JPH08333651A - 耐ｈａｚ硬化特性に優れた鋼材 - Google Patents
耐ｈａｚ硬化特性に優れた鋼材Info
- Publication number
- JPH08333651A JPH08333651A JP13954395A JP13954395A JPH08333651A JP H08333651 A JPH08333651 A JP H08333651A JP 13954395 A JP13954395 A JP 13954395A JP 13954395 A JP13954395 A JP 13954395A JP H08333651 A JPH08333651 A JP H08333651A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- solid solution
- haz
- rem
- resistance
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 Ｐ、Ｂ等の不純物の粒界偏析を防止した耐Ｈ
ＡＺ硬化特性に優れた鋼材の提供。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５、Ｓｉ：
０．０１〜０．６０、Ｍｎ：０．３０〜２．０、不純物
としてのＰ≦０．０２５、Ｓ≦０．０１０、Ｎ≦０．０
０６０、Ｏ≦０．０３５、Ｂ≦０．００３を含有し、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１０、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２、Ｔａ：０．００５〜０．２０およびＣａ：０．００
１〜０．０５の１種以上を含有し、さらに、ＲＥＭ：５
〜２００ｐｐｍ、Ｙ：５〜２００ｐｐｍおよびＺｒ：５
〜２００ｐｐｍの１種以上を含有し、残部はＦｅおよび
不可避的不純物からなる鋼において、固溶ＲＥＭ：１〜
５０ｐｐｍ、固溶Ｙ：１〜５０ｐｐｍおよび固溶Ｚｒ：
１〜５０ｐｐｍの１種以上が鋼中に固溶状態で存在す
る、耐ＨＡＺ硬化特性に優れた鋼材。
ＡＺ硬化特性に優れた鋼材の提供。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５、Ｓｉ：
０．０１〜０．６０、Ｍｎ：０．３０〜２．０、不純物
としてのＰ≦０．０２５、Ｓ≦０．０１０、Ｎ≦０．０
０６０、Ｏ≦０．０３５、Ｂ≦０．００３を含有し、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１０、Ｔｉ：０．００５〜０．０
２、Ｔａ：０．００５〜０．２０およびＣａ：０．００
１〜０．０５の１種以上を含有し、さらに、ＲＥＭ：５
〜２００ｐｐｍ、Ｙ：５〜２００ｐｐｍおよびＺｒ：５
〜２００ｐｐｍの１種以上を含有し、残部はＦｅおよび
不可避的不純物からなる鋼において、固溶ＲＥＭ：１〜
５０ｐｐｍ、固溶Ｙ：１〜５０ｐｐｍおよび固溶Ｚｒ：
１〜５０ｐｐｍの１種以上が鋼中に固溶状態で存在す
る、耐ＨＡＺ硬化特性に優れた鋼材。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐ＨＡＺ硬化特性に優
れた普通鋼または低合金鋼に関するものである。詳しく
は、圧延、鍛造、鋳造によって製造される普通鋼または
低合金鋼で、圧力容器、化学反応容器、建築、橋梁、海
洋構造物等の構造物の溶接加工時における溶接熱影響部
（ＨＡＺ）の硬化特性およびそれに支配される耐破壊特
性に関するものである。
れた普通鋼または低合金鋼に関するものである。詳しく
は、圧延、鍛造、鋳造によって製造される普通鋼または
低合金鋼で、圧力容器、化学反応容器、建築、橋梁、海
洋構造物等の構造物の溶接加工時における溶接熱影響部
（ＨＡＺ）の硬化特性およびそれに支配される耐破壊特
性に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、科学技術の進歩に伴い、化学反応
容器、圧力容器等は次第に大型化される傾向にあり、ま
た使用される環境も益々過酷なものになっている。従っ
て、鋼材に要求される性質、就中、耐ＨＡＺ硬化特性に
対する要求は、鋼材の厚肉化に伴う安全性の厳格化、使
用環境（温度、雰囲気ガス）の過酷化により極めて厳し
くなり、その対策が困難になっているのが実状である。
容器、圧力容器等は次第に大型化される傾向にあり、ま
た使用される環境も益々過酷なものになっている。従っ
て、鋼材に要求される性質、就中、耐ＨＡＺ硬化特性に
対する要求は、鋼材の厚肉化に伴う安全性の厳格化、使
用環境（温度、雰囲気ガス）の過酷化により極めて厳し
くなり、その対策が困難になっているのが実状である。
【０００３】耐ＨＡＺ硬化特性を改善する従来技術とし
ては、特公昭６１−１２９７０号公報、特開平１−９６
３２９号公報、特開平６−４９５８６号公報等に記載の
ものがある。また、ＨＡＺ硬化特性に支配される耐破壊
特性を改善する従来技術としては、特公昭５８−２５７
０号公報、特公平４−５４７３４号公報および特公平１
−４０１０３号公報、特公平４−１４１７９号公報、特
公平７−６０３４号公報等に記載のものがある。
ては、特公昭６１−１２９７０号公報、特開平１−９６
３２９号公報、特開平６−４９５８６号公報等に記載の
ものがある。また、ＨＡＺ硬化特性に支配される耐破壊
特性を改善する従来技術としては、特公昭５８−２５７
０号公報、特公平４−５４７３４号公報および特公平１
−４０１０３号公報、特公平４−１４１７９号公報、特
公平７−６０３４号公報等に記載のものがある。
【０００４】さらに、固溶ＲＥＭ、固溶Ｙ、固溶Ｚｒを
添加する従来技術としては、特願平６−２８５６９６号
および特願平６−２５７３１４号での提案がある。特公
昭６１−１２９７０号公報では、低Ｃ−Ｖ系成分で直接
焼入れの加工熱処理効果とＶの析出強化を結合すること
によってＰCM値が０．２０％以下の溶接割れ感受性の極
めて低い５９０ＭＰａ級強靱高張力鋼板の製造方法が提
案されている。
添加する従来技術としては、特願平６−２８５６９６号
および特願平６−２５７３１４号での提案がある。特公
昭６１−１２９７０号公報では、低Ｃ−Ｖ系成分で直接
焼入れの加工熱処理効果とＶの析出強化を結合すること
によってＰCM値が０．２０％以下の溶接割れ感受性の極
めて低い５９０ＭＰａ級強靱高張力鋼板の製造方法が提
案されている。
【０００５】特開平１−９６３２９号公報では、低Ｃ−
Ｎｂ−Ｖ系の成分で４０％以上の累積圧下後に直接焼入
れする加工熱処理（ＴＭＣＰ）の細粒化効果と微細なＮ
ｂ、Ｖの析出強化によって１０ＫＪ／ｃｍ程度の小入熱
溶接でそのＨＡＺ硬度がＨｖ≦２４０となり、かつ耐硫
化物応力腐食割れ性に優れた５５０ＭＰａ級調質高張力
鋼の製造方法が提案されている。
Ｎｂ−Ｖ系の成分で４０％以上の累積圧下後に直接焼入
れする加工熱処理（ＴＭＣＰ）の細粒化効果と微細なＮ
ｂ、Ｖの析出強化によって１０ＫＪ／ｃｍ程度の小入熱
溶接でそのＨＡＺ硬度がＨｖ≦２４０となり、かつ耐硫
化物応力腐食割れ性に優れた５５０ＭＰａ級調質高張力
鋼の製造方法が提案されている。
【０００６】特開平６−４９５８６号公報では、低Ｃ−
低Ｓｉ−極低Ｂ−Ｎｂ−Ｔｉ系の成分とする母材におけ
る縞状組織および現地溶接時のＨＡＺ硬度や隅肉溶接割
れを抑制するともに大入熱溶接時における高炭素島状マ
ルテンサイトの生成を防止してＨＡＺ靱性を改善する現
地溶接性および耐治具跡割れ性に優れた大入熱用高張力
鋼とその製造法が提案されている。
低Ｓｉ−極低Ｂ−Ｎｂ−Ｔｉ系の成分とする母材におけ
る縞状組織および現地溶接時のＨＡＺ硬度や隅肉溶接割
れを抑制するともに大入熱溶接時における高炭素島状マ
ルテンサイトの生成を防止してＨＡＺ靱性を改善する現
地溶接性および耐治具跡割れ性に優れた大入熱用高張力
鋼とその製造法が提案されている。
