JPH04173938A - 溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法 - Google Patents
溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法Info
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- JPH04173938A JPH04173938A JP29839490A JP29839490A JPH04173938A JP H04173938 A JPH04173938 A JP H04173938A JP 29839490 A JP29839490 A JP 29839490A JP 29839490 A JP29839490 A JP 29839490A JP H04173938 A JPH04173938 A JP H04173938A
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Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は船舶、海洋構造物、中高層ビル、貯槽等に使用
される溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法に
関するものである。
される溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法に
関するものである。
（従来の技術）
船舶、海洋構造物、中高層ビル、貯槽等の大型構造物の
建造においては、溶接施工能率の向上のために大入熱の
サブマージ了−り溶接、ニレガス溶接、エレスラ溶接等
の採用されることが多い。
建造においては、溶接施工能率の向上のために大入熱の
サブマージ了−り溶接、ニレガス溶接、エレスラ溶接等
の採用されることが多い。
しかし、一般に溶接継手部の靭性は溶接入熱量の増大に
つれて劣化する傾向にあるので、この面から入熱量が制
限されているのが実情である。
つれて劣化する傾向にあるので、この面から入熱量が制
限されているのが実情である。
この問題の解決のめに、これまて多くの研究がなされた
結果、鋼中に微細な窒化物あるいは酸化物を分散させる
ことによって、溶接後の冷却過程においてこれらを核と
して微細フェライトを生成させ、溶接熱影響部の組織を
微細化することによって、靭性の劣化か防止できるとい
う知見が得られている。具体例を示すと、鉄と鋼Ｖｏ１
．６１ Ｎｏ、 １１ ＰＩ３てはＴｉの窒化物に関す
る研究成果が公表され、また、特開昭６１〜７９７４５
号ではＴｉの酸化物を利用する技術が提案されている。
結果、鋼中に微細な窒化物あるいは酸化物を分散させる
ことによって、溶接後の冷却過程においてこれらを核と
して微細フェライトを生成させ、溶接熱影響部の組織を
微細化することによって、靭性の劣化か防止できるとい
う知見が得られている。具体例を示すと、鉄と鋼Ｖｏ１
．６１ Ｎｏ、 １１ ＰＩ３てはＴｉの窒化物に関す
る研究成果が公表され、また、特開昭６１〜７９７４５
号ではＴｉの酸化物を利用する技術が提案されている。
ただし、Ｔｉの窒化物に関しては、特開昭８１−７９７
４５号でも述へられているように、溶接部のうち最高到
達温度が１３５０″Ｃを超える部分では一部固溶してし
まうので、靭性劣化防止効果が低下してしまうという問
題がある。一方、Ｔｉの酸化物に関しては、溶接部のう
ち最高到達温度が１３５０°Ｃを超えてもほとんど固溶
することなく優れた靭性劣化防止効果があるとされてい
る。しかし、Ｔｉの酸化物を利用した鋼においても、入
熱量１０００ｋＪ／ｃｍのエレスラ溶接等極めて過酷な
条件の下では十分な靭性劣化防止効果を有するとは言い
難く、より一層の研究が待たれているのか現状である。
４５号でも述へられているように、溶接部のうち最高到
達温度が１３５０″Ｃを超える部分では一部固溶してし
まうので、靭性劣化防止効果が低下してしまうという問
題がある。一方、Ｔｉの酸化物に関しては、溶接部のう
ち最高到達温度が１３５０°Ｃを超えてもほとんど固溶
することなく優れた靭性劣化防止効果があるとされてい
