JP2653594B2 - 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法Info
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- JP2653594B2 JP2653594B2 JP3335314A JP33531491A JP2653594B2 JP 2653594 B2 JP2653594 B2 JP 2653594B2 JP 3335314 A JP3335314 A JP 3335314A JP 33531491 A JP33531491 A JP 33531491A JP 2653594 B2 JP2653594 B2 JP 2653594B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接熱影響部（以下ＨＡ
Ｚと称する）の低温靭性が優れた高張力鋼板の製造方法
に関する。
Ｚと称する）の低温靭性が優れた高張力鋼板の製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】低合金鋼のＨＡＺ靭性は、（１）結晶粒
のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ）、
炭化物などの硬化相の分散状態、（３）粒界脆化の有
無、（４）元素のミクロ偏析など、種々の冶金学的要因
に支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒サイズは低温靭
性に大きな影響を与えることがよく知られており、ＨＡ
Ｚ組織を微細化する数多くの技術が開発実用化されてい
る。
のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ）、
炭化物などの硬化相の分散状態、（３）粒界脆化の有
無、（４）元素のミクロ偏析など、種々の冶金学的要因
に支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒サイズは低温靭
性に大きな影響を与えることがよく知られており、ＨＡ
Ｚ組織を微細化する数多くの技術が開発実用化されてい
る。
【０００３】例えば、５０kgｆ／mm2 級高張力鋼におい
て、ＴｉＮを微細分散させＨＡＺ靭性を改善する手段が
開示されている（昭和５４年６月発行「鉄と鋼」第６５
巻第８号１２３２頁）。しかし、これらの析出物は溶接
時には高温に加熱される溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎ
ｅ：以下ＦＬと呼ぶ）近傍では大部分が溶解し、ＨＡＺ
組織の粗粒化を生じ、ＦＬのごく近傍のＨＡＺでは靭性
が劣化するという欠点を有する。
て、ＴｉＮを微細分散させＨＡＺ靭性を改善する手段が
開示されている（昭和５４年６月発行「鉄と鋼」第６５
巻第８号１２３２頁）。しかし、これらの析出物は溶接
時には高温に加熱される溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎ
ｅ：以下ＦＬと呼ぶ）近傍では大部分が溶解し、ＨＡＺ
組織の粗粒化を生じ、ＦＬのごく近傍のＨＡＺでは靭性
が劣化するという欠点を有する。
【０００４】この問題に対して、鋼中にＴｉ酸化物を微
細分散させ、これを変態核として溶接時のＨＡＺにおい
て粒内フェライト（以下ＩＦＰと称する）を生成させる
ことにより、ＨＡＺ組織を実質的に微細化してＨＡＺ靭
性を向上させ得ることが特開昭６３−２１２３５号、特
開平１−１５３２１号各公報等に示されている。
細分散させ、これを変態核として溶接時のＨＡＺにおい
て粒内フェライト（以下ＩＦＰと称する）を生成させる
ことにより、ＨＡＺ組織を実質的に微細化してＨＡＺ靭
性を向上させ得ることが特開昭６３−２１２３５号、特
開平１−１５３２１号各公報等に示されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らはこのＴｉ
酸化物を微細分散させてＨＡＺ靭性を改善する技術を基
本として、ＨＡＺ組織と靭性の関係を鋭意検討した結
果、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させた鋼においても、
北海域やＬＰＧタンクなどの低温環境で使用される鋼板
のＨＡＺ靭性は十分とは言えないことが判明した。しか
しながら、現在のところＦＬ近傍までＨＡＺ組織を安定
して微細化してＨＡＺ靭性を改善できる技術は存在しな
い。本発明は溶接ＨＡＺ靭性の優れた高張力鋼板の製造
方法を提案するものである。本発明の高張力鋼はＦＬ近
傍を含めたＨＡＺ全域で組織が微細化して優れた低温靭
性を有する。
酸化物を微細分散させてＨＡＺ靭性を改善する技術を基
本として、ＨＡＺ組織と靭性の関係を鋭意検討した結
果、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させた鋼においても、
北海域やＬＰＧタンクなどの低温環境で使用される鋼板
のＨＡＺ靭性は十分とは言えないことが判明した。しか
しながら、現在のところＦＬ近傍までＨＡＺ組織を安定
して微細化してＨＡＺ靭性を改善できる技術は存在しな
い。本発明は溶接ＨＡＺ靭性の優れた高張力鋼板の製造
方法を提案するものである。本発明の高張力鋼はＦＬ近
傍を含めたＨＡＺ全域で組織が微細化して優れた低温靭
性を有する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は溶存酸素
