JPH08311598A - 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材の製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部靱性に優れた鋼材の製造方法Info
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- JPH08311598A JPH08311598A JP11828095A JP11828095A JPH08311598A JP H08311598 A JPH08311598 A JP H08311598A JP 11828095 A JP11828095 A JP 11828095A JP 11828095 A JP11828095 A JP 11828095A JP H08311598 A JPH08311598 A JP H08311598A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２５％、S
i：０．０５〜０．６％、Mn：０．３〜３．０％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Al：０．０００
１〜０．０１％、Ti：０．００５〜０．０３％、Ｏ：
０．００１０〜０．００７０％を含有し、さらに、Cr：
１．０％以下、Mo：０．７％以下、Cu：２．０％以下、
Ni：２．０％以下、Nb：０．０８％以下、Ｖ：０．１％
以下、Ｂ：０．００２％以下のうちの一種以上を含有
し、残部がFe及び不可避的不純物からなる炭素鋼を製造
する方法である。予めSiとMnを添加して予備脱酸を行
い、溶存酸素濃度を２０〜１００ppm に制御した後Tiを
添加し、０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０の関
係を満たす組成の鋼とする。 【効果】 高いＨＡＺ靱性が得られるAl-Mn 酸化物相を
有する酸化物を分散した鋼を安定して製造することがで
きる。
i：０．０５〜０．６％、Mn：０．３〜３．０％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Al：０．０００
１〜０．０１％、Ti：０．００５〜０．０３％、Ｏ：
０．００１０〜０．００７０％を含有し、さらに、Cr：
１．０％以下、Mo：０．７％以下、Cu：２．０％以下、
Ni：２．０％以下、Nb：０．０８％以下、Ｖ：０．１％
以下、Ｂ：０．００２％以下のうちの一種以上を含有
し、残部がFe及び不可避的不純物からなる炭素鋼を製造
する方法である。予めSiとMnを添加して予備脱酸を行
い、溶存酸素濃度を２０〜１００ppm に制御した後Tiを
添加し、０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０の関
係を満たす組成の鋼とする。 【効果】 高いＨＡＺ靱性が得られるAl-Mn 酸化物相を
有する酸化物を分散した鋼を安定して製造することがで
きる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、例えばラインパイプ等
のように溶接熱影響部における靱性が要求される鋼を製
造する方法に関するものである。
のように溶接熱影響部における靱性が要求される鋼を製
造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、溶接工程の合理化のために溶接の
大入熱化が行われているが、一般に鋼材の溶接時には母
材側熱影響部（以下、「ＨＡＺ部」という）の結晶粒が
粗大化して靱性が低下することが知られている。これに
対して、適当な酸化物、窒化物等の微細な粒子を分散さ
せれば組織が微細化してＨＡＺ部の靱性向上に効果があ
る。
大入熱化が行われているが、一般に鋼材の溶接時には母
材側熱影響部（以下、「ＨＡＺ部」という）の結晶粒が
粗大化して靱性が低下することが知られている。これに
対して、適当な酸化物、窒化物等の微細な粒子を分散さ
せれば組織が微細化してＨＡＺ部の靱性向上に効果があ
る。
【０００３】そこで、特公平５−１７３００号を初めと
する一連の特許では鋼中のAl量を減じ、Tiを添加するこ
とにより微細なTi系酸化物を析出，分散させ、ＨＡＺ部
の組織を微細化して靱性を向上させる方法が提案されて
いる。さらに析出粒子を微細化するために特公平３−６
７４６７号では凝固時の冷却速度を制御する方法が、ま
た特開平４−６２４３号ではTi添加後出鋼までの時間を
規定する方法が提案されている。また、特開平４−２７
１３号、特開平３−１７７５３５号等ではさらにZr，Ｙ
等を添加することが析出粒子を微細，分散化を図るため
に効果的であることが述べられている。
する一連の特許では鋼中のAl量を減じ、Tiを添加するこ
とにより微細なTi系酸化物を析出，分散させ、ＨＡＺ部
の組織を微細化して靱性を向上させる方法が提案されて
いる。さらに析出粒子を微細化するために特公平３−６
７４６７号では凝固時の冷却速度を制御する方法が、ま
た特開平４−６２４３号ではTi添加後出鋼までの時間を
規定する方法が提案されている。また、特開平４−２７
１３号、特開平３−１７７５３５号等ではさらにZr，Ｙ
等を添加することが析出粒子を微細，分散化を図るため
に効果的であることが述べられている。
【０００４】このように、鋼中に微細粒子を分散させて
ＨＡＺ靱性を改善する方法は公知であり、微細分散粒子
としてTi系酸化物が適当であることは多くの開示がなさ
れている。しかしながら、これらのTi系酸化物を分散さ
せた鋼では年々高まる材料の要求性能に対して十分応え
ることができないのが実情であり、さらに安定してＨＡ
Ｚ靱性を向上できる材料及びその製造方法が求められる
ようになってきている。
ＨＡＺ靱性を改善する方法は公知であり、微細分散粒子
としてTi系酸化物が適当であることは多くの開示がなさ
れている。しかしながら、これらのTi系酸化物を分散さ
せた鋼では年々高まる材料の要求性能に対して十分応え
ることができないのが実情であり、さらに安定してＨＡ
Ｚ靱性を向上できる材料及びその製造方法が求められる
ようになってきている。
【０００５】また、このようにＨＡＺ靱性を向上するた
めには鋼中にMnS を分散させることが重要であると考
え、析出の核となりやすい酸化物を規定した方法が特開
平５−２７１８６４号及び特開平５−２５５８０１号に
開示されている。これらには具体的な酸化物として、Si
O2-MnOあるいはAl2O3-MnO が提案されている。
めには鋼中にMnS を分散させることが重要であると考
え、析出の核となりやすい酸化物を規定した方法が特開
平５−２７１８６４号及び特開平５−２５５８０１号に
開示されている。これらには具体的な酸化物として、Si
