JP3403293B2 - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた鋼板Info
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Description
ｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の
優れた鋼板であり、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、
建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接構造物に
用いられる鋼板に関するものである。
のＨＡＺではオーステナイト（γ）粒が数１００μｍの
大きさに粗大化するため、冷却後のＨＡＺ組織も粗大化
してしまって靭性が劣化する。鋼の加熱γ粒を細粒化す
る方法として、鉄と鋼、６２（１９７６）、１２０９−
１２１８「低炭素・低合金鋼のオーステナイト粒度に及
ぼすＴｉＮの分散状態の影響」に記載されているよう
に、高温で安定なＴｉＮ粒子を鋼中に微細分散させてγ
粒成長をピンニングすることが知られている。しかしな
がら、鉄と鋼、７１（１９８５）、Ｓ１５１０「溶接再
現熱サイクルにおけるオーステナイト異常粒成長とＴｉ
Ｎの溶解」にも記載されているように、１４００℃以上
に加熱されるようなＨＡＺ粗粒域ではＴｉＮ粒子の粗大
化や地鉄中への一部溶解が生じるため、ＴｉＮ粒子のピ
ンニング効果は低下する。このときピンニングの主体は
酸化物となるが、ＴｉＮ粒子なみに酸化物を微細分散す
る技術はなく、１４００℃以上で細粒なγ粒を得ること
は困難であった。すなわち、従来のＴｉＮ利用技術で
は、１４００℃以上に加熱される溶融線近傍ＨＡＺのγ
粒を安定に細粒化することはできず、この部分において
良好な靭性を得ることは困難であった。溶接入熱量が大
きいほど溶融線近傍ＨＡＺのγ粒は粗大化し、ＨＡＺ靭
性の劣化が著しくなる。
条件において良好なＨＡＺ靭性を有する引張強度が４０
０ＭＰａ以上の鋼板を提供することである。
よって構成され、１４００℃以上に加熱される溶接熱影
響部において、加熱時に０．０５〜０．３μｍの大きさ
のＴｉＮ粒子が５０００個／ｍｍ2以上存在する溶接熱
影響部靭性の優れた鋼板である。
温でのＴｉＮ粒子の微細分散化を発見し、これに基づい
て良好なＨＡＺ靭性を有する鋼板を発明した。以下に詳
細に説明する。
ＨＡＺのＴｉＮ粒子分散状態に及ぼす脱酸方法の影響を
示す。図２は１４００℃に加熱されたＨＡＺでのＴｉＮ
粒子個数に及ぼす１４００℃での保定時間の影響を示
す。Ａｌ脱酸鋼やＴｉ脱酸鋼に比較してＴｉ−Ｍｇ複合
脱酸鋼は１４００〜１４５０℃加熱ＨＡＺにおいてＴｉ
Ｎ粒子の個数が多く、粒子径が小さい。すなわち、Ｔｉ
−Ｍｇ複合脱酸によって高温に加熱されたＨＡＺでＴｉ
Ｎ粒子が微細分散化する。この新たな冶金現象はＴｉ−
Ｍｇ複合によって、
に微細分散化し、かつ
によってＴｉＮ粒子の高温安定性が向上することでもた
らされる。図２に示されるように本効果は高温での滞留
時間の長い場合においても発現されることから、大入熱
溶接ＨＡＺに対しても有効である。
での加熱γ粒径に及ぼす脱酸方法の影響を示す図であ
る。Ａｌ脱酸鋼やＴｉ脱酸鋼に比較してＴｉ−Ｍｇ脱酸
鋼のγ粒径は１４００℃以上で著しく小さい。これは、
図１に示すようにＴｉ−Ｍｇ添加鋼中のＴｉＮ粒子は１
４００℃以上でも微細分散し、γ粒成長をピンニングし
ているためである。
のほかに粒界上、転位上などに折出するため、酸化物に
比較して圧倒的に微細分散する。従って、本発明のよう
にその高温安定性を増せば、酸化物よりも強力なピンニ
ング効果が得られる。
添加によってＴｉＮ粒子を高温においても徽細分散さ
せ、溶融線近傍ＨＡＺの加熱γ粒を細粒化し、ＨＡＺ組
織を微細化して靭性を向上させる。本発明は高温での滞
留時間が長い大入熱溶接に特に有効である。１４００℃
以上に加熱される溶融線近傍ＨＡＺにおいて、０．３μ
ｍ以下の大きさのＴｉＮ粒子が５０００個／ｍｍ2以上
存在する必要がある。その理由は、大きさが０．３μｍ
を超える粗大なＴｉＮ粒子が増えると総粒子数が減少し
てＴｉＮ粒子間隔が大きくなりピンニング力が弱まる。
また、たとえ０．３μｍ以下の微細なＴｉＮ粒子であっ
ても５０００個／ｍｍ2未満であると同様の理由でピン
ニングが不十分となる。このような高温で存在するＴｉ
Ｎ粒子の大きさの下限は０．０５μｍであり、従来ピン
ニングに有効とされるＴｉＮ粒子の大きさよりも大き
い。
ば、急冷した鋼から作製した抽出レプリカ試料について
透過電子顕微鏡観察（倍率：ｌ万〜５万）によってＴｉ
Ｎ粒子の大きさと個数を測定される。ＴｉＮ粒子は複合
体として存在してもピンニングに有効であることから、
本発明ではこれらの複合体もピンニング粒子（ＴｉＮ粒
子）とみなす。
強度、靭性を確保するための最小量である。しかし、Ｃ
が多すぎると母材及びＨＡＺの靭性を低下させるととも
に溶接性を劣化させるのでその上限を０．２０％とし
た。
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とした。鋼の脱酸はＴｉだけでも十分可能で
