JPH091303A - 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性の優れた低温用鋼材の製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性の優れた低温用鋼材の製造方法Info
- Publication number
- JPH091303A JPH091303A JP17557095A JP17557095A JPH091303A JP H091303 A JPH091303 A JP H091303A JP 17557095 A JP17557095 A JP 17557095A JP 17557095 A JP17557095 A JP 17557095A JP H091303 A JPH091303 A JP H091303A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- slab
- molten steel
- steel
- solidification
- final
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Continuous Casting (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 小中入熱から大入熱までの広範囲な入熱量の
溶接の溶接熱影響部において、低温でのＣＴＯＤ特性の
優れた鋼材の製造方法を得る。 【構成】 溶存酸素量を調整した溶鋼をＴｉで脱酸した
後にＡｌを添加し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｍｇ
を特定量とした溶鋼を鋳造する際、未凝固率が特定の割
合の鋳片を面で圧下して鋳造し、圧延することにより、
析出物を増加させて溶接熱影響部の組織を微細化し、さ
らに中心偏析を生成させないことによって靭性を向上さ
せる。 【効果】 小中入熱および大入熱溶接の溶接熱影響部に
おいて、−５０℃でのＣＴＯＤ試験において限界ＣＴＯ
Ｄ値０．１ｍｍ以上の優れた靭性を示す鋼板が得られ
る。
溶接の溶接熱影響部において、低温でのＣＴＯＤ特性の
優れた鋼材の製造方法を得る。 【構成】 溶存酸素量を調整した溶鋼をＴｉで脱酸した
後にＡｌを添加し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｍｇ
を特定量とした溶鋼を鋳造する際、未凝固率が特定の割
合の鋳片を面で圧下して鋳造し、圧延することにより、
析出物を増加させて溶接熱影響部の組織を微細化し、さ
らに中心偏析を生成させないことによって靭性を向上さ
せる。 【効果】 小中入熱および大入熱溶接の溶接熱影響部に
おいて、−５０℃でのＣＴＯＤ試験において限界ＣＴＯ
Ｄ値０．１ｍｍ以上の優れた靭性を示す鋼板が得られ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、海洋構造物等に使用さ
れる溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）ＣＴＯＤ（Crac
k Tip Opening Displacement）特性に優れた溶接構造用
鋼材の製造方法に関するものである。
れる溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）ＣＴＯＤ（Crac
k Tip Opening Displacement）特性に優れた溶接構造用
鋼材の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、エネルギー需要の増大から海底石
油・天然ガス資源の開発が活発に進められている。その
開発海域も、より豊富な石油資源を求めて、北海、北極
海等の寒冷海域で大型な海洋構造物が設置されるように
なり、破壊がもたらす被害の大きさおよび社会不安の大
きさから脆性破壊の危険性に対する考慮が払われ、鋼材
自身の靭性だけでなくＨＡＺの靭性への要求も厳しさを
増し、ＣＴＯＤ値が要求されるようになっている。
油・天然ガス資源の開発が活発に進められている。その
開発海域も、より豊富な石油資源を求めて、北海、北極
海等の寒冷海域で大型な海洋構造物が設置されるように
なり、破壊がもたらす被害の大きさおよび社会不安の大
きさから脆性破壊の危険性に対する考慮が払われ、鋼材
自身の靭性だけでなくＨＡＺの靭性への要求も厳しさを
増し、ＣＴＯＤ値が要求されるようになっている。
【０００３】例えば、北極海で使用される海洋構造物で
は−３０℃でのＣＴＯＤ試験で限界ＣＴＯＤ値０．２５
ｍｍ以上が要求されている。この限界ＣＴＯＤ値０．２
５ｍｍはＢＳＩ（British Standard Institution）の欠
陥評価基準で採用されている手法により算定された海洋