量が０．００３〜０．０２０％の溶鋼中にＴｉとＭｇを
それぞれＴｉ：０．０１０〜０．０４０％、Ｍｇ：０．
００１〜０．０１０％の範囲で同時に添加し、その後１
５分以内にＣａを０．００５〜０．０５０％添加した
後、凝固させ、重量％でＣ：０．０２〜０．１８％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：
０．００４％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、
Ｎ：０．００２〜０．００６０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００１％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｏ：０．００１〜
０．００６％を含有し、また、必要に応じてＣｒ：０．
０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜４．００％、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．４％、Ｖ：０．００５〜０．０８０
％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｂ：０．０００３〜
０．００２０％の一種または二種以上を含有し、残部が
鉄及び不可避不純物からなる実質的にＡｌを含有しない
鋳片を、１２５０℃以下の温度で再加熱後、鋼板を製造
することである。
量が０．００３〜０．０２０％の溶鋼中にＴｉとＭｇを
それぞれＴｉ：０．０１０〜０．０４０％、Ｍｇ：０．
００１〜０．０１０％の範囲で同時に添加し、その後１
５分以内にＣａを０．００５〜０．０５０％添加した
後、凝固させ、重量％でＣ：０．０２〜０．１８％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ａｌ：
０．００４％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、
Ｎ：０．００２〜０．００６０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２０％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００１％、Ｃ
ａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｏ：０．００１〜
０．００６％を含有し、また、必要に応じてＣｒ：０．
０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜４．００％、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．４％、Ｖ：０．００５〜０．０８０
％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、Ｂ：０．０００３〜
０．００２０％の一種または二種以上を含有し、残部が
鉄及び不可避不純物からなる実質的にＡｌを含有しない
鋳片を、１２５０℃以下の温度で再加熱後、鋼板を製造
することである。
【０００７】
【作用】以下に本発明について詳細に説明する。発明者
らの研究によれば、ＨＡＺ靭性は（１）鋼の化学成分、
（２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状態）に大
きく依存し、鋼成分の適正化とこれによる結晶粒の微細
化が高靭性化に不可欠であると考えられる。特開昭６３
−２１０２３５号、特開平１−１５３２１号各公報に示
されるように、Ｔｉ酸化物を微細分散させた鋼は、溶接
時のＨＡＺ（特にＦＬ近傍）において、ＩＦＰを生成さ
せることによりＨＡＺ組織が微細化され、ＨＡＺ靭性を
著しく改善できる。
らの研究によれば、ＨＡＺ靭性は（１）鋼の化学成分、
（２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状態）に大
きく依存し、鋼成分の適正化とこれによる結晶粒の微細
化が高靭性化に不可欠であると考えられる。特開昭６３
−２１０２３５号、特開平１−１５３２１号各公報に示
されるように、Ｔｉ酸化物を微細分散させた鋼は、溶接
時のＨＡＺ（特にＦＬ近傍）において、ＩＦＰを生成さ
せることによりＨＡＺ組織が微細化され、ＨＡＺ靭性を
著しく改善できる。
【０００８】一方、発明者らは特願平０３−２２８６５
４号明細書に示したように、ＴｉとＭｇを複合添加する
と、Ｔｉ単独脱酸鋼に比べてＴｉを含有する酸化物を鋼
中により多量にかつ微細分散でき、該酸化物を核として
粒内フェライトが生成することから優れたＨＡＺ靭性が
達成できることを見いだした。
４号明細書に示したように、ＴｉとＭｇを複合添加する
と、Ｔｉ単独脱酸鋼に比べてＴｉを含有する酸化物を鋼
中により多量にかつ微細分散でき、該酸化物を核として
粒内フェライトが生成することから優れたＨＡＺ靭性が
達成できることを見いだした。
【０００９】しかし、その後の検討の結果、ＴｉとＭｇ
を複合添加した際に生成する酸化物は、溶鋼中でクラス
ター状に凝集し浮上しやすい傾向を有するため、鋳片全
体に均一微細分散させることが必ずしも容易でなく、そ
のためには凝固までの時間を短くすることが好ましいこ
とが判明した。しかし、実際の鋼材の製造では、例えば
連続鋳造法により凝固させる場合でも溶鋼にＴｉ，Ｍｇ
を添加した後、すぐに凝固を開始させることは困難であ
