JPH08283904A - 溶接熱影響部靱性の優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部靱性の優れた鋼材およびその製造方法Info
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- JPH08283904A JPH08283904A JP11407595A JP11407595A JPH08283904A JP H08283904 A JPH08283904 A JP H08283904A JP 11407595 A JP11407595 A JP 11407595A JP 11407595 A JP11407595 A JP 11407595A JP H08283904 A JPH08283904 A JP H08283904A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 大入熱溶接の溶接熱影響部において、靱性の
優れ鋼材およびその製造方法を得る。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎ，
Ｍｇを特定量とした鋼材およびその製造にあたり、Ｓｉ
を添加した後にＴｉ，Ａｌ，Ｍｇを添加し、その後に鋳
造、圧延することにより、大入熱溶接熱影響部の組織を
微細化でき、靱性を向上させることができる。 【効果】 従来の技術では成し得なかった、Ａｌが存在
する状態で、溶接ボンド部での組織微細化に有効なＴｉ
酸化物を安定して多数得ることで、大入熱溶接の溶接熱
影響部において良好な靱性を有する鋼材が得られる。
優れ鋼材およびその製造方法を得る。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａｌ，Ｔｉ，Ｎ，
Ｍｇを特定量とした鋼材およびその製造にあたり、Ｓｉ
を添加した後にＴｉ，Ａｌ，Ｍｇを添加し、その後に鋳
造、圧延することにより、大入熱溶接熱影響部の組織を
微細化でき、靱性を向上させることができる。 【効果】 従来の技術では成し得なかった、Ａｌが存在
する状態で、溶接ボンド部での組織微細化に有効なＴｉ
酸化物を安定して多数得ることで、大入熱溶接の溶接熱
影響部において良好な靱性を有する鋼材が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺと称す）の靱性の優れた溶接用鋼材およびその製造
方法に関するものである。
ＡＺと称す）の靱性の優れた溶接用鋼材およびその製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般的な厚鋼板は、溶接により容易に接
合することができ、大型の溶接構造物を製造できること
に特徴がある。特に船舶、貯蔵タンク、建築物等の大型
構造物では、溶接線が膨大な量となるために効率的な溶
接法が求められており、フラックス−銅パッキング溶接
法、エレクトロガスアーク溶接法やエレクトロスラグ溶
接法等に代表されるような大入熱溶接の適用が望まれて
いる。
合することができ、大型の溶接構造物を製造できること
に特徴がある。特に船舶、貯蔵タンク、建築物等の大型
構造物では、溶接線が膨大な量となるために効率的な溶
接法が求められており、フラックス−銅パッキング溶接
法、エレクトロガスアーク溶接法やエレクトロスラグ溶
接法等に代表されるような大入熱溶接の適用が望まれて
いる。
【０００３】このような大入熱溶接法を適用する鋼材に
ついては、例えば、鉄と鋼第６１年（１９７５）第１１
号，ｐ．６５〜７９『微細ＴｉＮによる溶接ボンド部靱
性の改善と大入熱溶接用鋼の開発』等に開示されるよう
に、Ｔｉを添加し、Ｔｉの窒化物（以下ＴｉＮ析出物と
称す）を活用する方法が提案されている。しかしＴｉＮ
析出物を利用した鋼材に大入熱溶接を適用した場合、溶
接金属と鋼材の境界で最高加熱温度が１４００℃を越え
るような領域（以下、溶接ボンド部と称す）ではＴｉＮ
析出物が溶解してしまい、所定の効果が十分に得られな
い場合がある。
ついては、例えば、鉄と鋼第６１年（１９７５）第１１
号，ｐ．６５〜７９『微細ＴｉＮによる溶接ボンド部靱
性の改善と大入熱溶接用鋼の開発』等に開示されるよう
に、Ｔｉを添加し、Ｔｉの窒化物（以下ＴｉＮ析出物と
称す）を活用する方法が提案されている。しかしＴｉＮ
析出物を利用した鋼材に大入熱溶接を適用した場合、溶
接金属と鋼材の境界で最高加熱温度が１４００℃を越え
るような領域（以下、溶接ボンド部と称す）ではＴｉＮ
析出物が溶解してしまい、所定の効果が十分に得られな
い場合がある。
【０００４】このような高温の領域では、高温でも安定
な酸化物を活用することが有効であり、例えば特公昭６
１−７９７４５号公報に開示されているような方法があ
る。この方法では、合金元素としてＴｉで脱酸すること
によりＴｉ酸化物を活用する方法が提案されている。Ｔ
ｉ酸化物を活用することで、加熱オーステナイト粒（以
下、加熱γ粒と称す）を微細にすることが難しい溶接ボ
ンド部でも、Ｔｉ酸化物を生成核として粒内フェライト
組織を生成させることで、溶接ボンド部の組織を微細化
