JPH0711381A - 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 - Google Patents
溶接熱影響部靱性に優れた鋼材Info
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- JPH0711381A JPH0711381A JP17761493A JP17761493A JPH0711381A JP H0711381 A JPH0711381 A JP H0711381A JP 17761493 A JP17761493 A JP 17761493A JP 17761493 A JP17761493 A JP 17761493A JP H0711381 A JPH0711381 A JP H0711381A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 分散質粒子組成を制御し、低Ａｌ−酸化物分
散鋼において、優れた母材靱性およびＨＡＺ靱性を示す
鋼の安定な製造。 【構成】 重量％で、Ｃ：０. ０１〜０. ２５、Ｓｉ：
０. ６以下、Ｍｎ：０. ３〜２. ２、Ｐ：０. ０２以
下、Ｓ：０. ００１〜０. ０１０、Ｎ：０. ００１０〜
０. ００７５、Ｏ：０. ００１０〜０. ０１１、sol.Ａ
ｌ：０. ０５以下、insol.Ａｌ：０. ００１〜０. ００
７、sol.Ｔｉ：０. ００３〜０. １２、insol.Ｔｉ：
０. ００１〜０. ０１７で、かつ、−０. ００２５≦Ｎ
−（sol．Ｔｉ／３. ４）≦０. ００３０を満足し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、さらに、径３０
μｍを超える大きさの介在物が、鋼片研磨面１ｍｍ２当
たり平均で０. ３個未満である、溶接熱影響部靱性に優
れた鋼材。
散鋼において、優れた母材靱性およびＨＡＺ靱性を示す
鋼の安定な製造。 【構成】 重量％で、Ｃ：０. ０１〜０. ２５、Ｓｉ：
０. ６以下、Ｍｎ：０. ３〜２. ２、Ｐ：０. ０２以
下、Ｓ：０. ００１〜０. ０１０、Ｎ：０. ００１０〜
０. ００７５、Ｏ：０. ００１０〜０. ０１１、sol.Ａ
ｌ：０. ０５以下、insol.Ａｌ：０. ００１〜０. ００
７、sol.Ｔｉ：０. ００３〜０. １２、insol.Ｔｉ：
０. ００１〜０. ０１７で、かつ、−０. ００２５≦Ｎ
−（sol．Ｔｉ／３. ４）≦０. ００３０を満足し、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、さらに、径３０
μｍを超える大きさの介在物が、鋼片研磨面１ｍｍ２当
たり平均で０. ３個未満である、溶接熱影響部靱性に優
れた鋼材。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、橋梁、造船、建築等で
用いられる溶接用鋼、製管時に溶接施工の必要となるラ
インパイプ用鋼等、特に優れた溶接熱影響部靱性が要求
される溶接鋼材に関するものである。
用いられる溶接用鋼、製管時に溶接施工の必要となるラ
インパイプ用鋼等、特に優れた溶接熱影響部靱性が要求
される溶接鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に鋼材を溶接すると、溶接熱影響部
（以下ＨＡＺと呼ぶ）では結晶粒が粗大化して靱性が劣
化し、溶接構造物の性能を低下させることが知られてい
る。この、ＨＡＺ靱性を向上すべく、これまでに数多く
の試みがなされている。
（以下ＨＡＺと呼ぶ）では結晶粒が粗大化して靱性が劣
化し、溶接構造物の性能を低下させることが知られてい
る。この、ＨＡＺ靱性を向上すべく、これまでに数多く
の試みがなされている。
【０００３】その中で、特公昭５５−４７１００号公報
の鋼では、低Ａｌ化によるγ−α変態の促進効果と、Ｔ
ｉ、Ｂの複合添加、Ｎ量の制御を組み合わせて、ＨＡＺ
靱性の改善を行うことを提案している。この場合、Ｂは
ＨＡＺ部で冷却中にＢＮの形でγ粒内に析出し、γ−α
変態のγ粒内の核生成サイトとして機能するため、γ粒
が著しく粗大化する超大入熱溶接に際しても、そのＨＡ
Ｚ部靱性を維持することができる。
の鋼では、低Ａｌ化によるγ−α変態の促進効果と、Ｔ
ｉ、Ｂの複合添加、Ｎ量の制御を組み合わせて、ＨＡＺ
靱性の改善を行うことを提案している。この場合、Ｂは
ＨＡＺ部で冷却中にＢＮの形でγ粒内に析出し、γ−α
変態のγ粒内の核生成サイトとして機能するため、γ粒
が著しく粗大化する超大入熱溶接に際しても、そのＨＡ
Ｚ部靱性を維持することができる。