構造物用鋼材に対する要求値である。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
トでは要求されている限界ＣＴＯＤ値は０．１ｍｍ以上
と低いものの、靭性保証温度は−５０℃とさらに低くな
り、より厳しい条件となっている。
は−３０℃でのＣＴＯＤ試験で限界ＣＴＯＤ値０．２５
ｍｍ以上が要求されている。この限界ＣＴＯＤ値０．２
５ｍｍはＢＳＩ（British Standard Institution）の欠
陥評価基準で採用されている手法により算定された海洋
構造物用鋼材に対する要求値である。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
トでは要求されている限界ＣＴＯＤ値は０．１ｍｍ以上
と低いものの、靭性保証温度は−５０℃とさらに低くな
り、より厳しい条件となっている。
【０００４】ＣＴＯＤ特性を向上させる方法は、例え
ば、特公平４−１４１７９号公報や特開平４−１１６１
３５号公報等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
の析出状態を制御する方法がある。特に特公平４−１４
１７９号公報で開示されているように連続鋳造で鋳片を
製造する場合、最後に凝固する中心偏析部は成分の濃縮
によって焼入れ性が高く、島状マルテンサイトが生成し
易い。従って特公平４−１４１７９号公報では中心偏析
部の成分分析値の上限を規制して、島状マルテンサイト
の生成を抑制することを開示している。しかし、近年の
−５０℃で限界ＣＴＯＤ値０．１ｍｍ以上という要求は
満足することができず、要求を満足するためには抜本的
に中心偏析をなくすことが必要である。
ば、特公平４−１４１７９号公報や特開平４−１１６１
３５号公報等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
の析出状態を制御する方法がある。特に特公平４−１４
１７９号公報で開示されているように連続鋳造で鋳片を
製造する場合、最後に凝固する中心偏析部は成分の濃縮
によって焼入れ性が高く、島状マルテンサイトが生成し
易い。従って特公平４−１４１７９号公報では中心偏析
部の成分分析値の上限を規制して、島状マルテンサイト
の生成を抑制することを開示している。しかし、近年の
−５０℃で限界ＣＴＯＤ値０．１ｍｍ以上という要求は
満足することができず、要求を満足するためには抜本的
に中心偏析をなくすことが必要である。
【０００５】さらに、近年では溶接の効率化を促進する
ためにフラックス−銅バッキング（以下ＦＣＢと称す）
溶接に代表される片面１パス溶接のような大入熱溶接法
の適用が希望されており、小入熱から大入熱溶接まで適
用できる鋼材が必要とされている。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。
ためにフラックス−銅バッキング（以下ＦＣＢと称す）
溶接に代表される片面１パス溶接のような大入熱溶接法
の適用が希望されており、小入熱から大入熱溶接まで適
用できる鋼材が必要とされている。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。
【０００６】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り、例えば、特公昭５５−２
６１６４号公報等に開示されるように、微細なＴｉ窒化
物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３−２６４６１４号公報ではＴｉ窒化物とＭ
ｎＳ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。
た提案は従来から数多くあり、例えば、特公昭５５−２
６１６４号公報等に開示されるように、微細なＴｉ窒化
物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３−２６４６１４号公報ではＴｉ窒化物とＭ
ｎＳ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。
【０００７】しかしながら、Ｔｉ窒化物は、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。
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。
【０００８】この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方
法としては特開昭６１−７９７４５号公報等に開示され
ているようにＴｉ酸化物を粒内フェライトの変態核とし
て活用する方法があう。１４００℃以上の高温域でも酸
化物は安定であり、窒化物のように固溶してしまうとい