る。
を複合添加した際に生成する酸化物は、溶鋼中でクラス
ター状に凝集し浮上しやすい傾向を有するため、鋳片全
体に均一微細分散させることが必ずしも容易でなく、そ
のためには凝固までの時間を短くすることが好ましいこ
とが判明した。しかし、実際の鋼材の製造では、例えば
連続鋳造法により凝固させる場合でも溶鋼にＴｉ，Ｍｇ
を添加した後、すぐに凝固を開始させることは困難であ
る。
【００１０】そこで、凝固までの時間依存性の少ない酸
化物について検討した結果、Ｔｉ，Ｍｇを添加した後、
さらにＣａを添加すると、酸化物の分布状態の時間依存
性が少なくなることを見いだし、均一微細分散に極めて
有効であることが判明した。すなわちＴｉ，Ｍｇ，Ｃａ
の添加方法を規定することにより、鋼中にＴｉを主体と
し、ＭｇとＣａを含有する複合酸化物を凝固までの時間
によらず、言い替えれば鋳片の位置によらず均一かつ微
細分散させることが可能であることを見いだし、本発明
に至った。
化物について検討した結果、Ｔｉ，Ｍｇを添加した後、
さらにＣａを添加すると、酸化物の分布状態の時間依存
性が少なくなることを見いだし、均一微細分散に極めて
有効であることが判明した。すなわちＴｉ，Ｍｇ，Ｃａ
の添加方法を規定することにより、鋼中にＴｉを主体と
し、ＭｇとＣａを含有する複合酸化物を凝固までの時間
によらず、言い替えれば鋳片の位置によらず均一かつ微
細分散させることが可能であることを見いだし、本発明
に至った。
【００１１】本発明により鋼中に分散する酸化物は必ず
しも一定の組成を持たないが、主としてＴｉを含有し、
Ｍｇ，Ｃａを若干含有する。他に微量のＡｌ，Ｍｎ，Ｓ
ｉが測定される場合もあるが、いずれもフェライト変態
核となり得、本発明により鋼中に上記複合酸化物を多量
に微細分散させた鋼は、ＦＬ近傍の１４００℃以上に加
熱された領域においても、γ−α変態時にγ粒内に存在
する酸化物を核として、ＩＦＰを生成し、ＨＡＺ組織を
著しく微細化する。
しも一定の組成を持たないが、主としてＴｉを含有し、
Ｍｇ，Ｃａを若干含有する。他に微量のＡｌ，Ｍｎ，Ｓ
ｉが測定される場合もあるが、いずれもフェライト変態
核となり得、本発明により鋼中に上記複合酸化物を多量
に微細分散させた鋼は、ＦＬ近傍の１４００℃以上に加
熱された領域においても、γ−α変態時にγ粒内に存在
する酸化物を核として、ＩＦＰを生成し、ＨＡＺ組織を
著しく微細化する。
【００１２】また、ＦＬから離れた領域（ＦＬから５mm
程度までの領域）においては、微細ＴｉＮを含有させる
ことによりＨＡＺ靭性を改善できる。これは微細ＴｉＮ
によりγ粒の粗大化が抑制され、組織が微細化されるた
めである。
程度までの領域）においては、微細ＴｉＮを含有させる
ことによりＨＡＺ靭性を改善できる。これは微細ＴｉＮ
によりγ粒の粗大化が抑制され、組織が微細化されるた
めである。
【００１３】このような効果を有するＴｉを含有する酸
化物を鋼中に多量に微細分散させるためには、まず、Ｔ
ｉやＭｇ，Ｃａを添加する前の溶鋼中の溶存酸素量を
０．００３〜０．０２０％にする必要がある。溶存酸素
量が０．００３％未満であると、Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａによ
る脱酸後の酸素量が少なくなり、最終的な微細酸化物の
個数が少なくなるためである。
化物を鋼中に多量に微細分散させるためには、まず、Ｔ
ｉやＭｇ，Ｃａを添加する前の溶鋼中の溶存酸素量を
０．００３〜０．０２０％にする必要がある。溶存酸素
量が０．００３％未満であると、Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａによ
る脱酸後の酸素量が少なくなり、最終的な微細酸化物の
個数が少なくなるためである。
【００１４】しかし、溶存酸素量が０．０２０％を超え
ると、Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａを添加しても脱酸が十分に行わ
れず、清浄度が落ちて母材の靭性が劣化する。また、粗
大な酸化物が形成されやすくなり、これが脆性破壊の起
点となるため、ＨＡＺ靭性も劣化する。Ｔｉの添加量は
脱酸により、添加量の約５０％がスラグとして出るため
に最終的に必要とするＴｉの２倍程度を添加する必要が
ある。
ると、Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａを添加しても脱酸が十分に行わ
れず、清浄度が落ちて母材の靭性が劣化する。また、粗
大な酸化物が形成されやすくなり、これが脆性破壊の起
点となるため、ＨＡＺ靭性も劣化する。Ｔｉの添加量は
脱酸により、添加量の約５０％がスラグとして出るため
に最終的に必要とするＴｉの２倍程度を添加する必要が
ある。
【００１５】また、Ｃａは歩留まりが１０％程度のた
め、最終的に必要とするＣａの１０倍程度を添加する必
要がある。Ｍｇはさらに歩留まりが悪いため、必要量の
１０〜２０倍程度添加する必要がある。
め、最終的に必要とするＣａの１０倍程度を添加する必
要がある。Ｍｇはさらに歩留まりが悪いため、必要量の
１０〜２０倍程度添加する必要がある。
【００１６】Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａの添加順序としては、Ｔ
ｉとＭｇとは同時に添加することと、Ｃａの添加を一番
最後にする必要がある。これはＴｉとＭｇとを同時に添
加する方が、別々に添加するよりも酸化物数を増加させ
られるからである。Ｃａを先に添加すると、Ｃａの酸素
