JPH09104946A - 溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板及びその製造方法Info
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- JPH09104946A JPH09104946A JP25907195A JP25907195A JPH09104946A JP H09104946 A JPH09104946 A JP H09104946A JP 25907195 A JP25907195 A JP 25907195A JP 25907195 A JP25907195 A JP 25907195A JP H09104946 A JPH09104946 A JP H09104946A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は工業的に製造コストがかからない溶
製法において、タンタル及びもしくはニオブのサブミク
ロンサイズの酸化物を多量かつ均一に鋼中に分散させる
ことにより、溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板を提
供することを目的とする。 【解決手段】 成分を適正範囲に限定した上で、酸化タ
ンタル、酸化ニオブの１種または２種が鋼中に、平均粒
径で０．００２〜３μｍ、数密度で１平方μｍあたり
０．００１〜５個含むことを特徴とする溶接熱影響部靭
性に優れた高張力鋼板及びその製造方法。
製法において、タンタル及びもしくはニオブのサブミク
ロンサイズの酸化物を多量かつ均一に鋼中に分散させる
ことにより、溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板を提
供することを目的とする。 【解決手段】 成分を適正範囲に限定した上で、酸化タ
ンタル、酸化ニオブの１種または２種が鋼中に、平均粒
径で０．００２〜３μｍ、数密度で１平方μｍあたり
０．００１〜５個含むことを特徴とする溶接熱影響部靭
性に優れた高張力鋼板及びその製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、被覆アーク溶接や
サブマージアーク溶接からエレクトロガスアーク溶接あ
るいはエレクトロスラグなどの超大入熱溶接に至る広い
入熱範囲において、優れた溶接熱影響部（Heat affecte
d zone：ＨＡＺ）の靭性を有する溶接構造用高張力鋼板
及びその製造方法に関するものである。この方法で製造
した鋼は海洋構造物、圧力容器、造船、橋梁、建築、ラ
インパイプなどの溶接鋼構造物に用いることができる。
サブマージアーク溶接からエレクトロガスアーク溶接あ
るいはエレクトロスラグなどの超大入熱溶接に至る広い
入熱範囲において、優れた溶接熱影響部（Heat affecte
d zone：ＨＡＺ）の靭性を有する溶接構造用高張力鋼板
及びその製造方法に関するものである。この方法で製造
した鋼は海洋構造物、圧力容器、造船、橋梁、建築、ラ
インパイプなどの溶接鋼構造物に用いることができる。
【０００２】
【従来の技術】高張力鋼板のＨＡＺ靭性は、（１）結晶
粒のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト
（Ｍ* ）、炭化物などの硬化相の分散状態、（３）粒界
脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など、種々の冶金
学的要因に支配される。中でもＨＡＺの結晶粒サイズは
低温靭性に大きな影響を与えることがよく知られてお
り、ＨＡＺ組織を微細化する数多くの技術が開発実用化
されている。
粒のサイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト
（Ｍ* ）、炭化物などの硬化相の分散状態、（３）粒界
脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など、種々の冶金
学的要因に支配される。中でもＨＡＺの結晶粒サイズは
低温靭性に大きな影響を与えることがよく知られてお
り、ＨＡＺ組織を微細化する数多くの技術が開発実用化
されている。
【０００３】例えば、５０kgf/mm2 級高張力鋼におい
て、ＴｉＮを微細分散させＨＡＺ靭性を改善する手段が
開示されている（昭和５４年６月発行「鉄と鋼」第６５
巻第８号１２３２頁）。しかし、これらの析出物は溶接
時には高温に加熱される溶融線（Fusion Line ：以下Ｆ
Ｌと呼ぶ）近傍では大部分が溶解し、ＨＡＺ組織の粗粒
化を生じ、ＦＬのごく近傍のＨＡＺでは靭性が劣化する
という欠点を有する。
て、ＴｉＮを微細分散させＨＡＺ靭性を改善する手段が
開示されている（昭和５４年６月発行「鉄と鋼」第６５
巻第８号１２３２頁）。しかし、これらの析出物は溶接
時には高温に加熱される溶融線（Fusion Line ：以下Ｆ
Ｌと呼ぶ）近傍では大部分が溶解し、ＨＡＺ組織の粗粒
化を生じ、ＦＬのごく近傍のＨＡＺでは靭性が劣化する
という欠点を有する。
【０００４】この問題に対して、鋼中にＴｉ酸化物を微
細分散させ、これを変態核として溶接時のＨＡＺにおい
て粒内フェライト（以下ＩＦＰと称する）を生成させる
ことにより、ＨＡＺ組織を実質的に微細化してＨＡＺ靭
性を向上させ得ることが、特開昭６１−１１７２４５
号、特開平１−１５３２１号各公報などに示されてい
る。
細分散させ、これを変態核として溶接時のＨＡＺにおい
て粒内フェライト（以下ＩＦＰと称する）を生成させる
ことにより、ＨＡＺ組織を実質的に微細化してＨＡＺ靭
性を向上させ得ることが、特開昭６１−１１７２４５
号、特開平１−１５３２１号各公報などに示されてい
る。
【０００５】Ｔｉ酸化物などのＦＬ近傍でも安定な酸化
物を用いてＨＡＺ靭性を改善する技術は種々開示されて
いるが、鋼中への酸化物の分散手段は実際には脱酸法に
よるもの以外ほとんどない。しかしながら、脱酸法によ
る限りはその分散密度には限界があり、より一層の組織
微細化とその結果によるＨＡＺ靭性向上にも限界があ
る。
物を用いてＨＡＺ靭性を改善する技術は種々開示されて
いるが、鋼中への酸化物の分散手段は実際には脱酸法に
よるもの以外ほとんどない。しかしながら、脱酸法によ
る限りはその分散密度には限界があり、より一層の組織
微細化とその結果によるＨＡＺ靭性向上にも限界があ
る。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は従来の主とし
てＴｉ酸化物を形成せしめる脱酸法における、「分散密
度に限界がある」や、「分散状態の制御が困難であ
る」、などの課題を新しい酸化物種類及び形成手段によ
り解決し、従来に比べて格段の酸化物の多量かつ微細・
均一分散を達成することにより、広い入熱範囲において
優れたＨＡＺ靭性を有する溶接構造用高張力鋼板及びそ
の製造方法を提示することを目的とする。
てＴｉ酸化物を形成せしめる脱酸法における、「分散密
度に限界がある」や、「分散状態の制御が困難であ
る」、などの課題を新しい酸化物種類及び形成手段によ
り解決し、従来に比べて格段の酸化物の多量かつ微細・
均一分散を達成することにより、広い入熱範囲において
優れたＨＡＺ靭性を有する溶接構造用高張力鋼板及びそ
の製造方法を提示することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、ＨＡＺのＦＬ
近傍の粗粒域のオーステナイトの微細化と粒内フェライ
トの生成に有効な酸化物の多量かつ微細分散の新しい手
段を達成したもので、その要旨は、次の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００
１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０２％を含有
し、Ｔａ：０．００４〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜
０．５％の１種または２種を含有し、残部鉄及び不可避
不純物からなり、さらに、Ｔａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物
の１種または２種が鋼中に、平均粒径：０．００２〜３
μｍ、数密度：０．００１個／μｍ2 〜５個／μｍ2 分
散することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高張
力鋼板。
近傍の粗粒域のオーステナイトの微細化と粒内フェライ
トの生成に有効な酸化物の多量かつ微細分散の新しい手
段を達成したもので、その要旨は、次の通りである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．１〜３．０％、Ｐ：
０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００
１〜０．０５％、Ｎ：０．００１〜０．０２％を含有
し、Ｔａ：０．００４〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜
０．５％の１種または２種を含有し、残部鉄及び不可避
不純物からなり、さらに、Ｔａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物
の１種または２種が鋼中に、平均粒径：０．００２〜３
μｍ、数密度：０．００１個／μｍ2 〜５個／μｍ2 分
散することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高張
力鋼板。
【０００８】（２）重量％で、Ｃｒ：０．０１〜２．０
％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．００５〜０．
５％、Ｎｉ：０．０１〜４．０％、Ｃｕ：０．０１〜
２．０％、Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｂ：０．０００２
〜０．００３％の１種または２種以上を含有することを
特徴とする前記（１）記載の溶接熱影響部靭性に優れた
高張力鋼板。
％、Ｍｏ：０．０１〜２．０％、Ｖ：０．００５〜０．
５％、Ｎｉ：０．０１〜４．０％、Ｃｕ：０．０１〜
２．０％、Ｗ：０．０１〜２．０％、Ｂ：０．０００２
〜０．００３％の１種または２種以上を含有することを
特徴とする前記（１）記載の溶接熱影響部靭性に優れた
高張力鋼板。
【０００９】（３）重量％で、Ｏ：０．００１〜０．３
％を含有することを特徴とする前記（１）または（２）
記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。 （４）下記（１）式で定義するＡが、Ａ＞０（ゼロ）で
あることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１
項に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。 Ａ＝（０．０１／√Ｓｉ−８／９・Ａｌ） ………（１） ただし、Ｓｉ，Ａｌは重量％。
％を含有することを特徴とする前記（１）または（２）
記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。 （４）下記（１）式で定義するＡが、Ａ＞０（ゼロ）で
あることを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれか１
項に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。 Ａ＝（０．０１／√Ｓｉ−８／９・Ａｌ） ………（１） ただし、Ｓｉ，Ａｌは重量％。
【００１０】（５）Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｌａ，Ｃ
ｅ，Ｙのうち１種または２種以上の合計を重量％で０．
０００２〜０．０２％含有することを特徴とする前記
（１）〜（４）のいずれか１項に記載の溶接熱影響部靭
性に優れた高張力鋼板。
ｅ，Ｙのうち１種または２種以上の合計を重量％で０．
０００２〜０．０２％含有することを特徴とする前記
（１）〜（４）のいずれか１項に記載の溶接熱影響部靭
性に優れた高張力鋼板。
【００１１】（６）溶存酸素量：０．００２〜０．１％
の溶鋼に、Ｔａ：０．００４〜０．５％、Ｎｂ：０．０
０２〜０．５％の１種または２種を添加した後、鋳造
し、凝固開始温度から凝固終了温度までを下記（２）式
に示す冷却速度Ｒ以上で凝固させ、前記（１）〜（５）
のいずれか１項に記載の鋼板を製造することを特徴とす
る溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗ
は重量％。
の溶鋼に、Ｔａ：０．００４〜０．５％、Ｎｂ：０．０
０２〜０．５％の１種または２種を添加した後、鋳造
し、凝固開始温度から凝固終了温度までを下記（２）式
に示す冷却速度Ｒ以上で凝固させ、前記（１）〜（５）
のいずれか１項に記載の鋼板を製造することを特徴とす
る溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗ
は重量％。
【００１２】（７） 溶存酸素量：０．００２〜０．１
％の溶鋼に酸化Ｔａ：０．００４〜０．５％、酸化Ｎ
ｂ：０．００２〜０．５％の１種または２種を添加した
後、鋳造し、凝固開始温度から凝固終了温度までを下記
（２）式に示す冷却速度Ｒ以上で凝固させ、前記（１）
〜（５）のいずれか１項に記載の鋼板を製造することを
特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板の製造
方法。 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗ
は重量％。
％の溶鋼に酸化Ｔａ：０．００４〜０．５％、酸化Ｎ
ｂ：０．００２〜０．５％の１種または２種を添加した
後、鋳造し、凝固開始温度から凝固終了温度までを下記
（２）式に示す冷却速度Ｒ以上で凝固させ、前記（１）
〜（５）のいずれか１項に記載の鋼板を製造することを
特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板の製造
方法。 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗ
は重量％。
【００１３】（８）溶存酸素量：０．００２〜０．１％
の溶鋼にＴａ：０．００４〜０．５％、Ｎｂ：０．００
２〜０．５％の１種または２種を添加した後、さらに、
酸化Ｔａ：０．００４〜０．５％、酸化Ｎｂ：０．００
２〜０．５％の１種または２種を添加した後、鋳造し、
凝固開始温度から凝固終了温度までを下記（２）式に示
す冷却速度Ｒ以上で凝固させ、前記（１）〜（５）のい
ずれか１項に記載の鋼板を製造することを特徴とする溶
接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗ
は重量％。
の溶鋼にＴａ：０．００４〜０．５％、Ｎｂ：０．００
２〜０．５％の１種または２種を添加した後、さらに、
酸化Ｔａ：０．００４〜０．５％、酸化Ｎｂ：０．００
２〜０．５％の１種または２種を添加した後、鋳造し、
凝固開始温度から凝固終了温度までを下記（２）式に示
す冷却速度Ｒ以上で凝固させ、前記（１）〜（５）のい
ずれか１項に記載の鋼板を製造することを特徴とする溶
接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板の製造方法。 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗ
は重量％。
【００１４】（９）連続鋳造することを特徴とする前記
（６）〜（８）のいずれか１項に記載の溶接熱影響部靭
性に優れた高張力鋼板の製造方法。 （１０）酸化Ｔａ、酸化Ｎｂの１種もしくは２種が充填
されたワイヤーをモールド内の溶鋼に連続的に供給して
