JP3481418B2 - 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。
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。
【０００３】しかしながら、鉄と鋼，７１（１９８
５），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、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、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ＨＡＺ
のγ粒は粗大化し、ＨＡＺ靱性の劣化が著しかった。
５），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、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、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ＨＡＺ
のγ粒は粗大化し、ＨＡＺ靱性の劣化が著しかった。
【０００４】
【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
ることである。
条件において良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を提供す
ることである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、溶鋼をＡ
ｌとＭｇで複合的に脱酸した鋼において、ＡｌとＭｇを
含有する０．１μｍ未満の非常に微細な酸化物が多量に
生成することを発見し、この知見に基づいて溶融線近傍
のＨＡＺにおける加熱γ粒を著しく細粒化することに成
功し、良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を発明した。こ
れらの超微細な酸化物は、蒸気圧が著しく高く同時に酸
化力が強いＭｇ特有の化学的性質に起因して鋼中に生成
するものであり、強脱酸元素であるＡｌを複合的に含有
することで安定に微細化する。
ｌとＭｇで複合的に脱酸した鋼において、ＡｌとＭｇを
含有する０．１μｍ未満の非常に微細な酸化物が多量に
生成することを発見し、この知見に基づいて溶融線近傍
のＨＡＺにおける加熱γ粒を著しく細粒化することに成
功し、良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を発明した。こ
れらの超微細な酸化物は、蒸気圧が著しく高く同時に酸
化力が強いＭｇ特有の化学的性質に起因して鋼中に生成
するものであり、強脱酸元素であるＡｌを複合的に含有
することで安定に微細化する。
【０００６】本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００７】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：０．００５〜０．０５％
Ｍｇ：０．０００４〜０．００２％
Ｏ：０．００１〜０．００３％
Ｎ：０．００６％以下
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
Ｔｉ：０．０３％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、１．５≦Ａｌ／Ｍｇ、１．５≦Ｏ
／Ｍｇを満足する残部が鉄および不可避的不純物によっ
て構成された鋼中に、０．１μｍ未満の大きさの酸化物
が１００００個／ｍｍ2以上存在する溶接熱影響部靭性
の優れた厚鋼板。
／Ｍｇを満足する残部が鉄および不可避的不純物によっ
て構成された鋼中に、０．１μｍ未満の大きさの酸化物
が１００００個／ｍｍ2以上存在する溶接熱影響部靭性
の優れた厚鋼板。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明の実施の形態を詳細に説明
する。
する。
【０００９】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０．１μｍ未
満の酸化物個数の影響を示す。本発明鋼はＡｌとＭｇを
含有する０．１μｍ未満の酸化物が多量に生成するた
め、これらの酸化物個数の増加によって１４５０℃の高
温でも加熱γ粒成長は著しく抑制される。酸化物は熱的
に安定であるため、このような高温でも加熱γ粒成長を
強力にピンニングすることができる。特に、高温での滞
留時間の長い大入熱溶接（高能率溶接）では従来鋼に比
較して加熱γ粒を著しく小さくすることができる。
０℃での加熱γ粒径（平均粒径）に及ぼす０．１μｍ未
満の酸化物個数の影響を示す。本発明鋼はＡｌとＭｇを
含有する０．１μｍ未満の酸化物が多量に生成するた
め、これらの酸化物個数の増加によって１４５０℃の高
温でも加熱γ粒成長は著しく抑制される。酸化物は熱的
に安定であるため、このような高温でも加熱γ粒成長を
強力にピンニングすることができる。特に、高温での滞
留時間の長い大入熱溶接（高能率溶接）では従来鋼に比
較して加熱γ粒を著しく小さくすることができる。
【００１０】図２は再現ＨＡＺ靱性（溶接入熱量が５０
ｋＪ／ｍｍに相当）に及ぼす１４５０℃加熱γ粒径の影
響を示す。１４５０℃加熱γ粒径が２５０μｍ以下に細
粒化すると−１０℃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、Ｈ
ＡＺ靱性を向上させる。
ｋＪ／ｍｍに相当）に及ぼす１４５０℃加熱γ粒径の影
響を示す。１４５０℃加熱γ粒径が２５０μｍ以下に細
粒化すると−１０℃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、Ｈ
ＡＺ靱性を向上させる。
【００１１】１４５０℃加熱γ粒径を２５０μｍ以下に
するには、図１から本発明鋼において０．１μｍ未満の
大きさの酸化物を１００００個／ｍｍ2以上分散させる
必要がある。このような非常に微細な酸化物は破壊起点
として無害であるため、ピンニングの観点から個数が多
いほど好ましい。これらの超微細な酸化物の分散状態
は、例えば、酸化物以外の析出物が溶解するような高温
長時間熱処理を施して急冷した後、抽出レプリカ試料あ
るいは薄膜試料を作製して透過電子顕微鏡（倍率≧２万
倍）で酸化物の大きさと個数を測定することで定量化で
きる。酸化物上に析出物が複合析出している場合でもピ
ンニングに有効であることから、本発明では０．１μｍ
未満の大きさの単体あるいは複合体の酸化物が１０００
０個／ｍｍ2以上存在することが必須である。
するには、図１から本発明鋼において０．１μｍ未満の
大きさの酸化物を１００００個／ｍｍ2以上分散させる
必要がある。このような非常に微細な酸化物は破壊起点
として無害であるため、ピンニングの観点から個数が多