【０００７】特公昭５８−２５７０号公報では、低Ｃ−
低Ｓｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系の成分で一定の温度範囲を加速冷
却することによって母材における縞状組織の分散や高炭
素島状マルテンサイトの生成を抑制して耐ＨＡＺ割れ性
および耐サワー性（ＨＩＣ特性）を改善する非調質強靱
高張力鋼の製造方法が提案されている。特公平４−５４
７３４号公報では、極低Ａｌ−Ｂ系の成分でＴｉ、ＲＥ
Ｍ、Ｃａの１種または２種以上で脱酸することによって
Ａｌ2 Ｏ3 またはＭｎＳの生成を抑制し、前記Ｔｉ、Ｒ
ＥＭ、Ｃａの酸化物、硫化物またはそのオキシサルファ
イドから析出させたＢＮを大入熱溶接時のＨＡＺにおけ
るフェライトの生成核とすることにより、その低温靱性
を改善した高靱性溶接用鋼が提案されている。
低Ｓｉ−Ｎｂ−Ｔｉ系の成分で一定の温度範囲を加速冷
却することによって母材における縞状組織の分散や高炭
素島状マルテンサイトの生成を抑制して耐ＨＡＺ割れ性
および耐サワー性（ＨＩＣ特性）を改善する非調質強靱
高張力鋼の製造方法が提案されている。特公平４−５４
７３４号公報では、極低Ａｌ−Ｂ系の成分でＴｉ、ＲＥ
Ｍ、Ｃａの１種または２種以上で脱酸することによって
Ａｌ2 Ｏ3 またはＭｎＳの生成を抑制し、前記Ｔｉ、Ｒ
ＥＭ、Ｃａの酸化物、硫化物またはそのオキシサルファ
イドから析出させたＢＮを大入熱溶接時のＨＡＺにおけ
るフェライトの生成核とすることにより、その低温靱性
を改善した高靱性溶接用鋼が提案されている。
【０００８】特公平１−４０１０３号公報では、低Ｎｂ
−低Ｐ−低Ｓ−低Ｏ系の成分で中入熱溶接時のＨＡＺ部
におけるＣＴＯＤ試験時の亀裂先端でのクラックの起点
となる介在物を無害化するとともに延性を低下させる偏
析を抑制した高ＣＯＤ値を有する高張力鋼が提案されて
いる。特公平４−１４１７９号公報では、低Ｃ−低Ｎｂ
−低Ｐ系の成分で板厚中心部の偏析度を示す偏析パラメ
ータを一定値以下にすることによって、小入熱多層盛り
溶接のＨＡＺ部におけるＣＴＯＤ試験で局部脆化域の高
炭素島状マルテンサイトの発生を抑制する溶接部のＣＯ
Ｄ特性の優れた高張力鋼が提案されている。
−低Ｐ−低Ｓ−低Ｏ系の成分で中入熱溶接時のＨＡＺ部
におけるＣＴＯＤ試験時の亀裂先端でのクラックの起点
となる介在物を無害化するとともに延性を低下させる偏
析を抑制した高ＣＯＤ値を有する高張力鋼が提案されて
いる。特公平４−１４１７９号公報では、低Ｃ−低Ｎｂ
−低Ｐ系の成分で板厚中心部の偏析度を示す偏析パラメ
ータを一定値以下にすることによって、小入熱多層盛り
溶接のＨＡＺ部におけるＣＴＯＤ試験で局部脆化域の高
炭素島状マルテンサイトの発生を抑制する溶接部のＣＯ
Ｄ特性の優れた高張力鋼が提案されている。
【０００９】特公平７−６０３４号公報では、低Ｃ−低
Ｐ系の成分で鋼板のＰ濃度の板厚方向最大値を０．０８
％以下にすることによって、中入熱溶接時のＨＡＺ部旧
オーステナイト粒界における島状マルテンサイトの生成
を抑制して、ＨＡＺ部のＣＯＤ特性を改善した溶接部の
脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼が提案されている。
Ｐ系の成分で鋼板のＰ濃度の板厚方向最大値を０．０８
％以下にすることによって、中入熱溶接時のＨＡＺ部旧
オーステナイト粒界における島状マルテンサイトの生成
を抑制して、ＨＡＺ部のＣＯＤ特性を改善した溶接部の
脆性破壊発生特性の優れた高強度鋼が提案されている。
【００１０】特願平６−２８５６９６号は、特定成分の
低合金鋼にＲＥＭ、ＹまたはＺｒを添加してそれらの固
溶量を限定することによりＰの粒界偏析を抑制した耐焼
戻し脆性に優れた鋼材に関する提案であり、特願平６−
２５７３１４号は、特定成分の低合金鋼にＲＥＭ、Ｙま
たはＺｒを添加してそれらの固溶量を限定することによ
ってＢの粒界偏析を抑制した耐液体金属めっき割れ性に
優れた鋼材に関する提案である。
低合金鋼にＲＥＭ、ＹまたはＺｒを添加してそれらの固
溶量を限定することによりＰの粒界偏析を抑制した耐焼
戻し脆性に優れた鋼材に関する提案であり、特願平６−
２５７３１４号は、特定成分の低合金鋼にＲＥＭ、Ｙま
たはＺｒを添加してそれらの固溶量を限定することによ
ってＢの粒界偏析を抑制した耐液体金属めっき割れ性に
優れた鋼材に関する提案である。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】特公昭６１−１２９７
０号公報または特開平１−９８３２９号公報には、Ｖま
たはＮｂの析出強化と加工熱処理（直接焼入れまたはＴ
ＭＣＰ）との複合効果によって低ＰCM値化またはＢフリ
ー化を達成することで、高張力鋼の耐ＨＡＺ硬化特性
（溶接割れ感受性またこＨＡＺ硬度）が改善されること
の記載はあるものの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の
開示が全くないばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚ
ｒが耐ＨＡＺ硬化特性を改善することについての記載は
全くない。また、特開平６−４９５８６号公報には、低
Ｃ−低Ｓｉ−極低Ｂ化によって鋼板の加速冷却時の変態
組織を改善して母材の縞状組織を抑制するとともに、Ｈ
ＡＺ部における高炭素島状マルテンサイトの生成を防止
することによって、高張力鋼の耐ＨＡＺ硬化特性（現地
溶接性または耐治具跡割れ性）が改善されることの記載
はあるものの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示が
全くないばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが耐
ＨＡＺ硬化特性を改善することについての記載は全くな
い。従って、これらには前記課題を解決する技術思想は
全く含まれておらず、前記課題はそのまま取り残されて
いるのが実状であった。
０号公報または特開平１−９８３２９号公報には、Ｖま
たはＮｂの析出強化と加工熱処理（直接焼入れまたはＴ
ＭＣＰ）との複合効果によって低ＰCM値化またはＢフリ
ー化を達成することで、高張力鋼の耐ＨＡＺ硬化特性
（溶接割れ感受性またこＨＡＺ硬度）が改善されること
の記載はあるものの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の
開示が全くないばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚ
ｒが耐ＨＡＺ硬化特性を改善することについての記載は
全くない。また、特開平６−４９５８６号公報には、低
Ｃ−低Ｓｉ−極低Ｂ化によって鋼板の加速冷却時の変態
組織を改善して母材の縞状組織を抑制するとともに、Ｈ
ＡＺ部における高炭素島状マルテンサイトの生成を防止
することによって、高張力鋼の耐ＨＡＺ硬化特性（現地
溶接性または耐治具跡割れ性）が改善されることの記載
はあるものの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示が
全くないばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが耐
ＨＡＺ硬化特性を改善することについての記載は全くな
い。従って、これらには前記課題を解決する技術思想は
全く含まれておらず、前記課題はそのまま取り残されて
いるのが実状であった。
【００１２】一方、特公昭５８−２５７０号公報には、
低Ｃ−低Ｓｉ化によって鋼板の加速冷却時の変態組織を
改善して母材における縞状組織の分散やＨＡＺにおける
高炭素島状マルテンサイトの生成を抑制することで、高
張力鋼のＨＡＺ硬化特性に支配される耐破壊特性（耐Ｈ
ＡＺ割れ性、耐サワー性）が改善されることの記載はあ