る。しかし、Ｔｉの酸化物を利用した鋼においても、入
熱量１０００ｋＪ／ｃｍのエレスラ溶接等極めて過酷な
条件の下では十分な靭性劣化防止効果を有するとは言い
難く、より一層の研究が待たれているのか現状である。
（発明か解決しようとする課＠）
以上のような状況に鑑み、本発明はＴ１酸化物分散鋼の
溶製に際して、２次脱酸で溶鋼中の溶存０量を調整した
後、Ｔｉを添加することによって、Ｔｉ酸化物分散鋼の
溶接継手靭性をさらに改善し、例えば、入熱量１０００
ｋＪ／Ｃｍのエレスラ溶接等極めて過酷な条件の下でも
良好な溶接継手靭性を存する鋼の製造方法を提示するこ
とを目的とする。
溶製に際して、２次脱酸で溶鋼中の溶存０量を調整した
後、Ｔｉを添加することによって、Ｔｉ酸化物分散鋼の
溶接継手靭性をさらに改善し、例えば、入熱量１０００
ｋＪ／Ｃｍのエレスラ溶接等極めて過酷な条件の下でも
良好な溶接継手靭性を存する鋼の製造方法を提示するこ
とを目的とする。
（課題を解決するための手段）
本発明は、上記の課題を解決するために、Ｚｒによる２
次脱酸て溶鋼中の溶存０量を調整した後、Ｔｉを添加し
て、微細なＴｉ酸化物を鋼中に分散させることによって
、例えば、入熱量１０００ｋＪ／ｃｍのエレスラ溶接等
極めて過酷な条件の下でも良好な溶接継手靭性を有する
鋼の製造か可能であるという知見を得て完成されたもの
で、第１発明は、Ｃ：０゜０２〜０．２０％、Ｓｉ ：
０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
Ａｌ ：０．０１０％以下、Ｔｉ ：０．００５〜０．
０３０％、ＺｒＯ，００１〜０．０３０％を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を溶製するに際し
、溶鋼をＳｉ、Ｍｎ等で１次脱酸したのち成分調整を行
い、さらに、Ｚｒで溶鋼中の溶存０量が１０〜５０ｐｐ
ｍとなるまで２次脱酸を行い、その後、Ｔ１を添加し鋳
造する溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法で
ある。
次脱酸て溶鋼中の溶存０量を調整した後、Ｔｉを添加し
て、微細なＴｉ酸化物を鋼中に分散させることによって
、例えば、入熱量１０００ｋＪ／ｃｍのエレスラ溶接等
極めて過酷な条件の下でも良好な溶接継手靭性を有する
鋼の製造か可能であるという知見を得て完成されたもの
で、第１発明は、Ｃ：０゜０２〜０．２０％、Ｓｉ ：
０．０５〜０．８０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、
Ａｌ ：０．０１０％以下、Ｔｉ ：０．００５〜０．
０３０％、ＺｒＯ，００１〜０．０３０％を含有し、残
部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼を溶製するに際し
、溶鋼をＳｉ、Ｍｎ等で１次脱酸したのち成分調整を行
い、さらに、Ｚｒで溶鋼中の溶存０量が１０〜５０ｐｐ
ｍとなるまで２次脱酸を行い、その後、Ｔ１を添加し鋳
造する溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法で
ある。
第２発明は、Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ ：０．
０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ａｌ
：０．０１０％以下、Ｔｉ ：０．００５〜０．０３
０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３０％を含存し、さ
らに、Ｃｕ： ０．０５〜１．００％、Ｎｉ ：０．０
５〜２．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ
：０．０５〜１．００％、Ｎｂ：０．００５〜１．００
％、 Ｖ：０．００５〜１．００％、Ｂｏｏ、 ０００
３〜０゜００３０％の内から選んだ１種または２種以上
を含有し、残部Ｐｅおよび不可避不純物からなる鋼を溶
製するに際し、溶鋼をＳｉ、 Ｍｎ等で１次脱酸したの
ち成分調整を行い、さらに、Ｚｒで溶鋼中の溶存０量が