O2-MnOあるいはAl2O3-MnO が提案されている。
【０００６】一方、本出願人は特開平３−１６２５９２
号において、Al-Mn 酸化物相及び不可避的に共存する酸
化物相を有する粒子を分散した鋼を提案している。この
鋼は０．２〜２０μｍの直径の分散粒子が鋼材断面の１
ｍｍ2 当たり４〜１０００個分散しており、かつ分散粒
子を構成する酸化物相として原子割合で（Al＋Mn）が４
０％以上、Al：Mnの比率が１：１〜５：１という特徴を
有するAl-Mn 酸化物相を構成要素として有する酸化物分
散鋼であり、従来の鋼と比較して飛躍的に高い靱性が得
られる。この鋼は酸化物そのものが粒内フェライト相の
生成核となることを意図しており、前述のような酸化物
をMnS の析出核とすることを意図する酸化物分散鋼とは
本質的に異なるものである。
号において、Al-Mn 酸化物相及び不可避的に共存する酸
化物相を有する粒子を分散した鋼を提案している。この
鋼は０．２〜２０μｍの直径の分散粒子が鋼材断面の１
ｍｍ2 当たり４〜１０００個分散しており、かつ分散粒
子を構成する酸化物相として原子割合で（Al＋Mn）が４
０％以上、Al：Mnの比率が１：１〜５：１という特徴を
有するAl-Mn 酸化物相を構成要素として有する酸化物分
散鋼であり、従来の鋼と比較して飛躍的に高い靱性が得
られる。この鋼は酸化物そのものが粒内フェライト相の
生成核となることを意図しており、前述のような酸化物
をMnS の析出核とすることを意図する酸化物分散鋼とは
本質的に異なるものである。
【０００７】さらに、このようなAl-Mn 酸化物相を構成
要素として有する酸化物分散鋼を製造する方法として、
本出願人は特願平６−１４１９６０号の明細書及び図面
において、Alを含有する合金を添加する方法を、また、
特願平６−１４１９６１号の明細書及び図面において、
酸素ポテンシャルを制御しうる酸化物を添加する方法を
提案している。これらの方法はAl-Mn 酸化物相を構成要
素として有する酸化物が安定して得られるという点で優
れた方法であるが、Ti添加量が適切に規定されていない
ので、Ti添加量によっては目的とする酸化物が生成しな
いという問題があった。
要素として有する酸化物分散鋼を製造する方法として、
本出願人は特願平６−１４１９６０号の明細書及び図面
において、Alを含有する合金を添加する方法を、また、
特願平６−１４１９６１号の明細書及び図面において、
酸素ポテンシャルを制御しうる酸化物を添加する方法を
提案している。これらの方法はAl-Mn 酸化物相を構成要
素として有する酸化物が安定して得られるという点で優
れた方法であるが、Ti添加量が適切に規定されていない
ので、Ti添加量によっては目的とする酸化物が生成しな
いという問題があった。
【０００８】一方、このような鋼中の微細分散粒子を制
御するために成分含有量を規定するものとしては、特開
平２−１７５８１５号に記載された方法がある。この方
法は、化学量論的見地からTi，Ｎ，Ｏ量がバランスする
ように所定の範囲に規定し、さらに凝固時、凝固後の冷
却速度を規定することにより分散粒子を微細化しようと
いうものであった。しかしながら、この方法は酸化物の
形態を制御しようというものではなく、また良好な靱性
の確保のためにはTiN の生成が必須である。
御するために成分含有量を規定するものとしては、特開
平２−１７５８１５号に記載された方法がある。この方
法は、化学量論的見地からTi，Ｎ，Ｏ量がバランスする
ように所定の範囲に規定し、さらに凝固時、凝固後の冷
却速度を規定することにより分散粒子を微細化しようと
いうものであった。しかしながら、この方法は酸化物の
形態を制御しようというものではなく、また良好な靱性
の確保のためにはTiN の生成が必須である。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記した従
来の問題点に鑑みてなされたものであり、鋼中の酸化物
の形態を制御することにより高いＨＡＺ靱性が得られる
ような酸化物を分散した鋼材を安定して製造する方法を
提供することを目的としている。
来の問題点に鑑みてなされたものであり、鋼中の酸化物
の形態を制御することにより高いＨＡＺ靱性が得られる
ような酸化物を分散した鋼材を安定して製造する方法を
提供することを目的としている。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者らは予備脱酸条
件及び溶存酸素量、脱酸元素添加量を種々変化させて微
細分散粒子の形態とＨＡＺ靱性との相関についての一連
の研究を行い、より適切な形態の微細分散粒子を鋼中に
分散させればＨＡＺ靱性が飛躍的に向上することを知見
した。さらに、微細分散粒子をこの形態となすためには
鋼の化学成分及び溶製過程における微細分散粒子の形態
を適切に規定することが重要であることを知見した。
件及び溶存酸素量、脱酸元素添加量を種々変化させて微
細分散粒子の形態とＨＡＺ靱性との相関についての一連
の研究を行い、より適切な形態の微細分散粒子を鋼中に
分散させればＨＡＺ靱性が飛躍的に向上することを知見
した。さらに、微細分散粒子をこの形態となすためには
鋼の化学成分及び溶製過程における微細分散粒子の形態
を適切に規定することが重要であることを知見した。
【００１１】本発明は上記した知見に基づいてなされた
ものであり、第１の本発明の溶接熱影響部靱性に優れた
鋼材の製造方法は、重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２５％ Si：０．０５〜０．６％ Mn：０．３〜３．０％ Ｐ：０．０３％以下 Ｓ：０．０１％以下 Al：０．０００１〜０．０１％ Ti：０．００５〜０．０３％ Ｏ：０．００１０〜０．００７０％ を含有し、さらに、Cr：１．０％以下、Mo：０．７％以
下、Cu：２．０％以下、Ni：２．０％以下、Nb：０．０
８％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下の
うちの一種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物
からなる炭素鋼を製造するにあたり、予めSiとMnを添加
して予備脱酸を行い、溶存酸素濃度を２０〜１００ppm
に制御した後Tiを添加し、 ０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０ の関係を満たす組成の鋼としているのである。
ものであり、第１の本発明の溶接熱影響部靱性に優れた
鋼材の製造方法は、重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２５％ Si：０．０５〜０．６％ Mn：０．３〜３．０％ Ｐ：０．０３％以下 Ｓ：０．０１％以下 Al：０．０００１〜０．０１％ Ti：０．００５〜０．０３％ Ｏ：０．００１０〜０．００７０％ を含有し、さらに、Cr：１．０％以下、Mo：０．７％以
