JP3238271B2 - 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法 - Google Patents
大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、船舶、海洋構造物、貯
蔵槽、中高層ビル等に使用される溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺと称す）の靭性に優れた溶接構造用鋼の製造方法に
関するものである。
蔵槽、中高層ビル等に使用される溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺと称す）の靭性に優れた溶接構造用鋼の製造方法に
関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、船舶、海洋構造物、貯蔵槽、中高
層ビル等の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質
特性に対する要望は厳しさを増しており、鋼材自身の靭
性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増してい
る。また、溶接方法の変革とともに大入熱溶接の適用が
進められている。例えば、−５０℃の液化ガスを貯蔵す
るタンク用鋼材に対するＨＡＺ靭性の要求値として、−
５０℃でのＣＴＯＤ値や、ＣＴＯＤ特性とシャルピー特
性との差異を考慮して、−８０℃におけるシャルピーＨ
ＡＺ靭性を要求されることがある。
層ビル等の大型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質
特性に対する要望は厳しさを増しており、鋼材自身の靭
性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増してい
る。また、溶接方法の変革とともに大入熱溶接の適用が
進められている。例えば、−５０℃の液化ガスを貯蔵す
るタンク用鋼材に対するＨＡＺ靭性の要求値として、−
５０℃でのＣＴＯＤ値や、ＣＴＯＤ特性とシャルピー特
性との差異を考慮して、−８０℃におけるシャルピーＨ
ＡＺ靭性を要求されることがある。
【０００３】また北極海で使用される海洋構造物や砕氷
船等でも、−６０℃での使用環境での靭性保証が要求さ
れつつある。近年、開発が計画されているサハリン沖の
石油・天然ガス開発プロジェクトではさらに要求は厳し
くなり、シャルピー試験で−８０℃での靭性保証および
ＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement）試験で−
５０℃での靭性保証が要求されている。さらにそのよう
な構造物を建造する際、溶接の効率化を促進するため、
フラックス−銅バッキング溶接に代表される片面１パス
溶接法のような大入熱溶接法の適用が希望されている。
船等でも、−６０℃での使用環境での靭性保証が要求さ
れつつある。近年、開発が計画されているサハリン沖の
石油・天然ガス開発プロジェクトではさらに要求は厳し
くなり、シャルピー試験で−８０℃での靭性保証および
ＣＴＯＤ（Crack Tip Opening Displacement）試験で−
５０℃での靭性保証が要求されている。さらにそのよう
な構造物を建造する際、溶接の効率化を促進するため、
フラックス−銅バッキング溶接に代表される片面１パス
溶接法のような大入熱溶接法の適用が希望されている。
【０００４】従来、ＣＴＯＤ特性の要求は小中入熱溶接
を適用した部分に限られていたため、ＣＴＯＤ特性を向
上させる方法は、例えば、特公平４−１４１７９号公報
や特開平４−１１６１３５号公報に開示されるように成
分を規制することによってＣＴＯＤ特性を支配している
島状マルテンサイトの生成状態を制御するだけで充分で
あった。ところが、近年では大入熱溶接の適用が進めら
れており、その場合島状マルテンサイトを制御するだけ
では不充分である。これを受け、大入熱溶接時の鋼材の
ＨＡＺ靭性に注目した提案は従来から数多くある。
を適用した部分に限られていたため、ＣＴＯＤ特性を向
上させる方法は、例えば、特公平４−１４１７９号公報
や特開平４−１１６１３５号公報に開示されるように成
分を規制することによってＣＴＯＤ特性を支配している
島状マルテンサイトの生成状態を制御するだけで充分で
あった。ところが、近年では大入熱溶接の適用が進めら
れており、その場合島状マルテンサイトを制御するだけ
では不充分である。これを受け、大入熱溶接時の鋼材の
ＨＡＺ靭性に注目した提案は従来から数多くある。
【０００５】例えば、特公昭５５−２６１６４号公報等
に開示されるように、微細なＴｉＮを鋼中に確保するこ
とによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭
性を向上させる方法がある。また、特開平３−２６４６
１４号公報ではＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物をフェラ
イトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる
方法が提案されている。しかしながら、ＴｉＮは、ＨＡ
Ｚのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属と
の境界（溶接ボンド部と称する）近傍ではほとんど固溶
してしまうので靭性劣化抑制効果が低下してしまうとい
う問題があり、近年の厳しい鋼材特性への要求を達成す
ることが困難である。
に開示されるように、微細なＴｉＮを鋼中に確保するこ
とによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭
性を向上させる方法がある。また、特開平３−２６４６
１４号公報ではＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物をフェラ
イトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる
方法が提案されている。しかしながら、ＴｉＮは、ＨＡ
Ｚのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属と
の境界（溶接ボンド部と称する）近傍ではほとんど固溶
してしまうので靭性劣化抑制効果が低下してしまうとい
う問題があり、近年の厳しい鋼材特性への要求を達成す
ることが困難である。
【０００６】この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方
法としてＴｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼等の様々
な分野で使用されている。例えば厚板分野では特開昭６
１−７９７４５号公報に例示されているように、Ｔｉ酸
化物を含有した鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効
であり、低温靭性を要求される高張力鋼への適用が有望
である。この原理はＴｉ酸化物およびそれを核として析
出するＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出物を核として微細フェラ
イトが生成し、その結果靭性に有害な粗大フェライトの
生成が抑制され、靭性の劣化が防止できるというもので
ある。
法としてＴｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼等の様々
な分野で使用されている。例えば厚板分野では特開昭６
１−７９７４５号公報に例示されているように、Ｔｉ酸
化物を含有した鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効
であり、低温靭性を要求される高張力鋼への適用が有望
である。この原理はＴｉ酸化物およびそれを核として析
出するＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出物を核として微細フェラ
イトが生成し、その結果靭性に有害な粗大フェライトの
生成が抑制され、靭性の劣化が防止できるというもので
ある。
【０００７】このようなＴｉ酸化物の鋼中への分散方法
としては、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まない溶鋼
中へのＴｉ添加によるものが主流である。しかしなが
ら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸
化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さら
には、ＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御
することも困難である。その結果、Ｔｉ脱酸のみによっ
てＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ
酸化物の個数が充分でなかったり、厚板の板厚方向の靭
性変動を生じる等の問題点が認められる。
としては、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まない溶鋼
中へのＴｉ添加によるものが主流である。しかしなが
ら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸
化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さら
には、ＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御
することも困難である。その結果、Ｔｉ脱酸のみによっ
てＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ
酸化物の個数が充分でなかったり、厚板の板厚方向の靭
性変動を生じる等の問題点が認められる。
【０００８】また特開平４−９４４８号公報に例示され
ているように、Ｔｉ添加後タンディッシュや鋳型内にＡ
ｌを添加する方法も考案されている。しかしながら、こ