１０〜５０ｐｐｍとなるまで２次脱酸を行い、その後、
Ｔｉを添加し鋳造する溶接部の靭性の優れた溶接構造用
鋼の製造方法である。
０５〜０．２０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ａｌ
：０．０１０％以下、Ｔｉ ：０．００５〜０．０３
０％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０３０％を含存し、さ
らに、Ｃｕ： ０．０５〜１．００％、Ｎｉ ：０．０
５〜２．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ
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％、 Ｖ：０．００５〜１．００％、Ｂｏｏ、 ０００
３〜０゜００３０％の内から選んだ１種または２種以上
を含有し、残部Ｐｅおよび不可避不純物からなる鋼を溶
製するに際し、溶鋼をＳｉ、 Ｍｎ等で１次脱酸したの
ち成分調整を行い、さらに、Ｚｒで溶鋼中の溶存０量が
１０〜５０ｐｐｍとなるまで２次脱酸を行い、その後、
Ｔｉを添加し鋳造する溶接部の靭性の優れた溶接構造用
鋼の製造方法である。
（作用）
以下、本発明について発明者らの研究結果等に基づいて
詳述することにする。
詳述することにする。
本発明者らは、従来のＴ１酸化物分散鋼の析出物の粒度
分布を調査した。その結果を第１図に示す。なお、調査
した鋼の化学成分は０．０９Ｃ−０，１５Ｓｉ−１、５
０Ｍｎ−０，０１３Ｎｂ−０，０１４Ｔｉである。同図
からゎがるように、析出物は直径２０μｍ以下のものが
主体であるか、一部８０〜１８０μｍの粗大な析出物も
存在する。これらの析出物の組成を同定した結果、直径
２０μｍ以下のものは微量のＳｉ、 Ｍｎ、 ＡＩを含
有するＴｉの酸化物であるのに対し、直径８０−１８０
μｍのものは、微量のＭｎを含有するＳｉ酸化物である
ことが判明した。Ｓｉ酸化物については、Ｔｉ酸化物の
ような溶接後の空冷過程におけるフェライトの析出核と
しての機能は報告されておらず、したがって、Ｓｉ酸化
物は溶接継手靭性の改善に対して寄与することはないと
考えられる。むしろ、Ｓｉ酸化物は破壊の起点としての
作用が考えられ、Ｔｉ酸化物分散鋼の溶接継手靭性を阻
害していることが推察される。
分布を調査した。その結果を第１図に示す。なお、調査
した鋼の化学成分は０．０９Ｃ−０，１５Ｓｉ−１、５
０Ｍｎ−０，０１３Ｎｂ−０，０１４Ｔｉである。同図
からゎがるように、析出物は直径２０μｍ以下のものが
主体であるか、一部８０〜１８０μｍの粗大な析出物も
存在する。これらの析出物の組成を同定した結果、直径
２０μｍ以下のものは微量のＳｉ、 Ｍｎ、 ＡＩを含
有するＴｉの酸化物であるのに対し、直径８０−１８０
μｍのものは、微量のＭｎを含有するＳｉ酸化物である
ことが判明した。Ｓｉ酸化物については、Ｔｉ酸化物の
ような溶接後の空冷過程におけるフェライトの析出核と
しての機能は報告されておらず、したがって、Ｓｉ酸化
物は溶接継手靭性の改善に対して寄与することはないと
考えられる。むしろ、Ｓｉ酸化物は破壊の起点としての
作用が考えられ、Ｔｉ酸化物分散鋼の溶接継手靭性を阻
害していることが推察される。
粗大なＳ１酸化物の生成機構は明確ではないか、従来の
Ｔｉ酸化物分散鋼を溶製する際に生じた１次脱酸生成物
か鋼中に残存したものと推察される。
Ｔｉ酸化物分散鋼を溶製する際に生じた１次脱酸生成物
か鋼中に残存したものと推察される。
すなわち、従来のＴｉ酸化物分散鋼の溶製過程は概略つ
ぎの２過程に分けられる。
ぎの２過程に分けられる。
■Ｓｉ、 Ｍｎによる１次脱酸
■Ｔｉ添加
主に、Ｓ１酸化物からなる１次脱酸生成物の大部分は浮
上するかまたはＴｉにより還元され、最終的には鋼中の
酸化物はほとんどＴｉ酸化物となるが、Ｔｉの還元能力
（酸素との親和力）は必ずしも十分てなく、一部の１次
脱酸生成物は鋼中に残存するものと考えられる。
上するかまたはＴｉにより還元され、最終的には鋼中の
酸化物はほとんどＴｉ酸化物となるが、Ｔｉの還元能力
（酸素との親和力）は必ずしも十分てなく、一部の１次
脱酸生成物は鋼中に残存するものと考えられる。
以上の検討結果から、１次脱酸生成物の残存を防止する