下、Cu：２．０％以下、Ni：２．０％以下、Nb：０．０
８％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下の
うちの一種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物
からなる炭素鋼を製造するにあたり、予めSiとMnを添加
して予備脱酸を行い、溶存酸素濃度を２０〜１００ppm
に制御した後Tiを添加し、 ０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０ の関係を満たす組成の鋼としているのである。
【００１２】また、第２の本発明の溶接熱影響部靱性に
優れた鋼材の製造方法は、重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２５％ Si：０．０５〜０．６％ Mn：０．３〜３．０％ Ｐ：０．０３％以下 Ｓ：０．０１％以下 Ti：０．００５〜０．０３％ Ｏ：０．００１０〜０．００７０％ を含有し、さらに、Cr：１．０％以下、Mo：０．７％以
下、Cu：２．０％以下、Ni：２．０％以下、Nb：０．０
８％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下の
うちの一種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物
からなる炭素鋼を製造するにあたり、予めSiとMnを添加
して予備脱酸を行い、溶存酸素濃度を２０〜１００ppm
とし、かつ溶鋼中のAl濃度を０．０００１〜０．００３
０％に制御した後Tiを添加し、 ０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０ の関係を満たす組成の鋼とし、分散粒子としてAl−Mn酸
化物相及びTi酸化物相を含有する粒子を鋼中に分散させ
ているのである。
優れた鋼材の製造方法は、重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２５％ Si：０．０５〜０．６％ Mn：０．３〜３．０％ Ｐ：０．０３％以下 Ｓ：０．０１％以下 Ti：０．００５〜０．０３％ Ｏ：０．００１０〜０．００７０％ を含有し、さらに、Cr：１．０％以下、Mo：０．７％以
下、Cu：２．０％以下、Ni：２．０％以下、Nb：０．０
８％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下の
うちの一種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物
からなる炭素鋼を製造するにあたり、予めSiとMnを添加
して予備脱酸を行い、溶存酸素濃度を２０〜１００ppm
とし、かつ溶鋼中のAl濃度を０．０００１〜０．００３
０％に制御した後Tiを添加し、 ０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０ の関係を満たす組成の鋼とし、分散粒子としてAl−Mn酸
化物相及びTi酸化物相を含有する粒子を鋼中に分散させ
ているのである。
【００１３】
【作用】以下に本発明を詳細に説明する。本発明者ら
は、予備脱酸条件及び溶存酸素量、脱酸元素添加量を種
々変化させた鋼を溶製し、鋼中の微細分散粒子の分散状
況及び形態、さらには実継ぎ手性能を調査する一連の実
験を行った。その結果、実継ぎ手性能は鋼中の微細分散
粒子の分散状況及び形態と相関があり、鋼中の微細分散
粒子の分散状況及び形態は鋼成分を制御することにより
変化することを知見した。さらに、適切な形態の酸化物
を微細分散させると著しく実継ぎ手性能の良い鋼材が得
られ、この酸化物はTi添加前の溶鋼成分及びTi添加量を
適切に制御することにより安定して得られることを知見
した。本発明はこれらの知見に基づいてなされたもので
ある。
は、予備脱酸条件及び溶存酸素量、脱酸元素添加量を種
々変化させた鋼を溶製し、鋼中の微細分散粒子の分散状
況及び形態、さらには実継ぎ手性能を調査する一連の実
験を行った。その結果、実継ぎ手性能は鋼中の微細分散
粒子の分散状況及び形態と相関があり、鋼中の微細分散
粒子の分散状況及び形態は鋼成分を制御することにより
変化することを知見した。さらに、適切な形態の酸化物
を微細分散させると著しく実継ぎ手性能の良い鋼材が得
られ、この酸化物はTi添加前の溶鋼成分及びTi添加量を
適切に制御することにより安定して得られることを知見
した。本発明はこれらの知見に基づいてなされたもので
ある。
【００１４】ＨＡＺ組織を微細化して靱性を向上させる
ために適切な形態の粒子を鋼中に分散することが有効で
あることは前述の通りであり、微細分散粒子としてTi系
酸化物が有効であることは良く知られている。さらに、
前述のように特開平３−１６２５９２号には、Al-Mn 酸
化物相及び不可避的に共存する酸化物相を有する粒子を
分散した鋼はTi系酸化物が分散した鋼の性能を飛躍的に
上回る良好な靱性がえられることが開示されている。こ
の酸化物粒子は、具体的には直径が０．２〜２０μｍで
あり、金属元素のモル分率として（Al＋Mn）が４０％以
上であり、かつAl：Mnの比率が１：１〜５：１という特
徴を有するAl-Mn 酸化物相を構成要素として含むものを
いい、このような粒子が鋼材断面の１ｍｍ2 当たり４〜
１０００個分散していることが必要である。
ために適切な形態の粒子を鋼中に分散することが有効で
あることは前述の通りであり、微細分散粒子としてTi系
酸化物が有効であることは良く知られている。さらに、
前述のように特開平３−１６２５９２号には、Al-Mn 酸
化物相及び不可避的に共存する酸化物相を有する粒子を
分散した鋼はTi系酸化物が分散した鋼の性能を飛躍的に
上回る良好な靱性がえられることが開示されている。こ
の酸化物粒子は、具体的には直径が０．２〜２０μｍで
あり、金属元素のモル分率として（Al＋Mn）が４０％以
上であり、かつAl：Mnの比率が１：１〜５：１という特
徴を有するAl-Mn 酸化物相を構成要素として含むものを
いい、このような粒子が鋼材断面の１ｍｍ2 当たり４〜
１０００個分散していることが必要である。
【００１５】本発明者らは、一連の実験を経てAl-Mn 酸
化物相及び不可避的に共存する酸化物相を有する粒子を
鋼中に微細分散させるためには、溶製の初期より溶鋼中
に溶存する酸化物の形態を制御することが重要であるこ
とを知見した。すなわち、溶製の初期においては、Mn，
Siを添加して予備脱酸を行うことで全酸素濃度を調整す
るとともに、脱酸生成物としてMnO-SiO2を生成する必要
がある。このMnO-SiO2の一部は浮上分離するが、微細な