う問題はない。しかしながら、粒内フェライトの変態核
として有効とされる数μｍ以下のＴｉ酸化物を鋼中に均
一に分散させることは、非常に困難であり、特に板厚中
心部では酸化物の個数が少なくなり、要求されている靭
性を満足することはできない。
法としては特開昭６１−７９７４５号公報等に開示され
ているようにＴｉ酸化物を粒内フェライトの変態核とし
て活用する方法があう。１４００℃以上の高温域でも酸
化物は安定であり、窒化物のように固溶してしまうとい
う問題はない。しかしながら、粒内フェライトの変態核
として有効とされる数μｍ以下のＴｉ酸化物を鋼中に均
一に分散させることは、非常に困難であり、特に板厚中
心部では酸化物の個数が少なくなり、要求されている靭
性を満足することはできない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】そこで本発明はこれら
の現状を踏まえ、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物を活用し
て溶接ボンド部近傍の組織を改善し、さらに鋳造に際し
て面で圧下を加えることによって中心偏析をなくし島状
マルテンサイトの生成を抑制して靭性を向上させ、前記
の大型溶接構造物のＨＡＺで要求されている靭性を安定
して満足させる溶接構造物用鋼材の製造方法を提供する
ことを課題とするものである。
の現状を踏まえ、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物を活用し
て溶接ボンド部近傍の組織を改善し、さらに鋳造に際し
て面で圧下を加えることによって中心偏析をなくし島状
マルテンサイトの生成を抑制して靭性を向上させ、前記
の大型溶接構造物のＨＡＺで要求されている靭性を安定
して満足させる溶接構造物用鋼材の製造方法を提供する
ことを課題とするものである。
【００１０】
【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、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．５０〜１．８％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００２〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ Ｍｇ：≦０．００１０％を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなる溶鋼を溶製するにあたり、溶存酸素
量を２０〜１００ｐｐｍに調整した溶鋼中に最終含有量
が０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加して脱酸
した後、最終含有量として０．００５〜０．０２０％と
なるＡｌを添加し、その後に最終成分調整を行い、さら
にその溶鋼を連続鋳造するにあたり、凝固率が８５％以
上９９％以下の凝固途中にある鋳片を面によって圧下し
て鋳片板厚中心部に中心偏析のない鋳片を鋳造した後圧
延することを特徴とする溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性の優
れた低温用鋼材の製造方法を第１手段とし、重量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．５０〜１．８％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００２〜０．０１０％ 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、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶
鋼を溶製するにあたり、溶存酸素量を２０〜１００ｐｐ
ｍに調整した溶鋼中に最終含有量が０．００５〜０．０
２０％となるＴｉを添加して脱酸した後、最終含有量と
して０．００５〜０．０２０％となるＡｌを添加し、そ
の後に最終成分調整を行い、さらにその溶鋼を連続鋳造
するにあたり、凝固率が８５％以上９９％以下の凝固途
中にある鋳片を面によって圧下して鋳片板厚中心部に中
心偏析のない鋳片を鋳造した後圧延することを特徴とす
る溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性の優れた低温用鋼材の製造
方法を第２の手段とする。
決するために、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．５０〜１．８％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００２〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ Ｍｇ：≦０．００１０％を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなる溶鋼を溶製するにあたり、溶存酸素