との親和力が強いために、鋼中に生成する酸化物はＣａ
主体の酸化物となる。Ｃａを主成分とする酸化物はＩＦ
Ｐ生成能が著しく低くなるため、ＨＡＺ組織微細化効果
は期待できなくなる。
ｉとＭｇとは同時に添加することと、Ｃａの添加を一番
最後にする必要がある。これはＴｉとＭｇとを同時に添
加する方が、別々に添加するよりも酸化物数を増加させ
られるからである。Ｃａを先に添加すると、Ｃａの酸素
との親和力が強いために、鋼中に生成する酸化物はＣａ
主体の酸化物となる。Ｃａを主成分とする酸化物はＩＦ
Ｐ生成能が著しく低くなるため、ＨＡＺ組織微細化効果
は期待できなくなる。
【００１７】ＭｇもＴｉに比べて酸素との親和力が強い
が、本発明ではその含有量自体が少ないため、添加順序
によらず、生成する酸化物はＩＦＰ生成能の強いＴｉ主
体の酸化物となる。
が、本発明ではその含有量自体が少ないため、添加順序
によらず、生成する酸化物はＩＦＰ生成能の強いＴｉ主
体の酸化物となる。
【００１８】Ｔｉ，Ｍｇを同時に添加し、さらにＣａを
添加する場合、Ｔｉ，Ｍｇを同時に添加した時点から１
５分以内にＣａを添加する必要がある。Ｔｉ，Ｍｇを添
加後１５分以上経過すると、Ｔｉを含有する酸化物の凝
集・合体及び浮上が進むために、最終的に微細な酸化物
を鋼中に均一分散させることができないためである。
添加する場合、Ｔｉ，Ｍｇを同時に添加した時点から１
５分以内にＣａを添加する必要がある。Ｔｉ，Ｍｇを添
加後１５分以上経過すると、Ｔｉを含有する酸化物の凝
集・合体及び浮上が進むために、最終的に微細な酸化物
を鋼中に均一分散させることができないためである。
【００１９】鋼材中の含有量としてのＴｉ，Ｍｇ，Ｃ
ａ，Ｎ，Ｏ量は以下の理由により限定される。Ｔｉ，Ｍ
ｇ，Ｃａ，Ｎ，Ｏ量の下限はＴｉとＭｇとＣａの複合酸
化物、ＴｉＮを生成させるための必要最小量である。Ｔ
ｉ量の上限はＴｉＣの生成によるＨＡＺ靭性の劣化を防
止するためである。Ｃａ量の上限はＣａＯが多量に生成
して鋼の靭性、清浄度を害するのを防止するためであ
る。Ｍｇの上限は、Ｔｉを含有する酸化物のＩＦＰ生成
能が低下するのを防止するためである。Ｎ量の上限は固
溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化を防止するためである。ま
た、Ｏ量の上限は非金属介在物の生成による鋼の清浄
度、靭性の劣化を防止するためである。
ａ，Ｎ，Ｏ量は以下の理由により限定される。Ｔｉ，Ｍ
ｇ，Ｃａ，Ｎ，Ｏ量の下限はＴｉとＭｇとＣａの複合酸
化物、ＴｉＮを生成させるための必要最小量である。Ｔ
ｉ量の上限はＴｉＣの生成によるＨＡＺ靭性の劣化を防
止するためである。Ｃａ量の上限はＣａＯが多量に生成
して鋼の靭性、清浄度を害するのを防止するためであ
る。Ｍｇの上限は、Ｔｉを含有する酸化物のＩＦＰ生成
能が低下するのを防止するためである。Ｎ量の上限は固
溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化を防止するためである。ま
た、Ｏ量の上限は非金属介在物の生成による鋼の清浄
度、靭性の劣化を防止するためである。
【００２０】以上のようにＴｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｎ，Ｏ量
を限定し、Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａの添加条件を規定して鋼中
にＴｉを含有する酸化物を均一微細分散させ、さらに微
細なＴｉＮを生成させても基本成分が適当でないと優れ
たＨＡＺ靭性は得られない。
を限定し、Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａの添加条件を規定して鋼中
にＴｉを含有する酸化物を均一微細分散させ、さらに微
細なＴｉＮを生成させても基本成分が適当でないと優れ
たＨＡＺ靭性は得られない。
【００２１】以下にその他の基本成分の限定理由につい
て説明する。Ｃ量の下限０．０２％は、母材及び溶接部
の強度の確保ならびにＮｂ，Ｖなどの添加時にこれらの
効果を発揮するための最小量である。しかし、Ｃ量が多
すぎると、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすだけでなく母材
靭性、溶接性を劣化させるので、上限を０．１８％とし
た。
て説明する。Ｃ量の下限０．０２％は、母材及び溶接部
の強度の確保ならびにＮｂ，Ｖなどの添加時にこれらの
効果を発揮するための最小量である。しかし、Ｃ量が多
すぎると、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすだけでなく母材
靭性、溶接性を劣化させるので、上限を０．１８％とし
た。
【００２２】Ｓｉは含有量の増加につれて溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性が劣化するので、上限を０．５％とした。
Ｚ靭性が劣化するので、上限を０．５％とした。
【００２３】Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠の
元素であるため、その下限を０．８％とした。しかしＭ
ｎ量が多すぎると、焼入性が過剰となって溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性が劣化するため上限を２．０％とした。
元素であるため、その下限を０．８％とした。しかしＭ