連続鋳造することを特徴とする前記（７）または（８）
に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板の製造方
法。
（６）〜（８）のいずれか１項に記載の溶接熱影響部靭
性に優れた高張力鋼板の製造方法。 （１０）酸化Ｔａ、酸化Ｎｂの１種もしくは２種が充填
されたワイヤーをモールド内の溶鋼に連続的に供給して
連続鋳造することを特徴とする前記（７）または（８）
に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板の製造方
法。
【００１５】
【発明の実施の形態】本発明鋼においてはタンタル（Ｔ
ａ）、ニオブ（Ｎｂ）の１種または２種を含有し、該元
素の酸化物が鋼中に微細分散していることが最大の特徴
であり、これは、ＨＡＺ靭性を向上させるために最も有
効なＦＬ近傍の粗粒組織を微細化させる手法として、Ｔ
ａ及び／またはＮｂの酸化物を分散させることが有効な
ためである。
ａ）、ニオブ（Ｎｂ）の１種または２種を含有し、該元
素の酸化物が鋼中に微細分散していることが最大の特徴
であり、これは、ＨＡＺ靭性を向上させるために最も有
効なＦＬ近傍の粗粒組織を微細化させる手法として、Ｔ
ａ及び／またはＮｂの酸化物を分散させることが有効な
ためである。
【００１６】粗粒組織の抜本的な微細化には加熱時のオ
ーステナイト粒径の微細化と冷却変態時の粒内フェライ
トの生成促進の両立が必須である。ＦＬ近傍の１４００
℃以上の高温に加熱される領域で、安定してオーステナ
イトの粒成長抑制に効果を発揮するためには、鋼の融点
近傍の温度でも安定に存在し得る酸化物が炭窒化物より
も有利である。
ーステナイト粒径の微細化と冷却変態時の粒内フェライ
トの生成促進の両立が必須である。ＦＬ近傍の１４００
℃以上の高温に加熱される領域で、安定してオーステナ
イトの粒成長抑制に効果を発揮するためには、鋼の融点
近傍の温度でも安定に存在し得る酸化物が炭窒化物より
も有利である。
【００１７】特にエレクトロスラグ溶接のような超大入
熱溶接において、オーステナイト粒径の微細化を図るた
めには安定な酸化物を利用する必要があるが、オーステ
ナイト粒径の微細化は酸化物の種類によらず酸化物を多
量かつ微細分散すれば達成できる。一方、粒内フェライ
ト生成挙動は酸化物の種類により大きく変化する。
熱溶接において、オーステナイト粒径の微細化を図るた
めには安定な酸化物を利用する必要があるが、オーステ
ナイト粒径の微細化は酸化物の種類によらず酸化物を多
量かつ微細分散すれば達成できる。一方、粒内フェライ
ト生成挙動は酸化物の種類により大きく変化する。
【００１８】そこで、ＨＡＺのオーステナイト粒径の微
細化と粒内フェライトの生成促進を同時に満足できる酸
化物形成元素を探索した結果、ＴａとＮｂが歩留まりも
良好でかつ酸化物が多量かつ微細に分散してオーステナ
イト粒径を微細化する効果が顕著であり、さらに個々の
酸化物の粒内フェライトの生成能も、従来見いだされて
いる粒内フェライト生成核（Ｔｉ酸化物、ＴｉＮ，ＶＮ
など）とほぼ同程度であり、ＨＡＺ組織の微細化に最も
有効であることを明らかにしたことによって、本発明に
至ったのである。
細化と粒内フェライトの生成促進を同時に満足できる酸
化物形成元素を探索した結果、ＴａとＮｂが歩留まりも
良好でかつ酸化物が多量かつ微細に分散してオーステナ
イト粒径を微細化する効果が顕著であり、さらに個々の
酸化物の粒内フェライトの生成能も、従来見いだされて
いる粒内フェライト生成核（Ｔｉ酸化物、ＴｉＮ，ＶＮ
など）とほぼ同程度であり、ＨＡＺ組織の微細化に最も
有効であることを明らかにしたことによって、本発明に
至ったのである。
【００１９】Ｔａ，Ｎｂの少なくとも一部は酸素の供給
を受けると２次脱酸生成物として、Ｘ2 Ｏ5 ，ＸＯ2 ，
ＸＯ，Ｘ2 ＦｅＯ6 ，ＸＯ6 などのＴａ，Ｎｂ系酸化物
を形成し、鋳片内に分散する。なお、Ｘは、Ｘ＝Ｔａy
Ｎｂ1-y であり、ｙは０〜１の値である。また、該酸化
物中にはＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，
Ｔｉ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｚｒなどを若干含んでも効
果が損なわれないことが判った。
を受けると２次脱酸生成物として、Ｘ2 Ｏ5 ，ＸＯ2 ，
ＸＯ，Ｘ2 ＦｅＯ6 ，ＸＯ6 などのＴａ，Ｎｂ系酸化物
を形成し、鋳片内に分散する。なお、Ｘは、Ｘ＝Ｔａy
Ｎｂ1-y であり、ｙは０〜１の値である。また、該酸化
物中にはＳｉ，Ａｌ，Ｍｎ，Ｓ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，
Ｔｉ，Ｃａ，ＲＥＭ，Ｍｇ，Ｚｒなどを若干含んでも効
果が損なわれないことが判った。
【００２０】Ｔａ，Ｎｂの１種または２種の含有量（酸
化物中、固溶状態などの存在状態を問わない総量）が、
Ｔａ：０．００４〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．
５％の範囲内であれば、Ｔａ，Ｎｂ系酸化物の平均粒径
は０．００２〜３μｍの範囲内に入り、１μｍ2 あたり
０．００１〜５個程度の分散状態が得られる。
化物中、固溶状態などの存在状態を問わない総量）が、
Ｔａ：０．００４〜０．５％、Ｎｂ：０．００２〜０．
５％の範囲内であれば、Ｔａ，Ｎｂ系酸化物の平均粒径
は０．００２〜３μｍの範囲内に入り、１μｍ2 あたり
０．００１〜５個程度の分散状態が得られる。
【００２１】なお、本発明における酸化物の数密度は、
抽出レプリカを光学顕微鏡または電子顕微鏡による観察
・撮影によって求めたものである。即ち、倍率１０００
〜５００００倍の適当な倍率の抽出レプリカ写真の３視
野以上について酸化物１００個以上を測定し、平均粒径
及び観察面積あたりの個数を求める。酸化物の形状が円
でないときは酸化物の面積から円相当径を粒径とする。
抽出レプリカを光学顕微鏡または電子顕微鏡による観察
・撮影によって求めたものである。即ち、倍率１０００
〜５００００倍の適当な倍率の抽出レプリカ写真の３視
野以上について酸化物１００個以上を測定し、平均粒径
及び観察面積あたりの個数を求める。酸化物の形状が円
でないときは酸化物の面積から円相当径を粒径とする。
【００２２】Ｔａ，Ｎｂ系酸化物の平均粒径が０．００
２μｍ未満ではオーステナイト粒のピン止め効果が十分
でなく、３μｍを超えると酸化物そのものが破壊の起点
となる傾向にあり、靭性が低下するので好ましくない。
２μｍ未満ではオーステナイト粒のピン止め効果が十分
でなく、３μｍを超えると酸化物そのものが破壊の起点
となる傾向にあり、靭性が低下するので好ましくない。
【００２３】また数密度が１μｍ2 あたり０．００１個
未満であるとオーステナイト粒のピン止め効果が十分で
ない。また、酸化物の数密度は大きいほど組織の微細化
には有利であるが、５個超の分散は脆性破壊の起点が増
加して靭性に不利な要因も増えるため、靭性向上効果が
飽和し、延性の劣化も招くことから、本発明においては
酸化物の数密度は１μｍ2 あたり０．００１〜５個に限
定した。
未満であるとオーステナイト粒のピン止め効果が十分で
ない。また、酸化物の数密度は大きいほど組織の微細化
には有利であるが、５個超の分散は脆性破壊の起点が増
加して靭性に不利な要因も増えるため、靭性向上効果が
飽和し、延性の劣化も招くことから、本発明においては
酸化物の数密度は１μｍ2 あたり０．００１〜５個に限
定した。
【００２４】なお、分散粒子（本発明では上記酸化物の
こと）は転位の移動を妨げることにより常温及び高温強
度、さらにクリープ強度の向上にも有効であるが、強度
向上効果発現のために必要な分散粒子の下限の数密度は
０．０１個／μｍ2 程度であり、本発明の目的としてい
るＨＡＺのオーステナイト粒径の微細化に最低限必要な
酸化物の数密度は強度向上を目的とした場合よりも少な
くてよい。
こと）は転位の移動を妨げることにより常温及び高温強
度、さらにクリープ強度の向上にも有効であるが、強度