の方法はＡｌＮを有効に生成させるための方法であり、
Ｔｉ酸化物さらにはＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出物を鋼中に
分散させるための方法ではない。またＡｌをタンディッ
シュで添加する等、ＴｉとＡｌとの添加間隔が長くなれ
ば、酸化物生成に及ぼすＡｌの効果は得られない。
ているように、Ｔｉ添加後タンディッシュや鋳型内にＡ
ｌを添加する方法も考案されている。しかしながら、こ
の方法はＡｌＮを有効に生成させるための方法であり、
Ｔｉ酸化物さらにはＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出物を鋼中に
分散させるための方法ではない。またＡｌをタンディッ
シュで添加する等、ＴｉとＡｌとの添加間隔が長くなれ
ば、酸化物生成に及ぼすＡｌの効果は得られない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】特開昭６１−７９７４
５号公報等の従来手法より一層のＴｉ酸化物の均一微細
分散方法を確立することにより、さらに特性を向上させ
られる余地がある。本発明者らは従来のＴｉ脱酸法に加
え、さらにＡｌを添加することでＴｉ酸化物の代替とし
てＴｉ−Ａｌ複合酸化物およびＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出
物を均一微細分散する方法を課題とした。
５号公報等の従来手法より一層のＴｉ酸化物の均一微細
分散方法を確立することにより、さらに特性を向上させ
られる余地がある。本発明者らは従来のＴｉ脱酸法に加
え、さらにＡｌを添加することでＴｉ酸化物の代替とし
てＴｉ−Ａｌ複合酸化物およびＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出
物を均一微細分散する方法を課題とした。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の通
りである。 （１）脱酸処理を行なう前のＳｉ量〔％Ｓｉ〕を、下記
（１）式により求められる溶存酸素量〔％Ｏ〕が２０〜
１００ppm になるように調整した溶鋼中に、最終含有量
が０．００５〜０．０３０％となるＴｉを添加して脱酸
した後、５分以内に最終含有量が０．００５〜０．０３
０％となるＡｌを添加し、その後最終成分に対して不足
する分のＳｉ，Ｍｎ等を添加し、Ｓｉを含むその他の成
分組成が重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：
≦０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：≦
０．０２％、Ｓ：０．００１０〜０．００８０％、Ｎ：
０．００２０〜０．００６０％を含有し、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造後圧延することを
特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材
の製造方法。 〔％Ｏ〕＝０．０００９２／〔％Ｓｉ〕0.5 ……………（１）式
りである。 （１）脱酸処理を行なう前のＳｉ量〔％Ｓｉ〕を、下記
（１）式により求められる溶存酸素量〔％Ｏ〕が２０〜
１００ppm になるように調整した溶鋼中に、最終含有量
が０．００５〜０．０３０％となるＴｉを添加して脱酸
した後、５分以内に最終含有量が０．００５〜０．０３
０％となるＡｌを添加し、その後最終成分に対して不足
する分のＳｉ，Ｍｎ等を添加し、Ｓｉを含むその他の成
分組成が重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％、Ｓｉ：
≦０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜１．８０％、Ｐ：≦
０．０２％、Ｓ：０．００１０〜０．００８０％、Ｎ：
０．００２０〜０．００６０％を含有し、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造後圧延することを
特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材
の製造方法。 〔％Ｏ〕＝０．０００９２／〔％Ｓｉ〕0.5 ……………（１）式
【００１１】（２）脱酸処理を行なう前のＳｉ量〔％Ｓ
ｉ〕を、下記（１）式により求められる溶存酸素量〔％
Ｏ〕が２０〜１００ppm になるように調整した溶鋼中
に、最終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＴｉ
を添加して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．０
０５〜０．０３０％となるＡｌを添加し、その後最終成
分に対して不足する分のＳｉ，Ｍｎ等を添加し、Ｓｉを
含むその他の成分組成が重量％で、Ｃ：０．０３〜０．
０９％、Ｓｉ：≦０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜１．８