ｎ量が多すぎると、焼入性が過剰となって溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性が劣化するため上限を２．０％とした。
【００２４】Ｐは母材、溶接部とも靭性に悪影響を及ぼ
すので、極力低減すべきであり、上限を０．０１５％と
した。
すので、極力低減すべきであり、上限を０．０１５％と
した。
【００２５】ＳはＭｎＳを形成して粒内フェライト生成
を助長する元素であり、その効果を発揮させるために
０．００１％以上必要であるが、０．０１％を超える過
剰の添加は粗大なＡ系介在物を形成して母材の延性、靭
性の低下と機械的性質の異方性の増加を招くため、Ｓは
０．００１〜０．０１％の範囲とした。
を助長する元素であり、その効果を発揮させるために
０．００１％以上必要であるが、０．０１％を超える過
剰の添加は粗大なＡ系介在物を形成して母材の延性、靭
性の低下と機械的性質の異方性の増加を招くため、Ｓは
０．００１〜０．０１％の範囲とした。
【００２６】Ａｌは脱酸の必要性から一般的に鋼に含ま
れる元素であるが、本発明では好ましくない元素であ
り、極力低減すべきで、０．００４％以下に限定した。
これはＡｌが鋼中に含まれると酸素と結合して、Ｔｉの
酸化物が生成しなくなるためである。脱酸はＴｉ及びＳ
ｉだけでも可能である。
れる元素であるが、本発明では好ましくない元素であ
り、極力低減すべきで、０．００４％以下に限定した。
これはＡｌが鋼中に含まれると酸素と結合して、Ｔｉの
酸化物が生成しなくなるためである。脱酸はＴｉ及びＳ
ｉだけでも可能である。
【００２７】Ｎｂはγ粒界に生成するフェライトを抑制
してＨＡＺ組織の微細化に有効な元素である。この効果
を得るためには最低０．００３％必要である。しかしな
がらＮｂ量が多すぎると、ＩＦＰの生成を妨げるのでそ
の上限を０．０６０％とした。
してＨＡＺ組織の微細化に有効な元素である。この効果
を得るためには最低０．００３％必要である。しかしな
がらＮｂ量が多すぎると、ＩＦＰの生成を妨げるのでそ
の上限を０．０６０％とした。
【００２８】つぎに、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖ，Ｃｕ，Ｂ
を添加する理由について説明する。基本成分にさらにこ
れらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の特徴を
損なうことなく、強度・靭性などの特性の向上をはかる
ためである。従って、その添加量は自ら制限されるべき
性質のものである。
を添加する理由について説明する。基本成分にさらにこ
れらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の特徴を
損なうことなく、強度・靭性などの特性の向上をはかる
ためである。従って、その添加量は自ら制限されるべき
性質のものである。
【００２９】Ｃｒは母材及び溶接部の強度を高める元素
であるが、０．０５％未満では効果が薄く、１．０％を
超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．０
５〜１．０％の範囲とした。
であるが、０．０５％未満では効果が薄く、１．０％を
超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させるため、０．０
５〜１．０％の範囲とした。
【００３０】Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼ
すことなく、母材の強度、靭性を向上させるが、０．０
５％未満では効果が明瞭でなく、４．０％以上の添加は
溶接性に好ましくないため、０．０５〜４．０％の範囲
とした。
すことなく、母材の強度、靭性を向上させるが、０．０
５％未満では効果が明瞭でなく、４．０％以上の添加は
溶接性に好ましくないため、０．０５〜４．０％の範囲
とした。
【００３１】Ｍｏは母材及び溶接部の強度を高める元素
であるが、０．４％を超えるとＣｒと同様に溶接性やＨ
ＡＺ靭性を劣化させるため、上限を０．４％とした。ま
た、０．０５％未満では効果が薄いため、０．０５％〜
０．４％とした。
であるが、０．４％を超えるとＣｒと同様に溶接性やＨ
ＡＺ靭性を劣化させるため、上限を０．４％とした。ま
た、０．０５％未満では効果が薄いため、０．０５％〜
０．４％とした。
【００３２】Ｖは析出強化により母材の強度上昇に有効
であるが、０．００５％以下では効果が明瞭でなく、
０．０８％を超えると靭性を劣化させるため、０．００
５〜０．０８％の範囲とした。
であるが、０．００５％以下では効果が明瞭でなく、
０．０８％を超えると靭性を劣化させるため、０．００
５〜０．０８％の範囲とした。
【００３３】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果とともに耐食
性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、０．０５
％未満では効果が認められないため、下限を０．０５％
とした。しかしながら、１．５％を超えると熱間圧延時
に割れが発生し、製造困難となるため、上限を１．５％
とした。
性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、０．０５
％未満では効果が認められないため、下限を０．０５％
とした。しかしながら、１．５％を超えると熱間圧延時
に割れが発生し、製造困難となるため、上限を１．５％
とした。