向上効果発現のために必要な分散粒子の下限の数密度は
０．０１個／μｍ2 程度であり、本発明の目的としてい
るＨＡＺのオーステナイト粒径の微細化に最低限必要な
酸化物の数密度は強度向上を目的とした場合よりも少な
くてよい。
【００２５】Ｔａ含有量が０．００４％未満またはＮｂ
含有量が０．００２％未満の場合は分散する酸化物の個
数が十分でない。Ｔａ含有量が０．５％超またはＮｂ含
有量が０．５％超の場合は、ＴａまたはＮｂが過剰とな
り不経済であるばかりでなく、酸化物が粗大化し機械的
特性に悪影響を及ぼす。その他の元素、Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｎ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ及び不可避
的不純物Ｐ，Ｓについては、本発明の含有量の範囲内で
はＴａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物の分散状態に悪影響を及
ぼさない。
含有量が０．００２％未満の場合は分散する酸化物の個
数が十分でない。Ｔａ含有量が０．５％超またはＮｂ含
有量が０．５％超の場合は、ＴａまたはＮｂが過剰とな
り不経済であるばかりでなく、酸化物が粗大化し機械的
特性に悪影響を及ぼす。その他の元素、Ｃ，Ｓｉ，Ｍ
ｎ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｖ，Ａｌ，Ｔ
ｉ，Ｎ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｙ及び不可避
的不純物Ｐ，Ｓについては、本発明の含有量の範囲内で
はＴａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物の分散状態に悪影響を及
ぼさない。
【００２６】次にＴａ，Ｎｂ以外の化学成分範囲の限定
理由を述べる。Ｃは強度を確保するために０．０１％以
上必要であるが、０．２０％超の添加は溶接性を損なう
ため０．０１〜０．２０％に限定した。
理由を述べる。Ｃは強度を確保するために０．０１％以
上必要であるが、０．２０％超の添加は溶接性を損なう
ため０．０１〜０．２０％に限定した。
【００２７】Ｓｉ，ＡｌはＴａ，Ｎｂに比べて強脱酸元
素であるため、本発明のようにＴａ，Ｎｂの酸化物を形
成、分散させる目的の鋼ではＳｉ，Ａｌの含有量が重要
である。各々について、Ｓｉは０．０１〜１．０％、Ａ
ｌは０．００１〜０．０５％とする必要がある。Ｓｉ＜
０．０１％またはＡｌ＜０．００１％であると溶鋼のボ
イリングが激しくなり健全な鋳片が得られず、Ｓｉ＞
１．０％またはＡｌ＞０．０５％では溶存酸素量の確保
が困難となり酸化物の個数が不足して強度向上が図れな
い。
素であるため、本発明のようにＴａ，Ｎｂの酸化物を形
成、分散させる目的の鋼ではＳｉ，Ａｌの含有量が重要
である。各々について、Ｓｉは０．０１〜１．０％、Ａ
ｌは０．００１〜０．０５％とする必要がある。Ｓｉ＜
０．０１％またはＡｌ＜０．００１％であると溶鋼のボ
イリングが激しくなり健全な鋳片が得られず、Ｓｉ＞
１．０％またはＡｌ＞０．０５％では溶存酸素量の確保
が困難となり酸化物の個数が不足して強度向上が図れな
い。
【００２８】さらにＳｉとＡｌの最適範囲の組み合わせ
が存在し、その範囲は実験から求めた結果、Ａ＝（０．
０１／√Ｓｉ−８／９・Ａｌ）で表される指標Ａの値が
０以上であれば、本発明で限定した酸化物サイズ、個数
範囲の中でさらに酸化物個数を増加し、サイズをさらに
微細化できることが知見された。ただし、Ｓｉ，Ａｌは
重量％である。
が存在し、その範囲は実験から求めた結果、Ａ＝（０．
０１／√Ｓｉ−８／９・Ａｌ）で表される指標Ａの値が
０以上であれば、本発明で限定した酸化物サイズ、個数
範囲の中でさらに酸化物個数を増加し、サイズをさらに
微細化できることが知見された。ただし、Ｓｉ，Ａｌは
重量％である。
【００２９】Ｍｎは強度を確保するために０．１％以上
必要であるが、３．０％超の添加は溶接性を損ねるため
０．１〜３．０％に限定した。Ｐは靭性を低下させるた
め０．０２％以下に限定した。Ｓは延性及び靭性を低下
させるため０．０１％以下に限定した。
必要であるが、３．０％超の添加は溶接性を損ねるため
０．１〜３．０％に限定した。Ｐは靭性を低下させるた
め０．０２％以下に限定した。Ｓは延性及び靭性を低下
させるため０．０１％以下に限定した。
【００３０】ＮはＡｌＮあるいはＴｉＮなどの炭窒化物
を形成して母材の靭性向上に有効であり、そのためには
０．００１％以上必要である。一方、０．０２％を超え
るとＨＡＺ靭性に対して悪影響を及ぼすため、０．００
１〜０．０２％に限定した。
を形成して母材の靭性向上に有効であり、そのためには
０．００１％以上必要である。一方、０．０２％を超え
るとＨＡＺ靭性に対して悪影響を及ぼすため、０．００
１〜０．０２％に限定した。
【００３１】Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｗ，Ｂは所
望の機械的特性により必要に応じて含有する。以下にそ
の限定理由を述べる。Ｃｒは強度向上に有効な元素であ
るが、０．０１％未満では効果が発揮されず、２．０％
超では母材及びＨＡＺ靭性の劣化及び溶接性の劣化を招
くため、０．０１〜２．０％に限定する。
望の機械的特性により必要に応じて含有する。以下にそ
の限定理由を述べる。Ｃｒは強度向上に有効な元素であ
るが、０．０１％未満では効果が発揮されず、２．０％
超では母材及びＨＡＺ靭性の劣化及び溶接性の劣化を招
くため、０．０１〜２．０％に限定する。
【００３２】ＭｏもＣｒと同様に強度向上に有効な元素
であるが、０．０１％未満では効果が発揮されず、２．
０％超では母材及びＨＡＺ靭性の劣化及び溶接性の劣化
を招くため、０．０１〜２．０％に限定する。
であるが、０．０１％未満では効果が発揮されず、２．
０％超では母材及びＨＡＺ靭性の劣化及び溶接性の劣化
を招くため、０．０１〜２．０％に限定する。
【００３３】Ｖは析出強化により母材の強化に有効であ
るが、０．００５％未満ではその効果が十分でない。一
方、０．５％を超えると母材及びＨＡＺ靭性の劣化を生
じるため、０．００５〜０．５％の範囲とする。
るが、０．００５％未満ではその効果が十分でない。一
方、０．５％を超えると母材及びＨＡＺ靭性の劣化を生
じるため、０．００５〜０．５％の範囲とする。
【００３４】Ｎｉは焼入性を高めて強度向上に有効であ
るとともに母材の靭性向上に有効な元素である。その効
果を具現化するためには０．０１％以上必要である。一
方、４．０％を超えて含有してもその効果は飽和し、経
済上好ましくないのと溶接性に悪影響を及ぼす可能性が
あるため、０．０１〜４．０％の範囲に限定する。
るとともに母材の靭性向上に有効な元素である。その効
果を具現化するためには０．０１％以上必要である。一
方、４．０％を超えて含有してもその効果は飽和し、経
済上好ましくないのと溶接性に悪影響を及ぼす可能性が
あるため、０．０１〜４．０％の範囲に限定する。
【００３５】Ｃｕは大きな靭性劣化を生ぜずに強度を高
めるのに有効な元素であるが、その効果が明確になるの
は０．０１％以上であり、また、２．０％を超えると製
鋼、造塊上の問題が生じるため、０．０１〜２．０％に
限定する。
めるのに有効な元素であるが、その効果が明確になるの
は０．０１％以上であり、また、２．０％を超えると製
鋼、造塊上の問題が生じるため、０．０１〜２．０％に
限定する。
【００３６】Ｗは固溶強化、析出強化により強度向上に
有効な元素であり、効果を発揮するためには０．０１％
以上必要である。ただし、２．０％を超えると母材及び
ＨＡＺの靭性劣化が顕著となるため、０．０１〜２．０
％に限定する。
有効な元素であり、効果を発揮するためには０．０１％
以上必要である。ただし、２．０％を超えると母材及び
ＨＡＺの靭性劣化が顕著となるため、０．０１〜２．０
％に限定する。
【００３７】Ｂは微量で焼入性を高めて母材の強度向上