るものの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示が全く
ないばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが耐ＨＡ
Ｚ硬化特性、就中、耐破壊特性を改善することについて
の記載は全くない。また、特公平４−５４７３４号公報
には、極低Ａｌ化とＢ添加によって、Ｔｉ・ＲＥＭ・Ｃ
ａ等の酸化物、硫化物またはそのオキシサルファイドか
ら析出させたＢＮをＨＡＺにおけるフェライトの生成核
とすることで、ＨＡＺ硬化特性に支配される耐破壊特性
（継手部低温靱性）が改善されることの記載はあるもの
の、Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示が全くないばかりか、
ＲＥＭについてもＢＮの析出核としてその酸化物・硫化
物・オキシサルファイドを積極的に利用する技術思想で
あって、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが耐ＨＡＺ硬化
特性、就中、耐破壊特性を改善することについての記載
は全くない。従って、これらには前記課題を解決する技
術思想は全く含まれておらず、前記課題はそのまま取り
残されているのが実状であった。
低Ｃ−低Ｓｉ化によって鋼板の加速冷却時の変態組織を
改善して母材における縞状組織の分散やＨＡＺにおける
高炭素島状マルテンサイトの生成を抑制することで、高
張力鋼のＨＡＺ硬化特性に支配される耐破壊特性（耐Ｈ
ＡＺ割れ性、耐サワー性）が改善されることの記載はあ
るものの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示が全く
ないばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが耐ＨＡ
Ｚ硬化特性、就中、耐破壊特性を改善することについて
の記載は全くない。また、特公平４−５４７３４号公報
には、極低Ａｌ化とＢ添加によって、Ｔｉ・ＲＥＭ・Ｃ
ａ等の酸化物、硫化物またはそのオキシサルファイドか
ら析出させたＢＮをＨＡＺにおけるフェライトの生成核
とすることで、ＨＡＺ硬化特性に支配される耐破壊特性
（継手部低温靱性）が改善されることの記載はあるもの
の、Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示が全くないばかりか、
ＲＥＭについてもＢＮの析出核としてその酸化物・硫化
物・オキシサルファイドを積極的に利用する技術思想で
あって、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが耐ＨＡＺ硬化
特性、就中、耐破壊特性を改善することについての記載
は全くない。従って、これらには前記課題を解決する技
術思想は全く含まれておらず、前記課題はそのまま取り
残されているのが実状であった。
【００１３】さらに、特公平１−４０１０３号公報に
は、介在物と偏析の抑制によってＨＡＺの硬化特性に支
配される破壊特性であるＣＴＯＤが改善されることの記
載はあるものの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示
が全くないばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが
耐ＨＡＺ硬化特性、就中、耐破壊特性（ＣＴＯＤ）を改
善することについての記載は全くない。また、特公平４
−１４１７９号公報には、板厚中心部の偏析度を一定値
以下にすることによってＨＡＺの硬化特性に支配される
破壊特性であるＣＴＯＤが改善されることの記載はある
ものの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示が全くな
いばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが耐ＨＡＺ
硬化特性、就中、耐破壊特性（ＣＴＯＤ）を改善するこ
とについての記載は全くない。さらに、特公平７−６０
３４号公報はＰ濃度の板厚方向最大値を０．０８％以下
にすることによって、ＨＡＺの硬化特性に支配される破
壊特性であるＣＴＯＤが改善されることの記載はあるも
のの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示が全くない
ばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが耐ＨＡＺ硬
化特性、就中、耐破壊特性（ＣＴＯＤ）を改善すること
についての記載は全くない。従って、これらには前記課
題を解決する技術思想は全く含まれておらず、前記課題
はそのまま取り残されているのが実状であった。
は、介在物と偏析の抑制によってＨＡＺの硬化特性に支
配される破壊特性であるＣＴＯＤが改善されることの記
載はあるものの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示
が全くないばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが
耐ＨＡＺ硬化特性、就中、耐破壊特性（ＣＴＯＤ）を改
善することについての記載は全くない。また、特公平４
−１４１７９号公報には、板厚中心部の偏析度を一定値
以下にすることによってＨＡＺの硬化特性に支配される
破壊特性であるＣＴＯＤが改善されることの記載はある
ものの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示が全くな
いばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが耐ＨＡＺ
硬化特性、就中、耐破壊特性（ＣＴＯＤ）を改善するこ
とについての記載は全くない。さらに、特公平７−６０
３４号公報はＰ濃度の板厚方向最大値を０．０８％以下
にすることによって、ＨＡＺの硬化特性に支配される破
壊特性であるＣＴＯＤが改善されることの記載はあるも
のの、ＲＥＭ・Ｙ・Ｚｒに関する技術の開示が全くない
ばかりか、固溶ＲＥＭ・固溶Ｙ・固溶Ｚｒが耐ＨＡＺ硬
化特性、就中、耐破壊特性（ＣＴＯＤ）を改善すること
についての記載は全くない。従って、これらには前記課
題を解決する技術思想は全く含まれておらず、前記課題
はそのまま取り残されているのが実状であった。
【００１４】また、特願平６−２８５６９６号には、Ｒ
ＥＭ、Ｙ、Ｚｒおよび固溶ＲＥＭ、固溶Ｙ、固溶Ｚｒに
より低合金鋼の焼戻し脆性が改善されることの記載はあ
るものの、Ｂの規制がないばかりか、固溶ＲＥＭ、固溶
Ｙ、固溶Ｚｒによって低合金鋼の耐ＨＡＺ硬化特性やＨ
ＡＺ硬化特性に支配される耐破壊特性を改善することに
ついての記載は全くない。さらに、特願平６−２５７３
１４号には、ＲＥＭ、Ｙ、Ｚｒおよび固溶ＲＥＭ、固溶
Ｙ、固溶ＺｒによってＢの粒界偏析を抑制して低合金鋼
の耐液体金属めっき割れ性が改善されることの記載はあ
るものの、固溶ＲＥＭ、固溶Ｙ、固溶Ｚｒによって低合
金鋼の耐ＨＡＺ硬化特性を改善することについての記載
がないばかりか、ＨＡＺ硬化特性に支配される耐破壊特
性を改善することについての記載は全くない。従って、
これらには前記課題を解決する技術思想は全く含まれて
おらず、前記課題はそのまま取り残されているのが実状
であった。
ＥＭ、Ｙ、Ｚｒおよび固溶ＲＥＭ、固溶Ｙ、固溶Ｚｒに
より低合金鋼の焼戻し脆性が改善されることの記載はあ
るものの、Ｂの規制がないばかりか、固溶ＲＥＭ、固溶
Ｙ、固溶Ｚｒによって低合金鋼の耐ＨＡＺ硬化特性やＨ
ＡＺ硬化特性に支配される耐破壊特性を改善することに
ついての記載は全くない。さらに、特願平６−２５７３
１４号には、ＲＥＭ、Ｙ、Ｚｒおよび固溶ＲＥＭ、固溶
Ｙ、固溶ＺｒによってＢの粒界偏析を抑制して低合金鋼
の耐液体金属めっき割れ性が改善されることの記載はあ
るものの、固溶ＲＥＭ、固溶Ｙ、固溶Ｚｒによって低合