【００３４】Ｂは溶接後のＦＬ近傍においてγ粒界に固
溶Ｂとして偏析し、粒界フェライトを抑制する。この効
果を得るためには最低０．０００３％のＢ量が必要であ
る。しかし、過剰のＢ添加はＦＥ23（ＣＢ）6 などの粗
大な析出物が粒界に析出して靭性を劣化させるため、上
限を０．００２０％とした。
溶Ｂとして偏析し、粒界フェライトを抑制する。この効
果を得るためには最低０．０００３％のＢ量が必要であ
る。しかし、過剰のＢ添加はＦＥ23（ＣＢ）6 などの粗
大な析出物が粒界に析出して靭性を劣化させるため、上
限を０．００２０％とした。
【００３５】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前の鋼中にＴｉＮを微細に分散
させることはできない。このため製造条件についても限
定する必要がある。
法が適切でなければ溶接前の鋼中にＴｉＮを微細に分散
させることはできない。このため製造条件についても限
定する必要がある。
【００３６】一度凝固させた鋳片を冷却後再加熱して製
造する場合、ＴｉＮの微細分散のためには鋳片の再加熱
温度が高くなりすぎないようにすべきであり、再加熱時
のＴｉＮの粗大化を防止するために、再加熱温度を１２
５０℃以下とする必要がある。ただし、本発明において
は、鋳片の再加熱は必ずしも実施する必要はなく、ホッ
トチャージ圧延やダイレクト圧延を行っても全く問題な
い。
造する場合、ＴｉＮの微細分散のためには鋳片の再加熱
温度が高くなりすぎないようにすべきであり、再加熱時
のＴｉＮの粗大化を防止するために、再加熱温度を１２
５０℃以下とする必要がある。ただし、本発明において
は、鋳片の再加熱は必ずしも実施する必要はなく、ホッ
トチャージ圧延やダイレクト圧延を行っても全く問題な
い。
【００３７】本発明では鋳片再加熱後の圧延方法などに
ついては、特に限定しないが、いわゆる加工熱処理や制
御圧延、圧延後の焼入れ、焼きならし処理が強度、靭性
を確保する上で適切である。これは、たとえ優れたＨＡ
Ｚ靭性が得られても母材の靭性が劣っていると、鋼材と
しては不十分なためである。
ついては、特に限定しないが、いわゆる加工熱処理や制
御圧延、圧延後の焼入れ、焼きならし処理が強度、靭性
を確保する上で適切である。これは、たとえ優れたＨＡ
Ｚ靭性が得られても母材の靭性が劣っていると、鋼材と
しては不十分なためである。
【００３８】なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的
でＡｃ1 変態点以下に再加熱しても本発明の特徴を損な
うものではない。この方法で製造した鋼は海洋構造物、
圧力容器、造船、橋梁、建築、ラインパイプなどの溶接
鋼構造物に用いることができる。
でＡｃ1 変態点以下に再加熱しても本発明の特徴を損な
うものではない。この方法で製造した鋼は海洋構造物、
圧力容器、造船、橋梁、建築、ラインパイプなどの溶接
鋼構造物に用いることができる。
【００３９】
【実施例】表１に実施例を示す。周知の転炉、連続鋳
造、厚板工程で種々の鋼成分の鋼板を製造し、サブマー
ジドアーク溶接（ＳＡＷ）を実施し、ＨＡＺ靭性を−６
０℃での２mmＶノッチシャルピー試験によって調査し
た。試験片は板厚の１／４の位置から採取し、ノッチ位
置はＦＬとＦＬからＨＡＺ側へ１mmずらした位置（ＨＡ
Ｚ１mm）とした。
造、厚板工程で種々の鋼成分の鋼板を製造し、サブマー
ジドアーク溶接（ＳＡＷ）を実施し、ＨＡＺ靭性を−６
０℃での２mmＶノッチシャルピー試験によって調査し
た。試験片は板厚の１／４の位置から採取し、ノッチ位
置はＦＬとＦＬからＨＡＺ側へ１mmずらした位置（ＨＡ
Ｚ１mm）とした。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【表３】
【００４３】
【表４】
【００４４】表１で明らかなように、鋼１〜１０の本発
明にかかる鋼は全て良好なＨＡＺ靭性を有する。これに
対して鋼１１〜２５の比較鋼は本発明の要件を満足して
いないため、ことごとくＨＡＺ靭性が本発明鋼に比較し
て劣っている。
明にかかる鋼は全て良好なＨＡＺ靭性を有する。これに
対して鋼１１〜２５の比較鋼は本発明の要件を満足して
いないため、ことごとくＨＡＺ靭性が本発明鋼に比較し
て劣っている。
【００４５】比較鋼において、鋼１１はＴｉ，Ｍｇ無添
加のため、ＩＦＰ生成能を有する酸化物個数が極端に少
ないことと、ＴｉＮによるオーステナイト粒径抑制効果
がないためにＨＡＺ靭性は劣る。鋼１２はＴｉ，Ｃａは
含有するものの、Ｍｇを含まないため、ＩＦＰの生成が
本発明鋼に比較して少ないため、ＨＡＺ靭性は不十分で
ある。
加のため、ＩＦＰ生成能を有する酸化物個数が極端に少
ないことと、ＴｉＮによるオーステナイト粒径抑制効果
がないためにＨＡＺ靭性は劣る。鋼１２はＴｉ，Ｃａは
含有するものの、Ｍｇを含まないため、ＩＦＰの生成が
本発明鋼に比較して少ないため、ＨＡＺ靭性は不十分で
ある。
【００４６】鋼１３はＭｇ量が多すぎるため、酸化物個
数が少なく、かつ酸化物が粗大化するため、靭性は劣化
する。鋼１４はＣａ無添加のため、鋳片中の酸化物分布
が不均一となり、ＨＡＺ靭性が安定して確保されない。
鋼１５はＴｉ，Ｍｇ添加前の溶存酸素量が少ないため、
結果として生成する酸化物の個数が確保できず、ＨＡＺ
靭性が劣る。
数が少なく、かつ酸化物が粗大化するため、靭性は劣化
する。鋼１４はＣａ無添加のため、鋳片中の酸化物分布
が不均一となり、ＨＡＺ靭性が安定して確保されない。
鋼１５はＴｉ，Ｍｇ添加前の溶存酸素量が少ないため、
結果として生成する酸化物の個数が確保できず、ＨＡＺ