ことにより微細なＴｉ酸化物を鋼中に分散させることか
可能であることが明らかである。
ことにより微細なＴｉ酸化物を鋼中に分散させることか
可能であることが明らかである。
発明者らは、１次脱酸生成物の残存防止法として、１次
脱酸後Ｔｉ添加前に、Ｔ１よりも０との親和力の強い元
素により２次脱酸を行い、粗大なＳｉ酸化物を完全に還
元してしまう方法を見出した。２次脱酸元素としては、
Ｃａ、 Ｃｅ、 Ｚｒ等か考えられるか、ここで注意を
要するのは、２次脱酸後のＴ１添加によりＴｉ酸化物を
生成させるために２次脱酸後においても所定の量の溶存
０を確保する必要のある点である。
脱酸後Ｔｉ添加前に、Ｔ１よりも０との親和力の強い元
素により２次脱酸を行い、粗大なＳｉ酸化物を完全に還
元してしまう方法を見出した。２次脱酸元素としては、
Ｃａ、 Ｃｅ、 Ｚｒ等か考えられるか、ここで注意を
要するのは、２次脱酸後のＴ１添加によりＴｉ酸化物を
生成させるために２次脱酸後においても所定の量の溶存
０を確保する必要のある点である。
そこて、発明者らは１次脱酸後、２次脱酸後の溶存Ｏ量
を変化させるために、溶鋼にＺｒを０．００５〜０．０
１５％添加して２次脱酸を行った後Ｔｉを添加した０、
０９Ｃ−０，１５ｓｉ−１，５０Ｍｎ−０，０１３Ｎ
ｂ−０，０１４Ｔｉ−０，００５〜０．０１５ Ｚｒ鋼
についてＴｉ酸化物の個数、直径および溶接継手靭性を
調べた。その結果を第２図に示す。なお、溶接継手靭性
は溶接熱サイクルを付与して調べた。溶接熱サイクル条
件は、１４５０°Ｃ×５秒加熱で、８００から５００°
Ｃまでの冷却時間は１６０秒である。
を変化させるために、溶鋼にＺｒを０．００５〜０．０
１５％添加して２次脱酸を行った後Ｔｉを添加した０、
０９Ｃ−０，１５ｓｉ−１，５０Ｍｎ−０，０１３Ｎ
ｂ−０，０１４Ｔｉ−０，００５〜０．０１５ Ｚｒ鋼
についてＴｉ酸化物の個数、直径および溶接継手靭性を
調べた。その結果を第２図に示す。なお、溶接継手靭性
は溶接熱サイクルを付与して調べた。溶接熱サイクル条
件は、１４５０°Ｃ×５秒加熱で、８００から５００°
Ｃまでの冷却時間は１６０秒である。
第２図はＴｉ酸化物の個数、直径および溶接継手靭性に
及ぼすＴｉ添加前の溶存０量の影響を示しており、同図
から明らかなように、溶存０量がｉｏｐｐｍ未満てはＴ
ｉ酸化物の個数か減少し溶接継手靭性が劣化する。また
、溶存０量が５０ｐｐｍを超えるとＴｉ酸化物の直径か
増大し同しく溶接継手靭性か劣化する。すなわち、良好
な溶接継手靭性を得るためには、Ｔｉ添加前の溶存０量
を１０〜５０ｐｐｍとする必要かある。
及ぼすＴｉ添加前の溶存０量の影響を示しており、同図
から明らかなように、溶存０量がｉｏｐｐｍ未満てはＴ
ｉ酸化物の個数か減少し溶接継手靭性が劣化する。また
、溶存０量が５０ｐｐｍを超えるとＴｉ酸化物の直径か
増大し同しく溶接継手靭性か劣化する。すなわち、良好
な溶接継手靭性を得るためには、Ｔｉ添加前の溶存０量
を１０〜５０ｐｐｍとする必要かある。
つぎに、溶存０量を制御する観点からＣａ、 Ｃｅ、Ｚ
ｒの０との溶解度積を調査した。その結果を第３図から
第５図に示す。これらの図かられかるように、Ｃａ （
第３図）およびＣｅ（第４図）は平衡する０濃度か極端
に低く、Ｔ１添加前の２次脱酸後の溶存０量を１０〜５
０ｐｐＨｌに制御することは事実上困難である。一方、
Ｚｒ（第５図）は平衡する０量が比較的高く２次脱酸元
素として使用可能である。
ｒの０との溶解度積を調査した。その結果を第３図から
第５図に示す。これらの図かられかるように、Ｃａ （
第３図）およびＣｅ（第４図）は平衡する０濃度か極端
に低く、Ｔ１添加前の２次脱酸後の溶存０量を１０〜５
０ｐｐＨｌに制御することは事実上困難である。一方、
Ｚｒ（第５図）は平衡する０量が比較的高く２次脱酸元
素として使用可能である。
第６図はＺｒによる２次脱酸の育無による析出物の粒度
分布の変化を示しており、同図かられかるように、Ｚｒ
による２次脱酸により粗大な析出物の生成は防止されて
いる。なお、鋼の成分は、２次脱酸有りは０．０９Ｃ−
０，１５Ｓｉ−１，５０Ｍｎ−０，０１３Ｎｂ−０，０
１４Ｔｉ−０，００７Ｚｒであり、２次脱酸無しは０．
０９Ｃ−０，１５Ｓｉ−１，５０Ｍｎ−０，０１３Ｎｂ