量を２０〜１００ｐｐｍに調整した溶鋼中に最終含有量
が０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加して脱酸
した後、最終含有量として０．００５〜０．０２０％と
なるＡｌを添加し、その後に最終成分調整を行い、さら
にその溶鋼を連続鋳造するにあたり、凝固率が８５％以
上９９％以下の凝固途中にある鋳片を面によって圧下し
て鋳片板厚中心部に中心偏析のない鋳片を鋳造した後圧
延することを特徴とする溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性の優
れた低温用鋼材の製造方法を第１手段とし、重量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．５０〜１．８％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００２〜０．０１０％ 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、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶
鋼を溶製するにあたり、溶存酸素量を２０〜１００ｐｐ
ｍに調整した溶鋼中に最終含有量が０．００５〜０．０
２０％となるＴｉを添加して脱酸した後、最終含有量と
して０．００５〜０．０２０％となるＡｌを添加し、そ
の後に最終成分調整を行い、さらにその溶鋼を連続鋳造
するにあたり、凝固率が８５％以上９９％以下の凝固途
中にある鋳片を面によって圧下して鋳片板厚中心部に中
心偏析のない鋳片を鋳造した後圧延することを特徴とす
る溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性の優れた低温用鋼材の製造
方法を第２の手段とする。
【００１１】本発明における、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃ、Ｓｉ、
Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの限定
量とその理由を以下に述べる。
Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの限定
量とその理由を以下に述べる。
【００１２】ＡｌはＴｉで脱酸した後に、余分な溶存酸
素を脱酸し、Ｔｉ酸化物の成長を抑制するため０．００
５％下限とし、添加量が多すぎるとＴｉ酸化物を還元し
てしまうので、０．０２０％を上限とした。
素を脱酸し、Ｔｉ酸化物の成長を抑制するため０．００
５％下限とし、添加量が多すぎるとＴｉ酸化物を還元し
てしまうので、０．０２０％を上限とした。
【００１３】ＴｉはＴｉ酸化物及びＴｉ窒化物の生成を
目的として添加するため０．００５％を下限とし、添加
量が多すぎると炭化物（ＴｉＣ）を生成して靭性を低下
させるため、０．０２０％を上限とした。
目的として添加するため０．００５％を下限とし、添加
量が多すぎると炭化物（ＴｉＣ）を生成して靭性を低下
させるため、０．０２０％を上限とした。
【００１４】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、特に低温でのＨＡＺ靭性のため
には低いことが望ましいことから０．０９％を上限とし
た。
下限を０．０３％とし、特に低温でのＨＡＺ靭性のため
には低いことが望ましいことから０．０９％を上限とし
た。
【００１５】Ｓｉは溶鋼の予備脱酸のために添加してい
るが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止する
ために０．５％を上限とした。
るが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止する
ために０．５％を上限とした。
【００１６】Ｍｎは鋼材の強度の向上および粒内フェラ
イト変態核を形成させる成分として０．５％以上の添加
が必要であり、過剰な含有量では焼入れ法が増加して溶
接性、ＨＡＺ靭性が低下するため、１．８％を上限とし
た。
イト変態核を形成させる成分として０．５％以上の添加
が必要であり、過剰な含有量では焼入れ法が増加して溶
接性、ＨＡＺ靭性が低下するため、１．８％を上限とし
た。
【００１７】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。
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。
【００１８】Ｓはフェライト変態の核となるＭｎＳを形