し、靱性を向上させることができる。
な酸化物を活用することが有効であり、例えば特公昭６
１−７９７４５号公報に開示されているような方法があ
る。この方法では、合金元素としてＴｉで脱酸すること
によりＴｉ酸化物を活用する方法が提案されている。Ｔ
ｉ酸化物を活用することで、加熱オーステナイト粒（以
下、加熱γ粒と称す）を微細にすることが難しい溶接ボ
ンド部でも、Ｔｉ酸化物を生成核として粒内フェライト
組織を生成させることで、溶接ボンド部の組織を微細化
し、靱性を向上させることができる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし上記の方法で
は、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするために、Ａｌ量の上
限を、０．００７％という非常に少ない量で制限してい
る。鋼材中のＡｌ量が少ない場合、酸化物系介在物の粗
大化や、ＡｌＮ析出物量の不足等の原因により、母材の
靱性が低下する場合がある。また、通常使用されている
溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、
溶接金属の靱性が低下する場合がある。そこで本発明が
解決しようとする課題は、一定量のＡｌを使用しなが
ら、溶接ボンド部組織の改善に有効なＴｉ酸化物を、安
定して多数得ることにある。
は、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするために、Ａｌ量の上
限を、０．００７％という非常に少ない量で制限してい
る。鋼材中のＡｌ量が少ない場合、酸化物系介在物の粗
大化や、ＡｌＮ析出物量の不足等の原因により、母材の
靱性が低下する場合がある。また、通常使用されている
溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、
溶接金属の靱性が低下する場合がある。そこで本発明が
解決しようとする課題は、一定量のＡｌを使用しなが
ら、溶接ボンド部組織の改善に有効なＴｉ酸化物を、安
定して多数得ることにある。
【０００６】
【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、成分組成が重量％で、Ｃ：０．０３〜
０．２０％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：０．５〜１．
８０％，Ｐ：≦０．０２０％，Ｓ：≦０．０１０％，Ａ
ｌ：０．００５〜０．０２０％，Ｔｉ：０．００５〜
０．０２０％，Ｎ：０．００２０〜０．００６０％，Ｍ
ｇ：≦０．００１０％を含有し、残部が不可避的不純物
からなることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼
材を第１の手段とする。
決するために、成分組成が重量％で、Ｃ：０．０３〜
０．２０％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：０．５〜１．
８０％，Ｐ：≦０．０２０％，Ｓ：≦０．０１０％，Ａ
ｌ：０．００５〜０．０２０％，Ｔｉ：０．００５〜
０．０２０％，Ｎ：０．００２０〜０．００６０％，Ｍ
ｇ：≦０．００１０％を含有し、残部が不可避的不純物
からなることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼
材を第１の手段とする。
【０００７】成分組成が重量％で、Ｃ：０．０３〜０．
２０％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：０．５〜１．８０
％，Ｐ：≦０．０２０％，Ｓ：≦０．０１０％，Ａｌ：
０．００５〜０．０２０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０
２０％，Ｎ：０．００２０〜０．００６０％，Ｍｇ：≦
０．００１０％を基本成分とし、さらにＣｕ：≦１．０
％，Ｎｉ：≦１．５％，Ｎｂ：≦０．０３０％，Ｖ：≦
０．１％，Ｃｒ：≦０．６％，Ｍｏ：≦０．６％，Ｂ：
０．０００５〜０．００２０％の１種または２種以上を
含有し残部が不可避的不純物からなることを特徴とする
溶接熱影響部靱性の優れた鋼材を第２の手段とする。
２０％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：０．５〜１．８０
％，Ｐ：≦０．０２０％，Ｓ：≦０．０１０％，Ａｌ：
０．００５〜０．０２０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０
２０％，Ｎ：０．００２０〜０．００６０％，Ｍｇ：≦
０．００１０％を基本成分とし、さらにＣｕ：≦１．０
％，Ｎｉ：≦１．５％，Ｎｂ：≦０．０３０％，Ｖ：≦
０．１％，Ｃｒ：≦０．６％，Ｍｏ：≦０．６％，Ｂ：
０．０００５〜０．００２０％の１種または２種以上を
含有し残部が不可避的不純物からなることを特徴とする
溶接熱影響部靱性の優れた鋼材を第２の手段とする。
