JP3481417B2 - 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接熱影響部（Ｈｅ
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた厚鋼板であり、鉄骨、橋梁、船舶、ラインパイプ、
建設機械、海洋構造物、タンク、水圧鉄管などの各種の
溶接構造物として用いられる。
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた厚鋼板であり、鉄骨、橋梁、船舶、ラインパイプ、
建設機械、海洋構造物、タンク、水圧鉄管などの各種の
溶接構造物として用いられる。
【０００２】
【従来の技術】１４００℃以上に加熱される溶融線近傍
のＨＡＺではオーステナイト（γ）粒が粗大化するた
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、ＴｉＮ粒子を鋼中
に微細分散させてγ粒成長を抑制（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（１９
８５），Ｓ１５１０「溶接再現熱サイクルにおけるオ−
ステナイト異常粒成長とＴｉＮ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溶解が生じ
るため、ＴｉＮ粒子のピンニング効果は低下する。すな
わち、従来のＴｉＮ利用技術（ＴｉＮ鋼）では、１４０
０℃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、良好な靭性を得ることは困難
であった。溶接入熱量が大きくなるほど溶融線近傍ＨＡ
Ｚのγ粒は粗大化し、ＨＡＺ靱性の劣化が著しかった。
のＨＡＺではオーステナイト（γ）粒が粗大化するた
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、ＴｉＮ粒子を鋼中
に微細分散させてγ粒成長を抑制（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（１９
８５），Ｓ１５１０「溶接再現熱サイクルにおけるオ−
ステナイト異常粒成長とＴｉＮ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溶解が生じ
るため、ＴｉＮ粒子のピンニング効果は低下する。すな
わち、従来のＴｉＮ利用技術（ＴｉＮ鋼）では、１４０
０℃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、良好な靭性を得ることは困難
であった。溶接入熱量が大きくなるほど溶融線近傍ＨＡ
Ｚのγ粒は粗大化し、ＨＡＺ靱性の劣化が著しかった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、広範な溶接
条件において良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を提供す
ることを課題とする。
条件において良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を提供す
ることを課題とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、実質的に
Ａｌを含まない鋼へＴｉとＭｇを複合的に添加すること
で鋼中のＴｉＮ粒子による結晶粒成長抑制（ピンニン
グ）効果が増大することを発見し、この技術に基づいて
良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を発明した。本発明
は、質量％で Ｃ：０．０３〜０．２％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：０．３〜２％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％Ｍｇ：０．００１５〜０．００５％ Ｏ：０．００１〜０．００３％ Ｎ：０．００１５〜０．００６％ 含有し、さらに必要に応じて Ｃｕ：１．５％以下 Ｎｉ：１０％以下 Ｃｒ：１．０％以下 Ｍｏ：１．０％以下 Ｎｂ：０．０５％以下 Ｖ：０．０５％以下 Ｃａ：０．００３％以下 Ｃｅ：０．００３％以下 Ｌａ：０．００３％以下 Ｂ：０．００１５％以下 の一種以上を含有し、かつ質量％を用いて下記の（１）
〜（４）式で計算される有効ＴｉＮ量が０．００７〜
０．０１７％であり、残部が鉄および不可避的不純物に
よって構成されることを特徴とする溶接熱影響部靭性の
優れた厚鋼板である。
Ａｌを含まない鋼へＴｉとＭｇを複合的に添加すること
で鋼中のＴｉＮ粒子による結晶粒成長抑制（ピンニン
グ）効果が増大することを発見し、この技術に基づいて