０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：０．００１０〜０．００
８０％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を基本成分
とし、さらにＣｕ：≦１．０％、Ｎｉ：≦３．８％、Ｎ
ｂ：≦０．０５０％、Ｖ：≦０．１％、Ｃｒ：≦０．６
％、Ｍｏ：≦０．６％の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造後圧
延することを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性の優れ
た低温用鋼材の製造方法。 〔％Ｏ〕＝０．０００９２／〔％Ｓｉ〕0.5 ……………（１）式
ｉ〕を、下記（１）式により求められる溶存酸素量〔％
Ｏ〕が２０〜１００ppm になるように調整した溶鋼中
に、最終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＴｉ
を添加して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．０
０５〜０．０３０％となるＡｌを添加し、その後最終成
分に対して不足する分のＳｉ，Ｍｎ等を添加し、Ｓｉを
含むその他の成分組成が重量％で、Ｃ：０．０３〜０．
０９％、Ｓｉ：≦０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜１．８
０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：０．００１０〜０．００
８０％、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を基本成分
とし、さらにＣｕ：≦１．０％、Ｎｉ：≦３．８％、Ｎ
ｂ：≦０．０５０％、Ｖ：≦０．１％、Ｃｒ：≦０．６
％、Ｍｏ：≦０．６％の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼を鋳造後圧
延することを特徴とする大入熱溶接熱影響部靭性の優れ
た低温用鋼材の製造方法。 〔％Ｏ〕＝０．０００９２／〔％Ｓｉ〕0.5 ……………（１）式
【００１２】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。まず本
発明者らはＴｉ−Ａｌ複合酸化物およびＴｉＮ，ＭｎＳ
等の析出物を効果的に多数均一微細分散するため、種々
の脱酸元素を用いて、種々の順序による脱酸実験を試み
た。その結果、脱酸処理を行なう前の、Ｔｉよりも脱酸
力の弱い元素であるＳｉの量を調整して、Ｓｉ量と平衡
する溶存酸素量を２０〜１００ppm に調整した溶鋼中
に、最終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＴｉ
を添加して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．０
０５〜０．０３０％となるＡｌを析出する方法が最も多
数Ｔｉ−Ａｌ複合酸化物およびＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出
物が均一微細分散し、得られた鋼材を大入熱溶接した
時、ＨＡＺ部の靭性が非常に優れた溶接低温用鋼となる
結果を得た。
発明者らはＴｉ−Ａｌ複合酸化物およびＴｉＮ，ＭｎＳ
等の析出物を効果的に多数均一微細分散するため、種々
の脱酸元素を用いて、種々の順序による脱酸実験を試み
た。その結果、脱酸処理を行なう前の、Ｔｉよりも脱酸
力の弱い元素であるＳｉの量を調整して、Ｓｉ量と平衡
する溶存酸素量を２０〜１００ppm に調整した溶鋼中
に、最終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＴｉ
を添加して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．０
０５〜０．０３０％となるＡｌを析出する方法が最も多
数Ｔｉ−Ａｌ複合酸化物およびＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出
物が均一微細分散し、得られた鋼材を大入熱溶接した
時、ＨＡＺ部の靭性が非常に優れた溶接低温用鋼となる
結果を得た。
【００１３】すなわち、本発明者らは、次の（１），
（２），（３）に述べる知見を見いだした。（１）溶存
酸素量は酸化物の生成挙動に大きく影響する。酸化物を
多数生成させるためには適正な溶存酸素量が存在し、そ
の値は２０〜１００ppm である。この溶存酸素量を調整
するためには、Ｔｉよりも脱酸力の弱いＳｉの量を調整
すればよい。（２）Ｔｉ脱酸後に適量のＡｌを添加する
とＴｉ酸化物個数が増加し、さらにＴｉＮ，ＭｎＳの析
出個数も増加する。（３）Ｔｉ脱酸後、Ａｌ添加までの
時間間隔が短いほど、酸化物個数が増加する。
（２），（３）に述べる知見を見いだした。（１）溶存
酸素量は酸化物の生成挙動に大きく影響する。酸化物を
多数生成させるためには適正な溶存酸素量が存在し、そ