【０００８】成分組成が重量％で、Ｃ：０．０３〜０．
２０％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：０．５〜１．８０
％，Ｐ：≦０．０２０％，Ｓ：≦０．０１０％，Ａｌ：
０．００５〜０．０２０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０
２０％，Ｎ：０．００２０〜０．００６０％，Ｍｇ：≦
０．００１０％を含有し残部が不可避的不純物からなる
溶鋼を溶製するにあたり、不可避的に混入するＡｌ以外
にＡｌを添加しない状態で、Ｓｉを０．０５％から０．
１５％の範囲に調整した後にＴｉを添加し、その後Ａｌ
を添加し、その後に最終成分調整を行い、該溶鋼を鋳造
後圧延することを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた
鋼材の製造方法を第３の手段とする。
２０％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：０．５〜１．８０
％，Ｐ：≦０．０２０％，Ｓ：≦０．０１０％，Ａｌ：
０．００５〜０．０２０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０
２０％，Ｎ：０．００２０〜０．００６０％，Ｍｇ：≦
０．００１０％を含有し残部が不可避的不純物からなる
溶鋼を溶製するにあたり、不可避的に混入するＡｌ以外
にＡｌを添加しない状態で、Ｓｉを０．０５％から０．
１５％の範囲に調整した後にＴｉを添加し、その後Ａｌ
を添加し、その後に最終成分調整を行い、該溶鋼を鋳造
後圧延することを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた
鋼材の製造方法を第３の手段とする。
【０００９】成分組成が重量％で、Ｃ：０．０３〜０．
２０％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：０．５〜１．８０
％，Ｐ：≦０．０２０％，Ｓ：≦０．０１０％，Ａｌ：
０．００５〜０．０２０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０
２０％，Ｎ：０．００２０〜０．００６０％，Ｍｇ：≦
０．００１０％を基本成分とし、さらにＣｕ：≦１．０
％，Ｎｉ：≦１．５％，Ｎｂ：≦０．０３０％，Ｖ：≦
０．１％，Ｃｒ：≦０．６％，Ｍｏ：≦０．６％，Ｂ：
０．０００５〜０．００２０％の１種または２種以上を
含有し残部が不可避的不純物からなる溶鋼を溶製するに
あたり、不可避的に混入するＡｌ以外にＡｌを添加しな
い状態で、Ｓｉを０．０５％から０．１５％の範囲に調
整した後にＴｉを添加し、その後Ａｌを添加し、その後
に最終成分調整を行い、該溶鋼を鋳造後圧延することを
特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材の製造方法を
第４の手段とする。
２０％，Ｓｉ：≦０．５０％，Ｍｎ：０．５〜１．８０
％，Ｐ：≦０．０２０％，Ｓ：≦０．０１０％，Ａｌ：
０．００５〜０．０２０％，Ｔｉ：０．００５〜０．０
２０％，Ｎ：０．００２０〜０．００６０％，Ｍｇ：≦
０．００１０％を基本成分とし、さらにＣｕ：≦１．０
％，Ｎｉ：≦１．５％，Ｎｂ：≦０．０３０％，Ｖ：≦
０．１％，Ｃｒ：≦０．６％，Ｍｏ：≦０．６％，Ｂ：
０．０００５〜０．００２０％の１種または２種以上を
含有し残部が不可避的不純物からなる溶鋼を溶製するに
あたり、不可避的に混入するＡｌ以外にＡｌを添加しな
い状態で、Ｓｉを０．０５％から０．１５％の範囲に調
整した後にＴｉを添加し、その後Ａｌを添加し、その後
に最終成分調整を行い、該溶鋼を鋳造後圧延することを
特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材の製造方法を
第４の手段とする。
【００１０】
【作用】本発明において、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ａ
ｌ，Ｔｉ，Ｎ，Ｍｇ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｂの限定量とその理由を以下に述べる。Ｃは、強度
を得るために重要であることから下限を０．０３％と
し、鋼材の溶接性のためには低いことが望ましいことか
ら０．２０％を上限とした。Ｓｉは、溶鋼の予備脱酸の
ために添加しているが、ＨＡＺの硬化により靱性が低下
するのを防止するために０．５％を上限とした。またＳ
ｉは、Ｔｉ脱酸前の溶存酸素量の調整のために非常に重
要な元素であり、Ｔｉ脱酸前には０．０５％から０．１
５％の範囲に制御する必要がある。Ｍｎは、鋼材の強度
を向上する成分として０．５％以上の添加が必要であ
り、過剰な含有量では硬化等の原因によりＨＡＺの靱性
が低下するため、１．８％を上限とした。
ｌ，Ｔｉ，Ｎ，Ｍｇ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍ
ｏ，Ｂの限定量とその理由を以下に述べる。Ｃは、強度