いほど好ましい。これらの超微細な酸化物の分散状態
は、例えば、酸化物以外の析出物が溶解するような高温
長時間熱処理を施して急冷した後、抽出レプリカ試料あ
るいは薄膜試料を作製して透過電子顕微鏡（倍率≧２万
倍）で酸化物の大きさと個数を測定することで定量化で
きる。酸化物上に析出物が複合析出している場合でもピ
ンニングに有効であることから、本発明では０．１μｍ
未満の大きさの単体あるいは複合体の酸化物が１０００
０個／ｍｍ2以上存在することが必須である。
【００１２】以下に化学成分の限定理由を説明する。
【００１３】Ｃの下限は母材及び溶接部の強度、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。
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。
【００１４】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。
【００１５】Ｍｎは母材及び溶接部の強度、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。
【００１６】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。
【００１７】Ａｌは本発明で重要な元素である。Ａｌは
０．１μｍ未満の大きさの酸化物を１００００個／ｍｍ
２以上生成するために０．００５％以上必要である。し
かしながら、Ａｌが０．０５％を超えると数μｍの大き
さの粗大な酸化物が多く生成し、母材およびＨＡＺにお
いて破壊起点として作用して材質を劣化させる。従っ
て、適正なＡｌの範囲は０．００５％〜０．０５％であ
る。
０．１μｍ未満の大きさの酸化物を１００００個／ｍｍ
２以上生成するために０．００５％以上必要である。し
かしながら、Ａｌが０．０５％を超えると数μｍの大き
さの粗大な酸化物が多く生成し、母材およびＨＡＺにお
いて破壊起点として作用して材質を劣化させる。従っ
て、適正なＡｌの範囲は０．００５％〜０．０５％であ
る。
【００１８】Ｍｇは本発明の最も重要な元素であり、
０．１μｍ未満の大きさの酸化物を多量に生成する働き
を持つ。Ｍｇが０．０００４％未満であると０．１μｍ
未満の大きさの酸化物は１００００個／ｍｍ2未満とな
り個数が不足する。Ｍｇが０．００２％を超えるとこの
ような酸化物の個数は飽和し、過剰なＭｇ添加は製造コ
ストを高めるため好ましくない。
０．１μｍ未満の大きさの酸化物を多量に生成する働き
を持つ。Ｍｇが０．０００４％未満であると０．１μｍ
未満の大きさの酸化物は１００００個／ｍｍ2未満とな
り個数が不足する。Ｍｇが０．００２％を超えるとこの
ような酸化物の個数は飽和し、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
ＭｇとＡｌと結びついて０．１μｍ未満大きさのの酸化
物を生成する。これらの超微細な酸化物を１００００個
／ｍｍ2以上生成させるためには０．００１％以上のＯ
が必要である。しかし、Ｏが０．００３％を超えると数
μｍの大きさの粗大な酸化物が多く生成し、母材および
ＨＡＺにおいて破壊起点として作用して材質を劣化させ
る。従って、適正なＯの範囲は０．００１〜０．００３
％である。
ＭｇとＡｌと結びついて０．１μｍ未満大きさのの酸化
物を生成する。これらの超微細な酸化物を１００００個
／ｍｍ2以上生成させるためには０．００１％以上のＯ
が必要である。しかし、Ｏが０．００３％を超えると数
μｍの大きさの粗大な酸化物が多く生成し、母材および
ＨＡＺにおいて破壊起点として作用して材質を劣化させ
る。従って、適正なＯの範囲は０．００１〜０．００３
％である。
【００２０】さらに、０．１μｍ未満の大きさの酸化物
を１００００個／ｍｍ2以上生成するためには、このよ
うな超微細な酸化物を形成するＡｌ，Ｍｇ，Ｏの各々の
量を上記の範囲に制御するだけでなく、これらの元素の
量比を適正な範囲に制御する必要がある。すなわち、
１．５≦Ａｌ／Ｍｇかつ１．５≦Ｏ／Ｍｇとしなければ
ならない。この理由は、１．５＞Ａｌ／Ｍｇあるいは
１．５＞Ｏ／ＭｇのようにＭｇに対してＡｌあるいはＯ
が不足すると、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏから構成される０．１μ
ｍ未満の大きさの酸化物が減少し、十分なピンニング効
果を発揮するために必要とされる１００００個／ｍｍ2
以上の酸化物個数を確保できないからである。
を１００００個／ｍｍ2以上生成するためには、このよ
うな超微細な酸化物を形成するＡｌ，Ｍｇ，Ｏの各々の
量を上記の範囲に制御するだけでなく、これらの元素の
量比を適正な範囲に制御する必要がある。すなわち、
１．５≦Ａｌ／Ｍｇかつ１．５≦Ｏ／Ｍｇとしなければ
ならない。この理由は、１．５＞Ａｌ／Ｍｇあるいは
１．５＞Ｏ／ＭｇのようにＭｇに対してＡｌあるいはＯ
が不足すると、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏから構成される０．１μ
ｍ未満の大きさの酸化物が減少し、十分なピンニング効
果を発揮するために必要とされる１００００個／ｍｍ2
以上の酸化物個数を確保できないからである。
【００２１】Ｎは過剰になると固溶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。
化が生じるため、上限を０．００６％とする必要があ
る。
【００２２】つぎにＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、
Ｖ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｃｅ，Ｌａ、Ｂ、を添加する理由につ
いて説明する。
Ｖ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｃｅ，Ｌａ、Ｂ、を添加する理由につ
いて説明する。
【００２３】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
るためである。
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
るためである。
【００２４】Ｃｒは母材の強度を向上させる。しかしそ
の添加量が１．０％を超えると母材靭性、溶接性および
ＨＡＺ靭性を損なう。
の添加量が１．０％を超えると母材靭性、溶接性および
ＨＡＺ靭性を損なう。
【００２５】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％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性を損なう。
かしその添加量が１．０％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性を損なう。