良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を発明した。本発明
は、質量％で Ｃ：０．０３〜０．２％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：０．３〜２％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％Ｍｇ：０．００１５〜０．００５％ Ｏ：０．００１〜０．００３％ Ｎ：０．００１５〜０．００６％ 含有し、さらに必要に応じて Ｃｕ：１．５％以下 Ｎｉ：１０％以下 Ｃｒ：１．０％以下 Ｍｏ：１．０％以下 Ｎｂ：０．０５％以下 Ｖ：０．０５％以下 Ｃａ：０．００３％以下 Ｃｅ：０．００３％以下 Ｌａ：０．００３％以下 Ｂ：０．００１５％以下 の一種以上を含有し、かつ質量％を用いて下記の（１）
〜（４）式で計算される有効ＴｉＮ量が０．００７〜
０．０１７％であり、残部が鉄および不可避的不純物に
よって構成されることを特徴とする溶接熱影響部靭性の
優れた厚鋼板である。
【０００５】Ｏ−０．４０Ｃａ−０．１７Ｌａ−０．６
６Ｍｇ−０．１７Ｃｅ−０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．４０Ｃａ−０．１７Ｌａ−０．６６Ｍｇ−０．１ ７Ｃｅ−０．８９Ａｌ）＞０ ・・・・（１） Ｏ−０．４０Ｃａ−０．１７Ｌａ−０．６６Ｍｇ−０．
１７Ｃｅ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・・（４）
６Ｍｇ−０．１７Ｃｅ−０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．４０Ｃａ−０．１７Ｌａ−０．６６Ｍｇ−０．１ ７Ｃｅ−０．８９Ａｌ）＞０ ・・・・（１） Ｏ−０．４０Ｃａ−０．１７Ｌａ−０．６６Ｍｇ−０．
１７Ｃｅ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・・（４）
【０００６】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態について詳細
に説明する。
に説明する。
【０００７】図１は溶融線近傍ＨＡＺに対応する１４５
０℃での加熱γ粒径（平均粒径）に及ぼす有効ＴｉＮ量
の影響を示す。有効ＴｉＮ量とは上述の式（１）〜
（４）で計算される値であり、化学量論的に生成しうる
ＴｉＮ量を表す。従来鋼（ＴｉＮ鋼）では有効ＴｉＮ量
の増加によって１４５０℃加熱γ粒径は僅かに小さくな
る傾向にあるが、依然としてγ粒径が大きいために良好
なＨＡＺ靱性は得られない。さらに、質量％で０．０１
７％を超える過剰な有効ＴｉＮ量のもとでは数μｍに及
ぶ粗大なＴｉＮが生成し、これらが破壊起点として作用
することでＨＡＺおよび母材の靱性が劣化する。
０℃での加熱γ粒径（平均粒径）に及ぼす有効ＴｉＮ量
の影響を示す。有効ＴｉＮ量とは上述の式（１）〜
（４）で計算される値であり、化学量論的に生成しうる
ＴｉＮ量を表す。従来鋼（ＴｉＮ鋼）では有効ＴｉＮ量
の増加によって１４５０℃加熱γ粒径は僅かに小さくな
る傾向にあるが、依然としてγ粒径が大きいために良好
なＨＡＺ靱性は得られない。さらに、質量％で０．０１
７％を超える過剰な有効ＴｉＮ量のもとでは数μｍに及
ぶ粗大なＴｉＮが生成し、これらが破壊起点として作用
することでＨＡＺおよび母材の靱性が劣化する。
【０００８】発明者らは実質的にＡｌを含有しない鋼へ
ＴｉとＭｇを複合的に添加する場合に、有効ＴｉＮ量の
増加に伴って１４５０℃加熱γ粒径が著しく細粒化する
現象を発見した。これは、Ｔ−Ｍｇ複合脱酸によって溶
鋼中の酸化物が微細分散化し、これらが凝固核として作
用して凝固組織が微細化し、鋳片の冷却中に析出するＴ
ｉＮが多量かつ微細に生成することに起因する。すなわ
ち、Ｔｉ−Ｍｇ複合添加鋼では初期生成ＴｉＮの多量微
細分散化により、従来鋼よりも有効にＴｉＮのピンニン
グ効果を引き出すことが可能となり、溶融線近傍ＨＡＺ
の加熱γ粒を少ない有効ＴｉＮ量で非常に効果的に細粒
化できる。本発明鋼はこの新たな冶金現象に基づいて発
明されたものである。
ＴｉとＭｇを複合的に添加する場合に、有効ＴｉＮ量の
増加に伴って１４５０℃加熱γ粒径が著しく細粒化する
現象を発見した。これは、Ｔ−Ｍｇ複合脱酸によって溶
鋼中の酸化物が微細分散化し、これらが凝固核として作
用して凝固組織が微細化し、鋳片の冷却中に析出するＴ
ｉＮが多量かつ微細に生成することに起因する。すなわ
ち、Ｔｉ−Ｍｇ複合添加鋼では初期生成ＴｉＮの多量微
細分散化により、従来鋼よりも有効にＴｉＮのピンニン
グ効果を引き出すことが可能となり、溶融線近傍ＨＡＺ
の加熱γ粒を少ない有効ＴｉＮ量で非常に効果的に細粒
化できる。本発明鋼はこの新たな冶金現象に基づいて発
明されたものである。
