JP3699631B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3699631B2 JP3699631B2 JP2000083736A JP2000083736A JP3699631B2 JP 3699631 B2 JP3699631 B2 JP 3699631B2 JP 2000083736 A JP2000083736 A JP 2000083736A JP 2000083736 A JP2000083736 A JP 2000083736A JP 3699631 B2 JP3699631 B2 JP 3699631B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- rem
- amount
- toughness
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優れた鋼材に関するものである。本発明の鋼材は、小入熱溶接から超大入熱溶接までの広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靭性を有するので、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鋼構造物に用いられる。
【０００２】
【従来技術】
ＨＡＺにおいては、溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。
【０００３】
このような問題点を解決する手段として、特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−２５０９１７号公報、特開平１−７３３２０号公報は、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成させ、ＨＡＺ靭性の向上を図ってきた。しかしながら、これらの技術によって製造された鋼も、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接ＨＡＺにおいては十分な靭性を得ることは困難であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接においても、良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材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、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上を狙いとして、▲１▼加熱γ粒成長抑制、▲２▼適正なＴｉとＮの存在形態について鋭意研究し、新たな金属学的効果を知見して本発明に至った。
【０００６】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００７】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．０１％超〜０．０３％以下、
Ｔｉ：０．００７％〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ２以上存在し、さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物中に存在する不可避不純物であるＣａとＡｌの質量濃度の比Ｃａ／Ａｌの平均値が２未満であり、さらに、質量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１％〜＋０．００５％の範囲とすることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・ ・ ・（１）
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・ ・ ・（２）
【０００８】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．０１％超〜０．０３％以下、
Ｔｉ：０．００７％〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６％を含有し、
さらに、Ｃａ： ０．００４％以下、ＲＥＭ：０．００３％以下の内の１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ２以上存在し、さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物中の質量濃度で表したＣａとＲＥＭの和とＡｌの比（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌの平均値が２未満であり、さらに、質量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１％〜＋０．００５％の範囲としたことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・ ・ ・（１）
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・ ・ ・（２）
【０００９】
（３） 質量％で、さらに、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【００１１】
（４） Ｍｇ添加前、あるいはＭｇおよびＣａを添加する場合はＭｇおよびＣａ添加前のスラグ中Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯが１０質量％以下であることを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
【００１２】
（５） Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を添加した後にＭｇ、あるいはＭｇとＣａを添加することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明で知見した新たな金属学的効果について以下に説明する。
【００１４】
まず、加熱γ粒成長抑制について説明する。溶接線近傍ＨＡＺは加熱温度が１４００℃にも及ぶため、炭化物や窒化物が溶解・粗大化することでγ粒界の移動をピンニングする力が著しく低下し、γ粒の成長を避けることはできなかった。そこで、１４００℃以上の高温でも熱的に安定である酸化物によるピンニングによってγ粒成長を抑制することを検討した。その結果、鋼中に微量のＭｇとＡｌを含有させることで、０．０１〜０．１μｍの大きさの従来にない極めて微細なＭｇとＡｌから成る酸化物が多量に生成することを見いだした。さらに、０．０１以上０．５μｍ未満の大きさの微細なＴｉＮがこのＭｇとＡｌから成る酸化物上に複合析出し、１４００℃以上の高温で従来にない非常に強力なピンニング力を発揮することを明らかにした。なお、ＴｉＮ複合粒子は０．０１超０．２μｍ以下とすることが好ましい。
【００１５】
このＭｇとＡｌから成る酸化物はＴｉＮとの格子整合性がよいため、ＴｉＮの析出核として有効に作用する。そして０．０１〜０．１μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物にＴｉＮが複合することでその表面積が増し、より強力なピンニング力が発現される。図１は溶接冷却時の８００℃から５００℃までの冷却時間が３３０ｓである場合のＨＡＺ靭性に及ぼすγ粒径の影響を示す。この冷却時間は板厚８０ｍｍの鋼板の約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接した場合に相当する。図１からγ粒の細粒化に伴いＨＡＺ靭性が向上する。これは、γ粒の細粒化に伴ってγ粒界から変態する粒界フェライトやフェライトサイドプレートが小さくなり、ＨＡＺ組織が微細化されるためである。このような効果はγ粒径が１５０μｍ以下の時に顕著である。図２は１４００℃で３０ｓ間保持した場合のγ粒に及ぼす０．０１以上０．５未満μｍの複合析出ＴｉＮの個数の影響を示す。この加熱条件は、板厚８０ｍｍの鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接した時の溶融線近傍ＨＡＺに相当する。図２から複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2未満の場合にはγ粒径が１５０μｍ以上になり、ＨＡＺ組織が十分に微細化されないために良好な靭性は得られない。γ粒成長抑制に有効なこのような複合析出ＴｉＮの分散状態は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｏ、Ｎの量を本発明の範囲に制御することで達成される。
【００１６】
次に、鋼中のＡｌ含有量が０．０１％超〜０．０３％以下の場合の、０．５〜５μｍの酸化物組成と、０．０１μｍ以上０．５μｍμｍの複合析出ＴｉＮの個数との関係について説明する。
【００１７】