【００２６】Ｎｂは母材組織の微細化に有効であり、鋼
の強度、靱性を向上させる。しかしその添加量が０．０
５％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。
の強度、靱性を向上させる。しかしその添加量が０．０
５％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。
【００２７】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。
【００２８】ＴｉはＴｉＣとして析出して母材の強度を
向上させ、また、ＴｉＮとして析出して１３５０℃以下
の温度に加熱される場合に加熱γ粒成長抑制に有効であ
る。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えるとＨＡＺにＴｉ
Ｃが多量に析出してＨＡＺ脆化が起こる。
向上させ、また、ＴｉＮとして析出して１３５０℃以下
の温度に加熱される場合に加熱γ粒成長抑制に有効であ
る。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えるとＨＡＺにＴｉ
Ｃが多量に析出してＨＡＺ脆化が起こる。
【００２９】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。
【００３０】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。
【００３１】本発明鋼は、例えば、製綱工程にて溶鋼取
鍋中へＭｇ合金紛体を添加し、連続鋳造した鋳片を再加
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。
鍋中へＭｇ合金紛体を添加し、連続鋳造した鋳片を再加
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。
【００３２】
【実施例】表１に連続鋳造した鋼の化学成分と０．１μ
ｍ以下の酸化物個数を、表２に鋼板の機械的性質を示
す。鋳片を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４５０〜８１５ＭＰａの範囲であり、溶
接入熱量が７〜１２０ｋＪ／ｍｍの各種の溶接方法で溶
接したＨＡＺの溶融線にてｖＥ（−３０℃）が９０〜３
００Ｊ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非常に良好な
ＨＡＺ靱性が得られる。これは溶融線近傍ＨＡＺの加熱
γ粒成長が超微細に多量分散した酸化物によって強力に
ピンニングされるためである。
ｍ以下の酸化物個数を、表２に鋼板の機械的性質を示
す。鋳片を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４５０〜８１５ＭＰａの範囲であり、溶
接入熱量が７〜１２０ｋＪ／ｍｍの各種の溶接方法で溶
接したＨＡＺの溶融線にてｖＥ（−３０℃）が９０〜３
００Ｊ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非常に良好な
ＨＡＺ靱性が得られる。これは溶融線近傍ＨＡＺの加熱
γ粒成長が超微細に多量分散した酸化物によって強力に
ピンニングされるためである。
【００３３】一方、比較鋼は化学成分および０．１μｍ
未満の大きさの酸化物の個数が適当でないためにＨＡＺ
靱性が劣っている。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靱性が劣ってい
る。鋼１４はＡｌ量が低すぎるために０．１μｍ未満大
きさの酸化物が１００００個／ｍｍ2未満となり、ＨＡ
Ｚの加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣っている。鋼
１５はＡｌ量が高すぎるために数μｍの大きさの粗大な
酸化物が多く生成し、破壊起点として作用するためＨＡ
Ｚ靱性が劣っている。鋼１６はＭｇ量が低すぎるために
０．１μｍ未満の大きさの酸化物が１００００個／ｍｍ
2未満となり、ＨＡＺの加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靱
性が劣っている。鋼１７はＯ量が低すぎるためにＭｇを
添加しても０．１μｍ未満の大きさの酸化物が１０００
０個／ｍｍ2未満となり、ＨＡＺの加熱γ粒が粗大化し
てＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１８はＯ量が高すぎるた
めに数μｍの粗大な酸化物が多く生成し、破壊起点とし
て作用するためＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１９はＮ量
が高すぎるためにＨＡＺの固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靱
性が劣っている。鋼２０および鋼２１はそれぞれＡｌ／
Ｍｇ、Ｏ／Ｍｇの値が１．５よりも小さいために０．１
μｍ未満の大きさの酸化物の個数が１００００個／ｍｍ
2未満となり、ＨＡＺの加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靱
性が劣っている。
未満の大きさの酸化物の個数が適当でないためにＨＡＺ
靱性が劣っている。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靱性が劣ってい
る。鋼１４はＡｌ量が低すぎるために０．１μｍ未満大
きさの酸化物が１００００個／ｍｍ2未満となり、ＨＡ
Ｚの加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣っている。鋼
１５はＡｌ量が高すぎるために数μｍの大きさの粗大な
酸化物が多く生成し、破壊起点として作用するためＨＡ
Ｚ靱性が劣っている。鋼１６はＭｇ量が低すぎるために
０．１μｍ未満の大きさの酸化物が１００００個／ｍｍ
2未満となり、ＨＡＺの加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靱
性が劣っている。鋼１７はＯ量が低すぎるためにＭｇを
添加しても０．１μｍ未満の大きさの酸化物が１０００
０個／ｍｍ2未満となり、ＨＡＺの加熱γ粒が粗大化し
てＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１８はＯ量が高すぎるた
めに数μｍの粗大な酸化物が多く生成し、破壊起点とし
て作用するためＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１９はＮ量
が高すぎるためにＨＡＺの固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靱