の値は２０〜１００ppm である。この溶存酸素量を調整
するためには、Ｔｉよりも脱酸力の弱いＳｉの量を調整
すればよい。（２）Ｔｉ脱酸後に適量のＡｌを添加する
とＴｉ酸化物個数が増加し、さらにＴｉＮ，ＭｎＳの析
出個数も増加する。（３）Ｔｉ脱酸後、Ａｌ添加までの
時間間隔が短いほど、酸化物個数が増加する。
【００１４】以下に上記３項目について詳細に検討した
結果を述べる。上記（１）項について、Ｔｉ投入前の溶
存酸素量について調査した結果、溶存酸素量が２０ppm
よりも少なくなると、ＨＡＺ靭性を確保するために必要
な量のＴｉ酸化物が形成されず、１００ppm を超えても
Ｔｉ酸化物の個数が少なくなることが明らかとなった。
１００ppm を超えてＴｉ酸化物が減少するのは、Ｔｉが
投入された溶鋼の近傍で局所的に過飽和度が高くなり、
核生成頻度が増大して狭い領域に酸化物が多量に生成
し、これらが直ちに凝集して浮上し易くなったためであ
ると考えられる。
結果を述べる。上記（１）項について、Ｔｉ投入前の溶
存酸素量について調査した結果、溶存酸素量が２０ppm
よりも少なくなると、ＨＡＺ靭性を確保するために必要
な量のＴｉ酸化物が形成されず、１００ppm を超えても
Ｔｉ酸化物の個数が少なくなることが明らかとなった。
１００ppm を超えてＴｉ酸化物が減少するのは、Ｔｉが
投入された溶鋼の近傍で局所的に過飽和度が高くなり、
核生成頻度が増大して狭い領域に酸化物が多量に生成
し、これらが直ちに凝集して浮上し易くなったためであ
ると考えられる。
【００１５】また、この時の溶存酸素量は、Ｓｉとの平
衡反応で調整する必要がある。溶存酸素量の調整は、こ
の他に吹酸等の方法があるが、例えば吹酸によって溶存
酸素量を調整しても、その直後に溶存酸素量は平衡値に
変化してしまい、Ｔｉ投入時の溶存酸素量を正確に調整
できないことが明らかとなった。したがって、Ｔｉ投入
時の正確な溶存酸素量調整は、溶鋼中で安定して実現で
きる平衡反応を利用しなければならない。
衡反応で調整する必要がある。溶存酸素量の調整は、こ
の他に吹酸等の方法があるが、例えば吹酸によって溶存
酸素量を調整しても、その直後に溶存酸素量は平衡値に
変化してしまい、Ｔｉ投入時の溶存酸素量を正確に調整
できないことが明らかとなった。したがって、Ｔｉ投入
時の正確な溶存酸素量調整は、溶鋼中で安定して実現で
きる平衡反応を利用しなければならない。
【００１６】上記（２）項について、Ｔｉ脱酸後に投入
するＡｌの効果について検討した結果、Ａｌ投入によっ
てＴｉ酸化物が一部還元され、かつ微細化していること
が明らかとなった。また、Ｔｉ酸化物個数が増加したの
は、Ａｌ添加によって溶存酸素量が低下したためにＴｉ
酸化物の成長が抑制され微細化し、浮上しにくくなった
ためだと考えられる。さらに最適なＡｌの範囲を明確に
するために実験を行なった結果、図１に示すように、Ａ
ｌが０．００５％よりも少ないとＴｉ酸化物の還元およ
び溶存酸素量の低下が充分でなく、Ｔｉ酸化物が粗大
化、浮上してしまう。また、０．０３０％を超えるとＴ
ｉ酸化物を完全に還元してしまい、Ｔｉ酸化物個数が減
少してしまうことが明らかとなった。また、ＴｉＮが増
加した原因は、微細なＴｉ酸化物を核としてＴｉＮが生
成し、Ｔｉ酸化物が存在しない場合よりも析出個数が増
加したためである。
するＡｌの効果について検討した結果、Ａｌ投入によっ
てＴｉ酸化物が一部還元され、かつ微細化していること
が明らかとなった。また、Ｔｉ酸化物個数が増加したの
は、Ａｌ添加によって溶存酸素量が低下したためにＴｉ
酸化物の成長が抑制され微細化し、浮上しにくくなった
ためだと考えられる。さらに最適なＡｌの範囲を明確に
するために実験を行なった結果、図１に示すように、Ａ
ｌが０．００５％よりも少ないとＴｉ酸化物の還元およ
び溶存酸素量の低下が充分でなく、Ｔｉ酸化物が粗大
化、浮上してしまう。また、０．０３０％を超えるとＴ
ｉ酸化物を完全に還元してしまい、Ｔｉ酸化物個数が減
少してしまうことが明らかとなった。また、ＴｉＮが増
加した原因は、微細なＴｉ酸化物を核としてＴｉＮが生
成し、Ｔｉ酸化物が存在しない場合よりも析出個数が増
加したためである。
【００１７】上記（３）項について、Ｔｉ脱酸後の溶鋼
サンプルを適宜採取し、酸化物の生成挙動を調査した結
果、図２に示す如く、Ｔｉ脱酸後時間の経過とともに生
成したＴｉ酸化物は成長・凝集して粗大化し、浮上して
しまうことが明らかとなった。したがって、Ｔｉ投入
後、Ｔｉが溶鋼中に均一に混合してすぐにＡｌを投入す
ることが酸化物を多く得るためには有効である。ただ
し、Ｔｉ脱酸後すぐにＡｌを投入しなくても５分以内で
あればＴｉ酸化物の減少量はさほど多くないため、５分
以内と規定した。なお、請求の範囲および発明の詳細な
説明の中のＴｉを添加して脱酸した後あるいはＴｉ脱酸
後とは、投入したＴｉが溶鋼中に均一に混合した後のこ
とを意味する。
サンプルを適宜採取し、酸化物の生成挙動を調査した結
果、図２に示す如く、Ｔｉ脱酸後時間の経過とともに生
成したＴｉ酸化物は成長・凝集して粗大化し、浮上して
しまうことが明らかとなった。したがって、Ｔｉ投入
後、Ｔｉが溶鋼中に均一に混合してすぐにＡｌを投入す
ることが酸化物を多く得るためには有効である。ただ
し、Ｔｉ脱酸後すぐにＡｌを投入しなくても５分以内で
あればＴｉ酸化物の減少量はさほど多くないため、５分
以内と規定した。なお、請求の範囲および発明の詳細な
説明の中のＴｉを添加して脱酸した後あるいはＴｉ脱酸
後とは、投入したＴｉが溶鋼中に均一に混合した後のこ
とを意味する。
【００１８】本発明の基本成分範囲の限定理由について
述べる。Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分として下
限を０．０３％とし、また０．０９％を超える過剰の添
加は、鋼材の溶接性や低温でのＨＡＺ靭性等を著しく低
下させるので、上限を０．０９％とした。Ｓｉは母材の
強度確保、予備脱酸等に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．
５％とした。
述べる。Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分として下
限を０．０３％とし、また０．０９％を超える過剰の添
加は、鋼材の溶接性や低温でのＨＡＺ靭性等を著しく低
下させるので、上限を０．０９％とした。Ｓｉは母材の
強度確保、予備脱酸等に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．
５％とした。
【００１９】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保、および粒
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．４％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性等の
許容できる範囲で上限を２．０％とした。ＮはＴｉＮの
析出には極めて重要な元素であり、０．００２％未満で
はＴｉＮの析出量が不足し、フェライト組織の充分な生
成量が得られない。また、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靭性の
低下を招くことから０．００６％を上限とした。
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．４％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性等の
許容できる範囲で上限を２．０％とした。ＮはＴｉＮの
析出には極めて重要な元素であり、０．００２％未満で
はＴｉＮの析出量が不足し、フェライト組織の充分な生
成量が得られない。また、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靭性の
低下を招くことから０．００６％を上限とした。
【００２０】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
加は製造コストを上昇させるので、３．８％を上限とし
た。Ｎｂは焼き入れ性を向上させることにより母材の強
度および靭性を向上させるために有効な元素であるが、
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０．０５％を上限とした。
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
加は製造コストを上昇させるので、３．８％を上限とし
た。Ｎｂは焼き入れ性を向上させることにより母材の強
度および靭性を向上させるために有効な元素であるが、
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０．０５％を上限とした。
【００２１】Ｖ，Ｃｒ，ＭｏについてもＮｂと同様な効
果を有することから０．１％を上限とした。また、鋼材
の圧延方法、加速冷却の方法および焼き入れ焼き戻しの
方法においては、当該分野において従来から適用されて
いる方法を用いてもＨＡＺ靭性に関しては何等影響を及
ぼさないため、従来の方法を適用できる。
果を有することから０．１％を上限とした。また、鋼材
の圧延方法、加速冷却の方法および焼き入れ焼き戻しの
方法においては、当該分野において従来から適用されて
いる方法を用いてもＨＡＺ靭性に関しては何等影響を及
ぼさないため、従来の方法を適用できる。
【００２２】
【実施例】表１および表２に本発明鋼および比較鋼の成
分、脱酸方法および大入熱溶接でのＨＡＺの靭性を示
す。試作鋼は転炉溶製し、真空脱ガス処理時に脱酸を行
なっている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素を測定し、そ
の後Ｔｉ，Ａｌを添加し脱酸を行ない、連続鋳造により
２８０mm厚鋳片に鋳造した後、加熱圧延を経て、板厚３
２mmの鋼板として製造した。その際、圧延前の加熱温度
は１０００〜１１００℃、加熱時間は３時間、圧延開始
温度は７６０〜８００℃、水冷後５３０〜５４０℃で約
２０分の焼き戻し処理を行なった。得られた鋼板を１パ
スのフラックス−銅バッキング溶接（ＦＣＢ溶接）し
た。
分、脱酸方法および大入熱溶接でのＨＡＺの靭性を示