−０，０１４Ｔｉである。
分布の変化を示しており、同図かられかるように、Ｚｒ
による２次脱酸により粗大な析出物の生成は防止されて
いる。なお、鋼の成分は、２次脱酸有りは０．０９Ｃ−
０，１５Ｓｉ−１，５０Ｍｎ−０，０１３Ｎｂ−０，０
１４Ｔｉ−０，００７Ｚｒであり、２次脱酸無しは０．
０９Ｃ−０，１５Ｓｉ−１，５０Ｍｎ−０，０１３Ｎｂ
−０，０１４Ｔｉである。
また、上記２次脱酸有り無しの鋼に溶接熱サイクルを付
与して、溶接継手靭性を調へた。その結果を第７図に示
す。なお、溶接熱サイクル条件は、１４５０’ｃＸ５秒
加熱て、８００から５００°Ｃまでの冷却時間は１６０
秒である。
与して、溶接継手靭性を調へた。その結果を第７図に示
す。なお、溶接熱サイクル条件は、１４５０’ｃＸ５秒
加熱て、８００から５００°Ｃまでの冷却時間は１６０
秒である。
第７図は溶接継手靭性に及ぼすＺｒによる２次脱酸の影
響を示したものであり、同図かられかるように、Ｚｒに
よる２次脱酸によって溶接継手靭性は大幅に改善される
。
響を示したものであり、同図かられかるように、Ｚｒに
よる２次脱酸によって溶接継手靭性は大幅に改善される
。
以上の調査結果から、１次脱酸のあとＴｉを添加する前
に、Ｚｒによる２次脱酸を行い、粗大な１次脱酸生成物
をＺｒにより完全に還元することにより溶接継手靭性を
改善することかできる。また、この時２次脱酸後の溶存
０量を１０〜５０ｐｐｍに制御することにより、微細な
Ｔｉ酸化物を多数生成させ溶接継手靭性を改善すること
が可能である。
に、Ｚｒによる２次脱酸を行い、粗大な１次脱酸生成物
をＺｒにより完全に還元することにより溶接継手靭性を
改善することかできる。また、この時２次脱酸後の溶存
０量を１０〜５０ｐｐｍに制御することにより、微細な
Ｔｉ酸化物を多数生成させ溶接継手靭性を改善すること
が可能である。
つぎに、化学成分の限定理由について説明するＣは、強
度確保のために０．０２％以上の添加か必要であるが、
０．２０％を超えて添加すると溶接性を損なうので、添
加量は０．０２〜０．２０％の範囲とするＳｌは、１次
脱酸および強度確保のために０．０５％以上の添加か必
要であるか、０．８０％を超えて添加すると靭性か劣化
するので、添加量は０．０５〜０．８０％の範囲とする
。
度確保のために０．０２％以上の添加か必要であるが、
０．２０％を超えて添加すると溶接性を損なうので、添
加量は０．０２〜０．２０％の範囲とするＳｌは、１次
脱酸および強度確保のために０．０５％以上の添加か必
要であるか、０．８０％を超えて添加すると靭性か劣化
するので、添加量は０．０５〜０．８０％の範囲とする
。
Ｍｎは、強度確保のために０．５０％以上の添加か必要
であるが、２．００％を超えて添加すると溶接性を損な
うのて、添加量は０．５０〜２．００％の範囲とするＡ
ｌは、溶鋼中の溶存０を確保しＴｉ酸化物を生成させる
ために実質的に無添加とし、範囲としては０．０１０％
以下に限定する。
であるが、２．００％を超えて添加すると溶接性を損な
うのて、添加量は０．５０〜２．００％の範囲とするＡ
ｌは、溶鋼中の溶存０を確保しＴｉ酸化物を生成させる
ために実質的に無添加とし、範囲としては０．０１０％
以下に限定する。
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物を形成し溶接後の空冷過程において
微細なフェライトの生成核として作用することにより溶
接部の細粒化を図り、溶接継手を改善するために０．０
０５％以上の添加が必要であるか、０、０３０％を超え
て過度に添加するとＴ１酸化物か粗大化し、上記の効果
が消失するのみならず、逆に破壊の起点となり母材およ
び溶接継手部の靭性を害するのて、添加量は０．００５
〜０．０３０％の範囲とする。
微細なフェライトの生成核として作用することにより溶
接部の細粒化を図り、溶接継手を改善するために０．０
０５％以上の添加が必要であるか、０、０３０％を超え
て過度に添加するとＴ１酸化物か粗大化し、上記の効果
が消失するのみならず、逆に破壊の起点となり母材およ
び溶接継手部の靭性を害するのて、添加量は０．００５
〜０．０３０％の範囲とする。
Ｚｒは、先に述へたように、２次脱酸元素として粗大な
１次脱酸生成物を還元し、溶接継手靭性の改善を図るた