【０００９】図２は１４５０℃加熱の再現ＨＡＺ靱性
（溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍに相当）に及ぼす１４５
０℃加熱γ粒径の影響を示す。
（溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍに相当）に及ぼす１４５
０℃加熱γ粒径の影響を示す。
【００１０】１４５０℃加熱γ粒径が２５０μｍ以下に
細粒化すると０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エ
ネルギーは従来鋼の約２倍以上に向上する。加熱γ粒の
細粒化は変態後のＨＡＺ組織の微細化をもたらし、ＨＡ
Ｚ靱性を向上させる。ＨＡＺ靱性向上に有効な２５０μ
ｍ以下の小さな１４５０℃加熱γ粒径を達成するには、
図１から有効ＴｉＮ量を０．００７％以上にする必要が
ある。しかし、有効ＴｉＮ量が０．０１７％を超えると
加熱γ細粒化効果は飽和し、さらに先述のように粗大な
ＴｉＮが生成して材質上好ましくない。従って、良好な
ＨＡＺ靱性を得るためにはＴｉ−Ｍｇ複合添加において
有効ＴｉＮを０．００７％〜０．０１７％の適正範囲に
制御することが不可欠である。
細粒化すると０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エ
ネルギーは従来鋼の約２倍以上に向上する。加熱γ粒の
細粒化は変態後のＨＡＺ組織の微細化をもたらし、ＨＡ
Ｚ靱性を向上させる。ＨＡＺ靱性向上に有効な２５０μ
ｍ以下の小さな１４５０℃加熱γ粒径を達成するには、
図１から有効ＴｉＮ量を０．００７％以上にする必要が
ある。しかし、有効ＴｉＮ量が０．０１７％を超えると
加熱γ細粒化効果は飽和し、さらに先述のように粗大な
ＴｉＮが生成して材質上好ましくない。従って、良好な
ＨＡＺ靱性を得るためにはＴｉ−Ｍｇ複合添加において
有効ＴｉＮを０．００７％〜０．０１７％の適正範囲に
制御することが不可欠である。
【００１１】以下に化学成分の限定理由を説明する。
【００１２】Ｃの下限０．０３％は母材及びＨＡＺの強
度、靱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０．２％とした。
度、靱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０．２％とした。
【００１３】Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多
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。
【００１４】Ｍｎは母材及びＨＡＺの強度、靭性を確保
するために不可欠であるため下限を０．３％とした。し
かし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブ
の中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるので上限を２
％とした。
するために不可欠であるため下限を０．３％とした。し
かし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブ
の中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるので上限を２
％とした。
【００１５】本発明鋼において不純物元素であるＰ，Ｓ
をそれぞれ０．０２％以下、０．０１％以下とした理由
はスラブ中心偏析の軽減などを通じて母材およびＨＡＺ
の機械的性質を改善するためである。Ｐの低減はＨＡＺ
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。
をそれぞれ０．０２％以下、０．０１％以下とした理由
はスラブ中心偏析の軽減などを通じて母材およびＨＡＺ
の機械的性質を改善するためである。Ｐの低減はＨＡＺ
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。
【００１６】Ａｌは本発明では好ましくない元素であり
０．００５％以下とした。これは、Ａｌが０．００５％
を超えると脱酸に消費された残りのＡｌが固溶状態で鋼
中に残存し、この過剰なＡｌが鋳片段階でのＴｉＮの析
出挙動に影響してＴｉＮの多量微細分散化を妨げるため
である。
０．００５％以下とした。これは、Ａｌが０．００５％
を超えると脱酸に消費された残りのＡｌが固溶状態で鋼
中に残存し、この過剰なＡｌが鋳片段階でのＴｉＮの析
出挙動に影響してＴｉＮの多量微細分散化を妨げるため
である。
【００１７】Ｔｉは本発明に必須の元素であり、ピンニ
ング粒子であるＴｉＮ粒子を十分に生成をするために
０．００５％以上必要である。しかし、Ｔｉが０．０３
％を超えるとＴｉＮを形成する以外に過剰なＴｉが生