【０００４】しかし、靱性の確保に、ＴｉＮに加えて、
ＢＮを利用するため、製造時にＢ，Ｎ，Ｔｉ，Ａｌ等の
元素の添加量を正確にコントロールしなければ、析出物
として固定されないＢが増加し、かえってＨＡＺ靱性を
悪化させるという危険をはらみ、また、比較的多くのＮ
を含有するため、鋼の高温延性を悪化させ、連続鋳造を
難しくする等の実製造の上での困難がつきまとう。
ＢＮを利用するため、製造時にＢ，Ｎ，Ｔｉ，Ａｌ等の
元素の添加量を正確にコントロールしなければ、析出物
として固定されないＢが増加し、かえってＨＡＺ靱性を
悪化させるという危険をはらみ、また、比較的多くのＮ
を含有するため、鋼の高温延性を悪化させ、連続鋳造を
難しくする等の実製造の上での困難がつきまとう。
【０００５】また、特開昭５７−５１２４３号公報、特
開昭５９−１８５７６０号公報等を初めとする一連の特
許は、低Ａｌ系成分の選択、ＴｉＮ利用に加えて、ＢＮ
に代えてＴｉ酸化物もしくはＴｉ酸化物とＭｎＳ等の複
合体を分散させ、これら分散質をフェライトの析出核と
して機能させることにより、ＨＡＺ靱性を向上させると
いう、低Ａｌ−Ｔｉオキサイド分散鋼とも呼べる手段を
提案している。
開昭５９−１８５７６０号公報等を初めとする一連の特
許は、低Ａｌ系成分の選択、ＴｉＮ利用に加えて、ＢＮ
に代えてＴｉ酸化物もしくはＴｉ酸化物とＭｎＳ等の複
合体を分散させ、これら分散質をフェライトの析出核と
して機能させることにより、ＨＡＺ靱性を向上させると
いう、低Ａｌ−Ｔｉオキサイド分散鋼とも呼べる手段を
提案している。
【０００６】この手段は、必ずしも特公昭５５−４７１
００号公報の鋼を上回るＨＡＺ性能を与えるものではな
いが、Ｂを必須としないため、ラインパイブ用材料とし
ての使用も可能で、この点はより好ましい。
００号公報の鋼を上回るＨＡＺ性能を与えるものではな
いが、Ｂを必須としないため、ラインパイブ用材料とし
ての使用も可能で、この点はより好ましい。
【０００７】しかし、特開昭６０−２４５７６８号公
報、特開昭６１−７９７４５号公報、特開昭６２−１８
４２号公報等で開示されているごとく、そのような鋼材
の製造においては、Ａｌよりも脱酸力の弱いＴｉで、最
終脱酸を行いつつ、ＨＡＺ靱性改善に必要なだけの酸化
物を分散させなければならない。このような場合、製品
鋼中の酸素活量を充分に下げることは容易ではなく、鋼
質劣化を起こしやすくなる。
報、特開昭６１−７９７４５号公報、特開昭６２−１８
４２号公報等で開示されているごとく、そのような鋼材
の製造においては、Ａｌよりも脱酸力の弱いＴｉで、最
終脱酸を行いつつ、ＨＡＺ靱性改善に必要なだけの酸化
物を分散させなければならない。このような場合、製品
鋼中の酸素活量を充分に下げることは容易ではなく、鋼
質劣化を起こしやすくなる。
【０００８】すなわち、ＨＡＺ靱性改善のためには、鋼
中にはＴｉオキサイドが含有されなければならないが、
Ｔｉオキサイドは鋼中の酸素源となり得るため、鋼質劣
化の原因ともなり得る。これを防ぐためには、Ｔｉを過
剰に添加して、酸化物を形成していないＴｉ量を増やさ
なければならない。一方で、このような過剰Ｔｉは、母
材靱性・ＨＡＺ共に悪化させるため、特に溶接用鋼材に
おいては多量に存在してはならない。このように、望ま
しい性能を得るためには、Ｔｉ量は、この互いに矛盾す
る要求を満足する値に制御されなければならない。
中にはＴｉオキサイドが含有されなければならないが、
Ｔｉオキサイドは鋼中の酸素源となり得るため、鋼質劣
化の原因ともなり得る。これを防ぐためには、Ｔｉを過
剰に添加して、酸化物を形成していないＴｉ量を増やさ
なければならない。一方で、このような過剰Ｔｉは、母
材靱性・ＨＡＺ共に悪化させるため、特に溶接用鋼材に
おいては多量に存在してはならない。このように、望ま
しい性能を得るためには、Ｔｉ量は、この互いに矛盾す
る要求を満足する値に制御されなければならない。
【０００９】特開平２−１７５８１５号公報はこの点を
考慮して、Ｔｉと化合物を形成する、Ｏ、Ｎ等の含有量
とＴｉとの間に、適当な関係式を与えて、その最適範囲
を規定している。
考慮して、Ｔｉと化合物を形成する、Ｏ、Ｎ等の含有量
とＴｉとの間に、適当な関係式を与えて、その最適範囲
を規定している。
【００１０】しかしながら、この関係式には、実際には
無視できない量の酸素を固定している酸化アルミの影響
が全く考慮されていない。しかも、全体としてＴｉ過小
の範囲を規定しており、鋼中Ｔｉが全てＴｉオキサイド
の場合すら含んでおり、脱酸不足による鋼質劣化を招く
可能性が高く、はなはだ危険である。
無視できない量の酸素を固定している酸化アルミの影響
が全く考慮されていない。しかも、全体としてＴｉ過小