金鋼の耐ＨＡＺ硬化特性を改善することについての記載
がないばかりか、ＨＡＺ硬化特性に支配される耐破壊特
性を改善することについての記載は全くない。従って、
これらには前記課題を解決する技術思想は全く含まれて
おらず、前記課題はそのまま取り残されているのが実状
であった。
【００１５】本発明は、前記低合金鋼における耐ＨＡＺ
硬化特性およびＨＡＺ硬化特性と島状マルテンサイトの
発生量に支配される耐破壊特性を大幅に向上させるとと
もに、さらにＨＡＺ硬化特性に関するＰ、Ｂ等不純物や
Ｓｉの成分制約を緩和して成分設計の自由度を大きくす
ることを目的とする。
硬化特性およびＨＡＺ硬化特性と島状マルテンサイトの
発生量に支配される耐破壊特性を大幅に向上させるとと
もに、さらにＨＡＺ硬化特性に関するＰ、Ｂ等不純物や
Ｓｉの成分制約を緩和して成分設計の自由度を大きくす
ることを目的とする。
【００１６】
【発明が解決するための手段】本発明者らは、低合金鋼
のＨＡＺ硬化特性について仔細に調査したところ、鋼中
に固溶するＲＥＭ、Ｙ、Ｚｒの固溶量と耐ＨＡＺ硬化特
性は極めて深い関係を有するとともに、ＨＡＺ硬化特性
および島状マルテンサイトの発生量に支配される耐破壊
特性をも改善することを新たに知見するに至った。
のＨＡＺ硬化特性について仔細に調査したところ、鋼中
に固溶するＲＥＭ、Ｙ、Ｚｒの固溶量と耐ＨＡＺ硬化特
性は極めて深い関係を有するとともに、ＨＡＺ硬化特性
および島状マルテンサイトの発生量に支配される耐破壊
特性をも改善することを新たに知見するに至った。
【００１７】すなわち、本発明の要旨とするところは下
記のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、不
純物としてのＰ≦０．０２５％、Ｓ≦０．０１０％、Ｎ
≦０．００６０％、Ｏ≦０．００３５％、Ｂ≦０．００
０３％を含有し、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２％、Ｔａ：０．００５〜０．
２０％およびＣａ：０．００１〜０．０５％の１種また
は２種以上を含有し、さらに、ＲＥＭ：５〜２００ｐｐ
ｍ、Ｙ：５〜２００ｐｐｍおよびＺｒ：５〜２００ｐｐ
ｍの１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物からなる鋼において、固溶ＲＥＭ：１〜５
０ｐｐｍ、固溶Ｙ：１〜５０ｐｐｍおよび固溶Ｚｒ：１
〜５０ｐｐｍの１種または２種以上が鋼中に固溶状態で
存在することを特徴とする耐ＨＡＺ硬化特性に優れた鋼
材。
記のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：
０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、不
純物としてのＰ≦０．０２５％、Ｓ≦０．０１０％、Ｎ
≦０．００６０％、Ｏ≦０．００３５％、Ｂ≦０．００
０３％を含有し、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２％、Ｔａ：０．００５〜０．
２０％およびＣａ：０．００１〜０．０５％の１種また
は２種以上を含有し、さらに、ＲＥＭ：５〜２００ｐｐ
ｍ、Ｙ：５〜２００ｐｐｍおよびＺｒ：５〜２００ｐｐ
ｍの１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不
可避的不純物からなる鋼において、固溶ＲＥＭ：１〜５
０ｐｐｍ、固溶Ｙ：１〜５０ｐｐｍおよび固溶Ｚｒ：１
〜５０ｐｐｍの１種または２種以上が鋼中に固溶状態で
存在することを特徴とする耐ＨＡＺ硬化特性に優れた鋼
材。
【００１８】（２）重量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５
％およびＮｉ：０．０５〜１．５％の１種または２種、
および／またはＣｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．
０５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．
００５〜０．０３％およびＶ：０．０１〜０．１０％の
１種または２種以上を含有することを特徴とする前項
（１）記載の耐ＨＡＺ硬化特性に優れた鋼材。
％およびＮｉ：０．０５〜１．５％の１種または２種、
および／またはＣｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．
０５〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．
００５〜０．０３％およびＶ：０．０１〜０．１０％の
１種または２種以上を含有することを特徴とする前項
（１）記載の耐ＨＡＺ硬化特性に優れた鋼材。
【００１９】
【作用】本発明者らが低合金鋼の耐ＨＡＺ硬化特性およ
びＨＡＺ硬化特性と島状マルテンサイトの発生量に支配
される耐破壊特性の影響に関して仔細に調査したとこ
ろ、化学成分の種類によっては鋼中における存在状態と
低合金鋼の耐ＨＡＺ硬化特性およびＨＡＺ硬化特性と島
状マルテンサイトの発生量に支配される耐破壊特性との
間に密接な関係を有することを見出した。
びＨＡＺ硬化特性と島状マルテンサイトの発生量に支配
される耐破壊特性の影響に関して仔細に調査したとこ
ろ、化学成分の種類によっては鋼中における存在状態と
低合金鋼の耐ＨＡＺ硬化特性およびＨＡＺ硬化特性と島
状マルテンサイトの発生量に支配される耐破壊特性との
間に密接な関係を有することを見出した。
【００２０】すなわち、Ｆｅ−Ｐ−ＸまたはＦｅ−Ｂ−
Ｘ系（Ｘ：ＲＥＭ、Ｙ、Ｚｒを指す）では、ランタノイ
ド系を中心とする希少金属Ｘは鋼中で強い窒化物、硫化
物、酸化物を形成するが、鋼中にメタリックな状態で固
溶していると、固溶ＸとＰおよびＢとの間に相互作用が
働いて、これらの粒界偏析が抑制される結果、低合金鋼
の耐ＨＡＺ硬化特性が向上するとともに、ＨＡＺ硬化特
性および島状マルテンサイトの発生量に支配される耐破
壊特性が著しく向上し、逆に同程度の耐ＨＡＺ硬化特性
とする場合には、Ｐ、Ｂ等の不純物や島状マルテンサイ
トの発生量を増加させるＳｉの成分制約を緩和すること
が可能になることを知見した。
Ｘ系（Ｘ：ＲＥＭ、Ｙ、Ｚｒを指す）では、ランタノイ
ド系を中心とする希少金属Ｘは鋼中で強い窒化物、硫化
物、酸化物を形成するが、鋼中にメタリックな状態で固
溶していると、固溶ＸとＰおよびＢとの間に相互作用が
働いて、これらの粒界偏析が抑制される結果、低合金鋼
の耐ＨＡＺ硬化特性が向上するとともに、ＨＡＺ硬化特
性および島状マルテンサイトの発生量に支配される耐破
壊特性が著しく向上し、逆に同程度の耐ＨＡＺ硬化特性
とする場合には、Ｐ、Ｂ等の不純物や島状マルテンサイ
トの発生量を増加させるＳｉの成分制約を緩和すること
が可能になることを知見した。
【００２１】ここで、Ｆｅ−Ｐ−ＸまたはＦｅ−Ｂ−Ｘ
系希少金属の鋼中におけるメタリックな状態の固溶量は
（１）式による。 固溶Ｘ＝トータルＸ−ＸａｓＸ酸化物−ＸａｓＸ窒化物−ＸａｓＸ硫化物 （Ｏｘｙｓｕｌｐｈｉｄｅを含む） …… （１） 以下に本発明を詳細に説明する。
系希少金属の鋼中におけるメタリックな状態の固溶量は
（１）式による。 固溶Ｘ＝トータルＸ−ＸａｓＸ酸化物−ＸａｓＸ窒化物−ＸａｓＸ硫化物 （Ｏｘｙｓｕｌｐｈｉｄｅを含む） …… （１） 以下に本発明を詳細に説明する。
【００２２】Ｃは０．０２％未満では強度を満足せず、
０．１５％超ではＨＡＺ硬化特性を増してＨＡＺ靱性を
損なうため、０．０２〜０．１５％と限定した。Ｓｉは
脱酸上０．０１％以上必要であるが、０．６０％超では
靱性（母材、継手）を損なうため、０．０１〜０．６０
％と限定した。Ｓｉは島状マルテンサイトの発生量を増
加させるので、耐ＨＡＺ硬化特性の要求が厳しい場合