めに０．００１％以上の添加か必要であるか、０．０３
０％を超えて過度に添加すると粗大な酸化物を形成し母
材および溶接継手部の靭性を害するのて、添加量は０．
００１〜０．０３０％の範囲とする。
１次脱酸生成物を還元し、溶接継手靭性の改善を図るた
めに０．００１％以上の添加か必要であるか、０．０３
０％を超えて過度に添加すると粗大な酸化物を形成し母
材および溶接継手部の靭性を害するのて、添加量は０．
００１〜０．０３０％の範囲とする。
Ｃｕは、０．０５％以上の添加により高強度化にを効で
あるが、過多に添加すると溶接性を損なうとともに熱間
割れの問題も生じるのて、添加量は０．０５〜１．００
％の範囲とする。
あるが、過多に添加すると溶接性を損なうとともに熱間
割れの問題も生じるのて、添加量は０．０５〜１．００
％の範囲とする。
Ｎｉは、０．０５％以上の添加により強度と靭性を同時
に高める効果があるか、過度に添加すると効果か飽和し
、製造コストも大幅に上昇するので、添加量は０．０５
〜２．００％の範囲とする。
に高める効果があるか、過度に添加すると効果か飽和し
、製造コストも大幅に上昇するので、添加量は０．０５
〜２．００％の範囲とする。
Ｃｒは、０．０５％以上の添加により強度上昇の効果か
あるが、１．００％を超えて添加すると溶接性を損なう
ので、添加量は０．０５〜１．００％の範囲とする。
あるが、１．００％を超えて添加すると溶接性を損なう
ので、添加量は０．０５〜１．００％の範囲とする。
ＭＯは、０．０５％以上の添加により強度上昇に有効で
あるか、１．００％を超えて過度に添加すると溶接性を
損なうのて、添加量は０．０５〜１．００％の範囲とす
る。
あるか、１．００％を超えて過度に添加すると溶接性を
損なうのて、添加量は０．０５〜１．００％の範囲とす
る。
Ｎｂは、ｏ、 ｏｏｓ％以上の添加により強度上昇に有
効であるか、１．００％を超えて過度に添加すると溶接
性を損なうので、添加量は０．００５〜１．００％の範
囲とする。
効であるか、１．００％を超えて過度に添加すると溶接
性を損なうので、添加量は０．００５〜１．００％の範
囲とする。
■は、０．００５％以上の添加で強度上昇に有効である
が、Ｑ、１００％を超えて過度に添加すると溶接性を損
なうので、添加量はｏ、 ｏｏｓ〜ｏ、ｉｏｏ％の範囲
とする。
が、Ｑ、１００％を超えて過度に添加すると溶接性を損
なうので、添加量はｏ、 ｏｏｓ〜ｏ、ｉｏｏ％の範囲
とする。
Ｂは、０．０００３％以上の添加により強度上昇に有効
であるとともに、溶接部の靭性改善に有効であるが、０
．００３０％を超えて過度に添加しても効果か飽和する
ので、添加量は０．０００３〜０．００３０％の範囲と
する。
であるとともに、溶接部の靭性改善に有効であるが、０
．００３０％を超えて過度に添加しても効果か飽和する
ので、添加量は０．０００３〜０．００３０％の範囲と
する。
（実施例）
以下に、実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明は
これら実施例によって何ら限定されるものではない。
これら実施例によって何ら限定されるものではない。
本発明法の供試鋼板は第１表に示すように、Ｚｒで２次
脱酸を行い、溶存０量を１５〜２２ｐｐｍに調整したも
のであり、一方、比較例の供試鋼板はＺｒで２次脱酸を
行い、溶存Ｏ量を３ｐｐｍと６３ｐｐｍにしたものおよ
び２ｒによる２次脱酸を行わながったものである。これ
らの鋼板から試験片を採取し、エレスラ溶接継手部のシ
ャルビ衝撃試験を行った。その結果を溶製条件とともに
第１表に併記する。なお、板厚はいずれも５０ｍｍで、
溶接入熱は１０００ｋＪ／ｃｍである。
脱酸を行い、溶存０量を１５〜２２ｐｐｍに調整したも
のであり、一方、比較例の供試鋼板はＺｒで２次脱酸を
行い、溶存Ｏ量を３ｐｐｍと６３ｐｐｍにしたものおよ
び２ｒによる２次脱酸を行わながったものである。これ
らの鋼板から試験片を採取し、エレスラ溶接継手部のシ
ャルビ衝撃試験を行った。その結果を溶製条件とともに
第１表に併記する。なお、板厚はいずれも５０ｍｍで、
溶接入熱は１０００ｋＪ／ｃｍである。
（以下余白）
第１表に示すように、Ｎ００１〜４は本発明法による鋼
であり、いずれもエレスラ溶接継手ボンド部のシャルル