性が劣っている。鋼２０および鋼２１はそれぞれＡｌ／
Ｍｇ、Ｏ／Ｍｇの値が１．５よりも小さいために０．１
μｍ未満の大きさの酸化物の個数が１００００個／ｍｍ
2未満となり、ＨＡＺの加熱γ粒が粗大化して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（−１０℃で
のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー）に及ぼす１４
５０℃加熱γ粒径の影響を示す図である。
のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー）に及ぼす１４
５０℃加熱γ粒径の影響を示す図である。
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(51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ
Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
(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
(72)発明者 吉田 譲
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社
君津製鐵所内
(72)発明者 澤井 隆
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社
君津製鐵所内
(72)発明者 門矢 哲治
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社
君津製鐵所内
(72)発明者 植森 龍治
富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社
技術開発本部内
(56)参考文献 特開 平７−278736（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−43977（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−171341（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−283902（ＪＰ，Ａ)
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00
B23K 9/00
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：０．００５〜０．０５％ Ｍｇ：０．０００４〜０．００２％ Ｏ：０．００１〜０．００３％ Ｎ：０．００６％以下 を含有し、１．５≦Ａｌ／Ｍｇ、１．５≦Ｏ／Ｍｇを満
足する残部が鉄および不可避的不純物によって構成され
た鋼中に、０．１μｍ未満の大きさの酸化物が１０００
０個／ｍｍ2以上存在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。 - 【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：０．００５〜０．０５％ Ｍｇ：０．０００４〜０．００２％ Ｏ：０．００１〜０．００３％ Ｎ：０．００６％以下 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 Ｔｉ：０．０３％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、１．５≦Ａｌ／Ｍｇ、１．５≦Ｏ
／Ｍｇを満足する残部が鉄および不可避的不純物によっ
て構成された鋼中に、０．１μｍ未満の大きさの酸化物
が１００００個／ｍｍ2以上存在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。
Priority Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP09003897A JP3481418B2 (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 |
|---|---|---|---|
| JP09003897A JP3481418B2 (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 |
|---|---|
| JPH10265890A JPH10265890A (ja) | 1998-10-06 |
| JP3481418B2 true JP3481418B2 (ja) | 2003-12-22 |
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ID=13987490
Family Applications (1)
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| JP09003897A Expired - Fee Related JP3481418B2 (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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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3481418B2 (ja) |
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| AU2003235443A1 (en) * | 2003-05-27 | 2005-01-21 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel sheet excellent in resistance to delayed fracture after forming and method for preparation thereof, and automobile parts requiring strength manufactured from high strength thin steel sheet |
| JP6277679B2 (ja) * | 2013-11-05 | 2018-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接部靭性が優れた高張力鋼板 |
-
1997
- 1997-03-26 JP JP09003897A patent/JP3481418B2/ja not_active Expired - Fee Related
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