を得るために重要であることから下限を０．０３％と
し、鋼材の溶接性のためには低いことが望ましいことか
ら０．２０％を上限とした。Ｓｉは、溶鋼の予備脱酸の
ために添加しているが、ＨＡＺの硬化により靱性が低下
するのを防止するために０．５％を上限とした。またＳ
ｉは、Ｔｉ脱酸前の溶存酸素量の調整のために非常に重
要な元素であり、Ｔｉ脱酸前には０．０５％から０．１
５％の範囲に制御する必要がある。Ｍｎは、鋼材の強度
を向上する成分として０．５％以上の添加が必要であ
り、過剰な含有量では硬化等の原因によりＨＡＺの靱性
が低下するため、１．８％を上限とした。
【００１１】Ｐは含有量が少ないほど望ましいが、これ
を工業的に低下させるためには多大なコストがかかるこ
とから、０．０２０％を上限とした。Ｓは含有量が少な
いほど望ましいが、これを工業的に低下させるためには
多大なコストがかかることから、０．０１０％を上限と
した。
を工業的に低下させるためには多大なコストがかかるこ
とから、０．０２０％を上限とした。Ｓは含有量が少な
いほど望ましいが、これを工業的に低下させるためには
多大なコストがかかることから、０．０１０％を上限と
した。
【００１２】Ａｌは、溶鋼中に存在すると溶存酸素と結
合しやすく、Ａｌ酸化物を生成する。前述のように本発
明は、母材および溶接金属の靱性低下を起こさない程度
のＡｌを添加できることに大きな意義がある。従ってＡ
ｌの下限値は、靱性の低下を起こさないと思われる０．
００５％とした。また本発明は、溶鋼中にＭｇを存在さ
せることによりＴｉ系酸化物量を添加させることに意義
があるが、Ａｌが多量に存在してしまうと酸化物がすべ
てＡｌ酸化物となってしまうため、Ａｌの含有量を０．
０２０％以下とした。
合しやすく、Ａｌ酸化物を生成する。前述のように本発
明は、母材および溶接金属の靱性低下を起こさない程度
のＡｌを添加できることに大きな意義がある。従ってＡ
ｌの下限値は、靱性の低下を起こさないと思われる０．
００５％とした。また本発明は、溶鋼中にＭｇを存在さ
せることによりＴｉ系酸化物量を添加させることに意義
があるが、Ａｌが多量に存在してしまうと酸化物がすべ
てＡｌ酸化物となってしまうため、Ａｌの含有量を０．
０２０％以下とした。
【００１３】Ｔｉは、酸素と化合して酸化物を形成し、
またＮと化合して窒化物を形成する。Ｔｉ酸化物は、Ｔ
ｉＮ析出物やＭｎＳ析出物の生成核となり、これらの析
出物を介して粒内フェライトの生成核となる。従ってＴ
ｉ酸化物、ＴｉＮ析出物ともにＨＡＺ組織の微細化に有
効である。そこでＴｉ酸化物とＴｉＮ析出物を生成させ
るために０．００５％以上添加する。しかし固溶Ｔｉ量
が増加するとＨＡＺ靱性が低下することから、０．０２
０％を上限とする。
またＮと化合して窒化物を形成する。Ｔｉ酸化物は、Ｔ
ｉＮ析出物やＭｎＳ析出物の生成核となり、これらの析
出物を介して粒内フェライトの生成核となる。従ってＴ
ｉ酸化物、ＴｉＮ析出物ともにＨＡＺ組織の微細化に有
効である。そこでＴｉ酸化物とＴｉＮ析出物を生成させ
るために０．００５％以上添加する。しかし固溶Ｔｉ量
が増加するとＨＡＺ靱性が低下することから、０．０２
０％を上限とする。
【００１４】Ｎは、Ｔｉと化合してＴｉＮ析出物を形成
し、加熱γ粒の微細化や粒内フェライト組織を形成して
ＨＡＺ靱性を向上させることができる。本発明では、Ｔ
ｉの一部は酸化物を形成するが、残りはＮと化合してＴ
ｉＮ析出物を形成する。そこでＮはある程度存在する必
要があるため、下限値を０．００２０％とした。しかし
Ｎは、その固溶量が増加するとＨＡＺ靱性を低下させる
ため、多すぎると悪影響を及ぼす。そこで上限を０．０
０６０％とした。
し、加熱γ粒の微細化や粒内フェライト組織を形成して
ＨＡＺ靱性を向上させることができる。本発明では、Ｔ
ｉの一部は酸化物を形成するが、残りはＮと化合してＴ
ｉＮ析出物を形成する。そこでＮはある程度存在する必
要があるため、下限値を０．００２０％とした。しかし
Ｎは、その固溶量が増加するとＨＡＺ靱性を低下させる
ため、多すぎると悪影響を及ぼす。そこで上限を０．０
０６０％とした。
【００１５】Ｍｇは、本発明では最も重要な役割を持
つ。特公昭６１−７９７４５号公報に記載されるよう
に、溶鋼中のＡｌ量が増加するとＴｉ酸化物は生成しに
くくなる。しかし本発明者らの研究により、Ａｌ量が多
い場合でも、溶鋼中にＭｇが存在すると、Ａｌ酸化物が
減少してＴｉ酸化物の量が増えることが明らかとなっ
た。この際、Ｍｇは１ｐｐｍ以上含有されることが望ま
しい。しかし分析上の定量限界値以下の量しかＭｇが検
出されなくても、Ｍｇを添加して製造した鋼板では、Ｔ
ｉ酸化物が増加することも判明した。しかしＭｇ量が多
すぎると、Ｍｇ自体によりＴｉ酸化物が還元されるた
め、上限を１０ｐｐｍとした。またＭｇを添加する時期
は、Ｓｉ添加前、Ｔｉ添加前、Ａｌ添加前、最終成分調
整前および最終成分調整後のいずれでも、ほぼ同等の効
果が得られる。
つ。特公昭６１−７９７４５号公報に記載されるよう
に、溶鋼中のＡｌ量が増加するとＴｉ酸化物は生成しに
くくなる。しかし本発明者らの研究により、Ａｌ量が多