図３は、０．５〜５μｍの酸化物組成の内、質量％で表した（Ｃａ＋ＲＥＭ）含有量とＡｌ含有量との比、（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌと０．０１以上０．５未満μｍの複合析出ＴｉＮの個数との関係を示す。（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌが２未満の場合、複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2以上になる。溶鋼中のＡｌが０．０１％超〜０．０３％以下である場合、０．５〜５μｍの酸化物中の（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌを下げることによりこのサイズの酸化物中のＭｇが減少し、逆に、０．０１〜０．５μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が増加するためである。
【００１８】
なお、Ｃａは鋼成分として積極的に添加しなくても、酸化物として鋼中に存在する。その理由は明確ではないが、耐火レンガ等の耐火物、スラグ、パウダー等から鋼中に不純物として不可避的に含有され酸化物として存在するものと考えられる。このように不可避的に含有されるＣａについても上記と同様な理由でＣａ／Ａｌを２未満とする必要がある。
【００１９】
次に各々の化学成分の限定理由について説明する。
【００２０】
Ｃの下限は母材および溶接部の強度、靭性を確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると母材およびＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるため、その上限を０．２％とする。
【００２１】
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％とする。本発明の脱酸は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Ｓｉを０．３％以下にするのが望ましい。
【００２２】
Ｍｎは母材および溶接部の強度、靭性の確保に不可欠であり、下限を０．５％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させたり、スラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるため上限を２％とする。
【００２３】
Ｐは本発明鋼において不純物元素であり、０．０１５％以下とする。Ｐの低減はスラブ中心偏析の軽減を通じて母材およびＨＡＺの機械的性質を改善し、さらには、ＨＡＺの粒界破壊を抑制する。
【００２４】
Ｓは多すぎると中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりするため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化する。したがって、上限を０．００６％とする。
【００２５】
Ａｌは、γ粒成長のピンニング粒子である複合析出ＴｉＮの析出核である０．０１〜０．１μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物の個数を制御する上で重要である。Ａｌが０．０１％以下の場合、０．５〜５μｍの酸化物中のＣａ／Ａｌが２以上となり、０．０１〜０．１μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が１００００個／ｍｍ2未満となり、複合析出ＴｉＮの個数が不足することでγ粒が十分に細粒化されず、良好なＨＡＺ靭性が得られない。一方、０．０３％を超えてＡｌを添加しても、その効果は飽和する。したがって、Ａｌは０．０１％超０．０３％以下とする。
【００２６】
Ｔｉは、ピンニング粒子としての複合析出ＴｉＮの分散状態を制御する上で重要であり、後述する有効Ｔｉ濃度の適正範囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｔｉが０．００７％未満の場合、ＭｇとＡｌから成る酸化物上に複合析出するＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2未満となり、ＨＡＺ靭性向上に必要なγ粒成長抑制効果が得られない。一方、Ｔｉが０．０２％を超える場合、有効Ｔｉが適正範囲内にあっても実質的にＴｉＣが過剰に生成し、ＨＡＺ靭性が低下する。ＴｉＮは厚板圧延でのスラブ加熱時のγ粒成長抑制を通じて母材組織を微細化し、鋼材の強度と靭性を向上させることにも貢献する。
【００２７】
ここで、適正なＴｉとＮの存在形態について説明する。鋼中のＴｉはＯと結合して酸化物を生成し、残りのＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成し、さらに残ったＴｉが存在すれば、Ｃと結合してＴｉＣを形成するが、ＴｉＣは析出脆化をもたらす。一方、鋼中のＴｉが酸化物およびＴｉＮとしてすべて消費されれば、Ｔｉと結合できなかった過剰なＮが地鉄中に固溶するが、固溶Ｎもまた脆化をもたらす。このように、酸化物および窒化物として消費された残りのＴｉが存在するか否かによってＴｉとＮの存在形態が異なり、このことが靭性に大きな影響を及ぼす。本発明では、酸化物および窒化物として消費された残りのＴｉ量を「有効Ｔｉ量」として質量％を用いて（１）式および（２）式で定義する。
【００２８】
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ≧０の場合、
【００２９】
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・ ・ ・（２）
【００３０】
（１）式および（２）式の各元素の係数は想定される酸化物および窒化物から化学量論的に決定された値である。１４００℃を超えるような溶融線近傍ＨＡＺでは、ＴｉとＮの存在形態はさらに複雑である。その理由は、溶接加熱時にＴｉＣとＴｉＮの多くが地鉄中に一旦固溶し、固溶したＴｉ，Ｎ，Ｃは溶接冷却時にＴｉＮあるいはＴｉＣとして再析出するとともに、一部は固溶のまま存在するからである。このようなＴｉとＮの存在形態を制御してＨＡＺ靭性の向上を目指すためには、ＴｉとＮの各々の量を規定するとともに、有効Ｔｉの概念を用いて他の成分とのバランスを図ることが重要である。図４は溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍの場合をシミュレートした１４００℃加熱再現ＨＡＺ靭性に及ぼす有効Ｔｉ量の影響を示す。有効Ｔｉ濃度が−０．０１％〜＋０．００５％の範囲で良好な靭性を示す。すなわち、この範囲がＴｉＣの析出脆化とＮの固溶脆化の両方を回避できる適正な成分範囲であることを示している。有効Ｔｉ量ｇ−０．０１％未満の婆は固溶Ｎ量が過剰となり、有効Ｔｉ量が＋０．００５％を超える場合にはＴｉＣ析出量が過剰となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。
このように有効Ｔｉを考慮することにより、さらに良好なＨＡＺ靭性が得られる。
【００３１】
Ｍｇは本発明の特徴的な元素であり、最も重要な役割を有する。Ｍｇを適量含有することで本発明における酸化物の分散状態を達成することができる。Ｍｇが０．０００１％未満の場合、ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が不足する。一方、酸化物として消費されるＭｇは０．００１％あれば十分であり、これを超えるＭｇが金属的に何ら効果をもたらさない。Ｍｇは蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な元素であることから、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招き好ましくない。
【００３２】
Ｏは、ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物の個数を確保する上で必要である。Ｏが０．００１％未満の場合、酸化物の個数が不足し、ＨＡＺ靭性が劣化する。一方、Ｏが０．００４％を超える場合、鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化する。
【００３３】
Ｎは、ピンニング粒子である複合析出ＴｉＮの個数を確保する上で重要であり、有効Ｔｉ量の適正範囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｎが０．００２５％未満の場合、ＴｉＮの個数が確保できない。一方、Ｎが０．００６％を超える場合、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあっても実質的に固溶Ｎが過剰となり、ＨＡＺ靭性が低下する。
【００３４】
続いて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、ＲＥＭを添加する理由について説明する。
【００３５】
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。しかし、１．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３６】
Ｍｏ、Ｃｒは母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１％を超えると母材の靭性、溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３７】
Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であり、母材の機械的性質を控除させる。しかし、０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３８】
