JP3481419B2 - 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、Ａｌ量の
低い鋼へＴｉとＭｇを複合添加することで鋼中にＴｉ
Ｎ粒子が効率的に多量微細化する、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、ことで溶融線近傍ＨＡＺの結晶粒成長抑制（ピン
ニング）効果が著しく増大することを発見し、この発見
に基づいて良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を発明し
た。
低い鋼へＴｉとＭｇを複合添加することで鋼中にＴｉ
Ｎ粒子が効率的に多量微細化する、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、ことで溶融線近傍ＨＡＺの結晶粒成長抑制（ピン
ニング）効果が著しく増大することを発見し、この発見
に基づいて良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を発明し
た。
【０００５】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：０．００５〜０．０１％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％
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
よって構成された鋼中に、０．１μｍ未満の大きさの酸
化物が５０００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である。
〜（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
よって構成された鋼中に、０．１μｍ未満の大きさの酸
化物が５０００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である。
【０００６】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）
【０００７】
【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。
【０００８】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。
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。
【０００９】さらに、質量％で０．０１７％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ＨＡ
Ｚおよび母材の靱性が劣化する。発明者らは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、低いＡｌ量のもとでＴｉとＭｇを複合添
加することで溶鋼中の０．５μｍ以上の大きさの酸化物
が微細分散化し、さらに、ＡｌとＭｇを含有する０．１
μｍ未満の非常に微細な酸化物が多量に生成し、前者の
酸化物は凝固核として、後者の酸化物はピンニング粒子
として作用することで、鋳片の組織が著しく微細化し、
鋳片の冷却中に析出するＴｉＮが多量かつ微細に生成す
ることが１つ理由である。すなわち、初期生成ＴｉＮの
多量微細分散化によって、有効にＴｉＮのピンニング効
果を引き出すことが可能である。１４５０℃加熱γ細粒
化のもう１つの理由は、ＡｌとＭｇとを含む０．１μｍ
未満の大きさの酸化物は熱的に安定であり、加熱γ粒成
長を強力にピンニングするためである。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。
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ＨＡ
Ｚおよび母材の靱性が劣化する。発明者らは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、低いＡｌ量のもとでＴｉとＭｇを複合添
加することで溶鋼中の０．５μｍ以上の大きさの酸化物
が微細分散化し、さらに、ＡｌとＭｇを含有する０．１
μｍ未満の非常に微細な酸化物が多量に生成し、前者の
酸化物は凝固核として、後者の酸化物はピンニング粒子
として作用することで、鋳片の組織が著しく微細化し、
鋳片の冷却中に析出するＴｉＮが多量かつ微細に生成す
ることが１つ理由である。すなわち、初期生成ＴｉＮの
多量微細分散化によって、有効にＴｉＮのピンニング効
果を引き出すことが可能である。１４５０℃加熱γ細粒
化のもう１つの理由は、ＡｌとＭｇとを含む０．１μｍ
未満の大きさの酸化物は熱的に安定であり、加熱γ粒成
長を強力にピンニングするためである。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。
【００１０】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。
【００１１】図２に示すように、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、ＨＡＺ靱性を向上させる。ＨＡＺ靱性向
上に有効な２５０μｍ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細粒化効果は飽和するうえ、
先述のように粗大なＴｉＮが生成して材質上好ましくな
い。さらに、大きな溶接入熱量のもとで安定して２５０
μｍ以下の加熱γ粒を得るためには、熱的に安定なＡｌ
とＭｇを含有する０．１μｍ未満の大きさの酸化物を５
０００個／ｍｍ2以上分散させる必要がある。このよう
に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多い程好ましい。このような
非常に微細な酸化物の分散状態は、例えば、ＴｉＮが完
全に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について透過電
子顕微鏡観察（倍率≧２万倍）によって酸化物の大きさ
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０．１μｍ未満の単体あるいは複合体の酸化物
が５０００個／ｍｍ2以上あることが必須である。
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、ＨＡＺ靱性を向上させる。ＨＡＺ靱性向
上に有効な２５０μｍ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細粒化効果は飽和するうえ、
先述のように粗大なＴｉＮが生成して材質上好ましくな
い。さらに、大きな溶接入熱量のもとで安定して２５０
μｍ以下の加熱γ粒を得るためには、熱的に安定なＡｌ
とＭｇを含有する０．１μｍ未満の大きさの酸化物を５
０００個／ｍｍ2以上分散させる必要がある。このよう
に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多い程好ましい。このような
非常に微細な酸化物の分散状態は、例えば、ＴｉＮが完
全に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について透過電
子顕微鏡観察（倍率≧２万倍）によって酸化物の大きさ
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０．１μｍ未満の単体あるいは複合体の酸化物
が５０００個／ｍｍ2以上あることが必須である。
【００１２】以上のことから、溶融線近傍においても良
好なＨＡＺ靭性を得るために、低いＡＬ量でＴｉとＭｇ
を複合添加して有効ＴｉＮを０．００７〜０．０１７％