じ、これがＴｉＣとして析出してＨＡＺ脆化が起こる。
ング粒子であるＴｉＮ粒子を十分に生成をするために
０．００５％以上必要である。しかし、Ｔｉが０．０３
％を超えるとＴｉＮを形成する以外に過剰なＴｉが生
じ、これがＴｉＣとして析出してＨＡＺ脆化が起こる。
【００１８】Ｍｇは本発明の最も重要な元素であり、上
述したようにＴｉと複合的に添加することでＴｉＮ粒子
のピンニング効果を増大させる働きを持つ。Ｍｇが０．
０００３％未満であるとその効果は小さくＨＡＺ靱性の
向上には不十分である。０．００５％を超えるとその効
果はほぼ飽和し、過剰なＭｇ添加は製造コストを高める
ため好ましくない。
述したようにＴｉと複合的に添加することでＴｉＮ粒子
のピンニング効果を増大させる働きを持つ。Ｍｇが０．
０００３％未満であるとその効果は小さくＨＡＺ靱性の
向上には不十分である。０．００５％を超えるとその効
果はほぼ飽和し、過剰なＭｇ添加は製造コストを高める
ため好ましくない。
【００１９】Ｏは本発明では重要な役割を果たす。Ｏは
溶鋼中で酸化物を形成し、Ｍｇ添加によって溶鋼中で微
細分散化され、凝固核として作用して鋳造組織を微細化
し、鋳片に生成するＴｉＮの析出サイトを増加させ、Ｔ
ｉＮの多量微細析出化を促進する。このような効果を引
き出すための酸化物の個数を確保するためには０．００
１％以上のＯが必要である。しかし、Ｏが０．００３％
を超えると大きな酸化物が一部に生成し、破壊起点とし
て作用してＨＡＺおよび母材の靱性を劣化させるため好
ましくない。
溶鋼中で酸化物を形成し、Ｍｇ添加によって溶鋼中で微
細分散化され、凝固核として作用して鋳造組織を微細化
し、鋳片に生成するＴｉＮの析出サイトを増加させ、Ｔ
ｉＮの多量微細析出化を促進する。このような効果を引
き出すための酸化物の個数を確保するためには０．００
１％以上のＯが必要である。しかし、Ｏが０．００３％
を超えると大きな酸化物が一部に生成し、破壊起点とし
て作用してＨＡＺおよび母材の靱性を劣化させるため好
ましくない。
【００２０】Ｎは本発明に必須であり、ＴｉＮを形成し
てＨＡＺの加熱γ粒の成長をピンニングする。十分な量
のＴｉＮを得るために０．００１５％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。
てＨＡＺの加熱γ粒の成長をピンニングする。十分な量
のＴｉＮを得るために０．００１５％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。
【００２１】つぎにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、
Ｖ、Ｃａ、Ｃｅ，Ｌａ、Ｂを添加する理由について説明
する。
Ｖ、Ｃａ、Ｃｅ，Ｌａ、Ｂを添加する理由について説明
する。
【００２２】Ｃｕ、Ｎｉは溶接性および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。
各元素の上限は溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を防止す
るためそれぞれ１．５％、１０％とした。
影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
るためそれぞれ１．５％、１０％とした。
【００２３】Ｃｒは母材の強度を向上させる。しかしそ
の添加量が１．０％を超えると母材およびＨＡＺの靭
性、ならびに溶接性を損なう。
の添加量が１．０％を超えると母材およびＨＡＺの靭
性、ならびに溶接性を損なう。
【００２４】Ｍｏは母材の強度、靭性を向上させる。し
かしその添加量が１．０％を超えると母材およびＨＡＺ
の靭性、ならびに溶接性を損なう。
かしその添加量が１．０％を超えると母材およびＨＡＺ
の靭性、ならびに溶接性を損なう。
【００２５】Ｎｂは母材の組織微細化に有効であり、母
材の強度、靱性を向上させる。しかしその添加量が０．
０５％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。
材の強度、靱性を向上させる。しかしその添加量が０．
０５％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。
【００２６】Ｖは母材の強度を向上させるが０．０５％
を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性を損なう。
を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性を損なう。
【００２７】Ｃａ、Ｃｅ、Ｌａを添加するのは延伸介在
物であるＭｎＳの形態を制御して靱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０．００３％