い場合でも、溶鋼中にＭｇが存在すると、Ａｌ酸化物が
減少してＴｉ酸化物の量が増えることが明らかとなっ
た。この際、Ｍｇは１ｐｐｍ以上含有されることが望ま
しい。しかし分析上の定量限界値以下の量しかＭｇが検
出されなくても、Ｍｇを添加して製造した鋼板では、Ｔ
ｉ酸化物が増加することも判明した。しかしＭｇ量が多
すぎると、Ｍｇ自体によりＴｉ酸化物が還元されるた
め、上限を１０ｐｐｍとした。またＭｇを添加する時期
は、Ｓｉ添加前、Ｔｉ添加前、Ａｌ添加前、最終成分調
整前および最終成分調整後のいずれでも、ほぼ同等の効
果が得られる。
【００１６】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靱性を低下させ
ることから、１．０％を上限とした。Ｎｉは、鋼材の強
度および靱性を向上させるために有効であるが、多量に
使用するとコスト増加につながることから、１．５％を
上限とした。Ｎｂは、焼入れ性を向上させることにより
母材の強度および靱性を向上させるために非常に有効な
元素であるが、ＨＡＺにおいては過剰な添加は靱性を著
しく低下させるため、０．０３０％を上限とした。
効であるが、１．０％を越えるとＨＡＺ靱性を低下させ
ることから、１．０％を上限とした。Ｎｉは、鋼材の強
度および靱性を向上させるために有効であるが、多量に
使用するとコスト増加につながることから、１．５％を
上限とした。Ｎｂは、焼入れ性を向上させることにより
母材の強度および靱性を向上させるために非常に有効な
元素であるが、ＨＡＺにおいては過剰な添加は靱性を著
しく低下させるため、０．０３０％を上限とした。
【００１７】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、０．１０％，０．６０
％，０．６０％を上限とした。Ｂについては、焼入れ性
の向上により強度の増加が期待できることから、下限を
０．０００５％とし、過剰な添加は溶接熱影響部での硬
さの増加につながることから、上限を０．００２０％と
した。
果を有することから、それぞれ、０．１０％，０．６０
％，０．６０％を上限とした。Ｂについては、焼入れ性
の向上により強度の増加が期待できることから、下限を
０．０００５％とし、過剰な添加は溶接熱影響部での硬
さの増加につながることから、上限を０．００２０％と
した。
【００１８】鋳造方法においては、連続鋳造およびイン
ゴットによるバッチ鋳造のいずれでも適用できるが、冷
却速度の早い連続鋳造の方が望ましい。また鋼材の圧延
方法においては、当該分野において従来から適用されて
いる方法を用いてもＨＡＺ靱性に関しては何ら影響を及
ぼさないため、従来の方法を適用できる。
ゴットによるバッチ鋳造のいずれでも適用できるが、冷
却速度の早い連続鋳造の方が望ましい。また鋼材の圧延
方法においては、当該分野において従来から適用されて
いる方法を用いてもＨＡＺ靱性に関しては何ら影響を及
ぼさないため、従来の方法を適用できる。
【００１９】次に、本発明者らは、前記従来技術が有す
る課題を解消するために、種々の成分を含有する鋼材に
ついて、酸化物および析出物の調査を実施した。その結
果、溶鋼中にＭｇが微量に存在する場合に、Ａｌが添加
された状態でもＴｉ酸化物が生成することを明らかにし
た。
る課題を解消するために、種々の成分を含有する鋼材に
ついて、酸化物および析出物の調査を実施した。その結
果、溶鋼中にＭｇが微量に存在する場合に、Ａｌが添加
された状態でもＴｉ酸化物が生成することを明らかにし
た。
【００２０】その知見をまとめて示したものが、図１で
あり、鋼材中のＡｌ量と、Ｍｇ添加の有無によるＴｉ酸
化物組成の割合を整理したものである。Ｍｇが存在しな
い場合にはＡｌ量が０．０１％程度でＴｉ酸化物が全く
存在しなくなってしまうが、Ｍｇが存在する場合にはＡ
ｌ量が０．０２％程度でもＴｉ酸化物が十分に得られる
ことを示している。Ｍｇが添加されない場合には、Ａｌ
量が０．０１％程度になるとＴｉ酸化物は全く生成しな
くなってしまう。これに対しＭｇを添加した場合には、
Ａｌ量が０．０２０％でもＴｉ酸化物が生成する。生成
するＴｉ酸化物は、Ａｌ量が少ない場合はＴｉとＭｇの
複合酸化物となるが、Ａｌ量が多い場合にはＡｌ，Ｔｉ
およびＭｇの複合酸化物（以下、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合
酸化物と称す）となる。この際、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合
酸化物では、Ｔｉ酸化物が存在する部分からＴｉＮ析出
物やＭｎＳ析出物が析出し、これらの析出物の作用によ
り、溶接時の加熱オーステナイト粒内にフェライト組織
が生成し、溶接熱影響部組織の微細化に寄与する。
あり、鋼材中のＡｌ量と、Ｍｇ添加の有無によるＴｉ酸
化物組成の割合を整理したものである。Ｍｇが存在しな
い場合にはＡｌ量が０．０１％程度でＴｉ酸化物が全く
存在しなくなってしまうが、Ｍｇが存在する場合にはＡ
ｌ量が０．０２％程度でもＴｉ酸化物が十分に得られる
ことを示している。Ｍｇが添加されない場合には、Ａｌ