の範囲に制御し、０．１μｍ未満の酸化物が５０００個
／ｍｍ2以上分散させることが本発明の特徴である。
好なＨＡＺ靭性を得るために、低いＡＬ量でＴｉとＭｇ
を複合添加して有効ＴｉＮを０．００７〜０．０１７％
の範囲に制御し、０．１μｍ未満の酸化物が５０００個
／ｍｍ2以上分散させることが本発明の特徴である。
【００１３】以下に鋼の化学成分の限定理由を説明す
る。
る。
【００１４】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から決定した。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から決定した。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。
【００１５】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。
【００１６】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。
【００１７】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。
【００１８】Ａｌは本発明では必要な元素であり、その
量は低い範囲で適正化することが重要である。Ａｌは、
０．１μｍ未満の大きさの酸化物を５０００個／ｍｍ２
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０．０１％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Ａ
ｌが鋳片段階でのＴｉＮの析出挙動に影響してＴｉＮの
微細分散化を防げる。したがって、適正なＡｌの範囲は
０．００５％〜０．０１％である。
量は低い範囲で適正化することが重要である。Ａｌは、
０．１μｍ未満の大きさの酸化物を５０００個／ｍｍ２
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０．０１％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Ａ
ｌが鋳片段階でのＴｉＮの析出挙動に影響してＴｉＮの
微細分散化を防げる。したがって、適正なＡｌの範囲は
０．００５％〜０．０１％である。
【００１９】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。
【００２０】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と同時に、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０．０００３％未満であるとこれらの効果は小さく、
０．１μｍ未満の大きさの酸化物は５０００個／ｍｍ2
未満となる。０．００５％を超えるとこれら効果は飽和
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。
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と同時に、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０．０００３％未満であるとこれらの効果は小さく、
０．１μｍ未満の大きさの酸化物は５０００個／ｍｍ2
未満となる。０．００５％を超えるとこれら効果は飽和
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。
【００２１】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、上述したようにＭｇ添加によ
って溶鋼中で微細分散化し、凝固核やピンニング粒子と
して作用して加熱γ粒を細粒化してＨＡＺ靭性の向上に
寄与する。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０．００１％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、破壊の発生起点として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、上述したようにＭｇ添加によ
って溶鋼中で微細分散化し、凝固核やピンニング粒子と
して作用して加熱γ粒を細粒化してＨＡＺ靭性の向上に
寄与する。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０．００１％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、破壊の発生起点としてＨＡＺおよび母
材の靱性を劣化させるため好ましくない。
【００２２】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。
【００２３】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。
【００２４】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。
【００２５】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。
【００２６】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。
【００２７】Ｎｂは母材の組織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。
【００２８】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。
【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、製鋼工程の溶鋼取鍋
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及ぼし、ＨＡＺでの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及ぼし、ＨＡＺでの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。
【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４５０〜８２０
ＭＰａの範囲であり、溶接入熱量が７〜１１０ｋＪ／ｍ
ｍの各種の溶接方法で溶接したＨＡＺの溶融線にてｖＥ
（−２０℃）が８０〜３１０Ｊ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。
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４５０〜８２０
ＭＰａの範囲であり、溶接入熱量が７〜１１０ｋＪ／ｍ
ｍの各種の溶接方法で溶接したＨＡＺの溶融線にてｖＥ
（−２０℃）が８０〜３１０Ｊ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。
【００３３】一方、比較鋼は化学成分および有効ＴｉＮ
量、並びに０．１μｍ未満の酸化物個数が適当でないた
めにＨＡＺ靱性が劣っている。鋼８はＣ量が低すぎるた
めに、鋼９はＣ量が高すぎるために、鋼１０はＳｉ量が
高すぎるために、鋼１１はＭｎ量が低すぎるために、鋼
１２はＭｎ量が高すぎるために、鋼１３はＰ量が高すぎ
るために、鋼１４はＳ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性
が劣っている。
量、並びに０．１μｍ未満の酸化物個数が適当でないた
めにＨＡＺ靱性が劣っている。鋼８はＣ量が低すぎるた
めに、鋼９はＣ量が高すぎるために、鋼１０はＳｉ量が