成させるため０．００２０％を下限とし、含有量が多く
なると鋼材の異方性の増加や靭性の低下を招くため、
０．０１０％を上限とした。
成させるため０．００２０％を下限とし、含有量が多く
なると鋼材の異方性の増加や靭性の低下を招くため、
０．０１０％を上限とした。
【００１９】ＮはＴｉＮ析出物生成に必要であることか
ら０．００２０％を下限とするが、固溶Ｎの増加はＨＡ
Ｚ靭性の低下を招くことから０．００６０％を上限とし
た。
ら０．００２０％を下限とするが、固溶Ｎの増加はＨＡ
Ｚ靭性の低下を招くことから０．００６０％を上限とし
た。
【００２０】Ｍｇは本発明で特に重要な役割を持つ。特
開昭６１−７９７４５号公報に記載されるように、溶鋼
中のＡｌ量が増加すると酸化物は主としてアルミナにな
るため、Ｔｉ系酸化物は生成しにくくなる。しかし、本
発明者らの知見により、溶鋼中にＭｇが存在すると、Ａ
ｌ量が多くてもアルミナが減少してＴｉ系酸化物が増
え、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物が生成することが明ら
かとなった。しかし、Ｍｇ量が多すぎるとＴｉ系酸化物
がＭｇによって還元され、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物
が生成しにくくなるため、上限を１０ｐｐｍとした。
開昭６１−７９７４５号公報に記載されるように、溶鋼
中のＡｌ量が増加すると酸化物は主としてアルミナにな
るため、Ｔｉ系酸化物は生成しにくくなる。しかし、本
発明者らの知見により、溶鋼中にＭｇが存在すると、Ａ
ｌ量が多くてもアルミナが減少してＴｉ系酸化物が増
え、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物が生成することが明ら
かとなった。しかし、Ｍｇ量が多すぎるとＴｉ系酸化物
がＭｇによって還元され、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物
が生成しにくくなるため、上限を１０ｐｐｍとした。
【００２１】Ｃｕは鋼材の強度を向上させるために有効
であるが、１．０％を超えると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％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．０％を上限とした。
【００２２】Ｎｉは鋼材の強度及び靭性を向上させるた
めに有効であるが、１．５％を超えるとＨＡＺ靭性を低
下させることから、１．５％を上限とした。
めに有効であるが、１．５％を超えるとＨＡＺ靭性を低
下させることから、１．５％を上限とした。
【００２３】Ｎｂは焼入れ性を向上させることにより母
材の強度及び靭性を向上させるために非常に有効な元素
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、０．０３０％を上限とした。
材の強度及び靭性を向上させるために非常に有効な元素
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、０．０３０％を上限とした。
【００２４】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。
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。
【００２５】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析出によ
る固溶Ｎの固定から０．０００５％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析出によ
る固溶Ｎの固定から０．０００５％以上０．００２％以
下とした。
【００２６】また鋼材の圧延方法、加速冷却の方法およ
び焼入れ焼き戻しの方法においては、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靭性に関
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。
び焼入れ焼き戻しの方法においては、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靭性に関
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。
【００２７】
【作用】本発明者等は前記従来技術が有する課題を解消
するために、まずＨＡＺ組織を微細化するために、析出
物量を変化させることを目的に種々の脱酸実験を行っ
た。その結果、次の（１）、（２）に述べる知見を見い
だした。 （１）Ｔｉ脱酸後に適量のＡｌを投入すると酸化物個数
が増加し、さらにＴｉ窒化物の析出個数も増加する。 （２）酸化物を多く得るためには、Ｔｉ脱酸前の溶存酸