あり、良好なＨＡＺ靭性を得るためには０．３％以下の
Ｓｉとするのが望ましい。
するために不可欠であるため下限を０．５％とした。し
かし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブ
の中心偏折を助長し、溶接性を劣化させるので上限を
２．０％とした。
をそれぞれ０．０１５％以下、０．００６％以下とした
理由はスラブ中心偏折の軽減などを通じて母材およびＨ
ＡＺの機械的性質を改善するためである。Ｐの低減はＨ
ＡＺの粒界破壊を抑制し、Ｓの低減はＭｎＳの減少を通
じて母材およびＨＡＺの板厚方向材質を向上させる。好
ましいＰ，Ｓはそれぞれ０．０１％以下、０．００３％
以下である。
り、０．００６％以下とした。これは、Ａｌが０．００
６％を超えると１８５０℃以上の高温で存在するＴｉＮ
粒子の個数が減少するため、本発明鋼の特徴であるγ粒
成長のピンニング効果が弱まるためである。この理由は
ＡｌＮの生成によってＴｉＮ粒子の生成が抑制され、Ｔ
ｉＮ粒子の高温安定性も低下するためである。
ング粒子の主体であるＴｉＮ粒子を十分な量形成するた
めに０．００５％以上必要である。しかし、Ｔｉが０．
０３％を超えると過剰なＴｉＣの析出によってＨＡＺ脆
化が起こる。
ｉと複合的に添加することでＴｉＮ粒子の高温安定性を
向上させる。Ｍｇが０．０００５％未満であるとＴｉＮ
粒子の高温安定性に顕著な効果がなく、０．００５％を
超えるとその効果がほぼ飽和する。
て微細な酸化物を形成し、高温でのピンニングに寄与す
る。従って、０．００１％以上含有することがγ粒のピ
ンニングに有効である。しかし、大きい酸化物は脆性破
壊の発生起点となるため、酸化物の粗大化抑制と大きな
酸化物の個数減少のために上限を０．００５％とした。
てＨＡＺ加熱γ粒を細粒化する。十分な量のＴｉＮを得
るために０．００２％以上のＮが必要であるが、Ｎが過
剰であると固溶ＮによってＨＡＺ脆化が生じるため、上
限を０．００６％とする必要がある。
Ｖ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｂ，Ｎを添加する理由について説明
する。
響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。各
元素の上限は溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を防止する
ためである。
かしその添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性を損なう。
の添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性および
ＨＡＺ靭性を損なう。
り、鋼の強度、靭性を向上させる。しかしその添加量が
０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性を損なう。
（ＭｎＳ）の形態を制御して靭性を向上させるためであ
る。しかしながら、これらの添加量が０．００５０％を
超えると粗大な酸化物が多量に生成して母材およびＨＡ
Ｚの靭性を劣化させる。
強度、靭性を向上させる。しかし０．００１５％を超え
て添加するとＨＡＺ靭性や溶接性を劣化させる。
や連続鋳造のタンディッシュあるいはモールドにおいて
溶鋼中にＭｇ合金を添加し、連続鋳造によってスラブを
造り、これを１２５０℃以下に再加熱して制御圧延、加
速冷却、焼入、焼戻などの加工熱処理することで製造さ
れる。ＴｉＮの初期分散状態をより微細にするためには
スラブの冷却速度を高めることが効果的である。
を、表２に鋼板の母材材質、ＨＡＺ靭性ならびに１４０
０℃加熱ＨＡＺでのＴｉＮ粒子個数と加熱γ粒径を示
す。０．３μｍ以下のＴｉＮ粒子の個数は抽出レプリカ
試料の透過電子顕微鏡観察（倍率：２万、測定視野：４
ｍｍ２）によって測定された。種々の溶接条件で鋼板を
溶接し、ＨＡＺの最脆化部である溶融線（ＦＬ）のシャ
ルピー試験を実施した。
ＶＥ（−８０℃）が２７０Ｊ以上の良好な母材材質を有
し、溶接入熱量がｌ００〜７００ｋＪ／ｃｍであるＨＡ
ＺのＦＬにてＶｅ（−２０℃）が１００Ｊ以上の良好な
ＨＡＺ靭性を有する。一方、比較鋼は化学成分およびＴ
ｉＮ粒子の分散状態が適当でないためにＨＡＺ靭性が劣
っている。鋼８はＡｌが多すぎるためにＴｉＮ粒子が微
細分散せず、加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣って
いる。鋼９はＴｉが少なすぎるために十分な量のＴｉＮ
粒子が生成せず、加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣
っている。
はたくさん存在して加熱γ粒は細粒であるものの、Ｔｉ
Ｃの析出が著しくＨＡＺ靭性が劣っている。
微細分散が不十分となり、加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ
靭性が劣っている。鋼１２は酸素か多すぎるために酸化
物が粗大化し、脆性破壊起点が増加することでＨＡＺ靭
性が劣っている。鋼１３はＮが少なすぎるために十分な
量のＴｉＮが生成せず、加熱γが粗大化してＨＡＺ靭性
が劣っている。鋼１４はＮが多すぎるため、加熱γは細
粒であるものの、固溶Ｎが増加してＨＡＺ靭性が劣って
いる。
され、各種の溶接構造物の安全性が格段に向上した。特
に、溶接入熱量の大きな場合にも良好なＨＡＺ靭性が達
成された。
子分散状態に及ぼす脱酸方法の影響を示す図である。
数に及ぼす１４００℃での保定時間の影響を示す図であ
る。
径に及ぼす脱酸方法の影響を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｐ：０．０１５％以下 Ｓ：０．００６％以下 Ａｌ：０．００６％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％ Ｏ：０．００１〜０．００５％ Ｎ：０．００２〜０．００６％ を含有し、残部が鉄および不可避的不純物によって構成
され、１４００℃以上に加熱される溶接熱影響部におい
て加熱時に０．０５〜０．３μｍの大きさのＴｉＮ粒子
が５０００個／ｍｍ2以上存在する溶接熱影響部靭性の
優れた鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｐ：０．０１５％以下 Ｓ：０．００６％以下 Ａｌ：０．００６％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％ Ｏ：０．００１〜０．００５％ Ｎ：０．００２〜０．００６％ を含有し、さらに、 Ｃｕ：１．５％以下 Ｎｉ：ｌ．５％以下 Ｃｒ：０．５％以下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｎｂ：０．０５％以下 Ｖ：０．０５％以下 Ｃａ：０．００５％以下 ＲＥＭ：０．００５％以下 Ｂ：０．００１５％以下 の一種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物に
よって構成され、１４００℃以上に加熱される溶接熱影
響部において、加熱時に０．０５〜０．３μｍの大きさ
のＴｉＮ粒子が５０００個／ｍｍ2以上存在する溶接熱
影響部靭性の優れた鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22735596A JP3403293B2 (ja) | 1996-08-12 | 1996-08-12 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22735596A JP3403293B2 (ja) | 1996-08-12 | 1996-08-12 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1053838A JPH1053838A (ja) | 1998-02-24 |
| JP3403293B2 true JP3403293B2 (ja) | 2003-05-06 |
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Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
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| JP22735596A Expired - Fee Related JP3403293B2 (ja) | 1996-08-12 | 1996-08-12 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
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| KR100482214B1 (ko) * | 2000-11-28 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 고강도 용접구조용 강재의 제조방법 |
| KR100482194B1 (ko) * | 2000-12-05 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의해 ＴｉＮ+ＭｎＳ의 복합석출물을 갖는고강도 용접구조용 강재의 제조방법 |
| KR100470650B1 (ko) * | 2000-12-12 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 침질처리와 이상역 제어압연에 의한 고강도 용접구조용강재의 제조방법 |
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-
1996
- 1996-08-12 JP JP22735596A patent/JP3403293B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| JPH1053838A (ja) | 1998-02-24 |
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