の範囲を規定しており、鋼中Ｔｉが全てＴｉオキサイド
の場合すら含んでおり、脱酸不足による鋼質劣化を招く
可能性が高く、はなはだ危険である。
【００１１】このような事情のため、低Ａｌ−Ｔｉオキ
サイド分散鋼において、望まれる性能を安定して発揮さ
せることは難しく、このような状況の改善が必要であっ
た。
サイド分散鋼において、望まれる性能を安定して発揮さ
せることは難しく、このような状況の改善が必要であっ
た。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】以上のような現状に鑑
み、本発明の目的とするところは、分散質粒子組成を制
御し、最適製造条件・成分範囲を決定することにより、
低Ａｌ−酸化物分散鋼において、優れた母材靱性および
ＨＡＺ靱性を示す鋼を安定して製造するための手段を得
ることにある。
み、本発明の目的とするところは、分散質粒子組成を制
御し、最適製造条件・成分範囲を決定することにより、
低Ａｌ−酸化物分散鋼において、優れた母材靱性および
ＨＡＺ靱性を示す鋼を安定して製造するための手段を得
ることにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明者らは課題を解決
するために鋭意検討を加えた結果、次の事実を見いだし
た。
するために鋭意検討を加えた結果、次の事実を見いだし
た。
【００１４】従来、低Ａｌ−Ｔｉオキサイド分散鋼中
で、Ｔｉオキサイドを形成していないＴｉに対しては、
ＨＡＺ靱性悪化原因としての認識はあまり強くなく、Ｔ
ｉＮを形成させることによってむしろＨＡＺ靱性を改善
するとの見方すらあった。
で、Ｔｉオキサイドを形成していないＴｉに対しては、
ＨＡＺ靱性悪化原因としての認識はあまり強くなく、Ｔ
ｉＮを形成させることによってむしろＨＡＺ靱性を改善
するとの見方すらあった。
【００１５】しかしながら、本発明者らは、これが誤り
であり、過剰なＴｉは、たとえＴｉＮを形成していて
も、低Ａｌ−Ｔｉオキサイド分散鋼においては、γ−α
変態を阻害し、ＨＡＺ組織の微細化を阻害することを見
いだした。すなわち、低Ａｌ−Ｔｉオキサイド分散鋼に
おいて、ＴｉオキサイドとならないＴｉ量を脱酸不足を
起こさない程度に低く抑えることにより、ＨＡＺ靱性は
一層向上する。
であり、過剰なＴｉは、たとえＴｉＮを形成していて
も、低Ａｌ−Ｔｉオキサイド分散鋼においては、γ−α
変態を阻害し、ＨＡＺ組織の微細化を阻害することを見
いだした。すなわち、低Ａｌ−Ｔｉオキサイド分散鋼に
おいて、ＴｉオキサイドとならないＴｉ量を脱酸不足を
起こさない程度に低く抑えることにより、ＨＡＺ靱性は
一層向上する。
【００１６】従来、無効果の介在物との認識で、単に
低減しか考えられていなかった酸化アルミニウムが、母
材靱性とＨＡＺ靱性を両立させるためには必須で、最適
量がある。すなわち、鋼中全酸素量が同じならば、その
殆どをＴｉオキサイドの形で固定するよりも、一部をア
ルミナの形で固定した方が、優れた母材靱性が得られ、
しかもアルミナ量、すなわちinsol.Al量が限度を越えな
ければ、Ｔｉオキサイド分散の効果は失われない。
低減しか考えられていなかった酸化アルミニウムが、母
材靱性とＨＡＺ靱性を両立させるためには必須で、最適
量がある。すなわち、鋼中全酸素量が同じならば、その
殆どをＴｉオキサイドの形で固定するよりも、一部をア
ルミナの形で固定した方が、優れた母材靱性が得られ、
しかもアルミナ量、すなわちinsol.Al量が限度を越えな
ければ、Ｔｉオキサイド分散の効果は失われない。
【００１７】本発明は、これらの事実に基づいてなされ
たものであり、上記の解決すべき課題に対して、（１）
重量％で、Ｃ：０. ０１〜０. ２５％、Ｓｉ：０. ６％
以下、Ｍｎ：０.３〜２. ２％、Ｐ：０. ０２％以下、
Ｓ：０. ００１〜０. ０１０％、Ｎ：０.００１０〜０.
００７５％、Ｏ：０. ００１０〜０. ０１１％、sol.
Ａｌ：０.００５％以下、insol.Ａｌ：０. ００１〜０.
００７％、sol.Ｔｉ：０. ００３〜０. ０１２％、ins
ol.Ｔｉ：０. ００１〜０. ０１７％、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物よりなる組成を有し、かつ、Ｎ、sol.Ｔ
ｉが制限式、
たものであり、上記の解決すべき課題に対して、（１）
重量％で、Ｃ：０. ０１〜０. ２５％、Ｓｉ：０. ６％
以下、Ｍｎ：０.３〜２. ２％、Ｐ：０. ０２％以下、
Ｓ：０. ００１〜０. ０１０％、Ｎ：０.００１０〜０.
００７５％、Ｏ：０. ００１０〜０. ０１１％、sol.
Ａｌ：０.００５％以下、insol.Ａｌ：０. ００１〜０.