に有効な元素であるが、０．０００２％未満では効果が
明確でなく、０．００３％超ではＨＡＺ靭性及び溶接性
の劣化が著しくなるため、０．０００２〜０．００３％
の範囲に限定する。
に有効な元素であるが、０．０００２％未満では効果が
明確でなく、０．００３％超ではＨＡＺ靭性及び溶接性
の劣化が著しくなるため、０．０００２〜０．００３％
の範囲に限定する。
【００３８】酸化物分散に関して、より好ましくは鋼片
中の酸素含有量（Ｏ）を０．００１〜０．３％に限定す
る。なお、ここで言う鋼片中の酸素含有量（Ｏ）とは、
Ｔａ系酸化物及びＮｂ系酸化物中の酸素のみならず、こ
れら以外のＡｌ系酸化物中の酸素あるいは、それ以外の
形態で存在する全ての酸素の総重量のことである。
中の酸素含有量（Ｏ）を０．００１〜０．３％に限定す
る。なお、ここで言う鋼片中の酸素含有量（Ｏ）とは、
Ｔａ系酸化物及びＮｂ系酸化物中の酸素のみならず、こ
れら以外のＡｌ系酸化物中の酸素あるいは、それ以外の
形態で存在する全ての酸素の総重量のことである。
【００３９】Ｏが０．００１％未満ではＴａ，Ｎｂを必
要量含有していても酸化物数が不足し、オーステナイト
粒径の微細化が図れない。一方、Ｏが０．３％超では酸
化物が極端に粗大化して脆性破壊の起点になるため好ま
しくない。従って、請求項３ではＯを０．００１〜０．
３％に限定した。
要量含有していても酸化物数が不足し、オーステナイト
粒径の微細化が図れない。一方、Ｏが０．３％超では酸
化物が極端に粗大化して脆性破壊の起点になるため好ま
しくない。従って、請求項３ではＯを０．００１〜０．
３％に限定した。
【００４０】Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｌａ，Ｃｅ，Ｃａ，Ｙ
は選択的に添加することで、Ｔａ系酸化物またはＮｂ系
酸化物の数密度を増加させることができる。特に凝固時
冷却速度が遅い鋳片の中心部で数密度を増加させる効果
が大きい。その効果は、選択元素の合計量で０．０００
２％以上で現れ、０．０２％を超えると逆に酸化物が粗
大になり数密度が減少する。
は選択的に添加することで、Ｔａ系酸化物またはＮｂ系
酸化物の数密度を増加させることができる。特に凝固時
冷却速度が遅い鋳片の中心部で数密度を増加させる効果
が大きい。その効果は、選択元素の合計量で０．０００
２％以上で現れ、０．０２％を超えると逆に酸化物が粗
大になり数密度が減少する。
【００４１】以上が鋼板に関する本発明の限定理由であ
るが、次に本発明の鋼板を得るための製造方法について
説明する。Ｔａ，Ｎｂ添加及び／または酸化Ｔａ、酸化
Ｎｂ添加により溶鋼中にＴａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物が
分散するが、溶鋼での保持時間が長くなると酸化物は凝
集・浮上するため最終的な酸化物は減少する。溶鋼中で
の保持時間は凝固時（凝固開始から終了までの温度範
囲）の冷却速度と凝固温度幅（液相線−固相線の温度範
囲）の両者の影響を受ける。
るが、次に本発明の鋼板を得るための製造方法について
説明する。Ｔａ，Ｎｂ添加及び／または酸化Ｔａ、酸化
Ｎｂ添加により溶鋼中にＴａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物が
分散するが、溶鋼での保持時間が長くなると酸化物は凝
集・浮上するため最終的な酸化物は減少する。溶鋼中で
の保持時間は凝固時（凝固開始から終了までの温度範
囲）の冷却速度と凝固温度幅（液相線−固相線の温度範
囲）の両者の影響を受ける。
【００４２】実験的に酸化物の分散に適した条件を求め
た結果、下記の（２）式、 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） で規定される冷却速度、Ｒ以上で凝固温度域（凝固開始
から終了までの温度範囲）を冷却すれば，凝固中の酸化
物の凝集・浮上を実用的に許容できる範囲に抑制できる
ことが判明した。ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃ
ｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗは重量％である。
た結果、下記の（２）式、 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） で規定される冷却速度、Ｒ以上で凝固温度域（凝固開始
から終了までの温度範囲）を冷却すれば，凝固中の酸化
物の凝集・浮上を実用的に許容できる範囲に抑制できる
ことが判明した。ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃ
ｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗは重量％である。
【００４３】Ｒ以上の冷却速度であれば、冷却速度は大
きいほど酸化物の分散には有効であるが、Ｒが１０００
℃／分以上になると効果は飽和するため、実用的には冷
却速度はＲ〜１０００℃／分の範囲が好ましい。なお、
酸化物のサイズ、数密度は凝固後も変化しないため、凝
固終了後の冷却速度は何ら限定する必要はない。
きいほど酸化物の分散には有効であるが、Ｒが１０００
℃／分以上になると効果は飽和するため、実用的には冷
却速度はＲ〜１０００℃／分の範囲が好ましい。なお、
酸化物のサイズ、数密度は凝固後も変化しないため、凝
固終了後の冷却速度は何ら限定する必要はない。
【００４４】Ｔａ系酸化物及び／またはＮｂ系酸化物の
分散方法としては、Ｔａ，Ｎｂと結び付く溶鋼中の溶存
Ｏ量を規定した上でＴａ，Ｎｂまたは酸化Ｔａ、酸化Ｎ
ｂを添加すると、酸化物の歩留まりが高くなる。酸化物
でないＴａ，Ｎｂを添加するのはＴａ，Ｎｂを脱酸元素
として用いて、溶鋼中あるいは凝固段階でＴａ系酸化
物、Ｎｂ系酸化物を形成させるためである。
分散方法としては、Ｔａ，Ｎｂと結び付く溶鋼中の溶存
Ｏ量を規定した上でＴａ，Ｎｂまたは酸化Ｔａ、酸化Ｎ
ｂを添加すると、酸化物の歩留まりが高くなる。酸化物
でないＴａ，Ｎｂを添加するのはＴａ，Ｎｂを脱酸元素
として用いて、溶鋼中あるいは凝固段階でＴａ系酸化
物、Ｎｂ系酸化物を形成させるためである。
【００４５】従って、Ｔａ，Ｎｂを添加する時点での溶
鋼中のＯ量は重要である。前述したように、鋼片中のＯ
は０．００１〜０．３％が好ましいが、溶鋼中の溶存Ｏ
量としては０．００２〜０．１％の範囲がＴａ系酸化
物、Ｎｂ系酸化物の分散には好ましい。
鋼中のＯ量は重要である。前述したように、鋼片中のＯ
は０．００１〜０．３％が好ましいが、溶鋼中の溶存Ｏ
量としては０．００２〜０．１％の範囲がＴａ系酸化
物、Ｎｂ系酸化物の分散には好ましい。
【００４６】溶存Ｏ量が０．００２％未満ではＴａまた
はＮｂを添加した際に該元素と結び付くＯ量が不足のた
め、酸化物個数が不十分となる。また、酸化Ｔａ、酸化
Ｎｂを添加する場合でも、添加された酸化Ｔａ、酸化Ｎ
ｂの一部あるいは全量は溶解中に一度溶解してから凝固
時に析出するため、同様に添加前の溶存Ｏ量が０．００
２％未満では溶鋼中の全Ｏ量が不足し、最終的に存在す
るＴａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物の個数が不十分となる。
はＮｂを添加した際に該元素と結び付くＯ量が不足のた
め、酸化物個数が不十分となる。また、酸化Ｔａ、酸化
Ｎｂを添加する場合でも、添加された酸化Ｔａ、酸化Ｎ
ｂの一部あるいは全量は溶解中に一度溶解してから凝固
時に析出するため、同様に添加前の溶存Ｏ量が０．００
２％未満では溶鋼中の全Ｏ量が不足し、最終的に存在す
るＴａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物の個数が不十分となる。
【００４７】一方、溶存Ｏ量が０．１％超では酸化物の
凝集・粗大化が顕著となるため好ましくない。従って、
本発明においては、Ｔａ，Ｎｂ及び／またはＴａ酸化
物、Ｎｂ酸化物を添加する前の溶存Ｏ量を０．００２〜