量が０．０１％程度になるとＴｉ酸化物は全く生成しな
くなってしまう。これに対しＭｇを添加した場合には、
Ａｌ量が０．０２０％でもＴｉ酸化物が生成する。生成
するＴｉ酸化物は、Ａｌ量が少ない場合はＴｉとＭｇの
複合酸化物となるが、Ａｌ量が多い場合にはＡｌ，Ｔｉ
およびＭｇの複合酸化物（以下、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合
酸化物と称す）となる。この際、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合
酸化物では、Ｔｉ酸化物が存在する部分からＴｉＮ析出
物やＭｎＳ析出物が析出し、これらの析出物の作用によ
り、溶接時の加熱オーステナイト粒内にフェライト組織
が生成し、溶接熱影響部組織の微細化に寄与する。
【００２１】Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物は融点が非常
に高温であるため、溶接時の最高加熱温度が１４００℃
以上になる溶接ボンド部でも安定して存在する。溶接の
熱履歴を受けた場合、最高加熱時には、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍ
ｇ複合酸化物を残してＴｉＮ析出物やＭｎＳ析出物が溶
解してしまうが、その後の冷却中に、前記のようにＴｉ
酸化物を核としてＴｉＮ析出物やＭｎＳ析出物が再析出
することにより、溶接ボンド部での組織が微細化し、靱
性が著しく向上する。また上記の効果を最大限に得るた
めには、製造時に、脱酸元素を添加する順番を制御する
必要がある。
に高温であるため、溶接時の最高加熱温度が１４００℃
以上になる溶接ボンド部でも安定して存在する。溶接の
熱履歴を受けた場合、最高加熱時には、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍ
ｇ複合酸化物を残してＴｉＮ析出物やＭｎＳ析出物が溶
解してしまうが、その後の冷却中に、前記のようにＴｉ
酸化物を核としてＴｉＮ析出物やＭｎＳ析出物が再析出
することにより、溶接ボンド部での組織が微細化し、靱
性が著しく向上する。また上記の効果を最大限に得るた
めには、製造時に、脱酸元素を添加する順番を制御する
必要がある。
【００２２】Ｔｉ酸化物を微細分散させるためには、Ｔ
ｉを添加した後にＡｌを添加することが重要である。ま
たＴｉ酸化物量は、Ｔｉを添加する際の溶存酸素量に依
存する。従って、Ｔｉを添加する前のＡｌ量は、可能な
限り少ない方がよい。しかし、溶存酸素量が多すぎると
粗大な酸化物が生成し、超音波探傷での欠陥や靱性の低
下といった弊害を生じる。そこでＴｉ添加前の溶存酸素
量は、Ｓｉ量によって調整を行う。その際に必要なＳｉ
量は、本発明者らの研究により、０．０５％から０．１
５％であることが判明した。
ｉを添加した後にＡｌを添加することが重要である。ま
たＴｉ酸化物量は、Ｔｉを添加する際の溶存酸素量に依
存する。従って、Ｔｉを添加する前のＡｌ量は、可能な
限り少ない方がよい。しかし、溶存酸素量が多すぎると
粗大な酸化物が生成し、超音波探傷での欠陥や靱性の低
下といった弊害を生じる。そこでＴｉ添加前の溶存酸素
量は、Ｓｉ量によって調整を行う。その際に必要なＳｉ
量は、本発明者らの研究により、０．０５％から０．１
５％であることが判明した。
【００２３】Ｍｇの添加時期については、その添加量が
ごく微量であることから、前述のように、どのような時
期に添加しても特に問題はない。本発明は、以上の知見
に基づく新しい作用の適用によりなされたもので、これ
により本発明の課題である、Ａｌが一定量以上存在する
状態で溶接ボンド部での組織微細化に有効なＴｉ酸化物
を、安定して多数得られることが解決でき、ＨＡＺ靱性
の優れた鋼材およびその製造方法の提供を達成したもの
である。また本発明により溶製したスラブは、溶接用厚
鋼板の製造だけでなく、型鋼のような溶接用鋼材の製造
にも使用できる。
ごく微量であることから、前述のように、どのような時
期に添加しても特に問題はない。本発明は、以上の知見
に基づく新しい作用の適用によりなされたもので、これ
により本発明の課題である、Ａｌが一定量以上存在する
状態で溶接ボンド部での組織微細化に有効なＴｉ酸化物
を、安定して多数得られることが解決でき、ＨＡＺ靱性
の優れた鋼材およびその製造方法の提供を達成したもの
である。また本発明により溶製したスラブは、溶接用厚
鋼板の製造だけでなく、型鋼のような溶接用鋼材の製造
にも使用できる。
【００２４】
【実施例】表１および表２に、本発明鋼および比較鋼の
成分および製造条件、表３ないし表５に本発明鋼および
比較鋼の圧延条件および溶接ボンド部の靱性を示す。記
号ＡからＬまでの１２鋼種は、すべて連続鋳造機にて鋳
造を行ったものである。記号Ａ，ＢはＡｌ量を変化させ
たものである。本発明範囲にある記号Ａは、溶接金属お
よび溶接ボンド部共に吸収エネルギーが５０Ｊを越える
良好な靱性が得られているが、Ａｌ量の少ない記号Ｂ
は、溶接ボンド部の靱性は良好であるが溶接金属の靱性
が低い。