００７％、sol.Ｔｉ：０. ００３〜０. ０１２％、ins
ol.Ｔｉ：０. ００１〜０. ０１７％、残部Ｆｅおよび
不可避的不純物よりなる組成を有し、かつ、Ｎ、sol.Ｔ
ｉが制限式、
【数１】 −０. ００２５≦Ｎ−（sol.Ｔｉ／３. ４）≦０. ００３０ ……（Ａ） を満足する範囲内にあり、なおかつ、径３０μｍを超え
る大きさの介在物が、鋼片研磨面１mm2 当たり平均で
０. ３個未満であることを特徴とする、溶接熱影響部靱
性に優れた鋼材。をその解決手段の１とし、
る大きさの介在物が、鋼片研磨面１mm2 当たり平均で
０. ３個未満であることを特徴とする、溶接熱影響部靱
性に優れた鋼材。をその解決手段の１とし、
【００１８】（２）請求項１に記載の鋼が更に、Ｃｒ：
１. ０％、Ｍｏ：０. ７％以下、Ｎｂ：０. ０８％、Ｃ
ｕ：２. ０％以下、Ｎｉ：２. ０％以下、Ｖ：０. １０
％以下、Ｂ：０. ００２０％以下の内の１種以上を含む
ことを特徴とする、上記（１）記載の溶接熱影響部靱性
に優れた鋼材。をその解決手段の２とする。
１. ０％、Ｍｏ：０. ７％以下、Ｎｂ：０. ０８％、Ｃ
ｕ：２. ０％以下、Ｎｉ：２. ０％以下、Ｖ：０. １０
％以下、Ｂ：０. ００２０％以下の内の１種以上を含む
ことを特徴とする、上記（１）記載の溶接熱影響部靱性
に優れた鋼材。をその解決手段の２とする。
【００１９】
【作 用】先に述べた過剰Ｔｉの値としては、酸素は全
てＴｉ2Ｏ3形で固定されていると考えて、total Ｔｉ量
から酸素量分を差し引いて見積もる方法が考えられる
が、実際には、Ｔｉは必ずしも化学量論的に酸化物を形
成しているとは限らず、正しい計算は行えない上に、本
発明では、酸化Ａｌの存在を必須としているため、過剰
Ｔｉの見積には大きなズレが生じる。
てＴｉ2Ｏ3形で固定されていると考えて、total Ｔｉ量
から酸素量分を差し引いて見積もる方法が考えられる
が、実際には、Ｔｉは必ずしも化学量論的に酸化物を形
成しているとは限らず、正しい計算は行えない上に、本
発明では、酸化Ａｌの存在を必須としているため、過剰
Ｔｉの見積には大きなズレが生じる。
【００２０】そこで、本発明においては、塩酸等の酸化
力のない強酸に対して溶解する部分（以下sol.Ｔｉ：過
剰Ｔｉに相当）と、溶解しない部分（以下insol.Ｔｉ：
酸化物部分に相当) に分け、これらを酸化物以外の形で
鋼中に含有される部分と、酸化物の形で鋼中に含有され
る部分と見なす。
力のない強酸に対して溶解する部分（以下sol.Ｔｉ：過
剰Ｔｉに相当）と、溶解しない部分（以下insol.Ｔｉ：
酸化物部分に相当) に分け、これらを酸化物以外の形で
鋼中に含有される部分と、酸化物の形で鋼中に含有され
る部分と見なす。
【００２１】従来公知の、Ｔｉ−Ｎ量のバランスについ
ても、単なるＴｉ−Ｎのバランスではなく、式（Ａ）に
示したごとく、sol.ＴｉとＮ量のバランスとして管理す
る必要が生じる。
ても、単なるＴｉ−Ｎのバランスではなく、式（Ａ）に
示したごとく、sol.ＴｉとＮ量のバランスとして管理す
る必要が生じる。
【００２２】この、［Ｎ−（sol.Ｔｉ／３. ４）］は−
０. ００２５から０. ００３０の範囲に納めるべきであ
る。−０. ００２５を下回る場合には、ＨＡＺ組織の微
細化が阻害されるか、ＨＡＺ組織は微細化されても、Ｔ
ｉＣが形成されるため、ＨＡＺ靱性は良好ではない。
０. ００３０を上回る場合には、過剰のＮのため、鋼の
高温延性が悪化し、製造上の困難を来す。
０. ００２５から０. ００３０の範囲に納めるべきであ
る。−０. ００２５を下回る場合には、ＨＡＺ組織の微
細化が阻害されるか、ＨＡＺ組織は微細化されても、Ｔ
ｉＣが形成されるため、ＨＡＺ靱性は良好ではない。
０. ００３０を上回る場合には、過剰のＮのため、鋼の
高温延性が悪化し、製造上の困難を来す。
【００２３】なお、insol.Ti、insol.Alの添加法として
は、Ｔｉ、Ａｌによって鋼を脱酸し、生成したＴｉオキ
サイド、Ａｌオキサイドを利用するのが好ましい。これ
は、単に外部からチタニア、アルミナを添加したのみで
は、たとえそれらが鋼中にうまく分散したとしても、Ｈ
ＡＺ靱性改善には必ずしも有効に寄与しないからであ
る。
は、Ｔｉ、Ａｌによって鋼を脱酸し、生成したＴｉオキ
サイド、Ａｌオキサイドを利用するのが好ましい。これ
は、単に外部からチタニア、アルミナを添加したのみで
は、たとえそれらが鋼中にうまく分散したとしても、Ｈ
ＡＺ靱性改善には必ずしも有効に寄与しないからであ
る。
【００２４】また、Ｔｉ、Ａｌ添加による脱酸を行って
insol.Ｔｉ、insol.Ａｌを含む鋼を製造する場合、凝固
時の冷却速度が、およそ０. ３℃／min 以上であれば、
製品のＨＡＺ靱性は確保される。ただし、この冷却速度
は、現在鉄鋼製品の製造において一般的である連続鋳造
装置を用いて、通常の操業条件で鋳造する限り、容易に
達成される値であるため、本発明の限定条件には加えな
い。
insol.Ｔｉ、insol.Ａｌを含む鋼を製造する場合、凝固
時の冷却速度が、およそ０. ３℃／min 以上であれば、
製品のＨＡＺ靱性は確保される。ただし、この冷却速度
は、現在鉄鋼製品の製造において一般的である連続鋳造
装置を用いて、通常の操業条件で鋳造する限り、容易に
達成される値であるため、本発明の限定条件には加えな
い。
【００２５】また、直径５〜１０μｍ程度の比較的粗大
な介在物が含まれる場合でも、大型の介在物は、より多
量のフェライトを析出させ、ＨＡＺ靱性改善に寄与する
傾向があるため、形状さえ球形であれば、必ずしもＨＡ
Ｚ靱性悪化には直結しない。場合によっては、このよう
な中程度の大きさの介在物を分散させた方が良好なＨＡ
Ｚ靱性を示すことがある。
な介在物が含まれる場合でも、大型の介在物は、より多
量のフェライトを析出させ、ＨＡＺ靱性改善に寄与する
傾向があるため、形状さえ球形であれば、必ずしもＨＡ
Ｚ靱性悪化には直結しない。場合によっては、このよう
な中程度の大きさの介在物を分散させた方が良好なＨＡ
Ｚ靱性を示すことがある。
【００２６】しかしながら、直径３０μｍを越える過度
に粗大な介在物が鋼中に、０. ３個／mm2以上分散する
場合、その介在物が破壊の起点となって靱性を著しく悪
化させる。このため、本発明においては、過度に粗大な
介在物の量の上限値を０．３個／mm2未満に制限するこ
とが必要である。
に粗大な介在物が鋼中に、０. ３個／mm2以上分散する
場合、その介在物が破壊の起点となって靱性を著しく悪
化させる。このため、本発明においては、過度に粗大な
介在物の量の上限値を０．３個／mm2未満に制限するこ
とが必要である。
【００２７】各成分の限定理由は次の通りである。inso
l.Ａｌ，insol.Ｔｉは、介在物の複合体となって鋼中に
分散し、γ−α変態核となってＨＡＺ靱性改善に寄与す
る。insol.Ａｌのみしか鋼中に存在しない場合はＨＡＺ
靱性改善効果はみられず、insol.Ｔｉ が主体でinsol.
Ａｌが殆ど存在しない場合は、前述した理由によって母
材靱性を確保することが困難になる。
l.Ａｌ，insol.Ｔｉは、介在物の複合体となって鋼中に
分散し、γ−α変態核となってＨＡＺ靱性改善に寄与す
る。insol.Ａｌのみしか鋼中に存在しない場合はＨＡＺ
靱性改善効果はみられず、insol.Ｔｉ が主体でinsol.
Ａｌが殆ど存在しない場合は、前述した理由によって母
材靱性を確保することが困難になる。
【００２８】このため、共に０. ００１％をその含有量
の下限とする。どちらか一方でもこの下限を下回る場合
には、母材靱性とＨＡＺ靱性が共に優れた鋼材を安定し
て生産することは困難になる。
の下限とする。どちらか一方でもこの下限を下回る場合
には、母材靱性とＨＡＺ靱性が共に優れた鋼材を安定し
て生産することは困難になる。
【００２９】これらの２種の物質は、分散量が多ければ
多いほどＨＡＺ組織を改善するが、insol.Ａｌ＞０. ０
０７％、 insol.Ｔｉ＞０. ０１７％となると、製造条
件を調整しても、直径３０μｍを超える粗大介在物の形
成を充分に抑えることができなくなり、ＨＡＺ靱性およ
び母材靱性が大幅に悪化する。このため、ここに示した
上限量を設定した。
多いほどＨＡＺ組織を改善するが、insol.Ａｌ＞０. ０
０７％、 insol.Ｔｉ＞０. ０１７％となると、製造条
件を調整しても、直径３０μｍを超える粗大介在物の形
成を充分に抑えることができなくなり、ＨＡＺ靱性およ
び母材靱性が大幅に悪化する。このため、ここに示した
上限量を設定した。
【００３０】sol.Ａｌは、insol.Ａｌとは異なり本発明
にとって必須の成分ではないが、多量に存在する場合
は、insol.Ｔｉを０. ００１％以下に減少させてしまう
うえに、sol.Ａｌ自体がＨＡＺ靱性を悪化させるため、
その含有量は慎重に制御されるべきで、０. ００５％を
超えて鋼中に存在してはならない。
にとって必須の成分ではないが、多量に存在する場合
は、insol.Ｔｉを０. ００１％以下に減少させてしまう
うえに、sol.Ａｌ自体がＨＡＺ靱性を悪化させるため、
その含有量は慎重に制御されるべきで、０. ００５％を
超えて鋼中に存在してはならない。
【００３１】sol.Ｔｉは、ＴｉＮを形成しない場合、Ｔ
ｉＣとなってＨＡＺ靱性を悪化させる。このためＮに対
する過剰な含有は制限されなければならず、本発明では
Ｎ−sol.Ｔｉ間のバランス（Ａ式）を規定している。し
かしながら、たとえ（Ａ）式を満足しても、sol.Ｔｉが
０. ０１２％を超えて含有される場合は、ＨＡＺ組織の
微細化が阻害され、ＨＡＺ靱性は良好にはならない。こ
のためこの値を上限値とした。
ｉＣとなってＨＡＺ靱性を悪化させる。このためＮに対
する過剰な含有は制限されなければならず、本発明では
Ｎ−sol.Ｔｉ間のバランス（Ａ式）を規定している。し
かしながら、たとえ（Ａ）式を満足しても、sol.Ｔｉが
０. ０１２％を超えて含有される場合は、ＨＡＺ組織の
微細化が阻害され、ＨＡＺ靱性は良好にはならない。こ
のためこの値を上限値とした。
【００３２】一方で、sol.Ｔｉが０. ００３％を下回る
場合は、鋼中に低級酸化物が残存しやすくなり、母材靱
性・ＨＡＺ靱性とも劣化する。それ故に、sol.Ｔｉ≧
０. ００３％でなくてはならない。
場合は、鋼中に低級酸化物が残存しやすくなり、母材靱
性・ＨＡＺ靱性とも劣化する。それ故に、sol.Ｔｉ≧
０. ００３％でなくてはならない。
【００３３】Ｃは強度確保に必要な元素であり、０. ０
１％は含有させなければ、実用的な強度を有する鋼を生
産することはできない。しかし、ＣはＨＡＺ靱性悪化の
原因ともなる元素であるから、その上限として、０. ２
５％を設定する。
１％は含有させなければ、実用的な強度を有する鋼を生
産することはできない。しかし、ＣはＨＡＺ靱性悪化の
原因ともなる元素であるから、その上限として、０. ２
５％を設定する。
【００３４】Ｓｉは溶鋼の予備脱酸に有効な元素である
が、過剰な添加はＨＡＺ部での島状マルテンサイト（高
炭素マルテンサイト−オーステナイト混合相）生成の原
因となるため、上限を０. ６％とする。
が、過剰な添加はＨＡＺ部での島状マルテンサイト（高
炭素マルテンサイト−オーステナイト混合相）生成の原
因となるため、上限を０. ６％とする。
【００３５】Ｍｎは強度確保に必要な元素であり、０.
３％以上は添加しなければならない。しかし、過剰な添
加はＨＡＺ靱性の大幅な劣化をもたらすため、２. ２％
を超えて添加すべきではない。
３％以上は添加しなければならない。しかし、過剰な添
加はＨＡＺ靱性の大幅な劣化をもたらすため、２. ２％
を超えて添加すべきではない。
【００３６】Ｐは不可避的不純物であるが、ＨＡＺ部に
おける粒界割れの原因となる元素であるため、本発明に
おいては０. ０２％を上限とした。
おける粒界割れの原因となる元素であるため、本発明に
おいては０. ０２％を上限とした。
【００３７】ＳはＭｎＳ等の割れの起点となり得る介在
物を形成するため、０. ０１０％を超えて含有させては
ならない。しかしながら、０. ００１％未満にまで低減
した場合、生産コストがかさむ上に、ＨＡＺ靱性が劣化
する傾向を持つため、この量を下限とする。
物を形成するため、０. ０１０％を超えて含有させては
ならない。しかしながら、０. ００１％未満にまで低減
した場合、生産コストがかさむ上に、ＨＡＺ靱性が劣化
する傾向を持つため、この量を下限とする。
【００３８】ＮはＴｉＮを形成しないＮが多量に存在す
る場合、鋼材の靱性悪化の原因となるが、過不足量が
（Ａ）式の範囲内であれば、ＨＡＺ靱性は悪化しない。
しかし、Ｎが０. ００１０％未満、もしくは０. ００７
５％超えの場合にはＨＡＺ靱性が悪化するため、Ｎ量は
０．００１０〜０．００７５％の範囲内でなければなら
ない。
る場合、鋼材の靱性悪化の原因となるが、過不足量が
（Ａ）式の範囲内であれば、ＨＡＺ靱性は悪化しない。
しかし、Ｎが０. ００１０％未満、もしくは０. ００７
５％超えの場合にはＨＡＺ靱性が悪化するため、Ｎ量は
０．００１０〜０．００７５％の範囲内でなければなら
ない。
【００３９】鋼中のＯは、そのほとんどがＴｉオキサイ
ドやＡｌオキサイドの形で存在しており、鋼中全酸素量
は、０．００１０％以上でなければ、ＨＡＺ靱性確保の
ために必要なオキサイド量を確保できない。また、たと
え、sol.Ｔｉ、insol.Ａｌ等の制限を満足しても、全酸
素量が０．０１１％を超えるときには、粗大介在物の生
成を抑制することが難しく、母材・ＨＡＺ共に靱性が劣
化する。このため、鋼中全酸素量は０．００１０〜０．
０１１％の範囲内とする。
ドやＡｌオキサイドの形で存在しており、鋼中全酸素量
は、０．００１０％以上でなければ、ＨＡＺ靱性確保の
ために必要なオキサイド量を確保できない。また、たと
え、sol.Ｔｉ、insol.Ａｌ等の制限を満足しても、全酸
素量が０．０１１％を超えるときには、粗大介在物の生
成を抑制することが難しく、母材・ＨＡＺ共に靱性が劣
化する。このため、鋼中全酸素量は０．００１０〜０．
０１１％の範囲内とする。
【００４０】Ｃｒ，Ｍｏは、共に鋼材の焼き入れ性を増
し、強度確保に有効であるが、Ｃｒで１. ０％、Ｍｏで
０. ７％を超えて含有させた場合、溶接低温割れやＨＡ
Ｚ靱性の劣化を招くため、この値を上限とした。
し、強度確保に有効であるが、Ｃｒで１. ０％、Ｍｏで
０. ７％を超えて含有させた場合、溶接低温割れやＨＡ
Ｚ靱性の劣化を招くため、この値を上限とした。
【００４１】Ｎｂ，Ｖは、熱間圧延中に炭窒化物として
析出し、制御圧延の効果を高め、母材強度・靱性の向上
に大きく寄与する成分であるが、過剰に添加した場合、
ＨＡＺ部靱性を損なう傾向が強いため、Ｎｂでは０. ０
８％、Ｖでは０. １０％をその上限とする。
析出し、制御圧延の効果を高め、母材強度・靱性の向上
に大きく寄与する成分であるが、過剰に添加した場合、
ＨＡＺ部靱性を損なう傾向が強いため、Ｎｂでは０. ０
８％、Ｖでは０. １０％をその上限とする。
【００４２】Ｃｕ，Ｎｉは、共に鋼材の強度、靱性の両
方を高め、ＨＡＺ部靱性に対する悪影響も少ない成分で
あるが、Ｃｕの添加量が２. ０％を超えると、連続鋳造
時、圧延時にスラブ表面の割れが多数発生し、安定した
効率の良い生産が困難になる。このため、２. ０％を上
限とする。
方を高め、ＨＡＺ部靱性に対する悪影響も少ない成分で
あるが、Ｃｕの添加量が２. ０％を超えると、連続鋳造
時、圧延時にスラブ表面の割れが多数発生し、安定した
効率の良い生産が困難になる。このため、２. ０％を上
限とする。
【００４３】また、Ｎｉの含有量が２. ０％を超える場
合には、製造コストの著しい上昇を招くため、やはり、
２. ０％を上限とする。
合には、製造コストの著しい上昇を招くため、やはり、
２. ０％を上限とする。
【００４４】Ｂは母材の焼き入れ性を増し強度確保に有
効な成分であり、γ粒内へＢＮとして析出し、γ−α変
態の核生成サイトとしても機能して、ＨＡＺ靱性を向上
させる作用も持つが、過剰に含有する場合は、焼き入れ
性の上昇によりＨＡＺ靱性の劣化を招くため、上限を
０. ００２０％とする。
効な成分であり、γ粒内へＢＮとして析出し、γ−α変
態の核生成サイトとしても機能して、ＨＡＺ靱性を向上
させる作用も持つが、過剰に含有する場合は、焼き入れ
性の上昇によりＨＡＺ靱性の劣化を招くため、上限を
０. ００２０％とする。
【００４５】
【実施例】表１に、本発明鋼および比較例の基本合金成
分を示す。表２に、表１に掲載の各鋼種についてのＯ，
Ｎ，およびＴｉ，Ａｌの含有量、粗大介在物の分散量、
最終脱酸の元素を示す。表３はこれらの鋼種の圧延条
件、母材性能と再現ＨＡＺ靱性試験結果をそれぞれ示
す。
分を示す。表２に、表１に掲載の各鋼種についてのＯ，
Ｎ，およびＴｉ，Ａｌの含有量、粗大介在物の分散量、
最終脱酸の元素を示す。表３はこれらの鋼種の圧延条
件、母材性能と再現ＨＡＺ靱性試験結果をそれぞれ示
す。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
【表３】
【００４９】再現ＨＡＺ試験は、表３に記載の条件によ
って圧延された厚さ４０mmの板から切り出したＷ１１mm
×Ｂ１１mm×Ｌ６０mmの試験片に、最高加熱温度１４０
０℃で１４００〜８００℃の間の温度範囲に４０秒保持
後、（８００〜５００）℃／６０秒および（８００〜５
００）℃／１２０秒の冷却速度で室温まで冷却する熱サ
イクルを与えた後、フルサイズシャルピー試験片に加工
し試験に供した。
って圧延された厚さ４０mmの板から切り出したＷ１１mm
×Ｂ１１mm×Ｌ６０mmの試験片に、最高加熱温度１４０
０℃で１４００〜８００℃の間の温度範囲に４０秒保持
後、（８００〜５００）℃／６０秒および（８００〜５
００）℃／１２０秒の冷却速度で室温まで冷却する熱サ
イクルを与えた後、フルサイズシャルピー試験片に加工
し試験に供した。
【００５０】表１〜３に示すように、本発明鋼（１〜１
４）では、合金成分含有量の比較的高い鋼種において
も、Ｏ，Ｎ，およびＴｉ，Ａｌの含有量と（Ａ）式＝ｆ
Ｎの調整によって高いＨＡＺ靱性を確保することが可能
であることが明らかである。これに対して比較例（１５
〜２３）の鋼では、sol.Ｔｉ、insol.Ｔｉ、sol.Ａｌ、
insol.Ａｌの値、ｆＮの値および粗大介在物個数のいず
れかが本発明の限定範囲外となるため、本発明鋼（１〜
１４）と比べて大入熱溶接部のＨＡＺ靱性が著しく劣化
して、実際の使用において不安を残すことが明らかあ
る。特に、sol.Ｔｉ量が少なすぎる場合（鋼種１９、２
３）、sol.Ｔｉが多すぎる場合（鋼種１８、２２）、in
sol.Ａｌが少なすぎる場合（鋼種２０、２１）におい
て、靱性の劣化傾向が顕著である。
４）では、合金成分含有量の比較的高い鋼種において
も、Ｏ，Ｎ，およびＴｉ，Ａｌの含有量と（Ａ）式＝ｆ
Ｎの調整によって高いＨＡＺ靱性を確保することが可能
であることが明らかである。これに対して比較例（１５
〜２３）の鋼では、sol.Ｔｉ、insol.Ｔｉ、sol.Ａｌ、
insol.Ａｌの値、ｆＮの値および粗大介在物個数のいず
れかが本発明の限定範囲外となるため、本発明鋼（１〜
１４）と比べて大入熱溶接部のＨＡＺ靱性が著しく劣化
して、実際の使用において不安を残すことが明らかあ
る。特に、sol.Ｔｉ量が少なすぎる場合（鋼種１９、２
３）、sol.Ｔｉが多すぎる場合（鋼種１８、２２）、in
sol.Ａｌが少なすぎる場合（鋼種２０、２１）におい
て、靱性の劣化傾向が顕著である。
【００５１】
【発明の効果】本発明により、溶接用鋼材において、高
い母材靱性とＨＡＺ靱性を確保することができ、その結
果として、溶接用鋼材の溶接施工性、および溶接構造物
の安全性を大きく向上させることが可能となった。
い母材靱性とＨＡＺ靱性を確保することができ、その結
果として、溶接用鋼材の溶接施工性、および溶接構造物
の安全性を大きく向上させることが可能となった。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０. ０１〜０. ２５％、
Ｓｉ：０. ６％以下、Ｍｎ：０. ３〜２. ２％、Ｐ：
０. ０２％以下、Ｓ：０. ００１〜０. ０１０％、Ｎ：
０. ００１０〜０. ００７５％、Ｏ：０. ００１０〜
０. ０１１％、sol.Ａｌ：０. ００５％以下、insol.Ａ
ｌ：０. ００１〜０. ００７％、sol.Ｔｉ：０. ００３
〜０. ０１２％、insol.Ｔｉ：０. ００１〜０. ０１７
％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、かつ、
Ｎ、sol.Ｔｉが制限式 【数１】 −０. ００２５≦Ｎ−（sol.Ｔｉ／３. ４）≦０. ００３０ ……（Ａ） を満足する範囲内にあり、さらに、径３０μｍを超える
大きさの介在物が、鋼片研磨面１mm2 当たり平均で０.
３個未満であることを特徴とする、溶接熱影響部靱性に
優れた鋼材。 - 【請求項２】 更に、Ｃｒ：１. ０％以下およびＭｏ：
０. ７％以下の内の１種以上を含むことを特徴とする請
求項１記載の溶接熱影響靱性に優れた鋼材。 - 【請求項３】 更に、Ｎｂ：０. ０８％以下およびＶ：
０. １０％以下の内の１種以上を含むことを特徴とする
請求項１または２記載の溶接熱影響靱性に優れた鋼材。 - 【請求項４】 更に、Ｃｕ：２. ０％以下およびＮｉ：
２. ０％以下の内の１種以上を含むこと特徴とする請求
項１ないし３のうちのいずれか１項に記載の溶接熱影響
靱性に優れた鋼材。 - 【請求項５】 更に、Ｂ：０. ００２０％以下を含むこ
とを特徴とする請求項１ないし４のうちのいずれか１項
に記載の溶接熱影響靱性に優れた鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17761493A JP3503148B2 (ja) | 1993-06-25 | 1993-06-25 | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17761493A JP3503148B2 (ja) | 1993-06-25 | 1993-06-25 | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0711381A true JPH0711381A (ja) | 1995-01-13 |
| JP3503148B2 JP3503148B2 (ja) | 2004-03-02 |
Family
ID=16034089
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17761493A Expired - Lifetime JP3503148B2 (ja) | 1993-06-25 | 1993-06-25 | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3503148B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006241551A (ja) * | 2005-03-04 | 2006-09-14 | Nippon Steel Corp | 溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板 |
| JP2007327099A (ja) * | 2006-06-07 | 2007-12-20 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
| WO2012070354A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 新日本製鐵株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| JP2013245385A (ja) * | 2012-05-28 | 2013-12-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Ｈａｚ靱性に優れた厚鋼板 |
| WO2017141714A1 (ja) * | 2016-02-15 | 2017-08-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板及びその製造方法 |
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
-
1993
- 1993-06-25 JP JP17761493A patent/JP3503148B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006241551A (ja) * | 2005-03-04 | 2006-09-14 | Nippon Steel Corp | 溶接性及び低温靭性に優れた厚鋼板 |
| JP2007327099A (ja) * | 2006-06-07 | 2007-12-20 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
| JP4505434B2 (ja) * | 2006-06-07 | 2010-07-21 | 新日本製鐵株式会社 | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
| WO2012070354A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 新日本製鐵株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| JP5273299B2 (ja) * | 2010-11-22 | 2013-08-28 | 新日鐵住金株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材 |
| JP2013245385A (ja) * | 2012-05-28 | 2013-12-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Ｈａｚ靱性に優れた厚鋼板 |
| WO2017141714A1 (ja) * | 2016-02-15 | 2017-08-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3503148B2 (ja) | 2004-03-02 |
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