JP2587564B2 - 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 - Google Patents
溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は小入熱溶接から中入熱溶
接の熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性が優れた鋼の製造法
に関するものである。
接の熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性が優れた鋼の製造法
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）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
ロ偏析など種々の冶金的要因に支配される。これらの要
因は低温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数多くの技術が開発実
用化されている。
のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ* ）、上部
ベイナイト（Ｂｕ）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
ロ偏析など種々の冶金的要因に支配される。これらの要
因は低温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数多くの技術が開発実
用化されている。
【０００３】特に優れている技術として、Ｔｉ酸化物と
ＴｉＮを微細分散した鋼（特願昭６２−４２７６９）が
知られている。この鋼では、溶接後の冷却過程でγ粒内
のＴｉ酸化物よりフェライトを発生させてミクロ組織を
微細化して靭性を向上させている。
ＴｉＮを微細分散した鋼（特願昭６２−４２７６９）が
知られている。この鋼では、溶接後の冷却過程でγ粒内
のＴｉ酸化物よりフェライトを発生させてミクロ組織を
微細化して靭性を向上させている。
【０００４】しかしながら、１４００℃以上の温度にさ
らされる溶融線近傍のごく狭い領域では、溶接熱により
酸化物は溶解しないが、ＴｉＮが溶解し、その後の溶接
熱でＴｉＣとして生成するため、靭性の劣化が生じる。
このように、局部的な脆化領域が存在した場合、その悪
影響はシャルピー試験では、極めて少ないが、ＣＴＯＤ
試験で大きな差が見られる。従って、この鋼の多パス溶
接部のＣＴＯＤ特性は鋼の成分系にもよるが、−１０〜
−３０℃程度でＣＴＯＤ値が０．２５mm程度を満足させ
ることが限界であった。
らされる溶融線近傍のごく狭い領域では、溶接熱により
酸化物は溶解しないが、ＴｉＮが溶解し、その後の溶接
熱でＴｉＣとして生成するため、靭性の劣化が生じる。
このように、局部的な脆化領域が存在した場合、その悪
影響はシャルピー試験では、極めて少ないが、ＣＴＯＤ
試験で大きな差が見られる。従って、この鋼の多パス溶
接部のＣＴＯＤ特性は鋼の成分系にもよるが、−１０〜
−３０℃程度でＣＴＯＤ値が０．２５mm程度を満足させ
ることが限界であった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】従来の技術では、ＨＡ
Ｚの溶融線近傍のごく狭い領域において靭性の劣化が生
じ、多パス溶接部のＣＴＯＤ特性は、鋼の成分系にもよ
るが、０．２５mm程度を満足させることが限界であっ
た。現在のところ小〜中入熱溶接において、−４０℃以
下での良好なＣＴＯＤ特性を満足できる鋼の製造技術は
存在せず、新知見に基づいた新しい鋼の開発が強く望ま
れていた。
Ｚの溶融線近傍のごく狭い領域において靭性の劣化が生
じ、多パス溶接部のＣＴＯＤ特性は、鋼の成分系にもよ
るが、０．２５mm程度を満足させることが限界であっ
た。現在のところ小〜中入熱溶接において、−４０℃以
下での良好なＣＴＯＤ特性を満足できる鋼の製造技術は
存在せず、新知見に基づいた新しい鋼の開発が強く望ま
れていた。
【０００６】本発明は、小〜中入熱溶接においてＨＡＺ
靭性（特にＣＴＯＤ特性）の極めて優れた鋼を安価に製
造する技術を提供するものである。
靭性（特にＣＴＯＤ特性）の極めて優れた鋼を安価に製
造する技術を提供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：
０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：
０．００４〜０．０１３％、Ｎ：０．００３５〜０．０
０７０％、Ｏ：０．００１０〜０．００３０％を含有
し、
で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：
０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：
０．００４〜０．０１３％、Ｎ：０．００３５〜０．０
０７０％、Ｏ：０．００１０〜０．００３０％を含有
し、
【数２】 が０．６〜１．０の範囲で、且つ−０．０２０％≦〔Ｔ
ｉ〕−２〔Ｏ〕−３．４〔Ｎ〕≦−０．０１０を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを添加しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、こ
れを１２００℃以下の温度で再加熱後、厚板圧延を行な
うことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼
の製造法である。
ｉ〕−２〔Ｏ〕−３．４〔Ｎ〕≦−０．０１０を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを添加しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、こ
れを１２００℃以下の温度で再加熱後、厚板圧延を行な
うことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼
の製造法である。
【０００８】更に本発明は重量％で、Ｃ：０．０６〜
０．１５％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．８〜２．
０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００４〜０．０１
３％、Ｎ：０．００３５〜０．００６５％、Ｏ：０．０
０１０〜０．００３０％及び、更にＮｂ：０．００５〜
０．０２０％、Ｖ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｉ：
０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００５
〜０．０５％の一種または二種以上を含有し、
０．１５％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．８〜２．
０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５％以下、
Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００４〜０．０１
３％、Ｎ：０．００３５〜０．００６５％、Ｏ：０．０
０１０〜０．００３０％及び、更にＮｂ：０．００５〜
０．０２０％、Ｖ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｉ：
０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００５
〜０．０５％の一種または二種以上を含有し、
【数３】 が０．６〜１．０の範囲で、且つ−０．０２０％≦〔Ｔ
ｉ〕−２〔Ｏ〕−３．４〔Ｎ〕≦−０．０１０を満足
し、残部が鉄およひ不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを添加しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、こ
れを１２００℃以下の温度で再加熱後、厚板圧延を行な
うことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼
の製造法である。
ｉ〕−２〔Ｏ〕−３．４〔Ｎ〕≦−０．０１０を満足
し、残部が鉄およひ不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを添加しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、こ
れを１２００℃以下の温度で再加熱後、厚板圧延を行な
うことを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼
の製造法である。
【０００９】本発明者らの研究によれば、ＣＴＯＤ特性
が問題となるような小〜中入熱溶接部のＨＡＺ靭性は、
１）鋼の化学成分、２）ミクロ組織（結晶粒の大きさと
硬化相の分布状態）、３）析出硬化（溶接熱により一旦
溶解する析出硬化元素が溶接の後熱により再析出して硬
化）、４）ミクロ組織中で硬化相と同じ影響を及ぼす酸
化物の量などに大きく依存することを明らかにした。
が問題となるような小〜中入熱溶接部のＨＡＺ靭性は、
１）鋼の化学成分、２）ミクロ組織（結晶粒の大きさと
硬化相の分布状態）、３）析出硬化（溶接熱により一旦
溶解する析出硬化元素が溶接の後熱により再析出して硬
化）、４）ミクロ組織中で硬化相と同じ影響を及ぼす酸
化物の量などに大きく依存することを明らかにした。
【００１０】このため、本発明者らは、鋼中に従来より
微細に酸化物を分散させ、ＴｉＮが溶解し、その後生成
するＴｉＣを極力少なくするため、種々の検討を行い、
適正なＴｉ，Ｏ，Ｎ量のバランスが重要であることを見
いだした。
微細に酸化物を分散させ、ＴｉＮが溶解し、その後生成
するＴｉＣを極力少なくするため、種々の検討を行い、
適正なＴｉ，Ｏ，Ｎ量のバランスが重要であることを見
いだした。
【００１１】また同時に、上述の知見を生かすために
は、併せて、適正なベース成分も必須であることを明ら
かにし、その適正範囲をつきとめた。Ｔｉ酸化物（主と
してＴｉ2 Ｏ3 ）は微細なアシキュラーフェライトを生
成して靭性を向上させるが、試験条件が厳しい場合（−
４０℃以下の低温でのＣＴＯＤ特性が問題とされるケー
ス）、Ｔｉ酸化物が脆性亀裂の発生を促進する悪い作用
を生じる。このため、脆性亀裂の発生を起こさないよう
にＴｉ酸化物の大きさと数を抑制する必要がある。
は、併せて、適正なベース成分も必須であることを明ら
かにし、その適正範囲をつきとめた。Ｔｉ酸化物（主と
してＴｉ2 Ｏ3 ）は微細なアシキュラーフェライトを生
成して靭性を向上させるが、試験条件が厳しい場合（−
４０℃以下の低温でのＣＴＯＤ特性が問題とされるケー
ス）、Ｔｉ酸化物が脆性亀裂の発生を促進する悪い作用
を生じる。このため、脆性亀裂の発生を起こさないよう
にＴｉ酸化物の大きさと数を抑制する必要がある。
【００１２】本発明者らは、種々の検討の結果、Ｔｉと
Ｏを適正範囲にすることにより前記の課題を解決した。
すなわち、Ｔｉ量は０．００４％〜０．０１３％が適正
範囲で、Ｏ量は０．００１０〜０．００３０％が適正範
囲である。ＴｉやＯ量がこの範囲より多い場合は、酸化
物数が増加し、そのサイズも大きくなり脆性亀裂が発生
し易くなる。また、この範囲より少ない場合は、有効な
酸化物が生成しないため、ミクロ組織が微細化せず、靭
性は向上しない。
Ｏを適正範囲にすることにより前記の課題を解決した。
すなわち、Ｔｉ量は０．００４％〜０．０１３％が適正
範囲で、Ｏ量は０．００１０〜０．００３０％が適正範
囲である。ＴｉやＯ量がこの範囲より多い場合は、酸化
物数が増加し、そのサイズも大きくなり脆性亀裂が発生
し易くなる。また、この範囲より少ない場合は、有効な
酸化物が生成しないため、ミクロ組織が微細化せず、靭
性は向上しない。
【００１３】Ｔｉ酸化物は溶鋼の凝固中に優先して生成
するが、酸素と結合しないＴｉはＮと結合し、ＴｉＮが
生成する。ＴｉＮは溶接時の１３５０℃以下の温度では
ミクロ組織を微細化して靭性を向上させるが、１４００
℃を超える温度では溶解する。
するが、酸素と結合しないＴｉはＮと結合し、ＴｉＮが
生成する。ＴｉＮは溶接時の１３５０℃以下の温度では
ミクロ組織を微細化して靭性を向上させるが、１４００
℃を超える温度では溶解する。
【００１４】溶解したＴｉは冷却中に、ＴｉＮやＴｉＣ
を形成する。この場合、Ｔｉ量が多く、Ｎ量が少ないと
ＴｉＣが形成され靭性が著しく劣化する。従って、靭性
を劣化させないため、Ｎ量の規制とともにＴｉ，Ｏ，Ｎ
量のバランスを適正範囲に規制することが必要条件であ
り、Ｎ量は、０．００３５〜０．００６５％、Ｔｉ，
Ｏ，Ｎのバランスは、−０．０２０％≦〔Ｔｉ〕−２
〔Ｏ〕−３．４〔Ｎ〕≦−０．０１０％が適合範囲であ
る。
を形成する。この場合、Ｔｉ量が多く、Ｎ量が少ないと
ＴｉＣが形成され靭性が著しく劣化する。従って、靭性
を劣化させないため、Ｎ量の規制とともにＴｉ，Ｏ，Ｎ
量のバランスを適正範囲に規制することが必要条件であ
り、Ｎ量は、０．００３５〜０．００６５％、Ｔｉ，
Ｏ，Ｎのバランスは、−０．０２０％≦〔Ｔｉ〕−２
〔Ｏ〕−３．４〔Ｎ〕≦−０．０１０％が適合範囲であ
る。
【００１５】しかしながら、たとえＴｉ，Ｏ，Ｎ量を規
制して鋼中にＴｉ酸化物やＴｉＮを微細分散させたとし
ても基本成分が適正でなければ、優れたＨＡＺ靭性は得
られない。以下この点について説明する。
制して鋼中にＴｉ酸化物やＴｉＮを微細分散させたとし
ても基本成分が適正でなければ、優れたＨＡＺ靭性は得
られない。以下この点について説明する。
【００１６】Ｃの下限０．０６％は、母材および溶接部
の強度の確保のため必要である。しかし、Ｃ量が多すぎ
ると、母材の低温靭性や溶接性、ＨＡＺ靭性も劣化させ
るので、上限を０．０１５％とした。
の強度の確保のため必要である。しかし、Ｃ量が多すぎ
ると、母材の低温靭性や溶接性、ＨＡＺ靭性も劣化させ
るので、上限を０．０１５％とした。
【００１７】Ｓｉは脱酸上、鋼に含まれる元素である
が、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するた
め、上限を０．４％に限定した。ＨＡＺ靭性を改善する
観点から０．１５％以下が望ましい。
が、多く添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するた
め、上限を０．４％に限定した。ＨＡＺ靭性を改善する
観点から０．１５％以下が望ましい。
【００１８】Ｍｎは強度、靭性を確保するため不可欠な
元素であり、その下限は０．８％である。Ｍｎはγ粒界
に生成する粗大な初析フェライトを防止しＨＡＺ靭性改
善に効果があるがＭｎが多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるので上限を２．０％とした。
元素であり、その下限は０．８％である。Ｍｎはγ粒界
に生成する粗大な初析フェライトを防止しＨＡＺ靭性改
善に効果があるがＭｎが多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるので上限を２．０％とした。
【００１９】本発明鋼において不純物であるＰ，Ｓをそ
れぞれ０．０２０％，０．００５％以下とした理由は母
材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためであ
る。Ｐの低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させ、Ｓ
の低減は粒界フィライトの生成を抑制する傾向がある。
れぞれ０．０２０％，０．００５％以下とした理由は母
材、溶接部の低温靭性をより一層向上させるためであ
る。Ｐの低減はＨＡＺにおける粒界破壊を減少させ、Ｓ
の低減は粒界フィライトの生成を抑制する傾向がある。
【００２０】Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であ
るが、本発明鋼では好ましくない元素であり、その上限
を０．００４％とした。これはＡｌが鋼中に含まれてい
るとＴｉより早くＯと結合しＴｉ酸化物が生成しないた
めである。
るが、本発明鋼では好ましくない元素であり、その上限
を０．００４％とした。これはＡｌが鋼中に含まれてい
るとＴｉより早くＯと結合しＴｉ酸化物が生成しないた
めである。
【００２１】つぎにＮｂ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃａ，ＲＥ
Ｍを添加する理由を説明する。Ｎｂはγ粒界に生成する
フェライトを抑制し、Ｔｉ酸化物を核とする微細なフィ
ライトの生成を促進する働きがある。しかしながら、多
すぎると逆に微細なフェライトの生成を妨げるので０．
００５〜０．０２０％を規制範囲とした。
Ｍを添加する理由を説明する。Ｎｂはγ粒界に生成する
フェライトを抑制し、Ｔｉ酸化物を核とする微細なフィ
ライトの生成を促進する働きがある。しかしながら、多
すぎると逆に微細なフェライトの生成を妨げるので０．
００５〜０．０２０％を規制範囲とした。
【００２２】ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素である
が、０．００５％以下では効果が少なく、上限は０．０
３０％まで許容できる。Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪
影響をおよぼすことが少なく、母材の強度や靭性を向上
させるが１．０％を超えると溶接性に好ましくないた
め、１．０％を上限とした。ＣｕはＮｉとほぼ同様な効
果をもち、耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があ
るが、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕクラックが
発生し、製造困難となる。このため、上限を０．５％と
した。
が、０．００５％以下では効果が少なく、上限は０．０
３０％まで許容できる。Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪
影響をおよぼすことが少なく、母材の強度や靭性を向上
させるが１．０％を超えると溶接性に好ましくないた
め、１．０％を上限とした。ＣｕはＮｉとほぼ同様な効
果をもち、耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があ
るが、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕクラックが
発生し、製造困難となる。このため、上限を０．５％と
した。
【００２３】Ｃａ，ＲＥＭは硫化物（ＭｎＳ）の形態を
制御し、低温靭性の改善や耐水素誘起割れ性に効果を発
揮する。しかし、Ｃａ量が０．０００５％、ＲＥＭが
０．００５％以下では効果が少ないので、それぞれの下
限とした。また、ＣａとＲＥＭは添加量が多すぎると靭
性や清浄度を害するため、それぞれの上限を０．００５
％，０．０５％とした。
制御し、低温靭性の改善や耐水素誘起割れ性に効果を発
揮する。しかし、Ｃａ量が０．０００５％、ＲＥＭが
０．００５％以下では効果が少ないので、それぞれの下
限とした。また、ＣａとＲＥＭは添加量が多すぎると靭
性や清浄度を害するため、それぞれの上限を０．００５
％，０．０５％とした。
【００２４】鋼の成分を上記のように限定しても、製造
法が適切でなければ溶接継手の良好な靭性は得られな
い。このため、製造条件についても限定する必要があ
る。発明鋼としての特性を得るためには、まず、工業的
には連続鋳造法で製造することが必須である。この理由
は、連続鋳造法では溶鋼の冷却速度が速く、スラブ中に
微細なＴｉ酸化物が多量に得られるためである。大型鋼
塊では、凝固時の冷却速度が遅いため、微細なＴｉ酸化
物を得ることができない。
法が適切でなければ溶接継手の良好な靭性は得られな
い。このため、製造条件についても限定する必要があ
る。発明鋼としての特性を得るためには、まず、工業的
には連続鋳造法で製造することが必須である。この理由
は、連続鋳造法では溶鋼の冷却速度が速く、スラブ中に
微細なＴｉ酸化物が多量に得られるためである。大型鋼
塊では、凝固時の冷却速度が遅いため、微細なＴｉ酸化
物を得ることができない。
【００２５】連続鋳造法の場合、スラブ厚の増加により
冷却速度が遅くなるため、微細なＴｉ酸化物が少なくな
る。このため、適用するスラブ厚は３５０mm以下が好ま
しい。スラブの再加熱温度は１２００℃以下とする必要
がある。これ以上の温度で再加熱するとＴｉＮが粗大化
するため、溶接の１３５０℃以下のＨＡＺのミクロ組織
微細化が不十分となる。
冷却速度が遅くなるため、微細なＴｉ酸化物が少なくな
る。このため、適用するスラブ厚は３５０mm以下が好ま
しい。スラブの再加熱温度は１２００℃以下とする必要
がある。これ以上の温度で再加熱するとＴｉＮが粗大化
するため、溶接の１３５０℃以下のＨＡＺのミクロ組織
微細化が不十分となる。
【００２６】つぎに、スラブ再加熱後の圧延法は加工熱
処理法で製造することが望ましい。この理由はたとえ優
れたＨＡＺ靭性が得られたとしても、母材の靭性が劣っ
ていると鋼材として不十分なためである。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−焼戻などが挙げられるが、最
も好ましい方法は制御圧延と加速冷却の組み合わせであ
る。なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｃ1
変態点以下の温度に再加熱しても、本発明鋼の特徴を損
なうものではない。
処理法で製造することが望ましい。この理由はたとえ優
れたＨＡＺ靭性が得られたとしても、母材の靭性が劣っ
ていると鋼材として不十分なためである。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−焼戻などが挙げられるが、最
も好ましい方法は制御圧延と加速冷却の組み合わせであ
る。なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｃ1
変態点以下の温度に再加熱しても、本発明鋼の特徴を損
なうものではない。
【００２７】
【実施例】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の
鋼板を製造し、実溶接継手を作成しシャルピーやＣＴＯ
Ｄ試験を実施した。溶接は一般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（Ｆ
Ｌ）が垂直になるようにＫ開先で実施した。また、シャ
ルピー試験は板厚の１／４ｔよりＢｏｎｄノッチ（溶接
金属とＨＡＺが５０％）で実施し、ＣＴＯＤ試験はｔ
（板厚）×２ｔの断面疲労ノッチで実施した。
鋼板を製造し、実溶接継手を作成しシャルピーやＣＴＯ
Ｄ試験を実施した。溶接は一般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（Ｆ
Ｌ）が垂直になるようにＫ開先で実施した。また、シャ
ルピー試験は板厚の１／４ｔよりＢｏｎｄノッチ（溶接
金属とＨＡＺが５０％）で実施し、ＣＴＯＤ試験はｔ
（板厚）×２ｔの断面疲労ノッチで実施した。
【００２８】表１に実施例を示す。
【００２９】
【表１】
【００３０】
【表２】
【００３１】本発明で製造した鋼板（本発明鋼）はすべ
て良好なＨＡＺ靭性を有するのに対し本発明によらない
比較鋼はＨＡＺ靭性が劣り、厳しい環境下で使用される
鋼板として適切でない。
て良好なＨＡＺ靭性を有するのに対し本発明によらない
比較鋼はＨＡＺ靭性が劣り、厳しい環境下で使用される
鋼板として適切でない。
【００３２】比較鋼において鋼１１はＡｌ量が多いた
め、ミクロ組織が微細化せず、このため−５０℃のＣＴ
ＯＤ値が５本中４本が低い値であった。また、鋼１２で
は、酸素量が多いため、５本のＣＴＯＤ値がすべて低い
値であった。鋼１３では、Ｔｉ，Ｎ，Ｏバランスが悪
く、ｆ（Ｔｉ）が規制範囲内とならなかったため、５本
中４本で低いＣＴＯＤ値が発生した。鋼１４では、Ｄ1
* が低いためミクロ組織が微細化せず、シャルピー、Ｃ
ＴＯＤ値共に低い値が発生した。さらに、鋼１５ではＤ
1 * が高すぎたため、シャルピー、ＣＴＯＤ値共に低い
値が発生した。本発明鋼は厚板に適用することが最も好
ましいが、ホットコイル、形鋼などにも適用可能であ
る。
め、ミクロ組織が微細化せず、このため−５０℃のＣＴ
ＯＤ値が５本中４本が低い値であった。また、鋼１２で
は、酸素量が多いため、５本のＣＴＯＤ値がすべて低い
値であった。鋼１３では、Ｔｉ，Ｎ，Ｏバランスが悪
く、ｆ（Ｔｉ）が規制範囲内とならなかったため、５本
中４本で低いＣＴＯＤ値が発生した。鋼１４では、Ｄ1
* が低いためミクロ組織が微細化せず、シャルピー、Ｃ
ＴＯＤ値共に低い値が発生した。さらに、鋼１５ではＤ
1 * が高すぎたため、シャルピー、ＣＴＯＤ値共に低い
値が発生した。本発明鋼は厚板に適用することが最も好
ましいが、ホットコイル、形鋼などにも適用可能であ
る。
【００３３】
【発明の効果】本発明により製造した鋼は、溶接時に溶
融線近傍においてもＨＡＺ組織が微細化し、ＨＡＺの全
域で優れた低温靭性を示す。これにより、極低温域（−
４０℃以下）や低温タンク、ラインパイプなどの厳しい
環境で使用される鋼材の製造を可能とした。
融線近傍においてもＨＡＺ組織が微細化し、ＨＡＺの全
域で優れた低温靭性を示す。これにより、極低温域（−
４０℃以下）や低温タンク、ラインパイプなどの厳しい
環境で使用される鋼材の製造を可能とした。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 磯田 征司 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社 君津製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭63−93845（ＪＰ，Ａ) 特開 平１−176016（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−125812（ＪＰ，Ａ) 特開 昭64−15321（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−175815（ＪＰ，Ａ) 製鉄研究［326］（1987）Ｐ．36〜44
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０６〜０．１５％、 Ｓｉ：０．４％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｔｉ：０．００４〜０．０１３％、Ｎ ：０．００３５〜０．００７０％、 Ｏ ：０．００１０〜０．００３０％ を含有し、 【数１】 が０．６〜１．０の範囲で、且つ−０．０２０％≦〔Ｔ
ｉ〕−２〔Ｏ〕−３．４〔Ｎ〕≦−０．０１０を満足
し、 残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡｌを
添加しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを
１２００℃以下の温度で再加熱後、厚板圧延を行なうこ
とを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製
造法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２０％、 Ｖ ：０．００
５〜０．０３０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｃｕ ：０．０５
〜０．５％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００
５〜０．０５％ の一種または二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の低温靭性が優れた鋼の製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4049917A JP2587564B2 (ja) | 1992-03-06 | 1992-03-06 | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4049917A JP2587564B2 (ja) | 1992-03-06 | 1992-03-06 | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05247531A JPH05247531A (ja) | 1993-09-24 |
| JP2587564B2 true JP2587564B2 (ja) | 1997-03-05 |
Family
ID=12844365
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4049917A Expired - Lifetime JP2587564B2 (ja) | 1992-03-06 | 1992-03-06 | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2587564B2 (ja) |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6415321A (en) * | 1987-07-08 | 1989-01-19 | Nippon Steel Corp | Production of steel for electron beam welding having excellent low-temperature toughness |
| JPH0757886B2 (ja) * | 1988-07-14 | 1995-06-21 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
| JPH02175815A (ja) * | 1988-09-28 | 1990-07-09 | Nippon Steel Corp | 靭性の優れた溶接構造用高張力鋼材の製造方法 |
-
1992
- 1992-03-06 JP JP4049917A patent/JP2587564B2/ja not_active Expired - Lifetime
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| 製鉄研究［３２６］（１９８７）Ｐ．３６〜４４ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05247531A (ja) | 1993-09-24 |
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