成分および製造条件、表３ないし表５に本発明鋼および
比較鋼の圧延条件および溶接ボンド部の靱性を示す。記
号ＡからＬまでの１２鋼種は、すべて連続鋳造機にて鋳
造を行ったものである。記号Ａ，ＢはＡｌ量を変化させ
たものである。本発明範囲にある記号Ａは、溶接金属お
よび溶接ボンド部共に吸収エネルギーが５０Ｊを越える
良好な靱性が得られているが、Ａｌ量の少ない記号Ｂ
は、溶接ボンド部の靱性は良好であるが溶接金属の靱性
が低い。
【００２５】記号Ｃは、Ｔｉ添加前のＳｉ量が本発明範
囲より多い比較例であるが、記号Ａに比べて溶接ボンド
部での靱性が低い。記号Ｄは、Ｔｉ添加前にＡｌを添加
した比較例であるが、記号Ａに比べて溶接ボンド部での
靱性が低い。記号Ｅ，Ｆ，Ｇは、Ｍｇの添加時期を変え
た本発明例であるが、いずれの場合も、溶接金属および
溶接ボンド部共に吸収エネルギーが５０Ｊを越える良好
な靱性が得られている。
囲より多い比較例であるが、記号Ａに比べて溶接ボンド
部での靱性が低い。記号Ｄは、Ｔｉ添加前にＡｌを添加
した比較例であるが、記号Ａに比べて溶接ボンド部での
靱性が低い。記号Ｅ，Ｆ，Ｇは、Ｍｇの添加時期を変え
た本発明例であるが、いずれの場合も、溶接金属および
溶接ボンド部共に吸収エネルギーが５０Ｊを越える良好
な靱性が得られている。
【００２６】記号Ｈ，Ｉ，Ｊ，ＫおよびＬは、各合金元
素を添加した場合の本発明例であるが、いずれの場合
も、溶接金属および溶接ボンド部共に、吸収エネルギー
では５０Ｊを越え、ＣＴＯＤ試験でのδｃでは０．２５
ｍｍを越える良好な靱性が得られている。Ｍｇの添加時
期を変えた本発明例においても、いずれの場合も、溶接
金属および溶接ボンド部共に吸収エネルギーが５０Ｊを
越える良好な靱性が得られている。
素を添加した場合の本発明例であるが、いずれの場合
も、溶接金属および溶接ボンド部共に、吸収エネルギー
では５０Ｊを越え、ＣＴＯＤ試験でのδｃでは０．２５
ｍｍを越える良好な靱性が得られている。Ｍｇの添加時
期を変えた本発明例においても、いずれの場合も、溶接
金属および溶接ボンド部共に吸収エネルギーが５０Ｊを
越える良好な靱性が得られている。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】
【表５】
【００３２】
【発明の効果】本発明は、船舶、貯蔵タンク、建築物等
の大型溶接構造物の建造時に大入熱溶接法を適用できる
鋼材およびその製造方法を提供できるものであり、社会
への貢献は非常に大きい。
の大型溶接構造物の建造時に大入熱溶接法を適用できる
鋼材およびその製造方法を提供できるものであり、社会
への貢献は非常に大きい。
【図１】鋼材中のＡｌ量と、Ｍｇ添加の有無によるＴｉ
酸化物組成の割合を示した図
酸化物組成の割合を示した図
フロントページの続き (72)発明者 船津 裕二 大分県大分市大字西ノ洲１番地 新日本製 鐵株式会社大分製鐵所内 (72)発明者 三吉野 育人 大分県大分市大字西ノ洲１番地 新日本製 鐵株式会社大分製鐵所内
Claims (4)
- 【請求項１】 成分組成が重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．５〜１．８０％ Ｐ ：≦０．０２０％ Ｓ ：≦０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ Ｍｇ：≦０．００１０％を含有し、残部が不可避的不純
物からなることを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた
鋼材。 - 【請求項２】 成分組成が重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．５〜１．８０％ Ｐ ：≦０．０２０％ Ｓ ：≦０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ Ｍｇ：≦０．００１０％を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦１．５％ Ｎｂ：≦０．０３０％ Ｖ ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ ：０．０００５〜０．００２０％の１種または２種
以上を含有し残部が不可避的不純物からなることを特徴
とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。 - 【請求項３】 成分組成が重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．５〜１．８０％ Ｐ ：≦０．０２０％ Ｓ ：≦０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ Ｍｇ：≦０．００１０％を含有し残部が不可避的不純物
からなる溶鋼を溶製するにあたり、不可避的に混入する
Ａｌ以外にＡｌを添加しない状態で、Ｓｉを０．０５％
から０．１５％の範囲に調整した後にＴｉを添加し、そ
の後Ａｌを添加し、その後に最終成分調整を行い、該溶
