JP3464567B2 - 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 - Google Patents
溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、海洋構造物、船舶、貯
蔵漕、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）の靱性に優れた溶接構造用鋼材に関するも
のである。
蔵漕、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）の靱性に優れた溶接構造用鋼材に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、貯蔵漕、船舶など
の、低温で用いられる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、破
壊がもたらす被害の大きさ、および社会不安の大きさか
ら、鋼材自身の靱性と同様に、ＨＡＺの靱性への要求も
厳しさを増している。
の、低温で用いられる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、破
壊がもたらす被害の大きさ、および社会不安の大きさか
ら、鋼材自身の靱性と同様に、ＨＡＺの靱性への要求も
厳しさを増している。
【０００３】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
溶接法、エレクトロガスアーク溶接法などに代表される
ような大入熱溶接法の適用が進められている。
接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング
溶接法、エレクトロガスアーク溶接法などに代表される
ような大入熱溶接法の適用が進められている。
【０００４】これを受け、大入熱溶接時の鋼材のＨＡＺ
靱性に注目した提案は従来から数多くある。
靱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Ｔｉ窒化物を鋼中に確保す
ることによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さく
し、靱性を向上させる方法がある。また、特開平３−２
６４６１４号公報ではＴｉ窒化物と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の靱性を
向上させる方法が提案されている。
に開示されるように、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保す
ることによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さく
し、靱性を向上させる方法がある。また、特開平３−２
６４６１４号公報ではＴｉ窒化物と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の靱性を
向上させる方法が提案されている。
【０００６】しかしながら、Ｔｉ窒化物は、ＨＡＺ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
まうので靱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。
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
まうので靱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。
【０００７】この溶接ボンド部近傍の靱性を改善する方
法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの
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６１−７９７４５号公報や特開昭６２−１０３３４４
号公報に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した
鋼が大入熱溶接部靱性向上に非常に有効であり、低温靱
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Ｔｉ窒化物、ＭｎＳ等の析出物
を核として微細フェライトが生成し、その結果靱性に有
害な粗大フェライトの生成が抑制され、靱性の劣化が防
止できるというものである。しかしながら、このような
Ｔｉ酸化物は鋼中へ分散される個数をあまり多くするこ
とができない。その原因はＴｉ酸化物の粗大化や凝集合
体であり、Ｔｉ窒化物の個数を増加させようとすれば、
５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加
してしまう。この５μｍ以上の介在物は構造物の破壊の
起点となって有害であり、靱性の低下を引き起こす。し
たがって、さらなるＨＡＺ靱性の向上を達成するために
は、粗大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物より
も微細に分散する酸化物を活用する必要がある。
法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの
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６１−７９７４５号公報や特開昭６２−１０３３４４
号公報に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した
鋼が大入熱溶接部靱性向上に非常に有効であり、低温靱
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Ｔｉ窒化物、ＭｎＳ等の析出物
を核として微細フェライトが生成し、その結果靱性に有
害な粗大フェライトの生成が抑制され、靱性の劣化が防
止できるというものである。しかしながら、このような
Ｔｉ酸化物は鋼中へ分散される個数をあまり多くするこ
とができない。その原因はＴｉ酸化物の粗大化や凝集合
体であり、Ｔｉ窒化物の個数を増加させようとすれば、
５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加
してしまう。この５μｍ以上の介在物は構造物の破壊の
起点となって有害であり、靱性の低下を引き起こす。し