す。試作鋼は転炉溶製し、真空脱ガス処理時に脱酸を行
なっている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素を測定し、そ
の後Ｔｉ，Ａｌを添加し脱酸を行ない、連続鋳造により
２８０mm厚鋳片に鋳造した後、加熱圧延を経て、板厚３
２mmの鋼板として製造した。その際、圧延前の加熱温度
は１０００〜１１００℃、加熱時間は３時間、圧延開始
温度は７６０〜８００℃、水冷後５３０〜５４０℃で約
２０分の焼き戻し処理を行なった。得られた鋼板を１パ
スのフラックス−銅バッキング溶接（ＦＣＢ溶接）し
た。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】本発明例の１〜１０は、いずれもシャルピ
ー試験−８０℃で５０Ｊ以上およびＣＴＯＤ試験−５０
℃で限界ＣＯＤ値０．１mm以上の優れた特性を示した。
ー試験−８０℃で５０Ｊ以上およびＣＴＯＤ試験−５０
℃で限界ＣＯＤ値０．１mm以上の優れた特性を示した。
【００２６】一方、比較例の１１〜２０は、いずれもシ
ャルピー試験−８０℃で５０Ｊ未満およびＣＴＯＤ試験
−５０℃で限界ＣＯＤ値０．１mm未満の低い靭性しか示
さなかった。これらの原因は、１１，１２，１３はＳｉ
により調整した溶存酸素量が本発明の所定の量に達して
いなかったため、１４はＳｉにより調整した溶存酸素量
が所定の量を超えたため、１５はＡｌ量が所定量を下回
ったため、１６はＡｌ量が所定量を上回ったためであ
る。また、１７，１８はＴｉとＡｌとの添加順序が本発
明とは逆であったため、１９，２０はＴｉとＡｌとの添
加間隔が本発明の規定した所定時間より長かったためで
ある。
ャルピー試験−８０℃で５０Ｊ未満およびＣＴＯＤ試験
−５０℃で限界ＣＯＤ値０．１mm未満の低い靭性しか示
さなかった。これらの原因は、１１，１２，１３はＳｉ
により調整した溶存酸素量が本発明の所定の量に達して
いなかったため、１４はＳｉにより調整した溶存酸素量
が所定の量を超えたため、１５はＡｌ量が所定量を下回
ったため、１６はＡｌ量が所定量を上回ったためであ
る。また、１７，１８はＴｉとＡｌとの添加順序が本発
明とは逆であったため、１９，２０はＴｉとＡｌとの添
加間隔が本発明の規定した所定時間より長かったためで
ある。
【００２７】
【発明の効果】本発明は、大入熱溶接法を適用した、低
温で使用する、船舶、海洋構造物、貯蔵槽等の破壊に対
する厳しい靭性要求を満足する鋼板を供給するものであ
り、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、
さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非
常に大きい。
温で使用する、船舶、海洋構造物、貯蔵槽等の破壊に対
する厳しい靭性要求を満足する鋼板を供給するものであ
り、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、
さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非
常に大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】（ａ）Ｔｉ酸化物個数、（ｂ）ＴｉＮ個数およ
び（ｃ）ＨＡＺ靭性に及ぼすＡｌの影響を調査したもの
であり、Ａｌ量がある範囲の時にＴｉ酸化物個数、Ｔｉ
Ｎ個数ともに増加し、ＨＡＺ靭性が向上することを示す
図表である。
び（ｃ）ＨＡＺ靭性に及ぼすＡｌの影響を調査したもの
であり、Ａｌ量がある範囲の時にＴｉ酸化物個数、Ｔｉ
Ｎ個数ともに増加し、ＨＡＺ靭性が向上することを示す
図表である。
【図２】Ｔｉ脱酸後の経過時間とＴｉ酸化物の個数推移
を調査したものであり、Ｔｉ脱酸後５分以降、酸化物の
個数が減少していくことを示す図表である。
を調査したものであり、Ｔｉ脱酸後５分以降、酸化物の
個数が減少していくことを示す図表である。
【図３】（１）式にＴｉ添加前Ｓｉ量〔％Ｓｉ〕を代入
して得られる溶存酸素量〔％Ｏ〕と酸化物個数との関係
を示す図表である。
して得られる溶存酸素量〔％Ｏ〕と酸化物個数との関係
を示す図表である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 米田 剛 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株 式会社 大分製鐵所内 (56)参考文献 特開 平５−239528（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−105947（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21C 7/06 C21D 7/13 C22C 38/00 C22C 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】 脱酸処理を行なう前のＳｉ量〔％Ｓｉ〕
を、下記（１）式により求められる溶存酸素量〔％Ｏ〕
が２０〜１００ppm になるように調整した溶鋼中に、最