鋼を鋳造後圧延することを特徴とする溶接熱影響部靱性
の優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 成分組成が重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．５〜１．８０％ Ｐ ：≦０．０２０％ Ｓ ：≦０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ Ｍｇ：≦０．００１０％を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦１．５％ Ｎｂ：≦０．０３０％ Ｖ ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ ：０．０００５〜０．００２０％の１種または２種
以上を含有し残部が不可避的不純物からなる溶鋼を溶製
するにあたり、不可避的に混入するＡｌ以外にＡｌを添
加しない状態で、Ｓｉを０．０５％から０．１５％の範
囲に調整した後にＴｉを添加し、その後Ａｌを添加し、
その後に最終成分調整を行い、該溶鋼を鋳造後圧延する
ことを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11407595A JPH08283904A (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 溶接熱影響部靱性の優れた鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11407595A JPH08283904A (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 溶接熱影響部靱性の優れた鋼材およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08283904A true JPH08283904A (ja) | 1996-10-29 |
Family
ID=14628428
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11407595A Pending JPH08283904A (ja) | 1995-04-17 | 1995-04-17 | 溶接熱影響部靱性の優れた鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08283904A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2105516A1 (en) * | 2008-03-28 | 2009-09-30 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength steel sheet excellent in resistance to stress-relief annealing and in low-temperature joint toughness |
| CN112139242A (zh) * | 2020-08-24 | 2020-12-29 | 龙岩学院 | 一种大热输入焊接用钢及其热影响区韧性提升方法 |
-
1995
- 1995-04-17 JP JP11407595A patent/JPH08283904A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2105516A1 (en) * | 2008-03-28 | 2009-09-30 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength steel sheet excellent in resistance to stress-relief annealing and in low-temperature joint toughness |
| US8394209B2 (en) | 2008-03-28 | 2013-03-12 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel sheet excellent in resistance to stress-relief annealing and in low-temperature joint toughness |
| CN112139242A (zh) * | 2020-08-24 | 2020-12-29 | 龙岩学院 | 一种大热输入焊接用钢及其热影响区韧性提升方法 |
| CN112139242B (zh) * | 2020-08-24 | 2022-07-08 | 龙岩学院 | 一种大热输入焊接用钢及其热影响区韧性提升方法 |
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|---|---|---|---|
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