ものは溶鋼中に残存する。その後、より強い脱酸元素の
適量の添加によりこの酸化物の形態が変化する。適切な
脱酸元素を適量添加することによりAl-Mn 酸化物相及び
不可避的に共存する酸化物相を有する粒子を鋼中に微細
分散させることができる。
化物相及び不可避的に共存する酸化物相を有する粒子を
鋼中に微細分散させるためには、溶製の初期より溶鋼中
に溶存する酸化物の形態を制御することが重要であるこ
とを知見した。すなわち、溶製の初期においては、Mn，
Siを添加して予備脱酸を行うことで全酸素濃度を調整す
るとともに、脱酸生成物としてMnO-SiO2を生成する必要
がある。このMnO-SiO2の一部は浮上分離するが、微細な
ものは溶鋼中に残存する。その後、より強い脱酸元素の
適量の添加によりこの酸化物の形態が変化する。適切な
脱酸元素を適量添加することによりAl-Mn 酸化物相及び
不可避的に共存する酸化物相を有する粒子を鋼中に微細
分散させることができる。
【００１６】本発明において、予備脱酸時に添加するSi
及びMnの濃度は脱酸生成物形態の制御及び得られた鋼の
性能の観点から次のように規定する必要がある。すなわ
ち、Siは過剰に添加するとＨＡＺ部での島状マルテンサ
イトの生成を助長するために０．６％が上限である。一
方、Mnは母材及びＨＡＺ部の強度を確保するために必要
な元素であることから０．３％を下限とするが、過剰な
添加はＨＡＺ部の靱性を低下させるので、３．０％を上
限とする。さらに、溶存酸素濃度を２０〜１００ppm と
し、酸化物の形態を効率的な予備脱酸が可能でAl-Mn 酸
化物相形成の核とするために有利なMnO-SiO2とするため
に、Si及びMnの添加量については重量割合にてSi：０．
０５〜０．６％及びMn：０．３〜３．０％が必要であ
る。また、予備脱酸後の溶存酸素濃度については２０pp
m 未満では分散させる酸化物の核の量が不十分となり、
１００ppm を超えてしまった場合には溶鋼の清浄性が不
十分となる。
及びMnの濃度は脱酸生成物形態の制御及び得られた鋼の
性能の観点から次のように規定する必要がある。すなわ
ち、Siは過剰に添加するとＨＡＺ部での島状マルテンサ
イトの生成を助長するために０．６％が上限である。一
方、Mnは母材及びＨＡＺ部の強度を確保するために必要
な元素であることから０．３％を下限とするが、過剰な
添加はＨＡＺ部の靱性を低下させるので、３．０％を上
限とする。さらに、溶存酸素濃度を２０〜１００ppm と
し、酸化物の形態を効率的な予備脱酸が可能でAl-Mn 酸
化物相形成の核とするために有利なMnO-SiO2とするため
に、Si及びMnの添加量については重量割合にてSi：０．
０５〜０．６％及びMn：０．３〜３．０％が必要であ
る。また、予備脱酸後の溶存酸素濃度については２０pp
m 未満では分散させる酸化物の核の量が不十分となり、
１００ppm を超えてしまった場合には溶鋼の清浄性が不
十分となる。
【００１７】さらに、Mnの添加量については、酸化物を
SiO2などではなく確実にMnを含有させてMnO-SiO2とし、
かつ確実に溶存酸素濃度を２０〜１００ppm とするため
には０．８〜２％に制御することがより望ましい。Siに
ついては鋼中のSi濃度が０．２％を超えると低温靱性の
悪化を招くことから０．２％以下とすることが望まし
い。
SiO2などではなく確実にMnを含有させてMnO-SiO2とし、
かつ確実に溶存酸素濃度を２０〜１００ppm とするため
には０．８〜２％に制御することがより望ましい。Siに
ついては鋼中のSi濃度が０．２％を超えると低温靱性の
悪化を招くことから０．２％以下とすることが望まし
い。
【００１８】このような予備脱酸を行った溶鋼に、より
強い脱酸元素を添加すると脱酸生成物中のMn,Si が脱酸
元素に置換されて鋼中に微細に分散する粒子となる。
強い脱酸元素を添加すると脱酸生成物中のMn,Si が脱酸
元素に置換されて鋼中に微細に分散する粒子となる。
【００１９】従って、酸化物相にMnが残存した形態の粒
子を得るためには、脱酸元素を添加した段階で全ての脱
酸生成物中のMnが置換されてはならず、脱酸生成物中に
Mnを残すことが必要である。すなわち、溶鋼中のＯがTi
量に対して過剰に存在すればよいことになる。そこで、
後述のように溶存酸素量、脱酸元素添加量と脱酸生成物
の組成を検討した結果、[Ti mass%]/[Ｏ mass%] の値で
４．０未満であれば脱酸生成物中にMnが含有されること
が判明した。化学量論的にはTiの酸化物が鋼中でTi2O3
であると仮定すると、Ti量に対してＯが過剰となるため
には[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ２．０以下であることが必
要であるが、実際には各成分がそれぞれに固溶限があ
り、相互作用があるために４．０未満であれば脱酸生成
物中にMnが含有されるものと考えられる。一方、下限に
ついてはTi添加量が少ない場合には予備脱酸時に生成し
たMnO-SiO2のSiが十分Tiに置換されず、鋼塊中の分散粒
子中にもSiが残存する。このような粒子では十分な靱性
が得られないとともに、溶鋼の脱酸不足となる。従っ
て、０．５より大きければ適切な形態の分散粒子が得ら
れることが判明した。
子を得るためには、脱酸元素を添加した段階で全ての脱
酸生成物中のMnが置換されてはならず、脱酸生成物中に
Mnを残すことが必要である。すなわち、溶鋼中のＯがTi
量に対して過剰に存在すればよいことになる。そこで、
後述のように溶存酸素量、脱酸元素添加量と脱酸生成物
の組成を検討した結果、[Ti mass%]/[Ｏ mass%] の値で
４．０未満であれば脱酸生成物中にMnが含有されること
が判明した。化学量論的にはTiの酸化物が鋼中でTi2O3
であると仮定すると、Ti量に対してＯが過剰となるため
には[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ２．０以下であることが必
要であるが、実際には各成分がそれぞれに固溶限があ
り、相互作用があるために４．０未満であれば脱酸生成
物中にMnが含有されるものと考えられる。一方、下限に
ついてはTi添加量が少ない場合には予備脱酸時に生成し
たMnO-SiO2のSiが十分Tiに置換されず、鋼塊中の分散粒
子中にもSiが残存する。このような粒子では十分な靱性
が得られないとともに、溶鋼の脱酸不足となる。従っ
て、０．５より大きければ適切な形態の分散粒子が得ら
れることが判明した。
【００２０】Alは極めて強い脱酸元素であるから、優先
的に脱酸生成物中に含有されAl2O3となる。従って、分
析下限の０．０００１％程度であっても酸化物中にはAl
が含有されている。一方、Alが０．０１％以上であれば
Al2O3 が生成し、通常のアルミキルド鋼と同様の酸化物