ピ吸収エネルギ（ＶＢ−４０）は１０ｋｇｆ −ｍ以上
であり極めて優れた靭性を示している。これに対して、
比較例のＺｒによる２次脱酸を行ってない鋼Ｎｏ、５．
６およびＺ「による２次脱酸は行っているがＴｉ添加前
の溶存０量が本発明の限定条件範囲のｌθ〜５０ｐｐｍ
を外れている鋼Ｎ０８７．８はいずれも溶接継手靭性改
善に必要な十分な微細なＴｉ酸化物が得られず、ｖＥ−
ａ。は５ｋｇｆ −ｍ以下である。
であり、いずれもエレスラ溶接継手ボンド部のシャルル
ピ吸収エネルギ（ＶＢ−４０）は１０ｋｇｆ −ｍ以上
であり極めて優れた靭性を示している。これに対して、
比較例のＺｒによる２次脱酸を行ってない鋼Ｎｏ、５．
６およびＺ「による２次脱酸は行っているがＴｉ添加前
の溶存０量が本発明の限定条件範囲のｌθ〜５０ｐｐｍ
を外れている鋼Ｎ０８７．８はいずれも溶接継手靭性改
善に必要な十分な微細なＴｉ酸化物が得られず、ｖＥ−
ａ。は５ｋｇｆ −ｍ以下である。
（発明の効果）
以上説明したように本発明は鋼溶製時に、溶鋼を１次脱
酸し成分調整した後、Ｚｒで２次脱酸し溶鋼中の溶存０
量を制御し、その後、Ｔｉを添加して鋼中に微細なＴｉ
酸化物を生成させもので、このＴｉ酸化物が溶接後の冷
却過程において、これを核として微細フェライトを生成
させ、溶接熱影響部の組織を微細化することによって、
溶接継手靭性の改善に大きく作用する。したがって、本
発明は、エレスラ溶接等の大入熱溶接継手部の靭性が優
れた鋼材の製造に大きな効果をもたらすものである
酸し成分調整した後、Ｚｒで２次脱酸し溶鋼中の溶存０
量を制御し、その後、Ｔｉを添加して鋼中に微細なＴｉ
酸化物を生成させもので、このＴｉ酸化物が溶接後の冷
却過程において、これを核として微細フェライトを生成
させ、溶接熱影響部の組織を微細化することによって、
溶接継手靭性の改善に大きく作用する。したがって、本
発明は、エレスラ溶接等の大入熱溶接継手部の靭性が優
れた鋼材の製造に大きな効果をもたらすものである
第１図は従来のＴｉ酸化物分散鋼の析出物の粒度分布を
、第２図はＴｉ酸化物の個数、直径および溶接継手靭性
に及ぼすＴｉ添加前の溶存０量の影響を、第３図はＣａ
の溶解度積を、第４図はＣｅの溶解度積を、第５図はＺ
ｒの溶解度積を、第６図はＺｒによる２次脱酸の有無に
よる析出物の粒度分布の変化を、第７図は溶接継手靭性
に及ぼすＺｒによる２次脱酸の影響を示す図である。 特許出願人 株式会社 神戸製鋼所 代 理 人 弁理士 金丸 章− 第１図 析出物直径（Ｐｍ） 第２図 Ｔｉ捧加前溶存０ （ｐｐｍ ） 第３図 Ｃａ（ｐｐｍ） 第４図 Ｃｅ （ｐｔ）ｍ） 菓５図 Ｚｒ（ｐｐｍ） 第６図 ０ ５０ １００ １５０ ０ ５０
１ｏｏ ４５０ ２００析出物直径（８ｍ）
、第２図はＴｉ酸化物の個数、直径および溶接継手靭性
に及ぼすＴｉ添加前の溶存０量の影響を、第３図はＣａ
の溶解度積を、第４図はＣｅの溶解度積を、第５図はＺ
ｒの溶解度積を、第６図はＺｒによる２次脱酸の有無に
よる析出物の粒度分布の変化を、第７図は溶接継手靭性
に及ぼすＺｒによる２次脱酸の影響を示す図である。 特許出願人 株式会社 神戸製鋼所 代 理 人 弁理士 金丸 章− 第１図 析出物直径（Ｐｍ） 第２図 Ｔｉ捧加前溶存０ （ｐｐｍ ） 第３図 Ｃａ（ｐｐｍ） 第４図 Ｃｅ （ｐｔ）ｍ） 菓５図 Ｚｒ（ｐｐｍ） 第６図 ０ ５０ １００ １５０ ０ ５０
１ｏｏ ４５０ ２００析出物直径（８ｍ）
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０
．８０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．０
１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｚｒ：
０．００１〜０．０３０％を含有し、残部Ｆｅおよび不
可避不純物からなる鋼を溶製するに際し、溶鋼をＳｉ、
Ｍｎ等で１次脱酸したのち成分調整を行い、さらに、Ｚ
ｒで溶鋼中の溶存０量が１０〜５０ｐｐｍとなるまで２
次脱酸を行い、その後、Ｔｉを添加し鋳造することを特
徴とする溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法