Ｖは母材の靭性を向上させる。しかし０．０５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３９】
Ｂは焼き入れ正を高めて母材やＨＡＺの機械的性質を向上させる。しかし、０．００２％を超えて添加するとはＺ靭性や溶接性が劣化する。
【００４０】
ＣａとＲＥＭは酸化物や硫化物を形成して材質を改善する。ここで、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類金属元素を示す。Ｃａを０．００４％を超えて添加しても材質改善効果が飽和する。ＲＥＭを０．００３％を超えて添加しても同様に材質改善効果が飽和する。必要以上に添加することは製造コストの増加を招き好ましくない。
本発明鋼は、鉄鋼業の製鋼工程において所定の化学成分に調整し、連続鋳造を行い、鋳片を再加熱した後に圧延によって形状と母材材質を付与することで製造される。必要に応じ、鋼材に各種の熱処理を施して母材の材質を制御することも行われる。鋳片を再加熱することなく、ホットチャージ圧延することも可能である。
【００４１】
本発明で規定した酸化物の分散状態は、例えば、以下にような方法で定量的に測定される。０．０１以上０．５μｍ未満のＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮの複合析出物の分散状態は、母材鋼材の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの複合析出物の個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算する。このとき、ＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定するすべての複合析出物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的に次の手順による。まず、四角い形状の析出物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさのＴｉＮ中に酸化物が複合しているものの個数を上記の要領で測定する。次のこのような方法で個数を測定した複合析出物のうち少なくとも１０個以上について上記の要領で同定を行い、ＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮが複合的に存在している割合を算出する。そして、はじめに測定された複合析出物の個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複合析出物の観察を容易にすることができる。
【００４２】
０．５〜５μｍの酸化物の組成の測定例を次に示す。母材鋼材の任意の場所から小片試料を切り出し、これを１４００〜１４５０℃で１０分間以上保持することで酸化物以外の０．５〜５μｍの介在物を溶体化させ、その後水冷する。これを鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で少なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたって観察する。対象となる酸化物のうち少なくとも１０個以上についてＸ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）に付属の波長分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物の平均組成におけるＣａとＡｌの含有量を質量％で求める。介在物の時、酸化物の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して酸化物の平均組成を求める。
【００４３】
ＭｇとＣａは酸素との親和力が強く、蒸気圧も高いため、酸化され、酸化物として溶鋼中から除去されたり、蒸発してロスする。そのため添加歩留まりが低い。歩留まりを向上させるためには、酸化ロスと蒸発ロスを極力抑制することが重要である。
【００４４】
酸化ロスを小さくするためには、ＭｇやＣａ添加前の溶鋼中の酸素やスラグ中のＦｅＯ濃度とＭｎＯ濃度を低減することが重要である。本発明の鋼材には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉなどの脱酸元素が含まれており、これらの元素を添加した後にＭｇやＣａを添加することによって、酸化ロスを小さくすることができる。すなわち、ＭｇやＣａ以外の元素を添加し、溶鋼中の酸素濃度を低下させるため、ＭｇやＣａの酸化ロスが低減する。
【００４５】
スラグからの酸素供給によってＭｇやＣａが酸化ロスするのを抑制するため、スラグ中のＦｅＯ濃度とＭｎＯ濃度を低減することが有効である。ＭｇやＣａの添加前のスラグ中のＴ．Ｆｅ＋ＭｎＯを質量％で１０％を超えるとＭｇやＣａの歩留まりが著しく低下する。したがって、Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯを１０％以下とする。この値は小さいほど、Ｍｇの酸化ロス防止には有効であり、５％以下が望ましい。
【００４６】
ＭｇやＣａの蒸発ロスを抑制するため、できるだけ精錬工程の末期に添加することが有利である。したがって、精錬工程で他の元素を添加したのちに、添加するのがよい。これは上述のように酸化ロスを抑制することからも有利である。ＭｇとＣａを添加する際のＭｇとＣａの添加順序は、Ｍｇが先でもＣａが先でも、或は同時であっても良い。ただし、成分の微調整のため、Ｍｇ、Ｃａ添加後に、Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を少量添加しても構わない。
【００４７】
Ｍｇを溶鋼に添加するには、Ｍｇ含有合金、ＭｇＯ含有酸化物の１種もしくは、２種以上を用いる。
【００４８】
Ｍｇ含有合金、ＭｇＯ含有酸化物を溶鋼に添加する方法は、粉状にしたＭｇ合金、ＭｇＯ含有酸化物を不活性ガスを搬送ガスとして取鍋内の溶鋼中に吹き込む方法、塊状のものを取鍋内溶鋼、ＲＨ、ＤＨ等の真空槽内溶鋼に上方添加する方法、粉状のものを例えば鉄で被覆しワイヤ状にしたものを取鍋内溶鋼または／およびタンディッシュ内溶鋼または／およびモールド内溶鋼に添加する方法が考えられる。これらのいずれの方法を用いてもよく、その効果は同等である。さらに、これらの方法を組み合わせてもよい。
【００４９】
ＣａはＣａを含有する合金であれば何を用いても構わない。一般的にはＣａ−Ｓｉ合金が用いられる。
【００５０】
Ｍｇの添加時期は、Ｃａ添加前、Ｃａ添加と同時、Ｃａ添加後のいずれか、または、これらの組み合わせのいずれでもよい。
【００５１】
ＭｇとＣａを同時に添加する場合は、Ｍｇ含有合金または／およびＭｇＯ含有酸化物をＣａ含有合金と混合して添加する方法、ＭｇとＣａの両方を含有する合金を添加する方法のいずれの方法でもよく、その効果は同等である。
【００５２】
【実施例】
（実施例１）
表１に鋼材の化学成分と介在物の分散状態を、表２に鋼材の製造条件と機械的性質を示す。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
表１のピンニング粒子の個数の測定は、鋼材母材の板厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し、これを、３００００倍の倍率で２０００μｍ2の面積に渡ってＴＥＭ観察することでおこなった。また、表１の０．５〜５μｍの大きさの酸化物の個数の測定は、同じく、鋼材母材の板厚中心部から小片を切り出して１４００℃で２０分間保定した後に水冷し、鏡面研磨面を１０００倍の倍率で４ｍｍ2の面積に渡って光学顕微鏡観察することで行った。さらに、ＥＰＭＡ−ＷＤＳによって、０．５〜５μｍの２０個の酸化物について組成を分析し、地鉄（Ｆｅ）の分析値を差し引いて平均組成を求め、Ｃａ／Ａｌの値を求めた。
【００５６】
本発明鋼は溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接部あるいはエレクトロスラグ溶接部の溶融線において従来にない良好なＨＡＺ靭性を有する。本発明鋼は、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｏ、Ｎの量を厳密に制御し、有効Ｔｉ量なる概念を用いてＨＡＺにおけるＴｉとＮの存在形態を適正化し、さらに、γ粒成長抑制に有効な酸化物の分散状態を有することで大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を達成している。一方、比較鋼は化学成分や酸化物の分散状態が適正でないため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣っている。
【００５７】