は、０．０１〜０．３０％に制約することが好ましい。
０．１５％超ではＨＡＺ硬化特性を増してＨＡＺ靱性を
損なうため、０．０２〜０．１５％と限定した。Ｓｉは
脱酸上０．０１％以上必要であるが、０．６０％超では
靱性（母材、継手）を損なうため、０．０１〜０．６０
％と限定した。Ｓｉは島状マルテンサイトの発生量を増
加させるので、耐ＨＡＺ硬化特性の要求が厳しい場合
は、０．０１〜０．３０％に制約することが好ましい。
【００２３】Ｍｎは強度上０．３０％以上必要である
が、２．０％超では低温靱性、溶接性を損なうため、
０．３０〜２．０％と限定した。Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｂ等
の不純物は低ければ低いほど好ましい。このため、ＨＡ
Ｚ硬化特性を増す結果によって耐破壊特性を損なうＰは
０．０２５％以下に限定されるが、０．０１５％以下が
好ましい。また、Ｓは０．０１０％以下、Ｎは０．００
６０％以下、Ｏは０．００３５％以下とする。特に、希
少金属が熱間圧延後にＦｅ−Ｐ−ＸまたはＦｅ−Ｂ−Ｘ
系で鋼中にメタリックな状態で固溶するためにはＳ、
Ｏ、Ｎは低いほど望ましく、Ｓは０．００５％以下、Ｏ
は０．００２０％以下、Ｎは０．００５０％以下がよ
い。さらに、ＨＡＺ硬化特性を著しく増す結果によって
耐破壊特性を損なうＢは０．０００３％以下に限定され
る。
が、２．０％超では低温靱性、溶接性を損なうため、
０．３０〜２．０％と限定した。Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｂ等
の不純物は低ければ低いほど好ましい。このため、ＨＡ
Ｚ硬化特性を増す結果によって耐破壊特性を損なうＰは
０．０２５％以下に限定されるが、０．０１５％以下が
好ましい。また、Ｓは０．０１０％以下、Ｎは０．００
６０％以下、Ｏは０．００３５％以下とする。特に、希
少金属が熱間圧延後にＦｅ−Ｐ−ＸまたはＦｅ−Ｂ−Ｘ
系で鋼中にメタリックな状態で固溶するためにはＳ、
Ｏ、Ｎは低いほど望ましく、Ｓは０．００５％以下、Ｏ
は０．００２０％以下、Ｎは０．００５０％以下がよ
い。さらに、ＨＡＺ硬化特性を著しく増す結果によって
耐破壊特性を損なうＢは０．０００３％以下に限定され
る。
【００２４】ＲＥＭは固溶ＲＥＭ量を１ｐｐｍ以上確保
するために５ｐｐｍ以上とするが、２００ｐｐｍ超では
介在物による清浄度や溶接金属の溶接反応性を損なうた
め、５〜２００ｐｐｍに限定した。なお、ＲＥＭはＬ
ａ、Ｃｅ等のランタノイド元素の総称でそれらを複合し
ているが、ＬａまたはＣｅを単独添加してもその効果は
全く変わらない。
するために５ｐｐｍ以上とするが、２００ｐｐｍ超では
介在物による清浄度や溶接金属の溶接反応性を損なうた
め、５〜２００ｐｐｍに限定した。なお、ＲＥＭはＬ
ａ、Ｃｅ等のランタノイド元素の総称でそれらを複合し
ているが、ＬａまたはＣｅを単独添加してもその効果は
全く変わらない。
【００２５】Ｙは固溶Ｙ量を１ｐｐｍ以上確保するため
に５ｐｐｍ以上とするが、２００ｐｐｍ超では介在物に
よる清浄度や溶接金属の溶接反応性を損なうため、５〜
２００ｐｐｍに限定した。Ｚｒは固溶Ｚｒ量を１ｐｐｍ
以上確保するために５ｐｐｍ以上とするが、２００ｐｐ
ｍ超では介在物による清浄度や溶接金属の溶接反応性を
損なうため、５〜２００ｐｐｍに限定した。
に５ｐｐｍ以上とするが、２００ｐｐｍ超では介在物に
よる清浄度や溶接金属の溶接反応性を損なうため、５〜
２００ｐｐｍに限定した。Ｚｒは固溶Ｚｒ量を１ｐｐｍ
以上確保するために５ｐｐｍ以上とするが、２００ｐｐ
ｍ超では介在物による清浄度や溶接金属の溶接反応性を
損なうため、５〜２００ｐｐｍに限定した。
【００２６】固溶ＲＥＭはＦｅ−Ｐ−ＲＥＭまたはＦｅ
−Ｂ−ＲＥＭ系でＰ、Ｂ等不純物との間に相互作用が働
くために１ｐｐｍ以上必要で、一方５０ｐｐｍ超ではＲ
ＥＭ炭化物による母材靱性を損なうため、１〜５０ｐｐ
ｍに限定した。固溶ＹはＦｅ−Ｐ−ＹまたはＦｅ−Ｂ−
Ｙ系でＰ、Ｂ等不純物との間に相互作用が働くために１
ｐｐｍ以上必要で、一方５０ｐｐｍ超ではＹ炭化物によ
る母材靱性を損なうため、１〜５０ｐｐｍに限定した。
−Ｂ−ＲＥＭ系でＰ、Ｂ等不純物との間に相互作用が働
くために１ｐｐｍ以上必要で、一方５０ｐｐｍ超ではＲ
ＥＭ炭化物による母材靱性を損なうため、１〜５０ｐｐ
ｍに限定した。固溶ＹはＦｅ−Ｐ−ＹまたはＦｅ−Ｂ−
Ｙ系でＰ、Ｂ等不純物との間に相互作用が働くために１
ｐｐｍ以上必要で、一方５０ｐｐｍ超ではＹ炭化物によ
る母材靱性を損なうため、１〜５０ｐｐｍに限定した。
【００２７】固溶ＺｒはＦｅ−Ｐ−ＺｒまたはＦｅ−Ｂ
−Ｚｒ系でＰ、Ｂ等不純物との間に相互作用が働くため
に１ｐｐｍ以上必要で、一方５０ｐｐｍ超ではＺｒ炭化
物による母材靱性を損なうために、１〜５０ｐｐｍに限
定した。（１）式による希少金属の鋼中におけるメタリ
ックな状態の固溶量を安定して確保するには、先に述べ
た如く、Ｓ、Ｎ、Ｏ等の不純物は低いほど好ましいが、
Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｔａ等の１種または２種以上を複合
添加すると一層効果的である。
−Ｚｒ系でＰ、Ｂ等不純物との間に相互作用が働くため
に１ｐｐｍ以上必要で、一方５０ｐｐｍ超ではＺｒ炭化
物による母材靱性を損なうために、１〜５０ｐｐｍに限
定した。（１）式による希少金属の鋼中におけるメタリ
ックな状態の固溶量を安定して確保するには、先に述べ
た如く、Ｓ、Ｎ、Ｏ等の不純物は低いほど好ましいが、
Ｃａ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｔａ等の１種または２種以上を複合
添加すると一層効果的である。
【００２８】Ａｌは脱酸上重要な元素であって、Ｓｉ、
Ｔｉ、Ｔａによっても脱酸が行われるが、Ｘ（希少金
属）の酸化を防止して固溶Ｘを１ｐｐｍ以上効果的に確
保するために０．０１０％以上とし、一方０．１０％超
では介在物による清浄度や溶接金属の溶接反応性を損な
うため、０．０１０〜０．１０％限定した。ＣａはＣａ
Ｓ（Ｏｘｙｓｕｌｐｈｉｄｅを含む）の形成によって固
溶Ｘ（希少金属）を１ｐｐｍ以上効果的に確保するため
に０．００１％以上とし、一方０．０５％超では介在物
による清浄度や溶接金属の溶接反応性を損なうため、
０．００１〜０．０５％に限定した。
Ｔｉ、Ｔａによっても脱酸が行われるが、Ｘ（希少金
属）の酸化を防止して固溶Ｘを１ｐｐｍ以上効果的に確
保するために０．０１０％以上とし、一方０．１０％超
では介在物による清浄度や溶接金属の溶接反応性を損な
うため、０．０１０〜０．１０％限定した。ＣａはＣａ
Ｓ（Ｏｘｙｓｕｌｐｈｉｄｅを含む）の形成によって固
溶Ｘ（希少金属）を１ｐｐｍ以上効果的に確保するため
に０．００１％以上とし、一方０．０５％超では介在物
による清浄度や溶接金属の溶接反応性を損なうため、
０．００１〜０．０５％に限定した。
【００２９】Ｔｉは鋼の凝固時にＴｉＮやＴｉＯの形成
によって、ＨＡＺにおけるフェライトの生成核とすると
ともに固溶Ｘ（希少金属）を１ｐｐｍ以上安定して確保
するために０．００５％以上とし、一方０．０２％超で
はＴｉＣ析出によりＨＡＺ靱性を損なうため、０．００
５〜０．０２％に限定した。Ｔａは鋼の凝固時にＴａ2
Ｏ3 の形成によって、ＨＡＺにおけるフェライトの生成
核とするとともに固溶Ｘ（希少金属）を１ｐｐｍ以上安
定して確保するために０．００５％以上とし、一方０．
２０％超ではＴａＣ析出によりＨＡＺ靱性を損なうた
め、０．００５〜０．２０％に限定した。
によって、ＨＡＺにおけるフェライトの生成核とすると
ともに固溶Ｘ（希少金属）を１ｐｐｍ以上安定して確保
するために０．００５％以上とし、一方０．０２％超で
はＴｉＣ析出によりＨＡＺ靱性を損なうため、０．００
５〜０．０２％に限定した。Ｔａは鋼の凝固時にＴａ2