形態となる。すなわち、Alは０．０００１〜０．０１％
と規定することにより、Al2O3 以外の酸化物が鋼中に生
成する。さらに、Al濃度を重量割合にて０．０００１〜
０．００３０％と規定することにより、微細粒子のうち
のAl2O3 が主体のもの、Ti2O3 が主体のものの割合が減
少し、Al-Mn 酸化物相及び不可避的に共存する酸化物相
を有する粒子が安定して生成するので、よりよい靱性が
得られる。このように、Alも鋼中で酸化物を形成するの
で、本来はAl含有量についてもTi/Oの比を規定した関係
式の中で考慮するべきであるが、今回の実験ではAl＝
０．０１％未満の成分領域では考慮しなくても差し支え
ないことが判った。
的に脱酸生成物中に含有されAl2O3となる。従って、分
析下限の０．０００１％程度であっても酸化物中にはAl
が含有されている。一方、Alが０．０１％以上であれば
Al2O3 が生成し、通常のアルミキルド鋼と同様の酸化物
形態となる。すなわち、Alは０．０００１〜０．０１％
と規定することにより、Al2O3 以外の酸化物が鋼中に生
成する。さらに、Al濃度を重量割合にて０．０００１〜
０．００３０％と規定することにより、微細粒子のうち
のAl2O3 が主体のもの、Ti2O3 が主体のものの割合が減
少し、Al-Mn 酸化物相及び不可避的に共存する酸化物相
を有する粒子が安定して生成するので、よりよい靱性が
得られる。このように、Alも鋼中で酸化物を形成するの
で、本来はAl含有量についてもTi/Oの比を規定した関係
式の中で考慮するべきであるが、今回の実験ではAl＝
０．０１％未満の成分領域では考慮しなくても差し支え
ないことが判った。
【００２１】また、Alは精錬期において各添加元素、ス
ラグ、各種の耐火物等から溶鋼中に移行するため、特に
添加しなくても少量は不可避的に溶鋼中に含有される
が、含有量を精度良く制御するために、特願平６−１４
１９６０号の明細書及び図面、或いは特願平６−１４１
９６１号の明細書及び図面において、Alを含有する合金
や酸化物等を意図的に添加することが有効であることを
開示している。
ラグ、各種の耐火物等から溶鋼中に移行するため、特に
添加しなくても少量は不可避的に溶鋼中に含有される
が、含有量を精度良く制御するために、特願平６−１４
１９６０号の明細書及び図面、或いは特願平６−１４１
９６１号の明細書及び図面において、Alを含有する合金
や酸化物等を意図的に添加することが有効であることを
開示している。
【００２２】また、従来の技術ではTi系の酸化物の周囲
にMnS が存在する時には良好な靱性が得られることが数
多く述べられているが、本発明の方法では微細に分散し
た形態による寄与が圧倒的に大きく、酸化物に付着した
MnS は必ずしも必要ではない。
にMnS が存在する時には良好な靱性が得られることが数
多く述べられているが、本発明の方法では微細に分散し
た形態による寄与が圧倒的に大きく、酸化物に付着した
MnS は必ずしも必要ではない。
【００２３】次に、請求項１及び請求項２の発明におけ
る他の元素含有量の限定理由について説明する。Ｃは、
母材及びＨＡＺ部の強度を確保するために必要な元素で
あり、NbやＶの添加時にこれらの効果を得るためにも
０．０１％程度は必要であるのでこれを下限とした。し
かしながら、過剰に存在すると靱性に悪影響を及ぼすの
で、０．２５％を上限とした。
る他の元素含有量の限定理由について説明する。Ｃは、
母材及びＨＡＺ部の強度を確保するために必要な元素で
あり、NbやＶの添加時にこれらの効果を得るためにも
０．０１％程度は必要であるのでこれを下限とした。し
かしながら、過剰に存在すると靱性に悪影響を及ぼすの
で、０．２５％を上限とした。
【００２４】Ｐは鋼中に不可避的に含有される不純物で
あり、粒界に偏析して割れ発生の一因となる元素である
ので、０．０３％を上限とした。Ｓも鋼中に不可避的に
含有される不純物であり、過剰に存在すると溶接割れの
原因となるので、上限を０．０１％とした。
あり、粒界に偏析して割れ発生の一因となる元素である
ので、０．０３％を上限とした。Ｓも鋼中に不可避的に
含有される不純物であり、過剰に存在すると溶接割れの
原因となるので、上限を０．０１％とした。
【００２５】Cr，Mo，Cu，Ni，Nb，Ｖはこれらの一種あ
るいは二種以上を添加することで良好な強度，靱性を得
ることができる元素であるが、いずれも過剰に添加した
場合にはＨＡＺ部の靱性を悪化させるので、Crは１．０
％以下、Moは０．７％以下、Cuは２．０％以下、Niは
２．０％以下、Nbは０．０８％以下，Ｖは０．１％以下
と上限を定めた。これらの元素は靱性に影響する微細粒
子の分散には影響を与えないので、材料特性上の要求に
あわせて適宜添加する。
るいは二種以上を添加することで良好な強度，靱性を得
ることができる元素であるが、いずれも過剰に添加した
場合にはＨＡＺ部の靱性を悪化させるので、Crは１．０
％以下、Moは０．７％以下、Cuは２．０％以下、Niは
２．０％以下、Nbは０．０８％以下，Ｖは０．１％以下
と上限を定めた。これらの元素は靱性に影響する微細粒
子の分散には影響を与えないので、材料特性上の要求に
あわせて適宜添加する。
【００２６】Ｂは通常、母材強度を向上させるには有効
な元素であるが、ＨＡＺ部の靱性には悪影響を及ぼす。
しかしながら、本発明のような酸化物を分散した鋼の場
合には少量の添加によってＨＡＺ部の靱性を改善でき
る。この目的から適当な添加量は０．００００５〜０．
０００４％であるが、加えて母材の強度を確保すること
も目的とする場合には、０．０００４〜０．００２％が
適当である。
な元素であるが、ＨＡＺ部の靱性には悪影響を及ぼす。
しかしながら、本発明のような酸化物を分散した鋼の場
合には少量の添加によってＨＡＺ部の靱性を改善でき
る。この目的から適当な添加量は０．００００５〜０．
０００４％であるが、加えて母材の強度を確保すること
も目的とする場合には、０．０００４〜０．００２％が
適当である。
【００２７】Cr，Mo，Cu，Ni，Nb，Ｖ，Ｂ等の含有量を
変更しても、これらの元素は靱性の向上に寄与する酸化
物の形態には影響を与えず、本発明の方法が有効である
ことは言うまでもない。
変更しても、これらの元素は靱性の向上に寄与する酸化
物の形態には影響を与えず、本発明の方法が有効である
ことは言うまでもない。
【００２８】本発明の方法は鋼中の[Ti mass%]/[Ｏ mas
s%] の値を制御することにより、鋼中に存在する酸化物
の形態を制御しようとするものであり、製造の装置及び
規模が変わっても有効であることは言うまでもない。ま
た、鋼の凝固時の冷却速度により粒子径が変化し、冷却
速度が速いほど微細になることは明らかであるが、本発
明の方法の場合は低温靱性には酸化物の形態による寄与
が大きく、通常の製造工程である連続鋳造でも静止鋳造
であっても、他の製造工程であってもいずれも良好な結