鋼１１は、Ｃの量が低すぎるために、鋼１２はＣ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１３は、Ｓｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。鋼１４はＭｎ量が低すぎるために、鋼１５はＭｎ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１６はＰ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１７は、Ｓ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１８はＡｌ量が低すぎるために０．５〜５μｍの酸化物中のＣａ／Ａｌが大きく、ピンニング粒子の個数が少ないため，ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１９はＴｉ量が低すぎるため、ピンニング粒子であるＴｉＮの個数が少なく、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２０はＴｉ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量が適正範囲から外れ、ＴｉＣ析出脆化によってＨＡＺ靱性が劣る。鋼２１はＭｇ量が低すぎるため，ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２２は、Ｏ量が低すぎるため、ＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２３はＯ量が高すぎるため、鋼の清浄度が悪くなり、破壊起点が増えてＨＡＺ靱性が劣る。鋼２４はＮ量が低すぎるためピンニング粒子であるＴｉＮの個数が少なく、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２５はＮ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量の適正範囲から外れ、固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靱性が劣る。鋼２６と鋼２７は各々の元素は適正範囲にあるが、有効Ｔｉ量が不適当であるため、ＴｉＣ析出脆化あるいは固溶Ｎ脆化によりＨＡＺ靱性が劣る。
【００５８】
（実施例２）
表１の本発明鋼１の組成の鋼を溶製するに際して、Ｍｇ添加前の取鍋スラグ中のＴ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度を種々変化させた。その時の成品におけるＭｇの歩留まりを図５に示す。Ｍｇの歩留まりは、Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度が低いほど高い。Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度を質量％で１０％以下望ましくは５％以下にすることでＭｇ歩留まりは著しく向上する。
【００５９】
（実施例３）
表１の本発明鋼１の組成の鋼を溶製するに際して、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａの添加時期を変化させた。その時の成品におけるＭｇとＣａの歩留まりを比較した結果を表３に示す。Ｍｇ添加前のスラグ中Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度はいずれも２％であった。
【００６０】
【表３】
【００６１】
Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を添加した後に、ＭｇやＣａを添加した場合には、ＭｇとＣａの両方の歩留まりが１０％以上で良好であるのに対して、Ｍｇ、Ｃａ以外の元素をＭｇやＣａの添加後に添加した場合には、Ｍｇ、Ｃａのいずれかまたは、両方の歩留まりが低い。
【００６２】
【発明の効果】
本発明により、大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材の製造が可能となり、各種の溶接構造物の安全性が格段に向上した。また、本発明鋼を使用することで高能率溶接の適用範囲が広がり、溶接施工コストを大幅に低減することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＨＡＺ靭性に及ぼすγ粒径の影響を示す図である。
【図２】１４００℃加熱γ粒径に及ぼすピンニング粒子個数の影響を示す図である。
【図３】ピンニング粒子個数に及ぼす０．５〜５μｍの大きさの酸化物中Ｃａ／Ａｌの影響を示す図である。
【図４】１４００℃加熱ＨＡＺ靭性に及ぼす有効Ｔｉ量の影響を示す図である。
【図５】Ｍｇの添加歩留まりに及ぼすスラグ中のＴ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度の影響を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優れた鋼材に関するものである。本発明の鋼材は、小入熱溶接から超大入熱溶接までの広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靭性を有するので、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鋼構造物に用いられる。
【０００２】
【従来技術】
ＨＡＺにおいては、溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。
【０００３】
このような問題点を解決する手段として、特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−２５０９１７号公報、特開平１−７３３２０号公報は、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成させ、ＨＡＺ靭性の向上を図ってきた。しかしながら、これらの技術によって製造された鋼も、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接ＨＡＺにおいては十分な靭性を得ることは困難であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明が解決しようとする課題は、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接においても、良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材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、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上を狙いとして、▲１▼加熱γ粒成長抑制、▲２▼適正なＴｉとＮの存在形態について鋭意研究し、新たな金属学的効果を知見して本発明に至った。
【０００６】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００７】
（１） 質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．０１％超〜０．０３％以下、
Ｔｉ：０．００７％〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ２以上存在し、さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物中に存在する不可避不純物であるＣａとＡｌの質量濃度の比Ｃａ／Ａｌの平均値が２未満であり、さらに、質量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１％〜＋０．００５％の範囲とすることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・ ・ ・（１）
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・ ・ ・（２）
【０００８】
（２） 質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．０１％超〜０．０３％以下、
Ｔｉ：０．００７％〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６％を含有し、
さらに、Ｃａ： ０．００４％以下、ＲＥＭ：０．００３％以下の内の１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ２以上存在し、さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物中の質量濃度で表したＣａとＲＥＭの和とＡｌの比（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌの平均値が２未満であり、さらに、質量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１％〜＋０．００５％の範囲としたことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・ ・ ・（１）
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・ ・ ・（２）
【０００９】
（３） 質量％で、さらに、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【００１１】
（４） Ｍｇ添加前、あるいはＭｇおよびＣａを添加する場合はＭｇおよびＣａ添加前のスラグ中Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯが１０質量％以下であることを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
【００１２】