Ｏ3 の形成によって、ＨＡＺにおけるフェライトの生成
核とするとともに固溶Ｘ（希少金属）を１ｐｐｍ以上安
定して確保するために０．００５％以上とし、一方０．
２０％超ではＴａＣ析出によりＨＡＺ靱性を損なうた
め、０．００５〜０．２０％に限定した。
【００３０】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量は目的とする用途
に応じて、所定の製法（圧延ままや熱処理またはＴＭＣ
Ｐ）で必要特性（強度および低温靱性等）から板厚を考
慮して成分設計される。高温特性や溶接性等の特別な特
性が必要な場合には、上記元素の他に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖの必要量を適宜に品質設計して
添加するが、以下にその限定理由を述べる。
に応じて、所定の製法（圧延ままや熱処理またはＴＭＣ
Ｐ）で必要特性（強度および低温靱性等）から板厚を考
慮して成分設計される。高温特性や溶接性等の特別な特
性が必要な場合には、上記元素の他に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎｂ、Ｖの必要量を適宜に品質設計して
添加するが、以下にその限定理由を述べる。
【００３１】Ｃｕは低温靱性向上のためＣｅｑ低減を目
的としてＣ、Ｓｉ、Ｍｎに置換して０．０５％以上添加
するが、１．５％超では熱間脆性を助長し、等量のＮｉ
添加が必要となるとともに溶接性を損なうため、０．０
５〜１．５％に限定した。Ｎｉは低温靱性向上のためＣ
ｅｑ低減を目的としてＣ、Ｓｉ、Ｍｎに置換して０．０
５％以上添加するが、１．５％超ではその効果が飽和す
るため、０．０５〜１．５％に限定した。
的としてＣ、Ｓｉ、Ｍｎに置換して０．０５％以上添加
するが、１．５％超では熱間脆性を助長し、等量のＮｉ
添加が必要となるとともに溶接性を損なうため、０．０
５〜１．５％に限定した。Ｎｉは低温靱性向上のためＣ
ｅｑ低減を目的としてＣ、Ｓｉ、Ｍｎに置換して０．０
５％以上添加するが、１．５％超ではその効果が飽和す
るため、０．０５〜１．５％に限定した。
【００３２】Ｃｒは焼入れ性向上による強度確保、さら
には高温強度等の特性向上のために０．０５％以上添加
するが、１．０％超ではその効果が飽和するため、０．
０５〜１．０％に限定した。Ｍｏは焼入れ性向上による
強度確保さらには高温強度等の特性向上のために０．０
５％以上添加するが、０．５０％超ではその効果が飽和
するため、０．０５〜０．５０％に限定した。
には高温強度等の特性向上のために０．０５％以上添加
するが、１．０％超ではその効果が飽和するため、０．
０５〜１．０％に限定した。Ｍｏは焼入れ性向上による
強度確保さらには高温強度等の特性向上のために０．０
５％以上添加するが、０．５０％超ではその効果が飽和
するため、０．０５〜０．５０％に限定した。
【００３３】Ｗはクリープ強度を向上させるためには
０．０５％以上の添加が必要であるが、０．５０％超で
はその効果が飽和するため、０．０５〜０．５０％に限
定した。Ｎｂは強度向上および結晶粒制御のために０．
００５％以上添加するが、０．０３％超ではＨＡＺ靱性
が損なわれるため、０．００５〜０．０３％に限定し
た。
０．０５％以上の添加が必要であるが、０．５０％超で
はその効果が飽和するため、０．０５〜０．５０％に限
定した。Ｎｂは強度向上および結晶粒制御のために０．
００５％以上添加するが、０．０３％超ではＨＡＺ靱性
が損なわれるため、０．００５〜０．０３％に限定し
た。
【００３４】Ｖは強度向上のために０．０１％以上添加
するが、０．１０％超では溶接性、低温靱性が劣化する
ため、０．０１〜０．１０％に限定した。固溶Ｘ（Ｘ：
ＲＥＭ、ＹまたはＺｒ）を所定量得るには、鋼中に含有
されるＯ、Ｎ、Ｓから（１）式により計算される固溶Ｘ
が正となるように、トータルＸを鋼中に添加し、Ｘの固
溶温度以上に再加熱後、鍛造または圧延等の通常の熱間
加工または制御圧延や制御冷却を行う。なお、鋳造は鋼
塊または連続鋳造による制限はなく、何れでもよい。ま
た、鋼の熱処理の有無、熱処理方法による制限もなく、
一般的な方法でよい。
するが、０．１０％超では溶接性、低温靱性が劣化する
ため、０．０１〜０．１０％に限定した。固溶Ｘ（Ｘ：
ＲＥＭ、ＹまたはＺｒ）を所定量得るには、鋼中に含有
されるＯ、Ｎ、Ｓから（１）式により計算される固溶Ｘ
が正となるように、トータルＸを鋼中に添加し、Ｘの固
溶温度以上に再加熱後、鍛造または圧延等の通常の熱間
加工または制御圧延や制御冷却を行う。なお、鋳造は鋼
塊または連続鋳造による制限はなく、何れでもよい。ま
た、鋼の熱処理の有無、熱処理方法による制限もなく、
一般的な方法でよい。
【００３５】さらに、希少金属の安定した固溶量を確保
するには、前述した如く、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｔａ等を
複合添加するのが好ましいが、出鋼時におけるＳｉ＋Ｍ
ｎまたはＳｉ＋Ｍｎ＋Ａｌの一部による弱脱酸後、直ち
にまたは当該弱脱酸に引き続く真空脱ガスまたは取鍋精
錬等の二次精錬でＡｌ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｔａの１種または
２種以上を添加した後にＲＥＭ、Ｙ、Ｚｒの１種または
２種以上を添加すると、希少金属の酸化物形成はＡｌに
より抑制され、硫化物形成はＣａにより抑制され、窒化
物形成はＴｉやＴａにより抑制されるために一層効果的
である。
するには、前述した如く、Ａｌ、Ｃａ、Ｔｉ、Ｔａ等を
複合添加するのが好ましいが、出鋼時におけるＳｉ＋Ｍ
ｎまたはＳｉ＋Ｍｎ＋Ａｌの一部による弱脱酸後、直ち
にまたは当該弱脱酸に引き続く真空脱ガスまたは取鍋精
錬等の二次精錬でＡｌ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｔａの１種または
２種以上を添加した後にＲＥＭ、Ｙ、Ｚｒの１種または
２種以上を添加すると、希少金属の酸化物形成はＡｌに
より抑制され、硫化物形成はＣａにより抑制され、窒化
物形成はＴｉやＴａにより抑制されるために一層効果的
である。
【００３６】
【実施例】表１、表２（表１のつづき−１）、表３（表
１のつづき−２）に実施例の化学成分を示す。Ａ〜Ｆが
本発明例であり、Ｇ〜Ｉが比較例である。詳しくは、本
発明例Ａは請求項１記載の発明であり、本発明例Ｂ〜Ｆ
は請求項２記載の発明である。一方、比較例Ｇ、Ｈ、Ｉ
は希少金属の添加がなく、本発明例Ｃ、Ｄ、Ｆにそれぞ
れ対応する比較例である。なお、本発明例Ｅおよび比較
例ＩはＴｉによる脱酸、本発明例ＦはＴａによる脱酸を
行っているが、他の本発明例および比較例は通常の脱酸
を行っている。
１のつづき−２）に実施例の化学成分を示す。Ａ〜Ｆが
本発明例であり、Ｇ〜Ｉが比較例である。詳しくは、本
発明例Ａは請求項１記載の発明であり、本発明例Ｂ〜Ｆ
は請求項２記載の発明である。一方、比較例Ｇ、Ｈ、Ｉ
は希少金属の添加がなく、本発明例Ｃ、Ｄ、Ｆにそれぞ
れ対応する比較例である。なお、本発明例Ｅおよび比較
例ＩはＴｉによる脱酸、本発明例ＦはＴａによる脱酸を
行っているが、他の本発明例および比較例は通常の脱酸
を行っている。
【００３７】表１〜表３に記載の成分を有する低合金鋼
を従来公知の方法で溶製し、２００ｍｍ厚のスラブを製
造した後に、１１５０℃に再加熱して各板厚に厚板圧延
を行い、制御圧延（ＴＭＣＰ、ＤＱ）または通常の圧延
後に、所定の鋼板熱処理を行ってＨＴ４９０〜ＨＴ５８
０ＭＰａ級鋼板とした。引張試験（ＪＩＳ４号）、衝撃
試験（ＪＩＳ４号）、ＪＩＳ最高硬さに試験、および継
手（ＳＡＷ）を製作後ＣＴＯＤ試験をそれぞれ行った。
その結果を表４に示す。
を従来公知の方法で溶製し、２００ｍｍ厚のスラブを製
造した後に、１１５０℃に再加熱して各板厚に厚板圧延
を行い、制御圧延（ＴＭＣＰ、ＤＱ）または通常の圧延