終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＴｉを添加
して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．００５〜
０．０３０％となるＡｌを添加し、その後最終成分に対
して不足する分のＳｉ，Ｍｎ等を添加し、Ｓｉを含むそ
の他の成分組成が重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．０９％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜１．８０％ Ｐ ：≦０．０２％ Ｓ ：０．００１０〜０．００８０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼
を鋳造後圧延することを特徴とする大入熱溶接熱影響部
靭性の優れた低温用鋼材の製造方法。 〔％Ｏ〕＝０．０００９２／〔％Ｓｉ〕0.5 ……………（１）式 - 【請求項２】 脱酸処理を行なう前のＳｉ量〔％Ｓｉ〕
を、下記（１）式により求められる溶存酸素量〔％Ｏ〕
が２０〜１００ppm になるように調整した溶鋼中に、最
終含有量が０．００５〜０．０３０％となるＴｉを添加
して脱酸した後、５分以内に最終含有量が０．００５〜
０．０３０％となるＡｌを添加し、その後最終成分に対
して不足する分のＳｉ，Ｍｎ等を添加し、Ｓｉを含むそ
の他の成分組成が重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．０９％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜１．８０％ Ｐ ：≦０．０２％ Ｓ ：０．００１０〜０．００８０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦３．８％ Ｎｂ：≦０．０５０％ Ｖ ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避不純物からなる溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とす
る大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方
法。 〔％Ｏ〕＝０．０００９２／〔％Ｓｉ〕0.5 ……………（１）式
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03736494A JP3238271B2 (ja) | 1994-03-08 | 1994-03-08 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03736494A JP3238271B2 (ja) | 1994-03-08 | 1994-03-08 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07242925A JPH07242925A (ja) | 1995-09-19 |
| JP3238271B2 true JP3238271B2 (ja) | 2001-12-10 |
Family
ID=12495485
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03736494A Expired - Fee Related JP3238271B2 (ja) | 1994-03-08 | 1994-03-08 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた低温用鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3238271B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4751341B2 (ja) * | 2007-01-11 | 2011-08-17 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のｃｔｏｄが優れた鋼およびその製造方法 |
| JP5713135B1 (ja) | 2013-11-19 | 2015-05-07 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
| CN114606436A (zh) * | 2022-02-14 | 2022-06-10 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种极地用370MPa级稀土耐候结构钢及其生产方法 |
-
1994
- 1994-03-08 JP JP03736494A patent/JP3238271B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07242925A (ja) | 1995-09-19 |
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