（５） Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を添加した後にＭｇ、あるいはＭｇとＣａを添加することを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明で知見した新たな金属学的効果について以下に説明する。
【００１４】
まず、加熱γ粒成長抑制について説明する。溶接線近傍ＨＡＺは加熱温度が１４００℃にも及ぶため、炭化物や窒化物が溶解・粗大化することでγ粒界の移動をピンニングする力が著しく低下し、γ粒の成長を避けることはできなかった。そこで、１４００℃以上の高温でも熱的に安定である酸化物によるピンニングによってγ粒成長を抑制することを検討した。その結果、鋼中に微量のＭｇとＡｌを含有させることで、０．０１〜０．１μｍの大きさの従来にない極めて微細なＭｇとＡｌから成る酸化物が多量に生成することを見いだした。さらに、０．０１以上０．５μｍ未満の大きさの微細なＴｉＮがこのＭｇとＡｌから成る酸化物上に複合析出し、１４００℃以上の高温で従来にない非常に強力なピンニング力を発揮することを明らかにした。なお、ＴｉＮ複合粒子は０．０１超０．２μｍ以下とすることが好ましい。
【００１５】
このＭｇとＡｌから成る酸化物はＴｉＮとの格子整合性がよいため、ＴｉＮの析出核として有効に作用する。そして０．０１〜０．１μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物にＴｉＮが複合することでその表面積が増し、より強力なピンニング力が発現される。図１は溶接冷却時の８００℃から５００℃までの冷却時間が３３０ｓである場合のＨＡＺ靭性に及ぼすγ粒径の影響を示す。この冷却時間は板厚８０ｍｍの鋼板の約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接した場合に相当する。図１からγ粒の細粒化に伴いＨＡＺ靭性が向上する。これは、γ粒の細粒化に伴ってγ粒界から変態する粒界フェライトやフェライトサイドプレートが小さくなり、ＨＡＺ組織が微細化されるためである。このような効果はγ粒径が１５０μｍ以下の時に顕著である。図２は１４００℃で３０ｓ間保持した場合のγ粒に及ぼす０．０１以上０．５未満μｍの複合析出ＴｉＮの個数の影響を示す。この加熱条件は、板厚８０ｍｍの鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接した時の溶融線近傍ＨＡＺに相当する。図２から複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2未満の場合にはγ粒径が１５０μｍ以上になり、ＨＡＺ組織が十分に微細化されないために良好な靭性は得られない。γ粒成長抑制に有効なこのような複合析出ＴｉＮの分散状態は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｏ、Ｎの量を本発明の範囲に制御することで達成される。
【００１６】
次に、鋼中のＡｌ含有量が０．０１％超〜０．０３％以下の場合の、０．５〜５μｍの酸化物組成と、０．０１μｍ以上０．５μｍμｍの複合析出ＴｉＮの個数との関係について説明する。
【００１７】
図３は、０．５〜５μｍの酸化物組成の内、質量％で表した（Ｃａ＋ＲＥＭ）含有量とＡｌ含有量との比、（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌと０．０１以上０．５未満μｍの複合析出ＴｉＮの個数との関係を示す。（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌが２未満の場合、複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2以上になる。溶鋼中のＡｌが０．０１％超〜０．０３％以下である場合、０．５〜５μｍの酸化物中の（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌを下げることによりこのサイズの酸化物中のＭｇが減少し、逆に、０．０１〜０．５μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が増加するためである。
【００１８】
なお、Ｃａは鋼成分として積極的に添加しなくても、酸化物として鋼中に存在する。その理由は明確ではないが、耐火レンガ等の耐火物、スラグ、パウダー等から鋼中に不純物として不可避的に含有され酸化物として存在するものと考えられる。このように不可避的に含有されるＣａについても上記と同様な理由でＣａ／Ａｌを２未満とする必要がある。
【００１９】
次に各々の化学成分の限定理由について説明する。
【００２０】
Ｃの下限は母材および溶接部の強度、靭性を確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると母材およびＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるため、その上限を０．２％とする。
【００２１】
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％とする。本発明の脱酸は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Ｓｉを０．３％以下にするのが望ましい。
【００２２】
Ｍｎは母材および溶接部の強度、靭性の確保に不可欠であり、下限を０．５％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させたり、スラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるため上限を２％とする。
【００２３】
Ｐは本発明鋼において不純物元素であり、０．０１５％以下とする。Ｐの低減はスラブ中心偏析の軽減を通じて母材およびＨＡＺの機械的性質を改善し、さらには、ＨＡＺの粒界破壊を抑制する。
【００２４】
Ｓは多すぎると中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりするため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化する。したがって、上限を０．００６％とする。
【００２５】
Ａｌは、γ粒成長のピンニング粒子である複合析出ＴｉＮの析出核である０．０１〜０．１μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物の個数を制御する上で重要である。Ａｌが０．０１％以下の場合、０．５〜５μｍの酸化物中のＣａ／Ａｌが２以上となり、０．０１〜０．１μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が１００００個／ｍｍ2未満となり、複合析出ＴｉＮの個数が不足することでγ粒が十分に細粒化されず、良好なＨＡＺ靭性が得られない。一方、０．０３％を超えてＡｌを添加しても、その効果は飽和する。したがって、Ａｌは０．０１％超０．０３％以下とする。
【００２６】
Ｔｉは、ピンニング粒子としての複合析出ＴｉＮの分散状態を制御する上で重要であり、後述する有効Ｔｉ濃度の適正範囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｔｉが０．００７％未満の場合、ＭｇとＡｌから成る酸化物上に複合析出するＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2未満となり、ＨＡＺ靭性向上に必要なγ粒成長抑制効果が得られない。一方、Ｔｉが０．０２％を超える場合、有効Ｔｉが適正範囲内にあっても実質的にＴｉＣが過剰に生成し、ＨＡＺ靭性が低下する。ＴｉＮは厚板圧延でのスラブ加熱時のγ粒成長抑制を通じて母材組織を微細化し、鋼材の強度と靭性を向上させることにも貢献する。
【００２７】
ここで、適正なＴｉとＮの存在形態について説明する。鋼中のＴｉはＯと結合して酸化物を生成し、残りのＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成し、さらに残ったＴｉが存在すれば、Ｃと結合してＴｉＣを形成するが、ＴｉＣは析出脆化をもたらす。一方、鋼中のＴｉが酸化物およびＴｉＮとしてすべて消費されれば、Ｔｉと結合できなかった過剰なＮが地鉄中に固溶するが、固溶Ｎもまた脆化をもたらす。このように、酸化物および窒化物として消費された残りのＴｉが存在するか否かによってＴｉとＮの存在形態が異なり、このことが靭性に大きな影響を及ぼす。本発明では、酸化物および窒化物として消費された残りのＴｉ量を「有効Ｔｉ量」として質量％を用いて（１）式および（２）式で定義する。
【００２８】
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ≧０の場合、
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・ ・ ・（２）
【００３０】