高すぎるために、鋼１１はＭｎ量が低すぎるために、鋼
１２はＭｎ量が高すぎるために、鋼１３はＰ量が高すぎ
るために、鋼１４はＳ量が高すぎるために、ＨＡＺ靱性
が劣っている。
【００３４】鋼１５はＡｌ量が低すぎるために０．１μ
ｍ未満の酸化物が５０００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
１６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ＨＡ
Ｚ靱性が劣っている。鋼１７はＴｉ量が低過ぎるために
有効ＴｉＮ量が０．００７％未満と低く、十分な量のＴ
ｉＮが生成しないためＨＡＺの加熱γ粒が粗大化して、
ＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１８はＴｉ量が高すぎるた
めに過剰のＴｉがＨＡＺでＴｉＣとして析出し、ＨＡＺ
靱性が劣っている。鋼１９はＭｇ量が低すぎるためにＴ
ｉＮのピンニング効果が高まらず、また、０．１μｍ未
満の酸化物が５０００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２０
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、ＴｉＮ
のピンニング効果が高まらず、さらに、０．１μｍ未満
の酸化物が５０００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２１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
作用してＨＡＺ靱性が劣っている。
ｍ未満の酸化物が５０００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
１６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ＨＡ
Ｚ靱性が劣っている。鋼１７はＴｉ量が低過ぎるために
有効ＴｉＮ量が０．００７％未満と低く、十分な量のＴ
ｉＮが生成しないためＨＡＺの加熱γ粒が粗大化して、
ＨＡＺ靱性が劣っている。鋼１８はＴｉ量が高すぎるた
めに過剰のＴｉがＨＡＺでＴｉＣとして析出し、ＨＡＺ
靱性が劣っている。鋼１９はＭｇ量が低すぎるためにＴ
ｉＮのピンニング効果が高まらず、また、０．１μｍ未
満の酸化物が５０００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２０
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、ＴｉＮ
のピンニング効果が高まらず、さらに、０．１μｍ未満
の酸化物が５０００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２１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
作用してＨＡＺ靱性が劣っている。
【００３５】鋼２２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２３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
％を越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２４および鋼２５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。
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２３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
％を越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２４および鋼２５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。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【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
(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５−43977（ＪＰ，Ａ)
特開 平５−171341（ＪＰ，Ａ)
特開 平10−8132（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：０．００５〜０．０１％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％ 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
れた鋼中に、０．１μｍ未満の大きさの酸化物が５００
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。 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：０．００５〜０．０１％ Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％ 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
よって構成された鋼中に、０．１μｍ未満の大きさの酸
化物が５０００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。 Ｏ−０．４０Ｃａ−０．１７Ｌａ−０．６６Ｍｇ−０．１７Ｃｅ−０．８９Ａ ｌ≧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−０．８９Ａ ｌ＜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 |
|---|---|---|---|
| JP09003997A JP3481419B2 (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 |
|---|---|---|---|
| JP09003997A JP3481419B2 (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 |
|---|---|
| JPH10265897A JPH10265897A (ja) | 1998-10-06 |
| JP3481419B2 true JP3481419B2 (ja) | 2003-12-22 |
Family
ID=13987520
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP09003997A Expired - Fee Related JP3481419B2 (ja) | 1997-03-26 | 1997-03-26 | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3481419B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| 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 JP09003997A patent/JP3481419B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH10265897A (ja) | 1998-10-06 |
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