を超えると粗大な酸化物が多量に生成して母材およびＨ
ＡＺの靱性を劣化させる。
物であるＭｎＳの形態を制御して靱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０．００３％
を超えると粗大な酸化物が多量に生成して母材およびＨ
ＡＺの靱性を劣化させる。
【００２８】Ｂは焼入性を向上させて母材やＨＡＺの強
度、靱性を向上させる。しかし０．００１５％を超えて
添加するとＨＡＺ靱性や溶接性を劣化させる。
度、靱性を向上させる。しかし０．００１５％を超えて
添加するとＨＡＺ靱性や溶接性を劣化させる。
【００２９】本発明鋼は、例えば、製綱工程の溶鋼取鍋
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、連続鋳造した鋳片を１２５
０℃以下に再加熱し、制御圧延、加速冷却、焼入、焼戻
などの加工熱処理を施して厚鋼板として製造される。こ
のとき、１２５０℃を超える温度での加工熱処理はＴｉ
Ｎの分散状態に影響を与え、ＨＡＺにおけるＴｉＮのピ
ンニング効果を弱めるため好ましくない。ＴｉＮの鋳片
での析出状態をより微細分散化するためには連続鋳造時
の冷却速度を高めることが効果的である。
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、連続鋳造した鋳片を１２５
０℃以下に再加熱し、制御圧延、加速冷却、焼入、焼戻
などの加工熱処理を施して厚鋼板として製造される。こ
のとき、１２５０℃を超える温度での加工熱処理はＴｉ
Ｎの分散状態に影響を与え、ＨＡＺにおけるＴｉＮのピ
ンニング効果を弱めるため好ましくない。ＴｉＮの鋳片
での析出状態をより微細分散化するためには連続鋳造時
の冷却速度を高めることが効果的である。
【００３０】
【実施例】表１に連続鋳造した鋼の化学成分を、表２に
鋼板の機械的性質を示す。鋳片を１２５０℃以下の温度
で加工熱処理することで鋼板は製造された。本発明鋼は
ＴＳが４５０〜８２０ＭＰａの範囲であり、溶接入熱量
が５〜１００ｋＪ／ｍｍの各種の溶接方法で溶接したＨ
ＡＺの溶融線にてｖＥ（−２０℃）が８０〜２５０Ｊの
良好なＨＡＺ靱性を有する。特に、溶接入熱量の大きな
エレクトロスラグ溶接においても良好なＨＡＺ靱性が得
られる。
鋼板の機械的性質を示す。鋳片を１２５０℃以下の温度
で加工熱処理することで鋼板は製造された。本発明鋼は
ＴＳが４５０〜８２０ＭＰａの範囲であり、溶接入熱量
が５〜１００ｋＪ／ｍｍの各種の溶接方法で溶接したＨ
ＡＺの溶融線にてｖＥ（−２０℃）が８０〜２５０Ｊの
良好なＨＡＺ靱性を有する。特に、溶接入熱量の大きな
エレクトロスラグ溶接においても良好なＨＡＺ靱性が得
られる。
【００３１】一方、比較鋼は化学成分および有効ＴｉＮ
量が適当でないためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼７は
Ｃ量が低すぎるために、鋼８はＣ量が高すぎるために、
鋼９はＳｉ量が高すぎるために、鋼１０はＭｎ量が低す
ぎるために、鋼１１はＭｎ量が高すぎるために、鋼１２
はＰ量が高すぎるために、鋼１３はＳ量が高すぎるため
に、ＨＡＺ靭性が劣っている。
量が適当でないためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼７は
Ｃ量が低すぎるために、鋼８はＣ量が高すぎるために、
鋼９はＳｉ量が高すぎるために、鋼１０はＭｎ量が低す
ぎるために、鋼１１はＭｎ量が高すぎるために、鋼１２
はＰ量が高すぎるために、鋼１３はＳ量が高すぎるため
に、ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００３２】鋼１４はＡｌ量が高すぎるために鋳片での
ＴｉＮの分散状態が粗大となり、ＨＡＺの加熱γ粒が粗
大化してＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１５はＴｉ量が低
すぎるために有効ＴｉＮ量が０．００７％未満と低く、
十分な量のＴｉＮが生成しないためにＨＡＺの加熱γ粒
が粗大化してＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１６はＴｉ量
が高すぎるために過剰なＴｉがＨＡＺでＴｉＣとして析
出し、ＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１７はＭｇ量が低す
ぎるためにＴｉＮのピンニング効果が高まらず、ＨＡＺ
の加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１
８はＯ量が低すぎるためにＭｇを添加しても酸化物の微
細分散化の効果が凝固組織の微細化に反映されず、Ｔｉ
Ｎのピンニング効果が高まらずにＨＡＺの加熱γ粒が粗