（１）式および（２）式の各元素の係数は想定される酸化物および窒化物から化学量論的に決定された値である。１４００℃を超えるような溶融線近傍ＨＡＺでは、ＴｉとＮの存在形態はさらに複雑である。その理由は、溶接加熱時にＴｉＣとＴｉＮの多くが地鉄中に一旦固溶し、固溶したＴｉ，Ｎ，Ｃは溶接冷却時にＴｉＮあるいはＴｉＣとして再析出するとともに、一部は固溶のまま存在するからである。このようなＴｉとＮの存在形態を制御してＨＡＺ靭性の向上を目指すためには、ＴｉとＮの各々の量を規定するとともに、有効Ｔｉの概念を用いて他の成分とのバランスを図ることが重要である。図４は溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍの場合をシミュレートした１４００℃加熱再現ＨＡＺ靭性に及ぼす有効Ｔｉ量の影響を示す。有効Ｔｉ濃度が−０．０１％〜＋０．００５％の範囲で良好な靭性を示す。すなわち、この範囲がＴｉＣの析出脆化とＮの固溶脆化の両方を回避できる適正な成分範囲であることを示している。有効Ｔｉ量ｇ−０．０１％未満の婆は固溶Ｎ量が過剰となり、有効Ｔｉ量が＋０．００５％を超える場合にはＴｉＣ析出量が過剰となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。
このように有効Ｔｉを考慮することにより、さらに良好なＨＡＺ靭性が得られる。
【００３１】
Ｍｇは本発明の特徴的な元素であり、最も重要な役割を有する。Ｍｇを適量含有することで本発明における酸化物の分散状態を達成することができる。Ｍｇが０．０００１％未満の場合、ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が不足する。一方、酸化物として消費されるＭｇは０．００１％あれば十分であり、これを超えるＭｇが金属的に何ら効果をもたらさない。Ｍｇは蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な元素であることから、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招き好ましくない。
【００３２】
Ｏは、ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物の個数を確保する上で必要である。Ｏが０．００１％未満の場合、酸化物の個数が不足し、ＨＡＺ靭性が劣化する。一方、Ｏが０．００４％を超える場合、鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化する。
【００３３】
Ｎは、ピンニング粒子である複合析出ＴｉＮの個数を確保する上で重要であり、有効Ｔｉ量の適正範囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｎが０．００２５％未満の場合、ＴｉＮの個数が確保できない。一方、Ｎが０．００６％を超える場合、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあっても実質的に固溶Ｎが過剰となり、ＨＡＺ靭性が低下する。
【００３４】
続いて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、ＲＥＭを添加する理由について説明する。
【００３５】
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。しかし、１．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３６】
Ｍｏ、Ｃｒは母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１％を超えると母材の靭性、溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３７】
Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であり、母材の機械的性質を控除させる。しかし、０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３８】
Ｖは母材の靭性を向上させる。しかし０．０５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３９】
Ｂは焼き入れ正を高めて母材やＨＡＺの機械的性質を向上させる。しかし、０．００２％を超えて添加するとはＺ靭性や溶接性が劣化する。
【００４０】
ＣａとＲＥＭは酸化物や硫化物を形成して材質を改善する。ここで、ＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどの希土類金属元素を示す。Ｃａを０．００４％を超えて添加しても材質改善効果が飽和する。ＲＥＭを０．００３％を超えて添加しても同様に材質改善効果が飽和する。必要以上に添加することは製造コストの増加を招き好ましくない。
本発明鋼は、鉄鋼業の製鋼工程において所定の化学成分に調整し、連続鋳造を行い、鋳片を再加熱した後に圧延によって形状と母材材質を付与することで製造される。必要に応じ、鋼材に各種の熱処理を施して母材の材質を制御することも行われる。鋳片を再加熱することなく、ホットチャージ圧延することも可能である。
【００４１】
本発明で規定した酸化物の分散状態は、例えば、以下にような方法で定量的に測定される。０．０１以上０．５μｍ未満のＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮの複合析出物の分散状態は、母材鋼材の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの複合析出物の個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算する。このとき、ＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定するすべての複合析出物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的に次の手順による。まず、四角い形状の析出物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさのＴｉＮ中に酸化物が複合しているものの個数を上記の要領で測定する。次のこのような方法で個数を測定した複合析出物のうち少なくとも１０個以上について上記の要領で同定を行い、ＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮが複合的に存在している割合を算出する。そして、はじめに測定された複合析出物の個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複合析出物の観察を容易にすることができる。
【００４２】
０．５〜５μｍの酸化物の組成の測定例を次に示す。母材鋼材の任意の場所から小片試料を切り出し、これを１４００〜１４５０℃で１０分間以上保持することで酸化物以外の０．５〜５μｍの介在物を溶体化させ、その後水冷する。これを鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で少なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたって観察する。対象となる酸化物のうち少なくとも１０個以上についてＸ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）に付属の波長分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物の平均組成におけるＣａとＡｌの含有量を質量％で求める。介在物の時、酸化物の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して酸化物の平均組成を求める。
【００４３】
ＭｇとＣａは酸素との親和力が強く、蒸気圧も高いため、酸化され、酸化物として溶鋼中から除去されたり、蒸発してロスする。そのため添加歩留まりが低い。歩留まりを向上させるためには、酸化ロスと蒸発ロスを極力抑制することが重要である。
【００４４】
酸化ロスを小さくするためには、ＭｇやＣａ添加前の溶鋼中の酸素やスラグ中のＦｅＯ濃度とＭｎＯ濃度を低減することが重要である。本発明の鋼材には、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉなどの脱酸元素が含まれており、これらの元素を添加した後にＭｇやＣａを添加することによって、酸化ロスを小さくすることができる。すなわち、ＭｇやＣａ以外の元素を添加し、溶鋼中の酸素濃度を低下させるため、ＭｇやＣａの酸化ロスが低減する。
【００４５】
スラグからの酸素供給によってＭｇやＣａが酸化ロスするのを抑制するため、スラグ中のＦｅＯ濃度とＭｎＯ濃度を低減することが有効である。ＭｇやＣａの添加前のスラグ中のＴ．Ｆｅ＋ＭｎＯを質量％で１０％を超えるとＭｇやＣａの歩留まりが著しく低下する。したがって、Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯを１０％以下とする。この値は小さいほど、Ｍｇの酸化ロス防止には有効であり、５％以下が望ましい。
【００４６】
ＭｇやＣａの蒸発ロスを抑制するため、できるだけ精錬工程の末期に添加することが有利である。したがって、精錬工程で他の元素を添加したのちに、添加するのがよい。これは上述のように酸化ロスを抑制することからも有利である。ＭｇとＣａを添加する際のＭｇとＣａの添加順序は、Ｍｇが先でもＣａが先でも、或は同時であっても良い。ただし、成分の微調整のため、Ｍｇ、Ｃａ添加後に、Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を少量添加しても構わない。
【００４７】
Ｍｇを溶鋼に添加するには、Ｍｇ含有合金、ＭｇＯ含有酸化物の１種もしくは、２種以上を用いる。