果が得られることは言うまでもない。
s%] の値を制御することにより、鋼中に存在する酸化物
の形態を制御しようとするものであり、製造の装置及び
規模が変わっても有効であることは言うまでもない。ま
た、鋼の凝固時の冷却速度により粒子径が変化し、冷却
速度が速いほど微細になることは明らかであるが、本発
明の方法の場合は低温靱性には酸化物の形態による寄与
が大きく、通常の製造工程である連続鋳造でも静止鋳造
であっても、他の製造工程であってもいずれも良好な結
果が得られることは言うまでもない。
【００２９】
【実施例】以下、本発明の鋼材の製造方法の効果を実施
例及び比較例に基づいて説明する。本発明者らは１５０
kgの高周波真空溶解炉を使用して種々の組成の鋼を溶製
し、予備脱酸条件、溶存酸素量、脱酸元素量と脱酸生成
物の組成の検討を行った。また、初期酸素濃度０．０４
〜０．０７％の溶鋼を１５５０〜１６５０℃で溶解し、
Mn，Siを添加して予備脱酸を行い、溶鋼中の全酸素濃度
を確認した後、Tiを所定量添加した。溶鋼中の全酸素濃
度を調整するために必要に応じて真空脱ガス或いは酸化
物粉末の添加を行った。また、Al含有量の制御のために
必要に応じて少量のAlの添加、酸化物粉末の添加、或い
はAlを含有する合金元素の添加を行った。これらの鋼の
溶製時には適宜試料を採取し、溶鋼中に存在する酸化物
の形態、大きさ等を調査した。
例及び比較例に基づいて説明する。本発明者らは１５０
kgの高周波真空溶解炉を使用して種々の組成の鋼を溶製
し、予備脱酸条件、溶存酸素量、脱酸元素量と脱酸生成
物の組成の検討を行った。また、初期酸素濃度０．０４
〜０．０７％の溶鋼を１５５０〜１６５０℃で溶解し、
Mn，Siを添加して予備脱酸を行い、溶鋼中の全酸素濃度
を確認した後、Tiを所定量添加した。溶鋼中の全酸素濃
度を調整するために必要に応じて真空脱ガス或いは酸化
物粉末の添加を行った。また、Al含有量の制御のために
必要に応じて少量のAlの添加、酸化物粉末の添加、或い
はAlを含有する合金元素の添加を行った。これらの鋼の
溶製時には適宜試料を採取し、溶鋼中に存在する酸化物
の形態、大きさ等を調査した。
【００３０】さらに得られた鋼塊を圧延した後再現ＨＡ
Ｚ試験を行い、JIS ４号シャルピー試験片を作成して衝
撃試験を行った。種々の入熱及び試験温度で試験を実施
したが、ＳＡＷ＝２０kJ/cm 相当の入熱で再現ＨＡＺ試
験、−３０℃で衝撃試験を行ったときの吸収エネルギー
は代表性のある値が得られたので、この条件における吸
収エネルギーで評価した。
Ｚ試験を行い、JIS ４号シャルピー試験片を作成して衝
撃試験を行った。種々の入熱及び試験温度で試験を実施
したが、ＳＡＷ＝２０kJ/cm 相当の入熱で再現ＨＡＺ試
験、−３０℃で衝撃試験を行ったときの吸収エネルギー
は代表性のある値が得られたので、この条件における吸
収エネルギーで評価した。
【００３１】鋼中の分散粒子の個数を光学顕微鏡で数え
るとともに、組成をエネルギー分散型Ｘ線マイクロアナ
ライザーで調査した。組成の分析では酸化物中に含有さ
れる金属元素の分析値から母材の影響と考えられるFeの
分を引き、他の金属元素は酸化物として存在するものと
して換算した。
るとともに、組成をエネルギー分散型Ｘ線マイクロアナ
ライザーで調査した。組成の分析では酸化物中に含有さ
れる金属元素の分析値から母材の影響と考えられるFeの
分を引き、他の金属元素は酸化物として存在するものと
して換算した。
【００３２】本発明の実施例について、予備脱酸条件及
び鋼塊の成分分析値から求めた[Timass%]/[Ｏ mass%]
を表１に、また酸化物の形態、衝撃試験結果等を表２に
示す。また、比較例における予備脱酸条件及び鋼塊の成
分分析値から求めた[Ti mass%]/[Ｏ mass%] を表３に、
また酸化物の形態、衝撃試験結果等を表４に示す。
び鋼塊の成分分析値から求めた[Timass%]/[Ｏ mass%]
を表１に、また酸化物の形態、衝撃試験結果等を表２に
示す。また、比較例における予備脱酸条件及び鋼塊の成
分分析値から求めた[Ti mass%]/[Ｏ mass%] を表３に、
また酸化物の形態、衝撃試験結果等を表４に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】 注）酸化物形態について、○はAl-Mn 酸化物相及び不可避的に共存する酸化物 相を有する粒子であることを表す。 粒子数について、○は直径が０．２〜２０μｍのものが鋳片断面の１mm2 当たりに４〜１０００個あることを示す。
【００３５】
【表３】
【００３６】
【表４】 注）酸化物形態について、○はAl-Mn 酸化物相及び不可避的に共存する酸化物 相を有する粒子であることを表す。 粒子数について、○は直径が０．２〜２０μｍのものが鋳片断面の１mm2 当たりに４〜１０００個あることを示す。
【００３７】実施例１，２は請求項１に対応する条件で
溶製を行った。実施例１では鋼中の微細酸化物はTi-Mn
酸化物であり、実施例２ではAl2O3 主体のものが多く存
在したが、いずれもTi含有量を制御することにより酸化
物相中にはMnが含有されていた。一方、[Ti mass%]/[Ｏ
mass%] を４．０以上とした比較例１，２では酸化物中
にMnがほとんど含有されておらず、比較例１ではAl-Ti
系酸化物が中心であり、比較例２ではTi系酸化物が中心
であった。さらに、[Ti mass%]/[Ｏ mass%] を０．５以
下とした比較例３では酸化物中にSiも存在していた。こ
の実施例１，２と比較例１〜３を比べると、実継ぎ手の
靱性は本発明鋼の方が明らかに良好な性能となる。
溶製を行った。実施例１では鋼中の微細酸化物はTi-Mn
酸化物であり、実施例２ではAl2O3 主体のものが多く存
在したが、いずれもTi含有量を制御することにより酸化
物相中にはMnが含有されていた。一方、[Ti mass%]/[Ｏ
mass%] を４．０以上とした比較例１，２では酸化物中
にMnがほとんど含有されておらず、比較例１ではAl-Ti
系酸化物が中心であり、比較例２ではTi系酸化物が中心
であった。さらに、[Ti mass%]/[Ｏ mass%] を０．５以
下とした比較例３では酸化物中にSiも存在していた。こ
の実施例１，２と比較例１〜３を比べると、実継ぎ手の
靱性は本発明鋼の方が明らかに良好な性能となる。
【００３８】さらに、Al含有量をより厳密に制御し、Al
-Mn 酸化物相及びTi酸化物相を含有する粒子を鋼中に分
散させた実施例３，４では、目的とする形態の酸化物が
鋼中に分散しており、継ぎ手靱性の点でも極めて良好な
性能が得られた。
-Mn 酸化物相及びTi酸化物相を含有する粒子を鋼中に分
散させた実施例３，４では、目的とする形態の酸化物が
鋼中に分散しており、継ぎ手靱性の点でも極めて良好な
性能が得られた。