０．１％に限定する。
凝集・粗大化が顕著となるため好ましくない。従って、
本発明においては、Ｔａ，Ｎｂ及び／またはＴａ酸化
物、Ｎｂ酸化物を添加する前の溶存Ｏ量を０．００２〜
０．１％に限定する。
【００４８】なお、溶存Ｏ量の制御方法は、増大させる
場合は通常、転炉あるいは溶解炉内での酸素吹錬や鉄鉱
石などの酸素源の供給で行い、低減させる場合は、転
炉、溶解炉あるいはＲＨなどの減圧精錬装置において
Ｃ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉなどの強脱酸元素を添加して行
う。
場合は通常、転炉あるいは溶解炉内での酸素吹錬や鉄鉱
石などの酸素源の供給で行い、低減させる場合は、転
炉、溶解炉あるいはＲＨなどの減圧精錬装置において
Ｃ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉなどの強脱酸元素を添加して行
う。
【００４９】溶存Ｏ量を制御した後にＴａ，Ｎｂ及び／
またはＴａ酸化物、Ｎｂ酸化物を添加するのが好ましい
が、溶存Ｏ量を制御しなくても０．１％以下になってい
る場合や、０．１％を超えていても０．１１％以下であ
ったり、既にＣ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉなどが含有されてい
て、溶鋼を撹拌するなどすれば脱酸が進行する場合に
は、Ｃ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉなどの強脱酸元素を後で添加
してもよいし、これらの強脱酸元素を添加しなくてもよ
い。
またはＴａ酸化物、Ｎｂ酸化物を添加するのが好ましい
が、溶存Ｏ量を制御しなくても０．１％以下になってい
る場合や、０．１％を超えていても０．１１％以下であ
ったり、既にＣ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉなどが含有されてい
て、溶鋼を撹拌するなどすれば脱酸が進行する場合に
は、Ｃ，Ａｌ，Ｓｉ，Ｔｉなどの強脱酸元素を後で添加
してもよいし、これらの強脱酸元素を添加しなくてもよ
い。
【００５０】溶存Ｏ量を０．００２〜０．１％とした上
で、Ｔａ及び／またはＮｂに加えて、酸化Ｔａ及び／ま
たは酸化Ｎｂを添加することになるが、酸化物でない原
料（Ｔａ及び／またはＮｂ）と酸化物（酸化Ｔａ及び／
または酸化Ｎｂ）を複合的に添加する場合は酸化物でな
いＴａ，Ｎｂ原料を先に添加する方が、最終的な酸化物
の歩留まりが良好となり、また、操業上も有利である。
で、Ｔａ及び／またはＮｂに加えて、酸化Ｔａ及び／ま
たは酸化Ｎｂを添加することになるが、酸化物でない原
料（Ｔａ及び／またはＮｂ）と酸化物（酸化Ｔａ及び／
または酸化Ｎｂ）を複合的に添加する場合は酸化物でな
いＴａ，Ｎｂ原料を先に添加する方が、最終的な酸化物
の歩留まりが良好となり、また、操業上も有利である。
【００５１】ＴａとＮｂの添加順序、あるいは酸化Ｔａ
と酸化Ｎｂの添加順序は問わない。さらに、同時に添加
しても酸化物の分散状態には影響を及ぼさない。酸化物
でない原料（Ｔａ及び／またはＮｂ）あるいは酸化物
（酸化Ｔａ及び／または酸化Ｎｂ）をそれぞれ単独で添
加する場合と、これらを複合的に添加する場合とでは、
「添加重量に対する鋼材中に残存して分散する重量」、
即ち歩留まりが若干異なる。
と酸化Ｎｂの添加順序は問わない。さらに、同時に添加
しても酸化物の分散状態には影響を及ぼさない。酸化物
でない原料（Ｔａ及び／またはＮｂ）あるいは酸化物
（酸化Ｔａ及び／または酸化Ｎｂ）をそれぞれ単独で添
加する場合と、これらを複合的に添加する場合とでは、
「添加重量に対する鋼材中に残存して分散する重量」、
即ち歩留まりが若干異なる。
【００５２】酸化物でない原料を添加する場合には、Ｔ
ａ及び／またはＮｂは溶存Ｏと結合して比較的大きな酸
化物となって浮上除去されてしまったり、溶存Ｏが他の
Ａｌ，Ｓｉなどの強脱酸元素と結合して酸化物を作って
しまってＴａ酸化物及び／またはＮｂ酸化物として鋳片
内に残留分散しない場合などがあって、酸化物の状態で
添加する場合の歩留まりに比べて低い。しかしながら実
用上、それぞれの添加量の範囲はほぼ同一で問題ないこ
とを確認した。
ａ及び／またはＮｂは溶存Ｏと結合して比較的大きな酸
化物となって浮上除去されてしまったり、溶存Ｏが他の
Ａｌ，Ｓｉなどの強脱酸元素と結合して酸化物を作って
しまってＴａ酸化物及び／またはＮｂ酸化物として鋳片
内に残留分散しない場合などがあって、酸化物の状態で
添加する場合の歩留まりに比べて低い。しかしながら実
用上、それぞれの添加量の範囲はほぼ同一で問題ないこ
とを確認した。
【００５３】以上の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼
板の製造方法は、連続鋳造を行うことでより効果的にＴ
ａ系酸化物またはＮｂ系酸化物の数密度が増加する。こ
れは、連続鋳造は冷却速度が速く、また鋳片の長手方向
で冷却速度がほぼ一定であるためである。
板の製造方法は、連続鋳造を行うことでより効果的にＴ
ａ系酸化物またはＮｂ系酸化物の数密度が増加する。こ
れは、連続鋳造は冷却速度が速く、また鋳片の長手方向
で冷却速度がほぼ一定であるためである。
【００５４】さらに、連続鋳造に際して、酸化Ｔａ、酸
化Ｎｂを添加する方法として、該原料を内部に充填した
ワイヤーをモールド内の溶鋼中に連続的に供給するとよ
り効果的にＴａ系酸化物またはＮｂ系酸化物の数密度が
増加する。
化Ｎｂを添加する方法として、該原料を内部に充填した
ワイヤーをモールド内の溶鋼中に連続的に供給するとよ
り効果的にＴａ系酸化物またはＮｂ系酸化物の数密度が
増加する。
【００５５】これは、より凝固部に近い溶鋼中にワイヤ
ー添加で酸化物を供給することにより、酸化物の歩留ま
りが向上し、かつ、板厚中心部での酸化物の数密度が増
加するためと、連続的に供給することにより長手方向に
も均一な酸化物の分散状態が得られるためである。
ー添加で酸化物を供給することにより、酸化物の歩留ま
りが向上し、かつ、板厚中心部での酸化物の数密度が増
加するためと、連続的に供給することにより長手方向に
も均一な酸化物の分散状態が得られるためである。
【００５６】
【実施例】表１〜表３に実施例を示す。表１は表２に示
す製造方法により製造された鋼板の化学成分含有量を示
したものである。表２に示す溶存Ｏ量の調整は基本的に
は精錬条件の調整により行ったが、一部溶鋼中へのＯ吹
き込みによる調整も行っている。
す製造方法により製造された鋼板の化学成分含有量を示
したものである。表２に示す溶存Ｏ量の調整は基本的に
は精錬条件の調整により行ったが、一部溶鋼中へのＯ吹
き込みによる調整も行っている。
【００５７】各鋼番について、板厚２５mmと５０mmの鋼
板が製造され、２５mm厚材は鋼板の母材特性調査とサブ
マージアーク溶接継手特性の調査に、５０mm厚材はエレ
クトロスラグ溶接継手特性の調査に供試された。表３は
製造された鋼板母材の室温での引張特性、２mmＶノッチ
シャルピー衝撃特性、及び溶接継手靭性を調査した結果
である。鋼板の機械試験は全て板厚中心部から圧延方向
に直角に採取した試験片により実施した。
板が製造され、２５mm厚材は鋼板の母材特性調査とサブ
マージアーク溶接継手特性の調査に、５０mm厚材はエレ
クトロスラグ溶接継手特性の調査に供試された。表３は
製造された鋼板母材の室温での引張特性、２mmＶノッチ
シャルピー衝撃特性、及び溶接継手靭性を調査した結果
である。鋼板の機械試験は全て板厚中心部から圧延方向
に直角に採取した試験片により実施した。
【００５８】サブマージアーク溶接はＹ開先で、電流１
３８０Ａ（Ｌ極）、１１５０Ａ（Ｔ１極）、１０４０Ａ
（Ｔ２極）、電圧３６Ｖ（Ｌ極）、４２Ｖ（Ｔ１極）、
４６Ｖ（Ｔ２極）、溶接速度４５cm/min、入熱１９４kJ
／cmの片面１層３電極サブマージアーク溶接で行い、２
mmＶノッチシャルピー衝撃試験片を板厚中心部で、溶接
金属とＨＡＺの境界（融合部：ＦＬ）からＨＡＺ側に１