後に、所定の鋼板熱処理を行ってＨＴ４９０〜ＨＴ５８
０ＭＰａ級鋼板とした。引張試験（ＪＩＳ４号）、衝撃
試験（ＪＩＳ４号）、ＪＩＳ最高硬さに試験、および継
手（ＳＡＷ）を製作後ＣＴＯＤ試験をそれぞれ行った。
その結果を表４に示す。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】表４より本発明例は比較例よりも最高硬さ
が低く、ＨＡＺ硬さに依存する耐ＨＡＺ硬化特性（アン
モニア等による応力腐食割れ、水素脆性、ＨＡＺ割れ
等）が優れている。さらに、溶接継手部の島状マルテン
サイトの発生量およびＨＡＺの硬化特性に依存するＣＴ
ＯＤ値も本発明例は比較例よりも格段に優れており、Ｈ
ＡＺ靱性の最も厳しいＣＴＯＤのみならず、低温靱性
（シャルピー）等の耐破壊特性が優れていることが分か
る。
が低く、ＨＡＺ硬さに依存する耐ＨＡＺ硬化特性（アン
モニア等による応力腐食割れ、水素脆性、ＨＡＺ割れ
等）が優れている。さらに、溶接継手部の島状マルテン
サイトの発生量およびＨＡＺの硬化特性に依存するＣＴ
ＯＤ値も本発明例は比較例よりも格段に優れており、Ｈ
ＡＺ靱性の最も厳しいＣＴＯＤのみならず、低温靱性
（シャルピー）等の耐破壊特性が優れていることが分か
る。
【００４３】すなわち、本発明の希少金属を固溶状態で
含有することにより、ＰやＢ等の悪影響を抑制する結
果、ＨＡＺ硬さおよび島状マルテンサイトの発生量を低
減することができる。従って、本発明により低合金鋼の
耐ＨＡＺ硬化特性および耐破壊特性が向上するととも、
同一の品質水準を狙うならばＨＡＺ硬化の原因となる
Ｐ、Ｂ等の不純物やＣＴＯＤ特性を特に劣化させるＳｉ
の成分制約の緩和が可能となる。
含有することにより、ＰやＢ等の悪影響を抑制する結
果、ＨＡＺ硬さおよび島状マルテンサイトの発生量を低
減することができる。従って、本発明により低合金鋼の
耐ＨＡＺ硬化特性および耐破壊特性が向上するととも、
同一の品質水準を狙うならばＨＡＺ硬化の原因となる
Ｐ、Ｂ等の不純物やＣＴＯＤ特性を特に劣化させるＳｉ
の成分制約の緩和が可能となる。
【００４４】
【発明の効果】本発明は、Ｆｅ−Ｐ−ＸまたはＦｅ−Ｂ
−Ｘ系（Ｘ：ＲＥＭまたはＹ、Ｚｒ等の希少金属）で
は、Ｘを鋼中にメタリックな固溶状態で含有している
と、鋼中に過飽和に固溶されたＸとＰ、Ｂを中心とする
不純物との間に相互作用が働いて、これら不純物の粒界
偏析が抑制されるという知見に基づいてなされたもので
あり、その結果、耐ＨＡＺ硬化特性および耐破壊特性に
優れた鋼材が得られるものである。本発明により、大型
構造物の安全設計の厳格化、地球環境問題の深刻化に伴
う脆化基準の厳格化に対応可能ならしめるとともに、同
一の品質基準の要求に対してはＰ、Ｂ等の不純物やＣＴ
ＯＤを劣化させるＳｉ等の成分制約の緩和を可能とした
ものである。
−Ｘ系（Ｘ：ＲＥＭまたはＹ、Ｚｒ等の希少金属）で
は、Ｘを鋼中にメタリックな固溶状態で含有している
と、鋼中に過飽和に固溶されたＸとＰ、Ｂを中心とする
不純物との間に相互作用が働いて、これら不純物の粒界
偏析が抑制されるという知見に基づいてなされたもので
あり、その結果、耐ＨＡＺ硬化特性および耐破壊特性に
優れた鋼材が得られるものである。本発明により、大型
構造物の安全設計の厳格化、地球環境問題の深刻化に伴
う脆化基準の厳格化に対応可能ならしめるとともに、同
一の品質基準の要求に対してはＰ、Ｂ等の不純物やＣＴ
ＯＤを劣化させるＳｉ等の成分制約の緩和を可能とした
ものである。
【００４５】従って、本発明により大型構造物の信頼性
向上はもとより、省資源、省エネルギー的価格競争力の
向上とともに工期的非価格競争力の向上をもたらし、産
業界に与える経済的利益は多大なものがある。
向上はもとより、省資源、省エネルギー的価格競争力の
向上とともに工期的非価格競争力の向上をもたらし、産
業界に与える経済的利益は多大なものがある。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 粟飯原 周二 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．６０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０
％、不純物としてのＰ≦０．０２５％、Ｓ≦０．０１０
％、Ｎ≦０．００６０％、Ｏ≦０．００３５％、Ｂ≦
０．０００３％を含有し、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０２％、Ｔａ：０．００５〜０．２０％およびＣ
ａ：０．００１〜０．０５％の１種または２種以上を含
有し、 さらに、ＲＥＭ：５〜２００ｐｐｍ、Ｙ：５〜２００ｐ
ｐｍおよびＺｒ：５〜２００ｐｐｍの１種または２種以
上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる
鋼において、 固溶ＲＥＭ：１〜５０ｐｐｍ、固溶Ｙ：１〜５０ｐｐｍ
および固溶Ｚｒ：１〜５０ｐｐｍの１種または２種以上
が鋼中に固溶状態で存在することを特徴とする耐ＨＡＺ
硬化特性に優れた鋼材。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％お
よびＮｉ：０．０５〜１．５％の１種または２種、およ
び／またはＣｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５
〜０．５％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．００
５〜０．０３％およびＶ：０．０１〜０．１０％の１種
または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記
載の耐ＨＡＺ硬化特性に優れた鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13954395A JPH08333651A (ja) | 1995-06-06 | 1995-06-06 | 耐ｈａｚ硬化特性に優れた鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13954395A JPH08333651A (ja) | 1995-06-06 | 1995-06-06 | 耐ｈａｚ硬化特性に優れた鋼材 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08333651A true JPH08333651A (ja) | 1996-12-17 |
Family
ID=15247721
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13954395A Withdrawn JPH08333651A (ja) | 1995-06-06 | 1995-06-06 | 耐ｈａｚ硬化特性に優れた鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08333651A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1983069A1 (en) * | 2006-02-08 | 2008-10-22 | Nippon Steel Corporation | Fire-resistant high-strength rolled steel material and method for production thereof |
| JP2008291347A (ja) * | 2007-04-23 | 2008-12-04 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP2009275245A (ja) * | 2008-05-13 | 2009-11-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材 |