。 - （２）Ｃ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０
．２０％、Ｍｎ：０．５０〜２．００％、Ａｌ：０．０
１０％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｚｒ：
０．０００５〜０．０３０％を含有し、さらに、Ｃｕ：
０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜２．００％、
Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜１．０
０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．００
５〜０．１００％、Ｂ：０．０００３〜０．００３０％
の内から選んだ１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅ
および不可避不純物からなる鋼を溶製するに際し、溶鋼
をＳｉ、Ｍｎ等で１次脱酸したのち成分調整を行い、さ
らに、Ｚｒで溶鋼中の溶存０量が１０〜５０ｐｐｍとな
るまで２次脱酸を行い、その後、Ｔｉを添加し鋳造する
ことを特徴とする溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29839490A JPH04173938A (ja) | 1990-11-02 | 1990-11-02 | 溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29839490A JPH04173938A (ja) | 1990-11-02 | 1990-11-02 | 溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04173938A true JPH04173938A (ja) | 1992-06-22 |
Family
ID=17859134
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29839490A Pending JPH04173938A (ja) | 1990-11-02 | 1990-11-02 | 溶接部の靭性の優れた溶接構造用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04173938A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0589435A2 (en) * | 1992-09-24 | 1994-03-30 | Nippon Steel Corporation | Refractory shape steel material containing oxide and process for producing rolled shape steel of said material |
-
1990
- 1990-11-02 JP JP29839490A patent/JPH04173938A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0589435A2 (en) * | 1992-09-24 | 1994-03-30 | Nippon Steel Corporation | Refractory shape steel material containing oxide and process for producing rolled shape steel of said material |
| EP0589435A3 (en) * | 1992-09-24 | 1994-09-14 | Nippon Steel Corp | Refractory shape steel material containing oxide and process for producing rolled shape steel of said material |
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