たがって、さらなるＨＡＺ靱性の向上を達成するために
は、粗大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物より
も微細に分散する酸化物を活用する必要がある。
【０００８】さらに、上記特開昭６１−７９７４５号公
報などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするため
に、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない
量で制限している。
報などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするため
に、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない
量で制限している。
【０００９】鋼材中のＡｌ量が少ない場合、上記した酸
化物系介在物の粗大化やＡｌＮ析出物量の不足などの原
因により、母材の靱性が低下する場合がある。また、通
常使用されている溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板
を溶接した場合、溶接金属の靱性が低下する場合があ
る。
化物系介在物の粗大化やＡｌＮ析出物量の不足などの原
因により、母材の靱性が低下する場合がある。また、通
常使用されている溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板
を溶接した場合、溶接金属の靱性が低下する場合があ
る。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】従来手法より一層のＨ
ＡＺ特性を向上させられるために、Ｔｉ酸化物のごとく
粗大化せず、したがって破壊の起点にならず、さらには
Ｔｉ窒化物、ＭｎＳ等の析出物の核サイトとなってオー
ステナイト粒細粒化や微細フェライト生成によって優れ
たＨＡＺ靱性を実現可能な酸化物を分散することを課題
とした。
ＡＺ特性を向上させられるために、Ｔｉ酸化物のごとく
粗大化せず、したがって破壊の起点にならず、さらには
Ｔｉ窒化物、ＭｎＳ等の析出物の核サイトとなってオー
ステナイト粒細粒化や微細フェライト生成によって優れ
たＨＡＺ靱性を実現可能な酸化物を分散することを課題
とした。
【００１１】本発明は、前述の課題を解決するために、
重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．２０％、 Ｓｉ：≦０．５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．７％、 Ｐ：≦０．０２％、 Ｓ：０．００２〜０．０１０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０２０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、 Ｍｇ：≦０．００１０％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍであるＡｌ−Ｔｉ−Ｍ
ｇ複合酸化物を１×１０4〜２×１０5個／ｍｍ2含有す
ることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造
用鋼材を第１の手段とし、重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．２０％、 Ｓｉ：≦０．５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．７％、 Ｐ：≦０．０２％、 Ｓ：０．００２〜０．０１０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０２０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、 Ｍｇ：≦０．００１０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦０．８％、 Ｎｉ：≦１．０％、 Ｎｂ：≦０．０３０％、 Ｖ：≦０．１％、 Ｃｒ：≦０．６％、 Ｍｏ：≦０．６％、 Ｂ：０．０００５〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μｍ
であるＡｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物を１×１０4〜２×
１０5個／ｍｍ2を含有することを特徴とする溶接熱影響
部靱性の優れた溶接構造用鋼材を第２の手段とする。
重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．２０％、 Ｓｉ：≦０．５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．７％、 Ｐ：≦０．０２％、 Ｓ：０．００２〜０．０１０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０２０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、 Ｍｇ：≦０．００１０％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍであるＡｌ−Ｔｉ−Ｍ
ｇ複合酸化物を１×１０4〜２×１０5個／ｍｍ2含有す
ることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造
用鋼材を第１の手段とし、重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．２０％、 Ｓｉ：≦０．５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．７％、 Ｐ：≦０．０２％、 Ｓ：０．００２〜０．０１０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０２０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、 Ｍｇ：≦０．００１０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦０．８％、 Ｎｉ：≦１．０％、 Ｎｂ：≦０．０３０％、 Ｖ：≦０．１％、 Ｃｒ：≦０．６％、 Ｍｏ：≦０．６％、 Ｂ：０．０００５〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μｍ
であるＡｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物を１×１０4〜２×
１０5個／ｍｍ2を含有することを特徴とする溶接熱影響
部靱性の優れた溶接構造用鋼材を第２の手段とする。
【００１２】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。本発明
者らはＨＡＺ靱性を向上させる金属組織要因として、１
４００℃未満に加熱される領域のオーステナイト細粒
化、および溶接ボンド部近傍で１４００℃以上に加熱さ
れる領域の粒内フェライト生成、を同時に、酸化物を利
用して達成することを検討し、これら２つの項目ににつ
いて、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とした複合酸化物が有効
であることを知見した。
者らはＨＡＺ靱性を向上させる金属組織要因として、１
４００℃未満に加熱される領域のオーステナイト細粒
化、および溶接ボンド部近傍で１４００℃以上に加熱さ
れる領域の粒内フェライト生成、を同時に、酸化物を利
用して達成することを検討し、これら２つの項目ににつ
いて、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とした複合酸化物が有効
であることを知見した。
【００１３】オーステナイトを細粒化するためには高温
でのオーステナイト粒成長を抑制することが必要であ
る。その手段として、析出物によりオーステナイトの粒
界をピンニングし、粒界の移動を止める方法が考えられ
る。そのような作用をする析出物の一つとしては、一般
にＴｉ窒化物が有効であると考えられる。また、析出物
個数が多いほどオーステナイト結晶粒径が小さくなるこ
とはよく知られている事実である。したがって、オース
テナイトを細粒化するためには、Ｔｉ窒化物を多数析出
させることが有効である。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とし
た複合酸化物はＴｉ窒化物の核生成サイトとなり、Ｔｉ
窒化物が多数析出することに寄与する。
でのオーステナイト粒成長を抑制することが必要であ
る。その手段として、析出物によりオーステナイトの粒
界をピンニングし、粒界の移動を止める方法が考えられ
る。そのような作用をする析出物の一つとしては、一般
にＴｉ窒化物が有効であると考えられる。また、析出物
個数が多いほどオーステナイト結晶粒径が小さくなるこ
とはよく知られている事実である。したがって、オース
テナイトを細粒化するためには、Ｔｉ窒化物を多数析出
させることが有効である。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とし
た複合酸化物はＴｉ窒化物の核生成サイトとなり、Ｔｉ
窒化物が多数析出することに寄与する。
【００１４】粒内フェライト生成について、本発明者ら
は、オーステナイト粒内で生成する粒内フェライトの組
織を観察し、粒内フェライト中に含まれる粒子を調査し
た。その結果、粒内フェライトの生成サイトとして、Ａ
ｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とした複合酸化物と、その上に析
出したＴｉ窒化物＋ＭｎＳとの複合体が有効に作用する
ことを見いだした。酸化物は高温に加熱したときにおい
ても安定であり、１４００℃以上でも変化することなく
安定して鋼中に存在する。また、Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳは
その後の冷却過程で、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とした酸
化物を生成サイトとして析出するため、溶接ボンド部近
傍での粒内フェライト生成が可能となる。
は、オーステナイト粒内で生成する粒内フェライトの組
織を観察し、粒内フェライト中に含まれる粒子を調査し
た。その結果、粒内フェライトの生成サイトとして、Ａ
ｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とした複合酸化物と、その上に析
出したＴｉ窒化物＋ＭｎＳとの複合体が有効に作用する
ことを見いだした。酸化物は高温に加熱したときにおい
ても安定であり、１４００℃以上でも変化することなく
安定して鋼中に存在する。また、Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳは
その後の冷却過程で、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とした酸
化物を生成サイトとして析出するため、溶接ボンド部近
傍での粒内フェライト生成が可能となる。
【００１５】以上の金属組織的効果を得るためには、酸
化物の粒子径は、０．０１〜１．０μｍあでることが必
要である。本発明者らの知見によれば、該粒子径が０．
０１μｍ未満ではＴｉ窒化物析出核としての効果は弱
く、また１．０μｍを超えると、その酸化物が破壊の起
点となる可能性が高くなり、ＨＡＺ靱性の低下を招くこ
とになる。
化物の粒子径は、０．０１〜１．０μｍあでることが必
要である。本発明者らの知見によれば、該粒子径が０．
０１μｍ未満ではＴｉ窒化物析出核としての効果は弱
く、また１．０μｍを超えると、その酸化物が破壊の起
点となる可能性が高くなり、ＨＡＺ靱性の低下を招くこ
とになる。
【００１６】つぎに複合酸化物の個数に関して記す。酸
化物個数が少なすぎると溶接時に充分なＴｉ窒化物およ
び粒内フェライトの生成核が得られないので、１×１０
4個／ｍｍ2以上の酸化物を存在させることが必要であ
る。酸化物個数が多くなるにしたがってＴｉ窒化物およ
び粒内フェライトの個数は増加しＨＡＺ靱性は向上する
が、２×１０5個／ｍｍ2を超える過剰な酸化物が存在す
るとＨＡＺ部および母材の靱性低下を招くことになるの
で、酸化物個数の上限は２×１０5個／ｍｍ2でなければ
ならない。
化物個数が少なすぎると溶接時に充分なＴｉ窒化物およ
び粒内フェライトの生成核が得られないので、１×１０
4個／ｍｍ2以上の酸化物を存在させることが必要であ
る。酸化物個数が多くなるにしたがってＴｉ窒化物およ
び粒内フェライトの個数は増加しＨＡＺ靱性は向上する
が、２×１０5個／ｍｍ2を超える過剰な酸化物が存在す
るとＨＡＺ部および母材の靱性低下を招くことになるの