【００４８】
Ｍｇ含有合金、ＭｇＯ含有酸化物を溶鋼に添加する方法は、粉状にしたＭｇ合金、ＭｇＯ含有酸化物を不活性ガスを搬送ガスとして取鍋内の溶鋼中に吹き込む方法、塊状のものを取鍋内溶鋼、ＲＨ、ＤＨ等の真空槽内溶鋼に上方添加する方法、粉状のものを例えば鉄で被覆しワイヤ状にしたものを取鍋内溶鋼または／およびタンディッシュ内溶鋼または／およびモールド内溶鋼に添加する方法が考えられる。これらのいずれの方法を用いてもよく、その効果は同等である。さらに、これらの方法を組み合わせてもよい。
【００４９】
ＣａはＣａを含有する合金であれば何を用いても構わない。一般的にはＣａ−Ｓｉ合金が用いられる。
【００５０】
Ｍｇの添加時期は、Ｃａ添加前、Ｃａ添加と同時、Ｃａ添加後のいずれか、または、これらの組み合わせのいずれでもよい。
【００５１】
ＭｇとＣａを同時に添加する場合は、Ｍｇ含有合金または／およびＭｇＯ含有酸化物をＣａ含有合金と混合して添加する方法、ＭｇとＣａの両方を含有する合金を添加する方法のいずれの方法でもよく、その効果は同等である。
【００５２】
【実施例】
（実施例１）
表１に鋼材の化学成分と介在物の分散状態を、表２に鋼材の製造条件と機械的性質を示す。
【００５３】
【表１】
【表２】
表１のピンニング粒子の個数の測定は、鋼材母材の板厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し、これを、３００００倍の倍率で２０００μｍ2の面積に渡ってＴＥＭ観察することでおこなった。また、表１の０．５〜５μｍの大きさの酸化物の個数の測定は、同じく、鋼材母材の板厚中心部から小片を切り出して１４００℃で２０分間保定した後に水冷し、鏡面研磨面を１０００倍の倍率で４ｍｍ2の面積に渡って光学顕微鏡観察することで行った。さらに、ＥＰＭＡ−ＷＤＳによって、０．５〜５μｍの２０個の酸化物について組成を分析し、地鉄（Ｆｅ）の分析値を差し引いて平均組成を求め、Ｃａ／Ａｌの値を求めた。
【００５６】
本発明鋼は溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接部あるいはエレクトロスラグ溶接部の溶融線において従来にない良好なＨＡＺ靭性を有する。本発明鋼は、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｏ、Ｎの量を厳密に制御し、有効Ｔｉ量なる概念を用いてＨＡＺにおけるＴｉとＮの存在形態を適正化し、さらに、γ粒成長抑制に有効な酸化物の分散状態を有することで大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を達成している。一方、比較鋼は化学成分や酸化物の分散状態が適正でないため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣っている。
【００５７】
鋼１１は、Ｃの量が低すぎるために、鋼１２はＣ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１３は、Ｓｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。鋼１４はＭｎ量が低すぎるために、鋼１５はＭｎ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１６はＰ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１７は、Ｓ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１８はＡｌ量が低すぎるために０．５〜５μｍの酸化物中のＣａ／Ａｌが大きく、ピンニング粒子の個数が少ないため，ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１９はＴｉ量が低すぎるため、ピンニング粒子であるＴｉＮの個数が少なく、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２０はＴｉ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量が適正範囲から外れ、ＴｉＣ析出脆化によってＨＡＺ靱性が劣る。鋼２１はＭｇ量が低すぎるため，ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２２は、Ｏ量が低すぎるため、ＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２３はＯ量が高すぎるため、鋼の清浄度が悪くなり、破壊起点が増えてＨＡＺ靱性が劣る。鋼２４はＮ量が低すぎるためピンニング粒子であるＴｉＮの個数が少なく、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２５はＮ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量の適正範囲から外れ、固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靱性が劣る。鋼２６と鋼２７は各々の元素は適正範囲にあるが、有効Ｔｉ量が不適当であるため、ＴｉＣ析出脆化あるいは固溶Ｎ脆化によりＨＡＺ靱性が劣る。
【００５８】
（実施例２）
表１の本発明鋼１の組成の鋼を溶製するに際して、Ｍｇ添加前の取鍋スラグ中のＴ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度を種々変化させた。その時の成品におけるＭｇの歩留まりを図５に示す。Ｍｇの歩留まりは、Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度が低いほど高い。Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度を質量％で１０％以下望ましくは５％以下にすることでＭｇ歩留まりは著しく向上する。
【００５９】
（実施例３）
表１の本発明鋼１の組成の鋼を溶製するに際して、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａの添加時期を変化させた。その時の成品におけるＭｇとＣａの歩留まりを比較した結果を表３に示す。Ｍｇ添加前のスラグ中Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度はいずれも２％であった。
【００６０】
【表３】
Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を添加した後に、ＭｇやＣａを添加した場合には、ＭｇとＣａの両方の歩留まりが１０％以上で良好であるのに対して、Ｍｇ、Ｃａ以外の元素をＭｇやＣａの添加後に添加した場合には、Ｍｇ、Ｃａのいずれかまたは、両方の歩留まりが低い。
【００６２】
【発明の効果】
本発明により、大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材の製造が可能となり、各種の溶接構造物の安全性が格段に向上した。また、本発明鋼を使用することで高能率溶接の適用範囲が広がり、溶接施工コストを大幅に低減することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＨＡＺ靭性に及ぼすγ粒径の影響を示す図である。
【図２】１４００℃加熱γ粒径に及ぼすピンニング粒子個数の影響を示す図である。
【図３】ピンニング粒子個数に及ぼす０．５〜５μｍの大きさの酸化物中Ｃａ／Ａｌの影響を示す図である。
【図４】１４００℃加熱ＨＡＺ靭性に及ぼす有効Ｔｉ量の影響を示す図である。
【図５】Ｍｇの添加歩留まりに及ぼすスラグ中のＴ．Ｆｅ＋ＭｎＯ濃度の影響を示す図である。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．０１％超〜０．０３％以下、
Ｔｉ：０．００７％〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ２以上存在し、さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物中に存在する不可避不純物であるＣａとＡｌの質量濃度の比Ｃａ／Ａｌの平均値が２未満であり、さらに、質量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１％〜＋０．００５％の範囲とすることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・ ・ ・（１）
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・ ・ ・（２） - 質量％で、
Ｃ：０．０３％〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．０１％超〜０．０３％以下、
Ｔｉ：０．００７％〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００１％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６％を含有し、