靭性が劣る。
【００４７】鋼１６は逆に酸素量が過剰なため、粗大な
酸化物が多く、酸化物自身が脆性破壊の起点となり、Ｈ
ＡＺ靭性は改善されない。鋼１７は酸素量だけでなく、
Ｍｇ，Ｃａも過剰に含有しているため、さらにＨＡＺ靭
性は劣る。鋼１８，１９はＣａを先に添加したために、
Ｃａ主体の酸化物が増加し、逆にＩＦＰ生成能を有する
Ｔｉを主体とする酸化物個数が減少するため、ＨＡＺに
おけるＩＦＰ生成が十分でなく、ＨＡＺ靭性は劣化す
る。
酸化物が多く、酸化物自身が脆性破壊の起点となり、Ｈ
ＡＺ靭性は改善されない。鋼１７は酸素量だけでなく、
Ｍｇ，Ｃａも過剰に含有しているため、さらにＨＡＺ靭
性は劣る。鋼１８，１９はＣａを先に添加したために、
Ｃａ主体の酸化物が増加し、逆にＩＦＰ生成能を有する
Ｔｉを主体とする酸化物個数が減少するため、ＨＡＺに
おけるＩＦＰ生成が十分でなく、ＨＡＺ靭性は劣化す
る。
【００４８】鋼２０はＴｉ，Ｍｇを添加してからＣａを
添加するまでの時間が長いため、Ｔｉを含む酸化物の凝
集、合体が進行するため、微細な酸化物の均一分散が達
成できず、ＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２１はＡｌ量が多
いため、ＩＦＰが形成されず、ＨＡＺ靭性は劣る。ま
た、鋼２２はＮ量が過剰なため、ＴｉＮの微細分散が達
成されず、また、固溶Ｎも増加するため、ＨＡＺ靭性は
劣化する。鋼２３〜２５はそれぞれ、Ｃ，Ｂ，Ｖ量が適
切でないため、ＨＡＺ靭性が劣化する。以上の実施例か
ら、本発明によれば極めて優れたＨＡＺ靭性が得られる
ことが明白である。
添加するまでの時間が長いため、Ｔｉを含む酸化物の凝
集、合体が進行するため、微細な酸化物の均一分散が達
成できず、ＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２１はＡｌ量が多
いため、ＩＦＰが形成されず、ＨＡＺ靭性は劣る。ま
た、鋼２２はＮ量が過剰なため、ＴｉＮの微細分散が達
成されず、また、固溶Ｎも増加するため、ＨＡＺ靭性は
劣化する。鋼２３〜２５はそれぞれ、Ｃ，Ｂ，Ｖ量が適
切でないため、ＨＡＺ靭性が劣化する。以上の実施例か
ら、本発明によれば極めて優れたＨＡＺ靭性が得られる
ことが明白である。
【００４９】
【発明の効果】Ｔｉ酸化物を利用してＨＡＺ組織に粒内
フェライトを生成させて組織の微細化を図る技術はＨＡ
Ｚ靭性向上のための優れた技術である。本発明はＴｉに
加えてさらに溶鋼中にＭｇ，Ｃａを複合添加することに
よりＴｉを含有する酸化物の多量且つ均一微細分散を達
成できる技術であり、その結果として一層のＨＡＺ靭性
向上が図れる。従って、より過酷な使用条件に対しても
安全性の高い溶接構造用鋼を提供することが可能となる
ものであり、その効果は極めて顕著である。
フェライトを生成させて組織の微細化を図る技術はＨＡ
Ｚ靭性向上のための優れた技術である。本発明はＴｉに
加えてさらに溶鋼中にＭｇ，Ｃａを複合添加することに
よりＴｉを含有する酸化物の多量且つ均一微細分散を達
成できる技術であり、その結果として一層のＨＡＺ靭性
向上が図れる。従って、より過酷な使用条件に対しても
安全性の高い溶接構造用鋼を提供することが可能となる
ものであり、その効果は極めて顕著である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 寺田 好男 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59−190313（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−177535（ＪＰ，Ａ)
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で溶存酸素量が０．００３〜０．
０２０％の溶鋼中にＴｉとＭｇをそれぞれＴｉ：０．０
１０〜０．０４０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％
の範囲で同時に添加し、その後１５分以内にＣａを０．
００５〜０．０５０％添加した後、凝固させ、 Ｃ ：０．０２〜０．１８％ Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．８〜２．０％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．００１〜０．０１％ Ａｌ：０．００４％以下 Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％ Ｎ ：０．００２〜０．００６０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｍｇ：０．０００１〜０．００１０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％ Ｏ ：０．００１〜０．００６％ 残部が鉄及び不可避不純物からなる実質的にＡｌを含有
しない鋳片を、１２５０℃以下の温度で再加熱後、鋼板
を製造することを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた
厚鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃｒ：０．０５〜１．００％ Ｎｉ：０．０５〜４．００％ Ｍｏ：０．０５〜０．４％ Ｖ ：０．００５〜０．０８０％ Ｃｕ：０．０５〜１．５０％ Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％ 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靭性の優れた厚鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3335314A JP2653594B2 (ja) | 1991-12-18 | 1991-12-18 | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3335314A JP2653594B2 (ja) | 1991-12-18 | 1991-12-18 | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05171341A JPH05171341A (ja) | 1993-07-09 |
| JP2653594B2 true JP2653594B2 (ja) | 1997-09-17 |
Family
ID=18287142
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3335314A Expired - Lifetime JP2653594B2 (ja) | 1991-12-18 | 1991-12-18 | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2653594B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3408385B2 (ja) * | 1996-04-17 | 2003-05-19 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼 |
| JP3722411B2 (ja) * | 2000-05-11 | 2005-11-30 | 日立金属株式会社 | 鉄基非晶質合金用母材の製造方法 |
| EP1777315B1 (en) | 2004-07-21 | 2012-03-14 | Nippon Steel Corporation | Steel for welded structure excellent in low temperature toughness of heat affected zone of welded part, and method for production thereof |
| JP4949210B2 (ja) * | 2007-11-27 | 2012-06-06 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 |
| JP4700769B2 (ja) | 2009-05-19 | 2011-06-15 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接用鋼材およびその製造方法 |
| TWI365915B (en) | 2009-05-21 | 2012-06-11 | Nippon Steel Corp | Steel for welded structure and producing method thereof |
| WO2012070359A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 新日本製鐵株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| EP2644730B1 (en) * | 2010-11-22 | 2016-11-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron beam welded joint, steel material for electron beam welding, and manufacturing method thereof |
| JP5811044B2 (ja) * | 2012-06-13 | 2015-11-11 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接性、溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN112779470A (zh) * | 2020-12-21 | 2021-05-11 | 本钢板材股份有限公司 | 一种电力及通信钢管铁塔用钢Gr60热轧卷板的生产方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59190313A (ja) * | 1983-04-09 | 1984-10-29 | Nippon Steel Corp | 溶接性の優れた鋼材の製造法 |
| JPH03177535A (ja) * | 1989-12-04 | 1991-08-01 | Nippon Steel Corp | 溶接用低温高靭性鋼の製造方法 |
-
1991
- 1991-12-18 JP JP3335314A patent/JP2653594B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05171341A (ja) | 1993-07-09 |
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