で、酸化物個数の上限は２×１０5個／ｍｍ2でなければ
ならない。
【００１７】該酸化物の大きさおよび個数の測定は以下
の要領で行なう。母材となる鋼板から抽出レプリカを作
製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以
上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察すること
で該酸化物の大きさおよび個数を測定する。このとき鋼
板の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出レ
プリカでもよい。
の要領で行なう。母材となる鋼板から抽出レプリカを作
製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以
上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察すること
で該酸化物の大きさおよび個数を測定する。このとき鋼
板の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出レ
プリカでもよい。
【００１８】鋼材を製造するプロセスとして、通常圧延
のまま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼もどしの
組合せ、および焼入れ・焼もどしの組合せなどであって
も酸化物の効果は影響を受けない。
のまま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼もどしの
組合せ、および焼入れ・焼もどしの組合せなどであって
も酸化物の効果は影響を受けない。
【００１９】つぎに本発明の基本成分範囲の限定理由に
付いて述べる。
付いて述べる。
【００２０】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分とし
て下限を０．１０％とし、また０．２０％を越える過剰
の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靱性などを著しく低下
させるので、上限を０．２０％とした。
て下限を０．１０％とし、また０．２０％を越える過剰
の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靱性などを著しく低下
させるので、上限を０．２０％とした。
【００２１】Ｓｉは母材の強度確保、予備脱酸などに必
要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靱性が低下する
のを防止するため上限を０．５％とした。
要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靱性が低下する
のを防止するため上限を０．５％とした。
【００２２】Ｍｎは母材の強度、靱性の確保、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０．５％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性など
の許容できる範囲で上限を１．７％とした。
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．５％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性など
の許容できる範囲で上限を１．７％とした。
【００２３】Ｐは含有量が少ないほど望ましいが、これ
を工業的に低減させるためには多大なコストががかるこ
とから、０．０２０％を上限とした。
を工業的に低減させるためには多大なコストががかるこ
とから、０．０２０％を上限とした。
【００２４】ＳはＭｎＳを生成する元素として０．００
２％が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性などの許容
できる範囲で上限を０．０１％とした。
２％が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性などの許容
できる範囲で上限を０．０１％とした。
【００２５】Ａｌは酸化物個数を増加させること、およ
び溶接金属の靱性低下を制御するため、下限値を０．０
０５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、酸化物
がすべてアルミナとなり、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とし
た複合酸化物が生成しなくなるため、上限を０．０２０
％とした。
び溶接金属の靱性低下を制御するため、下限値を０．０
０５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、酸化物
がすべてアルミナとなり、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とし
た複合酸化物が生成しなくなるため、上限を０．０２０
％とした。
【００２６】ＴｉはＡｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物、Ｔｉ
窒化物を形成させるために０．００５％以上添加する。
しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靱性が低下する
ため、０．０２０％を上限とした。
窒化物を形成させるために０．００５％以上添加する。
しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靱性が低下する
ため、０．０２０％を上限とした。
【００２７】ＮはＴｉ窒化物の析出には極めて重要な元
素であり、０．００２％未満ではＴｉ窒化物の析出量が
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靱性の低下を招くことから
０．００６％を上限とした。
素であり、０．００２％未満ではＴｉ窒化物の析出量が
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靱性の低下を招くことから
０．００６％を上限とした。
【００２８】Ｍｇは本発明で特に重要な役割を持つ。特
開昭６１−７９７４５号公報に記載されるように、溶鋼
中のＡｌ量が増加すると酸化物は主としてアルミナにな