mm入った位置がノッチ位置となるよう採取し、−４０℃
で試験を実施した。
３８０Ａ（Ｌ極）、１１５０Ａ（Ｔ１極）、１０４０Ａ
（Ｔ２極）、電圧３６Ｖ（Ｌ極）、４２Ｖ（Ｔ１極）、
４６Ｖ（Ｔ２極）、溶接速度４５cm/min、入熱１９４kJ
／cmの片面１層３電極サブマージアーク溶接で行い、２
mmＶノッチシャルピー衝撃試験片を板厚中心部で、溶接
金属とＨＡＺの境界（融合部：ＦＬ）からＨＡＺ側に１
mm入った位置がノッチ位置となるよう採取し、−４０℃
で試験を実施した。
【００５９】エレクトロスラグ溶接は、電流３８０Ａ、
電圧５２Ｖ、溶接速度１．２６cm/min、溶接入熱９４１
kJ／cmの条件で行い、２mmＶノッチシャルピー衝撃試験
片を板表面とＦＬがほぼ平行になる位置で、ＦＬからＨ
ＡＺに１mm入った位置がノッチ位置となるように採取
し、−１０℃で試験を実施した。
電圧５２Ｖ、溶接速度１．２６cm/min、溶接入熱９４１
kJ／cmの条件で行い、２mmＶノッチシャルピー衝撃試験
片を板表面とＦＬがほぼ平行になる位置で、ＦＬからＨ
ＡＺに１mm入った位置がノッチ位置となるように採取
し、−１０℃で試験を実施した。
【００６０】表３から明らかなように、鋼番Ａ１〜Ａ１
３の本発明鋼は、サブマージアーク溶接に加えてさらに
入熱量の大きいエレクトロスラグ溶接においても比較鋼
に比べて優れたＨＡＺ靭性を有し、構造物の安全性確保
に十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを示すことが
分かる。
３の本発明鋼は、サブマージアーク溶接に加えてさらに
入熱量の大きいエレクトロスラグ溶接においても比較鋼
に比べて優れたＨＡＺ靭性を有し、構造物の安全性確保
に十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを示すことが
分かる。
【００６１】一方、比較鋼の鋼番Ｂ１〜Ｂ９は、いずれ
も本発明の要件を満たしていないために、本発明鋼に比
較して溶接継手シャルピー特性は劣っている。即ち、鋼
番Ｂ１，Ｂ２はどちらも本発明の最も重要な要件であ
る、Ｔａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物が全く含有されていな
いため、継手靭性が劣る。
も本発明の要件を満たしていないために、本発明鋼に比
較して溶接継手シャルピー特性は劣っている。即ち、鋼
番Ｂ１，Ｂ２はどちらも本発明の最も重要な要件であ
る、Ｔａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物が全く含有されていな
いため、継手靭性が劣る。
【００６２】鋼番Ｂ３はＴａの含有量が過剰であるた
め、形成される酸化物が粗大となり、母材、継手とも靭
性が劣る。鋼番Ｂ４は逆にＴａの含有量が過少のため、
形成される酸化物の密度が十分でなく、継手靭性が向上
しない。
め、形成される酸化物が粗大となり、母材、継手とも靭
性が劣る。鋼番Ｂ４は逆にＴａの含有量が過少のため、
形成される酸化物の密度が十分でなく、継手靭性が向上
しない。
【００６３】鋼番Ｂ５はＡｌ量が過剰で、（１）式で示
されるＡが負の値となるため、Ｔａが適正範囲内で添加
されているにもかかわらず酸化物の密度が十分でなく、
継手靭性が劣る。鋼番Ｂ６，Ｂ７は凝固温度域での冷却
速度が本発明の範囲を逸脱しているために酸化物の密度
が十分でなく、鋼中のＴａ，Ｎｂ含有量は適正範囲であ
るものの継手靭性が劣る。
されるＡが負の値となるため、Ｔａが適正範囲内で添加
されているにもかかわらず酸化物の密度が十分でなく、
継手靭性が劣る。鋼番Ｂ６，Ｂ７は凝固温度域での冷却
速度が本発明の範囲を逸脱しているために酸化物の密度
が十分でなく、鋼中のＴａ，Ｎｂ含有量は適正範囲であ
るものの継手靭性が劣る。
【００６４】鋼番Ｂ８はＣが過剰であるため、他の要件
は満足しているものの、継手靭性の向上が認められな
い。鋼番Ｂ９はＭｎが過剰であるため、やはり継手靭性
が劣る。以上の実施例から、本発明によれば、エレクト
ロスラグ溶接のような超大入熱溶接に至るまで極めて優
れたＨＡＺ靭性が得られることが明白である。
は満足しているものの、継手靭性の向上が認められな
い。鋼番Ｂ９はＭｎが過剰であるため、やはり継手靭性
が劣る。以上の実施例から、本発明によれば、エレクト
ロスラグ溶接のような超大入熱溶接に至るまで極めて優
れたＨＡＺ靭性が得られることが明白である。
【００６５】
【表１】
【００６６】
【表２】
【００６７】
【表３】
【００６８】
【表４】
【００６９】
【表５】
【００７０】
【発明の効果】本発明はＴａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物の
微細分散によって優れた溶接継手靭性を有する高張力鋼
板を提供するものであり、今後の産業界に果たす役割は
極めて大きい。
微細分散によって優れた溶接継手靭性を有する高張力鋼
板を提供するものであり、今後の産業界に果たす役割は
極めて大きい。
───────────────────────────────────────────────────── 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 38/12 Ｃ２２Ｃ 38/12 38/54 38/54 38/58 38/58
Claims (10)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜１．０％、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ａｌ：０．００１〜０．０５％、 Ｎ ：０．００１〜０．０２％ を含有し、 Ｔａ：０．００４〜０．５％、 Ｎｂ：０．００２〜０．５％ の１種または２種を含有し、残部鉄及び不可避不純物か
らなり、さらに、Ｔａ系酸化物、Ｎｂ系酸化物の１種ま
たは２種が鋼中に 平均粒径：０．００２〜３μｍ、 数密度 ：０．００１個／μｍ2 〜５個／μｍ2 分散することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた高
張力鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃｒ：０．０１〜２．０％、 Ｍｏ：０．０１〜２．０％、 Ｖ ：０．００５〜０．５％、 Ｎｉ：０．０１〜４．０％、 Ｃｕ：０．０１〜２．０％、 Ｗ ：０．０１〜２．０％、 Ｂ ：０．０００２〜０．００３％ 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記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｏ ：０．００１〜０．３％ を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶
接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。 - 【請求項４】 下記（１）式で定義するＡが、 Ａ＞０（ゼロ） であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に
記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板。 Ａ＝（０．０１／√Ｓｉ−８／９・Ａｌ） ………（１） ただし、Ｓｉ，Ａｌは重量％。 - 【請求項５】 Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｌａ，Ｃｅ，
Ｙのうち１種または２種以上の合計を重量％で０．００
０２〜０．０２％含有することを特徴とする請求項１〜
４のいずれか１項に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高
張力鋼板。 - 【請求項６】 溶存酸素量：０．００２〜０．１％ の溶鋼に Ｔａ：０．００４〜０．５％、 Ｎｂ：０．００２〜０．５％ の１種または２種を添加した後、鋳造し、凝固開始温度