| JP2010024523A (ja) * | 2008-07-23 | 2010-02-04 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 |
| JP2010121199A (ja) * | 2008-11-21 | 2010-06-03 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および母材低温靭性に優れた鋼材、並びにその製造方法 |
| JP2010121200A (ja) * | 2008-11-21 | 2010-06-03 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材、およびその製造方法 |
| JP2010280953A (ja) * | 2009-06-04 | 2010-12-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ｚｒ添加鋼のノズル閉塞抑制方法および微細酸化物分散鋼の製造方法 |
-
1995
- 1995-06-06 JP JP13954395A patent/JPH08333651A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1983069A1 (en) * | 2006-02-08 | 2008-10-22 | Nippon Steel Corporation | Fire-resistant high-strength rolled steel material and method for production thereof |
| EP1983069A4 (en) * | 2006-02-08 | 2011-03-02 | Nippon Steel Corp | FIRE-RESISTANT ROLLED STEEL MATERIAL WITH HIGH STRENGTH AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| JP2008291347A (ja) * | 2007-04-23 | 2008-12-04 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 |
| JP2009275245A (ja) * | 2008-05-13 | 2009-11-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材 |
| JP2010024523A (ja) * | 2008-07-23 | 2010-02-04 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 |
| JP2010121199A (ja) * | 2008-11-21 | 2010-06-03 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および母材低温靭性に優れた鋼材、並びにその製造方法 |
| JP2010121200A (ja) * | 2008-11-21 | 2010-06-03 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材、およびその製造方法 |
| JP2010280953A (ja) * | 2009-06-04 | 2010-12-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ｚｒ添加鋼のノズル閉塞抑制方法および微細酸化物分散鋼の製造方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101386042B1 (ko) | 대입열 용접용 강재 | |
| EP2272994A1 (en) | High-tensile strength steel and manufacturing method thereof | |
| EP3617337A1 (en) | HIGH-Mn STEEL AND PRODUCTION METHOD THEREFOR | |
| JPS61130462A (ja) | 降伏応力１１０ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の耐応力腐蝕割れ性のすぐれた高靭性超高張力鋼 | |
| KR20070091368A (ko) | 용접성 및 가스 절단성이 우수한 고장력 내화강 및 그 제조방법 | |
| JP5630322B2 (ja) | 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP6245352B2 (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP5194572B2 (ja) | 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| EP3269837B1 (en) | Micro alloyed steel and method for producing the same | |
| JP4998708B2 (ja) | 材質異方性が小さく、耐疲労亀裂伝播特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2007284712A (ja) | 靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法及び靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| JP5849892B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼材 | |
| JP4770415B2 (ja) | 溶接性に優れた高張力厚鋼板およびその製造方法 | |
| JPH08333651A (ja) | 耐ｈａｚ硬化特性に優れた鋼材 | |
| CN111051555B (zh) | 钢板及其制造方法 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 | |
| JP6277679B2 (ja) | 耐ガス切断割れ性および大入熱溶接部靭性が優れた高張力鋼板 | |
| JP3526722B2 (ja) | 低温靭性に優れた超高強度鋼管 | |
| JP3344305B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れたラインパイプ用高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2688312B2 (ja) | 高強度高靭性鋼板 | |
| JP2002161330A (ja) | 耐摩耗鋼 | |
| JP3572152B2 (ja) | 高温強度と溶接性に優れた低Ｃｒフェライト鋳鋼 | |
| JP3202310B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靱性の優れた建築用耐火鋼板の製造法 | |
| JP2005029841A (ja) | 大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| JP2009179840A (ja) | 低温靭性、亀裂伝搬停止特性に優れた高張力鋼の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020806 |