るため、Ｔｉ系酸化物は生成しにくくなる。しかし、本
発明者らの知見により、溶鋼中にＭｇが存在すると、Ａ
ｌ量が多くてもアルミナが減少してＴｉ系酸化物が増
え、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物が生成することが明ら
かとなった。しかし、Ｍｇ量が多すぎるとＴｉ系酸化物
がＭｇによって還元され、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物
が生成しにくくなるため、上限を１０ｐｐｍ（０．００
１０％）とした。
開昭６１−７９７４５号公報に記載されるように、溶鋼
中のＡｌ量が増加すると酸化物は主としてアルミナにな
るため、Ｔｉ系酸化物は生成しにくくなる。しかし、本
発明者らの知見により、溶鋼中にＭｇが存在すると、Ａ
ｌ量が多くてもアルミナが減少してＴｉ系酸化物が増
え、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物が生成することが明ら
かとなった。しかし、Ｍｇ量が多すぎるとＴｉ系酸化物
がＭｇによって還元され、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物
が生成しにくくなるため、上限を１０ｐｐｍ（０．００
１０％）とした。
【００２９】Ｃｕは鋼材の強度を向上させるために有効
であるが、０．８％を越えるとＨＡＺ靱性を低下させる
ことから、０．８％を上限とした。
であるが、０．８％を越えるとＨＡＺ靱性を低下させる
ことから、０．８％を上限とした。
【００３０】Ｎｉは鋼材の強度および靱性を向上させる
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、１．５％を上限とした。
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、１．５％を上限とした。
【００３１】Ｎｂは焼き入れ性を向上させることにより
母材の強度および靱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靱性を著しく
低下させるため０．０３％を上限とした。
母材の強度および靱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靱性を著しく
低下させるため０．０３％を上限とした。
【００３２】Ｖ、Ｃｒ、ＭｏについてもＮｂと同様な効
果を有することから、それぞれ０．１％、０．６％、
０．６％を上限とした。
果を有することから、それぞれ０．１％、０．６％、
０．６％を上限とした。
【００３３】ＢはＨＡＺ靱性に有害な粒界フェライト、
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００５％以上０．
００２％以下とした。
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００５％以上０．
００２％以下とした。
【００３４】
【実施例】表１に示した化学成分で、５０キロ鋼を試作
した。１〜１６が本発明鋼、１７〜２２が比較鋼であ
る。試作鋼は転炉溶製し、真空脱ガス処理時に脱酸を行
っている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整
し、その後Ｔｉ、Ａｌを順に添加し脱酸を行ない、さら
にＭｇを添加した後、連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片
に鋳造し、加熱圧延を経て、板厚３２ｍｍの鋼板として
製造した。得られた鋼板をｌパスのフラックスー銅バッ
キング溶接（ＦＣＢ溶接）した。
した。１〜１６が本発明鋼、１７〜２２が比較鋼であ
る。試作鋼は転炉溶製し、真空脱ガス処理時に脱酸を行
っている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整
し、その後Ｔｉ、Ａｌを順に添加し脱酸を行ない、さら
にＭｇを添加した後、連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片
に鋳造し、加熱圧延を経て、板厚３２ｍｍの鋼板として
製造した。得られた鋼板をｌパスのフラックスー銅バッ
キング溶接（ＦＣＢ溶接）した。
【００３５】表１には、母材の化学成分を示す。表２に
酸化物の粒子数および母材特性とＨＡＺ靱性とを示す。
ＨＡＺ靱性評価のためのシャルピー値は、−２０℃およ
び−４０℃において、フュージョンラインからＨＡＺ５
ｍｍの部位で９本の試験を行ない、その平均値である。
酸化物の粒子数および母材特性とＨＡＺ靱性とを示す。
ＨＡＺ靱性評価のためのシャルピー値は、−２０℃およ
び−４０℃において、フュージョンラインからＨＡＺ５
ｍｍの部位で９本の試験を行ない、その平均値である。
【００３６】
【表１】
表２から明らかなように、１〜１６の本発明鋼は比較鋼
と比べて優れたＨＡＺ靱性を有することが判る。すなわ
ち、粒子径が０．０１〜１．０μｍのＡｌ−Ｔｉ−Ｍｇ
複合酸化物が、粒子数が１×１０4〜２×１０5個／ｍｍ
2の範囲にあるとき、−２０℃および−４０℃の靱性が
極めて優れている。一方、比較鋼において、１７、１８
は酸化物の個数が少ないことにより、１９、２０は酸化
物の個数が範囲を超えて多すぎることによりＨＡＺ靱性
は劣っている。２１はＡｌの添加量が多すぎて酸化物が
Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物とならず、Ｔｉ窒化物の核
生成サイトとはならずにＴｉ窒化物数が不足し、オース
テナイト粒径が粗大化してしまいＨＡＺ靱性が低下した
例である。２２は酸化物個数は１×１０4〜２×１０5個
／ｍｍ2の範囲にあるものの、Ａｌ量が少なく、その大
きさが粗大になったためＨＡＺ靱性が低下した例であ
る。
と比べて優れたＨＡＺ靱性を有することが判る。すなわ
ち、粒子径が０．０１〜１．０μｍのＡｌ−Ｔｉ−Ｍｇ
複合酸化物が、粒子数が１×１０4〜２×１０5個／ｍｍ
2の範囲にあるとき、−２０℃および−４０℃の靱性が
極めて優れている。一方、比較鋼において、１７、１８
は酸化物の個数が少ないことにより、１９、２０は酸化
物の個数が範囲を超えて多すぎることによりＨＡＺ靱性
は劣っている。２１はＡｌの添加量が多すぎて酸化物が
Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物とならず、Ｔｉ窒化物の核
生成サイトとはならずにＴｉ窒化物数が不足し、オース
テナイト粒径が粗大化してしまいＨＡＺ靱性が低下した
例である。２２は酸化物個数は１×１０4〜２×１０5個
／ｍｍ2の範囲にあるものの、Ａｌ量が少なく、その大
きさが粗大になったためＨＡＺ靱性が低下した例であ
る。
【００３７】
【表２】
【００３８】
【発明の効果】本発明は、低温で使用する、海洋構造
物、貯漕、船舶等の破壊に対する厳しい靱性要求を満足
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。
物、貯漕、船舶等の破壊に対する厳しい靱性要求を満足
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。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 大谷 潤
大分市大字西ノ州１番地 新日本製鐵株
式会社 大分製鐵所内
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．２０％、 Ｓｉ：≦０．５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．７％、 Ｐ：≦０．０２％、 Ｓ：０．００２〜０．０１０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０２０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、 Ｍｇ：≦０．００１０％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍであるＡｌ−Ｔｉ−Ｍ
ｇ複合酸化物を１×１０4〜２×１０5個／ｍｍ2含有す
ることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造
用鋼材 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．１０〜０．２０％、 Ｓｉ：≦０．５０％、 Ｍｎ：０．５０〜１．７％、 Ｐ：≦０．０２％、 Ｓ：０．００２〜０．０１０％、 Ａｌ：０．００５〜０．０２０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、 Ｍｇ：≦０．００１０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦０．８％、 Ｎｉ：≦１．０％、 Ｎｂ：≦０．０３０％、 Ｖ：≦０．１％、 Ｃｒ：≦０．６％、 Ｍｏ：≦０．６％、 Ｂ：０．０００５〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μｍ
であるＡｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物を１×１０4〜２×
１０5個／ｍｍ2を含有することを特徴とする溶接熱影響
部靱性の優れた溶接構造用鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17968895A JP3464567B2 (ja) | 1995-06-23 | 1995-06-23 | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17968895A JP3464567B2 (ja) | 1995-06-23 | 1995-06-23 | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH093600A JPH093600A (ja) | 1997-01-07 |
| JP3464567B2 true JP3464567B2 (ja) | 2003-11-10 |
Family
ID=16070137
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17968895A Expired - Fee Related JP3464567B2 (ja) | 1995-06-23 | 1995-06-23 | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3464567B2 (ja) |
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| JP3538613B2 (ja) * | 1999-02-25 | 2004-06-14 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 溶接性に優れた鋼製厚肉材料とその製造方法 |
| KR100470667B1 (ko) * | 2000-07-24 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재의제조방법 |
| KR100470055B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의복합산화물을 갖는 용접구조용 강재의 제조방법 |
| KR20020041022A (ko) * | 2000-11-25 | 2002-06-01 | 이구택 | 용접특성이 우수한 구조용강 |
| KR100482212B1 (ko) * | 2000-11-25 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의한 ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의복합산화물을 갖는 고강도 용접구조용 강재의 제조방법 |
| JP4762450B2 (ja) * | 2001-08-06 | 2011-08-31 | 新日本製鐵株式会社 | 母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法 |
-
1995
- 1995-06-23 JP JP17968895A patent/JP3464567B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
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| JPH093600A (ja) | 1997-01-07 |
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