分なため
である。
も、母材の靭性が劣っている鋼材としては不十分なため
である。
【００４２】加工熱処理の方法としては、１）制御圧
延、２）制御圧延−加速冷却、３）圧延後直接焼入れ−
焼戻しなどが挙げられ、どの方法でも良いが、好ましい
方法は、２）制御圧延−加速冷却法である。
延、２）制御圧延−加速冷却、３）圧延後直接焼入れ−
焼戻しなどが挙げられ、どの方法でも良いが、好ましい
方法は、２）制御圧延−加速冷却法である。
【００４３】なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的
でＡｒ3変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特
徴を損なうものではない。
でＡｒ3変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特
徴を損なうものではない。
【００４４】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程の種々の鋼成分の
厚鋼板を製造し、母材強度や溶接継手のＣＴＯＤ試験を
実施した。
厚鋼板を製造し、母材強度や溶接継手のＣＴＯＤ試験を
実施した。
【００４５】溶接は一般的に試験溶接として用いられて
いる潜弧溶接（ＳＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）
が垂直になるようにＫ開先で溶接入熱は４．５〜５．０
ｋＪ／ｍｍで実施した。
いる潜弧溶接（ＳＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）
が垂直になるようにＫ開先で溶接入熱は４．５〜５．０
ｋＪ／ｍｍで実施した。
【００４６】ＣＴＯＤ試験はｔ（板厚）×２ｔのサイズ
でノッチは５０％疲労亀裂でＦＬ位置で実施した。
でノッチは５０％疲労亀裂でＦＬ位置で実施した。
【００４７】表１、表２に実施例を示す。
【００４８】
【表１】
【００４９】
【表２】
【００５０】本発明で製造した鋼板（本発明鋼）は降伏
強度（ＹＳ）が４２０Ｎ／ｍｍ2以上で、−１０℃のＣ
ＴＯＤ値が０．６３ｍｍ以上の良好な破壊靭性を示し
た。
強度（ＹＳ）が４２０Ｎ／ｍｍ2以上で、−１０℃のＣ
ＴＯＤ値が０．６３ｍｍ以上の良好な破壊靭性を示し
た。
【００５１】これに対し、比較鋼では、強度は発明鋼と
同等であるが、ＣＴＯＤ値が劣り、厳しい環境下で使用
される鋼板として適切でない。
同等であるが、ＣＴＯＤ値が劣り、厳しい環境下で使用
される鋼板として適切でない。
【００５２】比較鋼１６はＭｎやＡGB値が低いため、粒
界フェライト、島状マルテンサイトが生成し、ＣＴＯＤ
値が低い値であった。
界フェライト、島状マルテンサイトが生成し、ＣＴＯＤ
値が低い値であった。
【００５３】比較鋼１７はＡGB値が高すぎ、Ｎｂの添加
量も多すぎるため、ミクロ組織にベイナイトが多く、硬
さ値も高いためＣＴＯＤ値が低い値であった。
量も多すぎるため、ミクロ組織にベイナイトが多く、硬
さ値も高いためＣＴＯＤ値が低い値であった。
【００５４】比較鋼１８はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ等は発
明鋼と同じであるが、ＡGB値が高すぎなため、ミクロ組
織にベイナイトが多く、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
明鋼と同じであるが、ＡGB値が高すぎなため、ミクロ組
織にベイナイトが多く、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
【００５５】比較鋼１９は主な鋼成分は発明鋼と同じで
あるが、ＡGBが高すぎ、酸素（Ｏ）量も多すぎるため、
粒界フェライトが多く、数μｍの酸化物も多く観察さ
れ、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
あるが、ＡGBが高すぎ、酸素（Ｏ）量も多すぎるため、
粒界フェライトが多く、数μｍの酸化物も多く観察さ
れ、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
【００５６】比較鋼２０はＡGBが高すぎ、窒素（Ｎ）が
少ないため、ミクロ組織にベイナイトが多く観察され、
低いＣＴＯＤ値であった。
少ないため、ミクロ組織にベイナイトが多く観察され、
低いＣＴＯＤ値であった。
【００５７】
【発明の効果】本発明により製造した鋼は、溶接時に最
も靭性が劣化する旧オーステナイト粒界とその近傍のミ
クロ組織を適正化して、優れた靭性を示す。
も靭性が劣化する旧オーステナイト粒界とその近傍のミ
クロ組織を適正化して、優れた靭性を示す。
【００５８】これにより、海洋構造物、耐震性建築物等
の厳しい環境で使用される高強度の鋼材の製造を可能と
した。
の厳しい環境で使用される高強度の鋼材の製造を可能と
した。
─────────────────────────────────────────────────────
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(72)発明者 児島 明彦
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君
津製鐵所内
(72)発明者 吉田 譲
東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本
製鐵株式会社内
(72)発明者 深水 秀範
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君
津製鐵所内
Ｆターム(参考） 4K032 AA04 AA14 AA17 AA19 AA21
AA22 AA23 AA26 AA27 AA29
AA31 AA35 AA36 BA01 CA02
CD00
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．５％、
Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３
％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜０．０
０６％を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の範囲
で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌ
を含有しないことを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優
れた鋼。ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍ
ｎ＋２Ｎｂ - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．５％、
Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３
％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜０．０
０６％を含有し、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％
以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｖ：０．０３％以下の１種
又は２種以上を更に含有し、かつ、ＡGB-2が０．３９〜
０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からな
る実質的にＡｌを含有しないことを特徴とする溶接熱影
響部の靭性が優れた鋼。ここで、ＡGB-2＝Ｃ＋１／２４
Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１／４Ｍ
ｏ＋２Ｎｂ＋１／１４Ｖ - 【請求項３】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．５％、
Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３
％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜０．０
０６％を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の範囲
で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌ
を含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その
後１２００℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理するこ
とを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製造方
法。ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋
２Ｎｂ - 【請求項４】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、Ｍｎ：２．０〜２．５％、
Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２％、Ｎｂ：０．０１〜０．０３
％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３〜０．０
０６％を含有し、Ｎｉ：０．３％以下、Ｃｕ：０．３％
以下、Ｍｏ：０．１％以下、Ｖ：０．０３％以下の１種
又は２種以上を更に含有し、かつ、ＡGB-2が０．３９〜
０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からな
る実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってス
ラブとし、その後１２００℃以下の温度に再加熱後、加
工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優
れた鋼の製造方法。ここで、ＡGB-2＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ
＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１／４Ｍｏ＋
２Ｎｂ＋１／１４Ｖ
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- 2001-11-12 JP JP2001346172A patent/JP3697202B2/ja not_active Expired - Fee Related
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