さらに、Ｃａ： ０．００４％以下、ＲＥＭ：０．００３％以下の内の１種又は２種を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ２以上存在し、さらに、０．５〜５μｍの大きさの酸化物中の質量濃度で表したＣａとＲＥＭの和とＡｌの比（Ｃａ＋ＲＥＭ）／Ａｌの平均値が２未満であり、さらに、質量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１％〜＋０．００５％の範囲としたことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２×（Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ）−３．４×Ｎ ・ ・ ・（１）
Ｏ−０．１７×ＲＥＭ−０．４×Ｃａ−０．６６×Ｍｇ−０．８９×Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４×Ｎ ・ ・ ・（２） - 質量％で、さらに、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。 - Ｍｇ添加前、あるいはＭｇおよびＣａを添加する場合はＭｇおよびＣａ添加前のスラグ中Ｔ．Ｆｅ＋ＭｎＯが１０質量％以下であることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
- Ｍｇ、Ｃａ以外の元素を添加した後にＭｇ、あるいはＭｇとＣａを添加することを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000083736A JP3699631B2 (ja) | 1999-03-25 | 2000-03-24 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8211999 | 1999-03-25 | ||
| JP11-82119 | 1999-03-25 | ||
| JP2000083736A JP3699631B2 (ja) | 1999-03-25 | 2000-03-24 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000336453A JP2000336453A (ja) | 2000-12-05 |
| JP3699631B2 true JP3699631B2 (ja) | 2005-09-28 |
Family
ID=26423138
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000083736A Expired - Fee Related JP3699631B2 (ja) | 1999-03-25 | 2000-03-24 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3699631B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5305709B2 (ja) * | 2008-03-28 | 2013-10-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐応力除去焼鈍特性と低温継手靭性に優れた高強度鋼板 |
-
2000
- 2000-03-24 JP JP2000083736A patent/JP3699631B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000336453A (ja) | 2000-12-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6245417B1 (ja) | 鋼材 | |
| JP2003213366A (ja) | 母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 | |
| CN116194610A (zh) | 焊接接头和焊接接头的制造方法 | |
| JP3699639B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP4074536B2 (ja) | 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材 | |
| JP2000319750A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた大入熱溶接用高張力鋼材 | |
| JP3699630B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2010507021A (ja) | 溶接部の加工性及び鋼材の耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JP3699624B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP3699631B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP3728130B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板 | |
| JP3699633B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JPH09310147A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 | |
| JP2002371338A (ja) | レーザー溶接部の靭性に優れた鋼 | |
| JP3403293B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 | |
| JP6627536B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP3711249B2 (ja) | 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた５００〜５５０ＭＰａ級の降伏強度を有する厚鋼板 | |
| JP4054139B2 (ja) | 耐火性と溶接熱影響部靭性に優れた鋼材とその製造方法 | |
| JP3481417B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板 | |
| JP4264179B2 (ja) | 加熱時のオーステナイト粒が小さい低炭素鋼連続鋳造鋳片 | |
| JP3522564B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板 | |
| WO2024127494A1 (ja) | 溶接継手および溶接構造体 | |
| JP3477054B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 | |
| JP2000234139A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 | |
| JP3541021B2 (ja) | 靭性に優れた鋼材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050215 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050418 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050705 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050708 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3699631 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080715 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090715 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090715 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100715 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110715 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120715 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130715 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130715 Year of fee payment: 8 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130715 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130715 Year of fee payment: 8 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130715 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |