JPH07268540A - 溶接用低温用鋼 - Google Patents
溶接用低温用鋼Info
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- JPH07268540A JPH07268540A JP6078294A JP6078294A JPH07268540A JP H07268540 A JPH07268540 A JP H07268540A JP 6078294 A JP6078294 A JP 6078294A JP 6078294 A JP6078294 A JP 6078294A JP H07268540 A JPH07268540 A JP H07268540A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 船舶、海洋構造物、貯蔵槽等に使用される溶
接熱影響部の靭性に優れた溶接用低温用鋼を提供する。 【構成】 製鋼工程で溶鋼の溶存酸素量をＳｉとの平衡
反応で調整し、さらにその後Ｔｉ，Ａｌの順で脱酸する
ことで、所定の組成、大きさおよび個数に制御したＴｉ
とＡｌとの複合酸化物を均一微細分散させた鋼板でＴｉ
組成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下で、粒子径
が０．０１〜１．０μｍであるＴｉとＡｌとの複合酸化
物を、粒子数が１×１０6 〜５×１０8 個／ｍｍ3 均一
微細分散させた、母材および溶接部の靭性に優れた溶接
低温用鋼。
接熱影響部の靭性に優れた溶接用低温用鋼を提供する。 【構成】 製鋼工程で溶鋼の溶存酸素量をＳｉとの平衡
反応で調整し、さらにその後Ｔｉ，Ａｌの順で脱酸する
ことで、所定の組成、大きさおよび個数に制御したＴｉ
とＡｌとの複合酸化物を均一微細分散させた鋼板でＴｉ
組成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下で、粒子径
が０．０１〜１．０μｍであるＴｉとＡｌとの複合酸化
物を、粒子数が１×１０6 〜５×１０8 個／ｍｍ3 均一
微細分散させた、母材および溶接部の靭性に優れた溶接
低温用鋼。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、船舶、海洋構造物、貯
蔵槽等に使用される溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）
の靭性に優れた溶接用低温用鋼に関するものである。
蔵槽等に使用される溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）
の靭性に優れた溶接用低温用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、船舶、海洋構造物、貯蔵槽等の大
型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対する
要望は厳しさを増しており、鋼材自身の靭性と同様に、
ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。また、溶
接方法の変革とともに大入熱溶接の適用が進められてい
る。
型構造物に使用される溶接構造用鋼の材質特性に対する
要望は厳しさを増しており、鋼材自身の靭性と同様に、
ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。また、溶
接方法の変革とともに大入熱溶接の適用が進められてい
る。
【０００３】例えば、−５０℃の液化ガスを貯蔵するタ
ンク用鋼材に対するＨＡＺ靭性の要求値として、−５０
℃でのＣＴＯＤ値や、ＣＴＯＤ特性とシャルピー特性と
の差異を考慮して、−８０℃におけるシャルピーＨＡＺ
靭性を要求されることがある。
ンク用鋼材に対するＨＡＺ靭性の要求値として、−５０
℃でのＣＴＯＤ値や、ＣＴＯＤ特性とシャルピー特性と
の差異を考慮して、−８０℃におけるシャルピーＨＡＺ
靭性を要求されることがある。
【０００４】また北極海で使用される海洋構造物や砕氷
船等でも、−６０℃での使用環境での靭性保証が要求さ
れつつある。近年、開発が計画されているサハリン沖の
石油・天然ガス開発プロジェクトではさらに要求は厳し
くなり、シャルピー試験で−８０℃での靭性保証および
ＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉ
ｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験で−５０℃での靭性保証が
要求されている。
船等でも、−６０℃での使用環境での靭性保証が要求さ
れつつある。近年、開発が計画されているサハリン沖の
石油・天然ガス開発プロジェクトではさらに要求は厳し
くなり、シャルピー試験で−８０℃での靭性保証および
ＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉ
ｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）試験で−５０℃での靭性保証が
要求されている。
【０００５】さらにそのような構造物を建造する際、溶
接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング
溶接に代表される片面１パス溶接法のような大入熱溶接
法の適用が希望されている。
接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング
溶接に代表される片面１パス溶接法のような大入熱溶接
法の適用が希望されている。
【０００６】従来、ＣＴＯＤ特性の要求は小中入熱溶接
を適用した部分に限られていたため、ＣＴＯＤ特性を向
上させる方法は、例えば、特公平４−１４１７９号公報
や特開昭４−１１６１３５号公報に開示されるように成
分を規制することによってＣＴＯＤ特性を支配している
島状マルテンサイトの生成状態を制御するだけで充分で
あった。ところが、近年では大入熱溶接の適用が進めら
れており、その場合島状マルテンサイトを制御するだけ
では不十分である。
を適用した部分に限られていたため、ＣＴＯＤ特性を向
上させる方法は、例えば、特公平４−１４１７９号公報
や特開昭４−１１６１３５号公報に開示されるように成
分を規制することによってＣＴＯＤ特性を支配している
島状マルテンサイトの生成状態を制御するだけで充分で
あった。ところが、近年では大入熱溶接の適用が進めら
れており、その場合島状マルテンサイトを制御するだけ
では不十分である。
【０００７】これを受け、大入熱溶接時の鋼材のＨＡＺ
靭性に注目した提案は従来から数多くある。
靭性に注目した提案は従来から数多くある。
【０００８】例えば、特公昭５５−２６１６４号公報等
に開示されるように、微細なＴｉＮを鋼中に確保するこ
とによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭
性を向上させる方法がある。また、特開平３−２６４６
１４号公報ではＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物をフェラ
イトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる
方法が提案されている。
に開示されるように、微細なＴｉＮを鋼中に確保するこ
とによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭
性を向上させる方法がある。また、特開平３−２６４６
１４号公報ではＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物をフェラ
イトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる
方法が提案されている。
【０００９】しかしながら、ＴｉＮは、ＨＡＺのうち最
高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（溶
接ボンド部と称する）近傍ではほとんど固溶してしまう
ので靭性劣化抑制効果が低下してしまうという問題があ
り、近年の厳しい鋼材特性への要求を達成することが困
難である。
高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（溶
接ボンド部と称する）近傍ではほとんど固溶してしまう
ので靭性劣化抑制効果が低下してしまうという問題があ
り、近年の厳しい鋼材特性への要求を達成することが困
難である。
【００１０】この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方
法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの
様々な分野で使用されている。例えば厚板分野では特開
昭６１−７９７４５号公報や特開昭６２−１０３３４４
号公報に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した
鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効であり、低温靭
性を要求される高張力鋼への適用が有望である。この原
理は、Ｔｉ酸化物およびＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出物を核
として微細フェライトが生成し、その結果靭性に有害な
粗大フェライトの生成が抑制され、靭性の劣化が防止で
きるというものである。しかしながら、このようなＴｉ
酸化物は鋼中へ分散される個数をあまり多くすることが
できない。その原因はＴｉ酸化物の粗大化や凝集合体で
あり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば５μｍ
以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してし
まう。この５μｍ以上の介在物は構造物の破壊の起点と
なって有害であり、靭性の低下を引き起こす。したがっ
て、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗
大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細
に分散する酸化物を活用する必要がある。
法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの
様々な分野で使用されている。例えば厚板分野では特開
昭６１−７９７４５号公報や特開昭６２−１０３３４４
号公報に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した
鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効であり、低温靭
性を要求される高張力鋼への適用が有望である。この原
理は、Ｔｉ酸化物およびＴｉＮ，ＭｎＳ等の析出物を核
として微細フェライトが生成し、その結果靭性に有害な
粗大フェライトの生成が抑制され、靭性の劣化が防止で
きるというものである。しかしながら、このようなＴｉ
酸化物は鋼中へ分散される個数をあまり多くすることが
できない。その原因はＴｉ酸化物の粗大化や凝集合体で
あり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば５μｍ
以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してし
まう。この５μｍ以上の介在物は構造物の破壊の起点と
なって有害であり、靭性の低下を引き起こす。したがっ
て、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗
大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細
に分散する酸化物を活用する必要がある。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】特開昭６２−１０３３
４４号公報等の従来手法より一層のＨＡＺ特性を向上さ
せられるために、Ｔｉ酸化物のごとく粗大化せず、した
がって破壊の起点にならず、さらにはＴｉＮ，ＭｎＳ等
の析出物の核サイトとなってオーステナイト粒細粒化や
微細フェライト生成によって優れたＨＡＺ靭性を実現可
能な酸化物を分散することを課題とした。
４４号公報等の従来手法より一層のＨＡＺ特性を向上さ
せられるために、Ｔｉ酸化物のごとく粗大化せず、した
がって破壊の起点にならず、さらにはＴｉＮ，ＭｎＳ等
の析出物の核サイトとなってオーステナイト粒細粒化や
微細フェライト生成によって優れたＨＡＺ靭性を実現可
能な酸化物を分散することを課題とした。
【００１２】
【課題を解決するための手段】本発明は、前述の課題を
解決するために、重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０２％ Ｓ ：０．００１０〜０．００５０％ Ａｌ：０．００４〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍ、粒子数が１×１０6
〜５×１０8 個／ｍｍ3 、Ｔｉ組成比が５％以上、Ａｌ
組成比が９５％以下である、ＴｉとＡｌとを主体とする
複合酸化物を含有することを特徴とする溶接用低温用鋼
を第１の手段とし、重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０２％ Ｓ ：０．００１０〜０．００５０％ Ａｌ：０．００４〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦３．８％ Ｎｂ：≦０．０５０％ Ｖ ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ ：０．０００２〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μ
ｍ、粒子数が１×１０6 〜５×１０8 個／ｍｍ3 、Ｔｉ
組成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下である、Ｔ
ｉとＡｌとを主体とする複合酸化物を含有することを特
徴とする溶接用低温用鋼を第２の手段とする。
解決するために、重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０２％ Ｓ ：０．００１０〜０．００５０％ Ａｌ：０．００４〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍ、粒子数が１×１０6
〜５×１０8 個／ｍｍ3 、Ｔｉ組成比が５％以上、Ａｌ
組成比が９５％以下である、ＴｉとＡｌとを主体とする
複合酸化物を含有することを特徴とする溶接用低温用鋼
を第１の手段とし、重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０２％ Ｓ ：０．００１０〜０．００５０％ Ａｌ：０．００４〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦３．８％ Ｎｂ：≦０．０５０％ Ｖ ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ ：０．０００２〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μ
ｍ、粒子数が１×１０6 〜５×１０8 個／ｍｍ3 、Ｔｉ
組成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下である、Ｔ
ｉとＡｌとを主体とする複合酸化物を含有することを特
徴とする溶接用低温用鋼を第２の手段とする。
【００１３】
【作用】以下、本発明について詳細に説明する。本発明
者らはＨＡＺ靭性を向上させる金属組成要因として、
（１）１４００℃未満に加熱される領域のオーステナイ
ト細粒化、（２）溶接ボンド部近傍で１４００℃以上に
加熱される領域の粒内フェライト生成、を同時に酸化物
を利用して達成することを検討した。
者らはＨＡＺ靭性を向上させる金属組成要因として、
（１）１４００℃未満に加熱される領域のオーステナイ
ト細粒化、（２）溶接ボンド部近傍で１４００℃以上に
加熱される領域の粒内フェライト生成、を同時に酸化物
を利用して達成することを検討した。
【００１４】上記（１）項について、オーステナイトを
細粒化するためには高温でのオーステナイト粒成長を抑
制することが必要である。その手段として、析出物によ
りオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を
止める方法が考えられる。そのような作用をする析出物
の一つとしては、一般にＴｉＮが有効であると考えられ
る。また、析出物個数が多いほどオーステナイト結晶粒
径が小さくなることはよく知られている事実である。し
たがって、オーステナイトを細粒化するためには、Ｔｉ
Ｎを多数析出させることが有効である。そのような観点
で、本発明者らが鋼中に析出しているＴｉＮを詳細に観
察したところ、酸化物を核生成サイトとして析出してい
るＴｉＮが頻度高く存在することを見いだした。そのよ
うな酸化物は、Ｔｉが５％以上含まれているとＴｉとＡ
ｌとの複合酸化物であり、その粒子径は０．０１〜０．
１μｍであった。ＴｉとＡｌとの複合酸化物は、ＴｉＮ
とＮ整合性が良好であるため、ＴｉＮは酸化物をサイト
として優先的に核生成することが可能である。すなわ
ち、粒子径０．０１〜０．１μｍのＴｉとＡｌとの複合
酸化物が鋼中に存在することで、ＴｉとＡｌとの複合酸
化物が存在しない場合に比較してＴｉＮが析出するサイ
トが増加し、ＴｉＮの析出個数が増加する。その結果と
して、多数ＴｉＮによってピンニングされたオーステナ
イト粒の細粒化が可能となる。
細粒化するためには高温でのオーステナイト粒成長を抑
制することが必要である。その手段として、析出物によ
りオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を
止める方法が考えられる。そのような作用をする析出物
の一つとしては、一般にＴｉＮが有効であると考えられ
る。また、析出物個数が多いほどオーステナイト結晶粒
径が小さくなることはよく知られている事実である。し
たがって、オーステナイトを細粒化するためには、Ｔｉ
Ｎを多数析出させることが有効である。そのような観点
で、本発明者らが鋼中に析出しているＴｉＮを詳細に観
察したところ、酸化物を核生成サイトとして析出してい
るＴｉＮが頻度高く存在することを見いだした。そのよ
うな酸化物は、Ｔｉが５％以上含まれているとＴｉとＡ
ｌとの複合酸化物であり、その粒子径は０．０１〜０．
１μｍであった。ＴｉとＡｌとの複合酸化物は、ＴｉＮ
とＮ整合性が良好であるため、ＴｉＮは酸化物をサイト
として優先的に核生成することが可能である。すなわ
ち、粒子径０．０１〜０．１μｍのＴｉとＡｌとの複合
酸化物が鋼中に存在することで、ＴｉとＡｌとの複合酸
化物が存在しない場合に比較してＴｉＮが析出するサイ
トが増加し、ＴｉＮの析出個数が増加する。その結果と
して、多数ＴｉＮによってピンニングされたオーステナ
イト粒の細粒化が可能となる。
【００１５】上記（２）項について、本発明者らは、オ
ーステナイト粒内で生成する粒内フェライトの組織を観
察し、粒内フェライト中に含まれる粒子を調査した。そ
の結果、粒内フェライトの生成核として、０．１〜１．
０μｍの大きさをもつＴｉとＡｌとの複合酸化物と、そ
の上に析出したＴｉＮ＋ＭｎＳとの複合体が有効に作用
することを見いだした。酸化物は高温に加熱したときに
おいても安定であり、１４００℃以上でも変化すること
なく安定して鋼中に存在する。また、ＴｉＮ＋ＭｎＳは
その後の冷却過程で、ＴｉとＡｌとの複合酸化物を核生
成サイトとして析出するため、溶接ボンド部近傍での粒
内フェライト生成が可能となる。
ーステナイト粒内で生成する粒内フェライトの組織を観
察し、粒内フェライト中に含まれる粒子を調査した。そ
の結果、粒内フェライトの生成核として、０．１〜１．
０μｍの大きさをもつＴｉとＡｌとの複合酸化物と、そ
の上に析出したＴｉＮ＋ＭｎＳとの複合体が有効に作用
することを見いだした。酸化物は高温に加熱したときに
おいても安定であり、１４００℃以上でも変化すること
なく安定して鋼中に存在する。また、ＴｉＮ＋ＭｎＳは
その後の冷却過程で、ＴｉとＡｌとの複合酸化物を核生
成サイトとして析出するため、溶接ボンド部近傍での粒
内フェライト生成が可能となる。
【００１６】以上の知見から、１４００℃未満に加熱さ
れる領域のオーステナイト粒を細粒化し、さらに溶接ボ
ンド部近傍で１４００℃以上に加熱される領域の粒内フ
ェライトを生成させるためには、粒子径が０．０１〜
１．０μｍのＴｉとＡｌとの複合酸化物が鋼中に存在す
ることが必要である。本発明者らの知見によれば、該粒
子径が０．００５μｍ未満ではＴｉＮ析出核としての効
果は弱く、また１．０μｍを超えると、その酸化物が破
壊の起点となる可能性が高くなり、ＨＡＺ靭性の低下を
招くこといなる。
れる領域のオーステナイト粒を細粒化し、さらに溶接ボ
ンド部近傍で１４００℃以上に加熱される領域の粒内フ
ェライトを生成させるためには、粒子径が０．０１〜
１．０μｍのＴｉとＡｌとの複合酸化物が鋼中に存在す
ることが必要である。本発明者らの知見によれば、該粒
子径が０．００５μｍ未満ではＴｉＮ析出核としての効
果は弱く、また１．０μｍを超えると、その酸化物が破
壊の起点となる可能性が高くなり、ＨＡＺ靭性の低下を
招くこといなる。
【００１７】つぎにＴｉとＡｌとの複合酸化物の個数に
関して記す。酸化物個数が少なすぎると溶接時に充分な
ＴｉＮおよび粒内フェライトの生成核が得られないの
で、１×１０6 個／ｍｍ3 以上の酸化物を存在させるこ
とが必要である。酸化物個数が多くなるにしたがってＴ
ｉＮおよび粒内フェライトの個数は増加しＨＡＺ靭性は
向上するが、５×１０8 個／ｍｍ3 を超える過剰な酸化
物が存在するとＨＡＺ部および母材の靭性低下を招くこ
とになるので、酸化物個数の上限は５×１０8 個／ｍｍ
3 でなければならない。
関して記す。酸化物個数が少なすぎると溶接時に充分な
ＴｉＮおよび粒内フェライトの生成核が得られないの
で、１×１０6 個／ｍｍ3 以上の酸化物を存在させるこ
とが必要である。酸化物個数が多くなるにしたがってＴ
ｉＮおよび粒内フェライトの個数は増加しＨＡＺ靭性は
向上するが、５×１０8 個／ｍｍ3 を超える過剰な酸化
物が存在するとＨＡＺ部および母材の靭性低下を招くこ
とになるので、酸化物個数の上限は５×１０8 個／ｍｍ
3 でなければならない。
【００１８】該酸化物の大きさおよび個数は、鋼板から
採取したサンプルから抽出レプリカを作製し、電子顕微
鏡にて１００００倍で２０視野を観察することで測定す
る。
採取したサンプルから抽出レプリカを作製し、電子顕微
鏡にて１００００倍で２０視野を観察することで測定す
る。
【００１９】ＴｉとＡｌとの複合酸化物は、溶鋼を脱酸
する際に、Ｓｉ，ＭｎなどＴｉよりも脱酸力の弱い元素
で脱酸した後、ＴｉとＡｌとを添加することによって生
成する。これを一次酸化物と称する。さらには鋳造、凝
固中に溶鋼温度の低下とともにＴｉとＡｌとの複合酸化
物は生成する。これを二次酸化物と称する。本発明で
は、一次酸化物と二次酸化物とのどちらを用いても構わ
ない。
する際に、Ｓｉ，ＭｎなどＴｉよりも脱酸力の弱い元素
で脱酸した後、ＴｉとＡｌとを添加することによって生
成する。これを一次酸化物と称する。さらには鋳造、凝
固中に溶鋼温度の低下とともにＴｉとＡｌとの複合酸化
物は生成する。これを二次酸化物と称する。本発明で
は、一次酸化物と二次酸化物とのどちらを用いても構わ
ない。
【００２０】さらに、酸化物の組成、個数および大きさ
を所定の条件に制御するためには製鋼工程における脱酸
方法が重要となる。適当な脱酸方法としては、脱酸処理
を行なう前のＳｉ量［％Ｓｉ］により、溶存酸素量［％
Ｏ］が２０〜８０ｐｐｍになるように調整した溶鋼中
に、最終含有量が所定の成分値になるようＴｉを添加し
て脱酸した後、５分以内に最終含有量が所定の成分値％
となるＡｌを添加し、その後最終成分に対して不足する
分のＳｉ，Ｍｎ等その他の元素を添加し、最終成分調整
をする。Ｔｉ脱酸後にＡｌを投入するのは、Ａｌ投入に
よってＴｉ酸化物が一部還元され、ＴｉとＡｌとの複合
酸化物が安定して生成すること、および、Ａｌ添加によ
って溶存酸素量が低下するために酸化物の成長が抑制さ
れ微細化し、浮上しにくくなることで必要個数を確保す
るためである。また、図１に示すように、溶存酸素量
［％Ｏ］が少なすぎると酸化物の絶対量が減少すること
で個数は不足してしまい、溶存酸素量［％Ｏ］が多すぎ
ると酸化物の粗大化および個数過多を招く。
を所定の条件に制御するためには製鋼工程における脱酸
方法が重要となる。適当な脱酸方法としては、脱酸処理
を行なう前のＳｉ量［％Ｓｉ］により、溶存酸素量［％
Ｏ］が２０〜８０ｐｐｍになるように調整した溶鋼中
に、最終含有量が所定の成分値になるようＴｉを添加し
て脱酸した後、５分以内に最終含有量が所定の成分値％
となるＡｌを添加し、その後最終成分に対して不足する
分のＳｉ，Ｍｎ等その他の元素を添加し、最終成分調整
をする。Ｔｉ脱酸後にＡｌを投入するのは、Ａｌ投入に
よってＴｉ酸化物が一部還元され、ＴｉとＡｌとの複合
酸化物が安定して生成すること、および、Ａｌ添加によ
って溶存酸素量が低下するために酸化物の成長が抑制さ
れ微細化し、浮上しにくくなることで必要個数を確保す
るためである。また、図１に示すように、溶存酸素量
［％Ｏ］が少なすぎると酸化物の絶対量が減少すること
で個数は不足してしまい、溶存酸素量［％Ｏ］が多すぎ
ると酸化物の粗大化および個数過多を招く。
【００２１】また鋼材を製造するプロセスとして、通常
圧延まま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼もどし
の組合せ、および焼入れ・焼もどしの組合せなどであっ
ても酸化物の効果は影響を受けない。
圧延まま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼もどし
の組合せ、および焼入れ・焼もどしの組合せなどであっ
ても酸化物の効果は影響を受けない。
【００２２】つぎに本発明の基本成分範囲の限定理由に
ついて述べる。
ついて述べる。
【００２３】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分とし
て下限を０．０３％とし、また０．０９％を越える過剰
の添加は、鋼材の溶接性や低温でのＨＡＺ靭性などを著
しく低下させるので、上限を０．１８％とした。
て下限を０．０３％とし、また０．０９％を越える過剰
の添加は、鋼材の溶接性や低温でのＨＡＺ靭性などを著
しく低下させるので、上限を０．１８％とした。
【００２４】Ｓｉは母材の強度確保、予備脱酸などに必
要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下する
のを防止するため上限を０．５％とした。
要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下する
のを防止するため上限を０．５％とした。
【００２５】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保、および粒
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．４％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性など
の許容できる範囲で上限を２．０％とした。
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．４％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性など
の許容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００２６】ＮはＴｉＮの析出には極めて重要な元素で
あり、０．００２０％未満ではＴｉＮの析出量が不足
し、フェライト組織の充分な生成量が得られない。ま
た、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靭性の低下を招くことから
０．００６０％を上限とした。
あり、０．００２０％未満ではＴｉＮの析出量が不足
し、フェライト組織の充分な生成量が得られない。ま
た、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靭性の低下を招くことから
０．００６０％を上限とした。
【００２７】Ｃｕは鋼材の強度を向上させるために有効
であるが、１．０％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．０％を上限とした。
であるが、１．０％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．０％を上限とした。
【００２８】Ｎｉは鋼材の強度および靭性を向上させる
ために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇
させるので、３．８％を上限とした。
ために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇
させるので、３．８％を上限とした。
【００２９】Ｎｂは焼き入れ性を向上させることにより
母材の強度および靭性を向上させるために有効な元素で
あるが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく
低下させるため０．０５％を上限とした。
母材の強度および靭性を向上させるために有効な元素で
あるが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく
低下させるため０．０５％を上限とした。
【００３０】Ｖ，Ｃｒ，ＭｏについてもＮｂと同様な効
果を有することから、それぞれ０．１％，０．６％，
０．６％を上限とした。
果を有することから、それぞれ０．１％，０．６％，
０．６％を上限とした。
【００３１】ＢはＨＡＺ靭性に有害な粒界フェライト、
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００２％以上０．
００２％以下とした。
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００２％以上０．
００２％以下とした。
【００３２】
【実施例】表１，表２に示した化学成分で、４０キロ鋼
および５０キロ鋼を試作した。１〜１３が本発明鋼、１
４〜が比較鋼である。試作鋼は転炉溶製し、真空脱ガス
処理時に脱酸を行っている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸
素をＳｉで調整し、その後Ｔｉ，Ａｌを順に添加し脱酸
を行い、連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した
後、加熱圧延を経て、板厚３２ｍｍの鋼板として製造し
た。得られた鋼板を１パスのフラックス−銅バッキング
溶接（ＦＣＢ溶接）した。入熱は４５ｋＪ／ｃｍ2 であ
る。
および５０キロ鋼を試作した。１〜１３が本発明鋼、１
４〜が比較鋼である。試作鋼は転炉溶製し、真空脱ガス
処理時に脱酸を行っている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸
素をＳｉで調整し、その後Ｔｉ，Ａｌを順に添加し脱酸
を行い、連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した
後、加熱圧延を経て、板厚３２ｍｍの鋼板として製造し
た。得られた鋼板を１パスのフラックス−銅バッキング
溶接（ＦＣＢ溶接）した。入熱は４５ｋＪ／ｃｍ2 であ
る。
【００３３】表１に母材の化学成分と酸化物の粒子径お
よび粒子数を示す。また表３には母材特性とＨＡＺの靭
性とを示す。ＨＡＺ靭性評価のためのシャルピー値は、
フュージョンラインからＨＡＺ５ｍｍの部位で９本の試
験を行ない、その平均値である。
よび粒子数を示す。また表３には母材特性とＨＡＺの靭
性とを示す。ＨＡＺ靭性評価のためのシャルピー値は、
フュージョンラインからＨＡＺ５ｍｍの部位で９本の試
験を行ない、その平均値である。
【００３４】表３から明らかなように、１〜１３の本発
明鋼は比較鋼と比べて優れたＨＡＺ靭性を有することが
判る。すなわち、粒子径が０．００５〜１．０μｍで、
Ｔｉ組成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下のＴｉ
とＡｌとの複合酸化物の粒子数が１×１０6 〜５×１０
8 個／ｍｍ3 の範囲にあり、−４０℃および−６０℃の
靭性が極めて優れている。一方、比較鋼において、１
４，１５は酸化物の個数が少ないことにより、１６，１
７は酸化物の個数が範囲を超えて多すぎることによりＨ
ＡＺ靭性は劣っている。１８はＡｌの添加量が多すぎて
酸化物中のＡｌ組成が９５％を超えたことでＴｉＮの核
生成サイトとはならずにＴｉＮ数が不足し、オーステナ
イト粒径が粗大化してしまいＨＡＺ靭性が低下した例で
ある。１９は酸化物個数は１×１０6 〜５×１０8 個／
ｍｍ3 の範囲にあるものの、その大きさが粗大になった
ためＨＡＺ靭性が低下した例である。
明鋼は比較鋼と比べて優れたＨＡＺ靭性を有することが
判る。すなわち、粒子径が０．００５〜１．０μｍで、
Ｔｉ組成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下のＴｉ
とＡｌとの複合酸化物の粒子数が１×１０6 〜５×１０
8 個／ｍｍ3 の範囲にあり、−４０℃および−６０℃の
靭性が極めて優れている。一方、比較鋼において、１
４，１５は酸化物の個数が少ないことにより、１６，１
７は酸化物の個数が範囲を超えて多すぎることによりＨ
ＡＺ靭性は劣っている。１８はＡｌの添加量が多すぎて
酸化物中のＡｌ組成が９５％を超えたことでＴｉＮの核
生成サイトとはならずにＴｉＮ数が不足し、オーステナ
イト粒径が粗大化してしまいＨＡＺ靭性が低下した例で
ある。１９は酸化物個数は１×１０6 〜５×１０8 個／
ｍｍ3 の範囲にあるものの、その大きさが粗大になった
ためＨＡＺ靭性が低下した例である。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【表３】
【００３８】
【発明の効果】本発明は、低温で使用する、船舶、海洋
構造物、貯槽等の破壊に対する厳しい靭性要求を満足す
る鋼板を供給するものであり、この種の産業分野にもた
らす効果は極めて大きく、さらに構造物の安定性の意味
から社会に対する貢献も非常に大きい。
構造物、貯槽等の破壊に対する厳しい靭性要求を満足す
る鋼板を供給するものであり、この種の産業分野にもた
らす効果は極めて大きく、さらに構造物の安定性の意味
から社会に対する貢献も非常に大きい。
【図１】溶存酸素量と粒子径が０．０１〜１．０μｍの
酸化物個数との関係を調査したものであり、溶存酸素量
がある範囲の下で適正な酸化物個数が生成することを示
す図。
酸化物個数との関係を調査したものであり、溶存酸素量
がある範囲の下で適正な酸化物個数が生成することを示
す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 西村誠二 大分市大字西ノ洲１番地 新日本製鐵株式 会社大分製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０２％ Ｓ ：０．００１０〜０．００５０％ Ａｌ：０．００４〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍ、粒子数が１×１０6
〜５×１０8 個／ｍｍ3 、Ｔｉ組成比が５％以上、Ａｌ
組成比が９５％以下である、ＴｉとＡｌとを主体とする
複合酸化物を含有することを特徴とする溶接用低温用
鋼。 - 【請求項２】重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ ：≦０．０２％ Ｓ ：０．００１０〜０．００５０％ Ａｌ：０．００４〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦３．８％ Ｎｂ：≦０．０５０％ Ｖ ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ ：０．０００２〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μ
ｍ、粒子数が１×１０6 〜５×１０8 個／ｍｍ3 、Ｔｉ
組成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下である、Ｔ
ｉとＡｌとを主体とする複合酸化物を含有することを特
徴とする溶接用低温用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06078294A JP3224677B2 (ja) | 1994-03-30 | 1994-03-30 | 溶接用低温用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP06078294A JP3224677B2 (ja) | 1994-03-30 | 1994-03-30 | 溶接用低温用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07268540A true JPH07268540A (ja) | 1995-10-17 |
| JP3224677B2 JP3224677B2 (ja) | 2001-11-05 |
Family
ID=13152213
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP06078294A Expired - Lifetime JP3224677B2 (ja) | 1994-03-30 | 1994-03-30 | 溶接用低温用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3224677B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE112006003553B4 (de) * | 2005-12-26 | 2013-10-17 | Posco | Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür |
-
1994
- 1994-03-30 JP JP06078294A patent/JP3224677B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE112006003553B4 (de) * | 2005-12-26 | 2013-10-17 | Posco | Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür |
| DE112006003553B9 (de) * | 2005-12-26 | 2014-01-16 | Posco | Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3224677B2 (ja) | 2001-11-05 |
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