から凝固終了温度までを下記（２）式に示す冷却速度Ｒ
以上で凝固させ請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼
板を製造することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れ
た高張力鋼板の製造方法。 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗ
は重量％。 - 【請求項７】 溶存酸素量：０．００２〜０．１％ の溶鋼に 酸化Ｔａ：０．００４〜０．５％、 酸化Ｎｂ：０．００２〜０．５％ の１種または２種を添加した後、鋳造し、凝固開始温度
から凝固終了温度までを下記（２）式に示す冷却速度Ｒ
以上で凝固させ請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼
板を製造することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れ
た高張力鋼板の製造方法。 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗ
は重量％。 - 【請求項８】 溶存酸素量：０．００２〜０．１％ の溶鋼に Ｔａ：０．００４〜０．５％、 Ｎｂ：０．００２〜０．５％ の１種または２種を添加した後、さらに、 酸化Ｔａ：０．００４〜０．５％、 酸化Ｎｂ：０．００２〜０．５％ の１種または２種を添加した後、鋳造し、凝固開始温度
から凝固終了温度までを下記（２）式に示す冷却速度Ｒ
以上で凝固させ請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼
板を製造することを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れ
た高張力鋼板の製造方法。 Ｒ（℃／分）＝42Ｃ− 0.8Ｃ2 ＋0.75Ｓｉ＋0.17Ｍｎ＋50Ｐ＋70Ｓ −0.05Ｃｒ＋0.84Ｎｉ− 0.2Ｖ−0.02Ｗ ………（２） ただし、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｗ
は重量％。 - 【請求項９】 連続鋳造することを特徴とする請求項６
〜８のいずれか１項に記載の溶接熱影響部靭性に優れた
高張力鋼板の製造方法。 - 【請求項１０】 酸化Ｔａ、酸化Ｎｂの１種もしくは２
種が充填されたワイヤーをモールド内の溶鋼に連続的に
供給して連続鋳造することを特徴とする請求項７または
８に記載の溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25907195A JPH09104946A (ja) | 1995-10-05 | 1995-10-05 | 溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25907195A JPH09104946A (ja) | 1995-10-05 | 1995-10-05 | 溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09104946A true JPH09104946A (ja) | 1997-04-22 |
Family
ID=17328926
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25907195A Withdrawn JPH09104946A (ja) | 1995-10-05 | 1995-10-05 | 溶接熱影響部靭性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09104946A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999046419A1 (fr) * | 1998-03-13 | 1999-09-16 | Nippon Steel Corporation | Acier refractaire ferritique a basse teneur en carbone du type renforce par une precipitation de bn, de soudabilite elevee |
| JP2008280552A (ja) * | 2007-05-08 | 2008-11-20 | Nippon Steel Corp | 高強度鋼板および溶接構造物 |
| EP1995339A4 (en) * | 2006-03-16 | 2016-03-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL PLATE FOR POWDER WELDING |
| US10378073B2 (en) | 2014-09-26 | 2019-08-13 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | High-toughness hot-rolling high-strength steel with yield strength of 800 MPa, and preparation method thereof |
-
1995
- 1995-10-05 JP JP25907195A patent/JPH09104946A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1999046419A1 (fr) * | 1998-03-13 | 1999-09-16 | Nippon Steel Corporation | Acier refractaire ferritique a basse teneur en carbone du type renforce par une precipitation de bn, de soudabilite elevee |
| US6162307A (en) * | 1998-03-13 | 2000-12-19 | Nippon Steel Corporation | BN-precipitation-strengthened low-carbon-ferritic heat-resistant steel excellent in weldability |
| EP1995339A4 (en) * | 2006-03-16 | 2016-03-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL PLATE FOR POWDER WELDING |
| JP2008280552A (ja) * | 2007-05-08 | 2008-11-20 | Nippon Steel Corp | 高強度鋼板および溶接構造物 |
| US10378073B2 (en) | 2014-09-26 | 2019-08-13 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | High-toughness hot-rolling high-strength steel with yield strength of 800 MPa, and preparation method thereof |
| RU2701237C2 (ru) * | 2014-09-26 | 2019-09-25 | Баошан Айрон Энд Стил Ко., Лтд. | Высокопрочная горячекатаная сталь с высокой ударной прочностью и пределом текучести не менее 800 мпа и способ ее производства |
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