【００３９】これらの結果を含め、予備脱酸条件のほぼ
等しい条件の鋼の継ぎ手靱性調査結果を図１に示す。
０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０の場合には靱
性が著しく向上することが明らかである。鋼中の酸化物
の形態は明らかに[Ti mass%]/[Ｏ mass%] と相関があ
り、０．５以下の場合には酸化物中にSiが存在してお
り、また、４．０以上の場合には酸化物中にMnが存在せ
ず、Tiの酸化物あるいはTi-Al と不可避的に含有される
金属元素の酸化物となる。さらに、図１より明らかなよ
うに、１．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜３．５の範囲
では際立って高い性能が得られている。
等しい条件の鋼の継ぎ手靱性調査結果を図１に示す。
０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０の場合には靱
性が著しく向上することが明らかである。鋼中の酸化物
の形態は明らかに[Ti mass%]/[Ｏ mass%] と相関があ
り、０．５以下の場合には酸化物中にSiが存在してお
り、また、４．０以上の場合には酸化物中にMnが存在せ
ず、Tiの酸化物あるいはTi-Al と不可避的に含有される
金属元素の酸化物となる。さらに、図１より明らかなよ
うに、１．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜３．５の範囲
では際立って高い性能が得られている。
【００４０】予備脱酸後の溶鋼中に存在する酸化物の形
態は、Siのみで予備脱酸を行った場合、Mnのみで行った
場合を除いていずれもMnO-SiO2が存在していた。予備脱
酸をSiのみで行った比較例４では、Ti添加前にはMnO-Si
O2ではなくSiO2のみが生成しており、また、Ti添加後も
Ti,Al,Siの酸化物が生成しているので、十分な性能が得
られなかった。一方、Mnのみで予備脱酸を行った比較例
５では脱酸不足となり、鋼塊に気泡が存在しており良好
な性能を得ることはできなかった。従って、本発明の方
法においてはSiとMnを両者共添加して予備脱酸を行うこ
とが必須となる。
態は、Siのみで予備脱酸を行った場合、Mnのみで行った
場合を除いていずれもMnO-SiO2が存在していた。予備脱
酸をSiのみで行った比較例４では、Ti添加前にはMnO-Si
O2ではなくSiO2のみが生成しており、また、Ti添加後も
Ti,Al,Siの酸化物が生成しているので、十分な性能が得
られなかった。一方、Mnのみで予備脱酸を行った比較例
５では脱酸不足となり、鋼塊に気泡が存在しており良好
な性能を得ることはできなかった。従って、本発明の方
法においてはSiとMnを両者共添加して予備脱酸を行うこ
とが必須となる。
【００４１】Siを０．４１％とした実施例８では十分な
吸収エネルギーが得られたものの、その値はやや低めで
あった。Mnを０．５２％とした実施例９では鋼中に微細
な酸化物中のMnの存在割合がやや低く、これに対応して
吸収エネルギーの値もやや低かった。
吸収エネルギーが得られたものの、その値はやや低めで
あった。Mnを０．５２％とした実施例９では鋼中に微細
な酸化物中のMnの存在割合がやや低く、これに対応して
吸収エネルギーの値もやや低かった。
【００４２】予備脱酸後の溶存酸素量については、溶存
酸素量が２０ppm 未満であった比較例６では鋼中に酸化
物がほとんど見当たらず、一方、１００ppm を超えた比
較例７では溶鋼の清浄性が不十分となり、１０μｍ以上
の粗大な介在物が大量に鋼中に存在した。従って、鋼の
清浄度を保ち、かつ微細な酸化物を分散させるために
は、本発明のように溶存酸素濃度を２０〜１００ppm と
する必要があることが明らかとなった。
酸素量が２０ppm 未満であった比較例６では鋼中に酸化
物がほとんど見当たらず、一方、１００ppm を超えた比
較例７では溶鋼の清浄性が不十分となり、１０μｍ以上
の粗大な介在物が大量に鋼中に存在した。従って、鋼の
清浄度を保ち、かつ微細な酸化物を分散させるために
は、本発明のように溶存酸素濃度を２０〜１００ppm と
する必要があることが明らかとなった。
【００４３】前述のようにMnS を微細分散させるために
適当な酸化物を微細分散させる方法も知られている。そ
こで、Ｓ濃度を変化させて酸化物上のMnS の析出割合を
変化させた鋼を意図的に製造し、同様の調査を行った。
他の実施例及び比較例ではＳ＝０．００１〜０．００５
％であるのに対してＳを０．０００５％に低減した実施
例１０では酸化物上にほとんどMnS は析出していなかっ
たが、他の実施例と同等の靱性を得ることができた。従
って、本発明の方法においてはMnS の粒子数は鋼材の性
能にほとんど影響しないことが判明した。
適当な酸化物を微細分散させる方法も知られている。そ
こで、Ｓ濃度を変化させて酸化物上のMnS の析出割合を
変化させた鋼を意図的に製造し、同様の調査を行った。
他の実施例及び比較例ではＳ＝０．００１〜０．００５
％であるのに対してＳを０．０００５％に低減した実施
例１０では酸化物上にほとんどMnS は析出していなかっ
たが、他の実施例と同等の靱性を得ることができた。従
って、本発明の方法においてはMnS の粒子数は鋼材の性
能にほとんど影響しないことが判明した。
【００４４】Alを０．０１％以上含有した比較例８では
予備脱酸条件、及び[Ti mass%]/[Ｏmass%] を所定の範
囲内に制御したにもかかわらず鋼中の微細な酸化物の多
くはAl2O3 であり、靱性も十分な値が得られなかった。
予備脱酸条件、及び[Ti mass%]/[Ｏmass%] を所定の範
囲内に制御したにもかかわらず鋼中の微細な酸化物の多
くはAl2O3 であり、靱性も十分な値が得られなかった。
【００４５】溶接熱影響部の低温靱性にはＮ含有量が影
響することが知られており、Ｎの影響を調査した。実施
例１１では他の鋼材についてはいずれもＮ＝２０〜４０
ppmであるのに対して５５ppm と高くしたが、他の実施
例と同等の性能が得られており、本発明の方法において
はＮ含有量は靱性に影響していないことが判明した。
響することが知られており、Ｎの影響を調査した。実施
例１１では他の鋼材についてはいずれもＮ＝２０〜４０
ppmであるのに対して５５ppm と高くしたが、他の実施
例と同等の性能が得られており、本発明の方法において
はＮ含有量は靱性に影響していないことが判明した。
【００４６】
【発明の効果】以上説明したように、本発明の鋼材の製
造方法では、所定の含有率等に規定された鋼材を製造す
るにあたり、予めSiとMnを添加して予備脱酸を行い、溶
存酸素濃度を２０〜１００ppm に制御した後、或いは溶
存酸素濃度を２０〜１００ppmとし、かつ溶鋼中のAl濃