大化してＨＡＺ靱性が劣っている。
ＴｉＮの分散状態が粗大となり、ＨＡＺの加熱γ粒が粗
大化してＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１５はＴｉ量が低
すぎるために有効ＴｉＮ量が０．００７％未満と低く、
十分な量のＴｉＮが生成しないためにＨＡＺの加熱γ粒
が粗大化してＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１６はＴｉ量
が高すぎるために過剰なＴｉがＨＡＺでＴｉＣとして析
出し、ＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１７はＭｇ量が低す
ぎるためにＴｉＮのピンニング効果が高まらず、ＨＡＺ
の加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１
８はＯ量が低すぎるためにＭｇを添加しても酸化物の微
細分散化の効果が凝固組織の微細化に反映されず、Ｔｉ
Ｎのピンニング効果が高まらずにＨＡＺの加熱γ粒が粗
大化してＨＡＺ靱性が劣っている。
【００３３】鋼１９はＯ量が高すぎるために酸化物が粗
大化し、破壊起点として作用してＨＡＺ靱性が劣ってい
る。鋼２０はＮ量が低すぎるために有効ＴｉＮ量が０．
００７％未満と低く、十分な量のＴｉＮが生成しないた
めにＨＡＺの加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣って
いる。鋼２１はＮ量が高すぎるためにＨＡＺの固溶Ｎが
過剰となり、さらに有効ＴｉＮ量が０．０１７％を超え
て数ミクロンの粗大なＴｉＮが生成し、ＨＡＺ靱性が劣
っている。鋼２２および鋼２３はそれぞれ有効ＴｉＮ量
が不足、過剰であるためにＨＡＺ靱性が劣っている。
大化し、破壊起点として作用してＨＡＺ靱性が劣ってい
る。鋼２０はＮ量が低すぎるために有効ＴｉＮ量が０．
００７％未満と低く、十分な量のＴｉＮが生成しないた
めにＨＡＺの加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣って
いる。鋼２１はＮ量が高すぎるためにＨＡＺの固溶Ｎが
過剰となり、さらに有効ＴｉＮ量が０．０１７％を超え
て数ミクロンの粗大なＴｉＮが生成し、ＨＡＺ靱性が劣
っている。鋼２２および鋼２３はそれぞれ有効ＴｉＮ量
が不足、過剰であるためにＨＡＺ靱性が劣っている。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【発明の効果】本発明によって広範な溶接条件において
良好なＨＡＺ靱性を有する厚鋼板が提供され、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
の大きな高能率溶接においても良好なＨＡＺ靭性が達成
できるようになった。
良好なＨＡＺ靱性を有する厚鋼板が提供され、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
の大きな高能率溶接においても良好なＨＡＺ靭性が達成
できるようになった。
【図１】１４５０℃加熱γ粒径に及ぼす有効ＴｉＮ量の
影響を示す図である。
影響を示す図である。
【図２】１４５０℃加熱の再現ＨＡＺ靱性（０℃でのシ
ャルピー衝撃試験の吸収エネルギー）に及ぼす１４５０
℃加熱γ粒径の影響を示す図である。
ャルピー衝撃試験の吸収エネルギー）に及ぼす１４５０
℃加熱γ粒径の影響を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 千々岩 力雄
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 平５−43977（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−171341（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−8132（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−43977（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で Ｃ：０．０３〜０．２％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：０．３〜２％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％Ｍｇ：０．００１５〜０．００５％ Ｏ：０．００１〜０．００３％ Ｎ：０．００１５〜０．００６％ を含有し、かつ質量％を用いて下記の（１）〜（４）式
で計算される有効ＴｉＮ量が０．００７〜０．０１７％
であり、残部が鉄および不可避的不純物によって構成さ
れることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼
板。 Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）＞０ ・・・・（１） Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・・（４） - 【請求項２】 質量％で Ｃ：０．０３〜０．２％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：０．３〜２％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０１％以下 Ａｌ：０．００５％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％Ｍｇ：０．００１５〜０．００５％ Ｏ：０．００１〜０．００３％ Ｎ：０．００１５〜０．００６％ 含有し、さらに Ｃｕ：１．５％以下 Ｎｉ：１０％以下 Ｃｒ：１．０％以下 Ｍｏ：１．０％以下 Ｎｂ：０．０５％以下 Ｖ：０．０５％以下 Ｃａ：０．００３％以下 Ｃｅ：０．００３％以下 Ｌａ：０．００３％以下 Ｂ：０．００１５％以下 の一種以上を含有し、かつ質量％を用いて下記の（１）
〜（４）式で計算される有効ＴｉＮ量が０．００７〜
０．０１７％であり、残部が鉄および不可避的不純物に
よって構成されることを特徴とする溶接熱影響部靭性の
優れた厚鋼板。 Ｏ−０．４０Ｃａ−０．１７Ｌａ−０．６６Ｍｇ−０．１７Ｃｅ−０．８９Ａｌ ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．４０Ｃａ−０．１７Ｌａ−０．６６Ｍｇ−０．１ ７Ｃｅ−０．８９Ａｌ）＞０ ・・・・（１） Ｏ−０．４０Ｃａ−０．１７Ｌａ−０．６６Ｍｇ−０．１７Ｃｅ−０．８９Ａｌ ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・・（４）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09003797A JP3481417B2 (ja) | 1997-03-26 | 1997-03-26 | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP09003797A JP3481417B2 (ja) | 1997-03-26 | 1997-03-26 | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10265896A JPH10265896A (ja) | 1998-10-06 |
| JP3481417B2 true JP3481417B2 (ja) | 2003-12-22 |
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ID=13987463
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09003797A Expired - Fee Related JP3481417B2 (ja) | 1997-03-26 | 1997-03-26 | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板 |
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| JP3699657B2 (ja) * | 2000-05-09 | 2005-09-28 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板 |
| JP4660315B2 (ja) * | 2005-08-09 | 2011-03-30 | 新日本製鐵株式会社 | 靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法及び靭性に優れた厚手高強度鋼板 |
| 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 |
| JP2019056146A (ja) * | 2017-09-21 | 2019-04-11 | 新日鐵住金株式会社 | 水圧鉄管用高張力鋼材およびその製造方法、ならびに水圧鉄管 |
-
1997
- 1997-03-26 JP JP09003797A patent/JP3481417B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10265896A (ja) | 1998-10-06 |
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