度を０．０００１〜０．００３０％に制御した後Tiを添
加し、 ０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０ の関係を満たす組成の鋼としたり、或いはさらに分散粒
子としてAl−Mn酸化物相及びTi酸化物相を含有する粒子
を鋼中に分散させるので、高いＨＡＺ靱性が得られるAl
-Mn 酸化物相を有する酸化物を分散した鋼を安定して製
造することができる。
造方法では、所定の含有率等に規定された鋼材を製造す
るにあたり、予めSiとMnを添加して予備脱酸を行い、溶
存酸素濃度を２０〜１００ppm に制御した後、或いは溶
存酸素濃度を２０〜１００ppmとし、かつ溶鋼中のAl濃
度を０．０００１〜０．００３０％に制御した後Tiを添
加し、 ０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０ の関係を満たす組成の鋼としたり、或いはさらに分散粒
子としてAl−Mn酸化物相及びTi酸化物相を含有する粒子
を鋼中に分散させるので、高いＨＡＺ靱性が得られるAl
-Mn 酸化物相を有する酸化物を分散した鋼を安定して製
造することができる。
【図１】本発明の実施例及び比較例における[Ti mass%]
/[Ｏ mass%] と継ぎ手靱性（吸収エネルギー）の関係を
調査した結果を示す図である。
/[Ｏ mass%] と継ぎ手靱性（吸収エネルギー）の関係を
調査した結果を示す図である。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/54 Ｃ２２Ｃ 38/54 38/58 38/58
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２５％ Si：０．０５〜０．６％ Mn：０．３〜３．０％ Ｐ：０．０３％以下 Ｓ：０．０１％以下 Al：０．０００１〜０．０１％ Ti：０．００５〜０．０３％ Ｏ：０．００１０〜０．００７０％ を含有し、さらに、Cr：１．０％以下、Mo：０．７％以
下、Cu：２．０％以下、Ni：２．０％以下、Nb：０．０
８％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下の
うちの一種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物
からなる炭素鋼を製造するにあたり、 予めSiとMnを添加して予備脱酸を行い、溶存酸素濃度を
２０〜１００ppm に制御した後Tiを添加し、 ０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０ の関係を満たす組成の鋼とすることを特徴とする溶接熱
影響部靱性に優れた鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．２５％ Si：０．０５〜０．６％ Mn：０．３〜３．０％ Ｐ：０．０３％以下 Ｓ：０．０１％以下 Ti：０．００５〜０．０３％ Ｏ：０．００１０〜０．００７０％ を含有し、さらに、Cr：１．０％以下、Mo：０．７％以
下、Cu：２．０％以下、Ni：２．０％以下、Nb：０．０
８％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｂ：０．００２％以下の
うちの一種以上を含有し、残部がFe及び不可避的不純物
からなる炭素鋼を製造するにあたり、 予めSiとMnを添加して予備脱酸を行い、溶存酸素濃度を
２０〜１００ppm とし、かつ溶鋼中のAl濃度を０．００
０１〜０．００３０％に制御した後Tiを添加し、 ０．５＜[Ti mass%]/[Ｏ mass%] ＜４．０ の関係を満たす組成の鋼とし、分散粒子としてAl−Mn酸
化物相及びTi酸化物相を含有する粒子を鋼中に分散させ
ることを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた鋼材の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11828095A JP3225788B2 (ja) | 1995-05-17 | 1995-05-17 | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11828095A JP3225788B2 (ja) | 1995-05-17 | 1995-05-17 | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08311598A true JPH08311598A (ja) | 1996-11-26 |
| JP3225788B2 JP3225788B2 (ja) | 2001-11-05 |
Family
ID=14732761
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11828095A Expired - Lifetime JP3225788B2 (ja) | 1995-05-17 | 1995-05-17 | 溶接熱影響部靱性に優れた鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3225788B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101899607A (zh) * | 2009-05-26 | 2010-12-01 | 宁波市鄞州商业精密铸造有限公司 | 耐磨合金铸钢的熔炼工艺及其设备系统 |
| JP2018083963A (ja) * | 2016-11-22 | 2018-05-31 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼矢板 |
-
1995
- 1995-05-17 JP JP11828095A patent/JP3225788B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN101899607A (zh) * | 2009-05-26 | 2010-12-01 | 宁波市鄞州商业精密铸造有限公司 | 耐磨合金铸钢的熔炼工艺及其设备系统 |
| JP2018083963A (ja) * | 2016-11-22 | 2018-05-31 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼矢板 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3225788B2 (ja) | 2001-11-05 |
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