素量は２０〜１００ｐｐｍの範囲が適切である。
するために、まずＨＡＺ組織を微細化するために、析出
物量を変化させることを目的に種々の脱酸実験を行っ
た。その結果、次の（１）、（２）に述べる知見を見い
だした。 （１）Ｔｉ脱酸後に適量のＡｌを投入すると酸化物個数
が増加し、さらにＴｉ窒化物の析出個数も増加する。 （２）酸化物を多く得るためには、Ｔｉ脱酸前の溶存酸
素量は２０〜１００ｐｐｍの範囲が適切である。
【００２８】以下に上記２項目について詳細に検討した
結果を述べる。
結果を述べる。
【００２９】上記（１）項について、Ｔｉ脱酸後に投入
するＡｌの効果について検討した結果、Ａｌ投入によっ
てＴｉ酸化物が一部還元され、かつ微細化していること
が明らかとなった。また、Ｔｉ酸化物個数が増加したの
は、Ａｌ添加によって溶存酸素量が低下したためにＴｉ
酸化物が成長しにくくなり微細化したため、浮上しにく
くなったためだと考えられる。さらに最適なＡｌの範囲
を明確にするために実験を行った結果、Ａｌ量が０．０
０５％よりも少ないとＴｉ酸化物の還元および溶存酸素
量の低下が十分でなく、Ｔｉ酸化物が粗大化してしま
い、０．０２０％を超えるとＴｉ酸化物を還元してしま
い、Ｔｉ酸化物個数が減少してしまうことが明らかとな
った。また、Ｔｉ窒化物が増加した原因についてはまだ
明らかではないが、Ｔｉ窒化物中に核と思われる析出物
が観察され、その析出物を分析すると酸素が検出される
ことから、微細なＴｉ酸化物を核にＴｉ窒化物が生成
し、酸化物が存在しない場合よりも析出個数が増加した
と考えられる。
するＡｌの効果について検討した結果、Ａｌ投入によっ
てＴｉ酸化物が一部還元され、かつ微細化していること
が明らかとなった。また、Ｔｉ酸化物個数が増加したの
は、Ａｌ添加によって溶存酸素量が低下したためにＴｉ
酸化物が成長しにくくなり微細化したため、浮上しにく
くなったためだと考えられる。さらに最適なＡｌの範囲
を明確にするために実験を行った結果、Ａｌ量が０．０
０５％よりも少ないとＴｉ酸化物の還元および溶存酸素
量の低下が十分でなく、Ｔｉ酸化物が粗大化してしま
い、０．０２０％を超えるとＴｉ酸化物を還元してしま
い、Ｔｉ酸化物個数が減少してしまうことが明らかとな
った。また、Ｔｉ窒化物が増加した原因についてはまだ
明らかではないが、Ｔｉ窒化物中に核と思われる析出物
が観察され、その析出物を分析すると酸素が検出される
ことから、微細なＴｉ酸化物を核にＴｉ窒化物が生成
し、酸化物が存在しない場合よりも析出個数が増加した
と考えられる。
【００３０】上記（２）項について、Ｔｉ投入前の溶存
酸素量について調査した結果、溶存酸素量が２０ｐｐｍ
よりも少なくなるとＨＡＺ靭性を確保するために必要な
量のＴｉ酸化物が形成されず、１００ｐｐｍを超えても
Ｔｉ酸化物の個数が少なくなることが明らかとなった。
１００ｐｐｍを超えてＴｉ酸化物が減少するのは、Ｔｉ
が投入された溶鋼の近傍で局所的に過飽和度が高くな
り、核生成頻度が増大して狭い領域に酸化物が多量に生
成しこれが直ちに凝集して浮上し易くなったためである
と考えられる。以上よりＴｉ投入前の溶存酸素量は２０
〜１００ｐｐｍの範囲が適切であることが明らかとなっ
た。
酸素量について調査した結果、溶存酸素量が２０ｐｐｍ
よりも少なくなるとＨＡＺ靭性を確保するために必要な
量のＴｉ酸化物が形成されず、１００ｐｐｍを超えても
Ｔｉ酸化物の個数が少なくなることが明らかとなった。
１００ｐｐｍを超えてＴｉ酸化物が減少するのは、Ｔｉ
が投入された溶鋼の近傍で局所的に過飽和度が高くな
り、核生成頻度が増大して狭い領域に酸化物が多量に生
成しこれが直ちに凝集して浮上し易くなったためである
と考えられる。以上よりＴｉ投入前の溶存酸素量は２０
〜１００ｐｐｍの範囲が適切であることが明らかとなっ
た。
【００３１】Ｔｉ投入後にＡｌを投入する技術は特公昭
５９−１９０３１３号公報や特開平４−９４４８号公報
に示されている。本発明は上記したようにＴｉとＡｌの
投入順だけでなく、投入間隔や、投入量が重要であり、
特公昭５９−１９０３１３号公報に示されているように
単にＴｉとＡｌの投入順を規制しただけでは達成できな
い。また、特開平４−９４４８号公報に示されているＡ
ｌをタンディッシュあるいは鋳型で投入する方法では、
Ｔｉを投入してからＡｌを投入するまでの時間が長くな
り、Ｔｉ酸化物が減少してしまうため適切ではない。
５９−１９０３１３号公報や特開平４−９４４８号公報
に示されている。本発明は上記したようにＴｉとＡｌの
投入順だけでなく、投入間隔や、投入量が重要であり、
特公昭５９−１９０３１３号公報に示されているように
単にＴｉとＡｌの投入順を規制しただけでは達成できな
い。また、特開平４−９４４８号公報に示されているＡ
ｌをタンディッシュあるいは鋳型で投入する方法では、
Ｔｉを投入してからＡｌを投入するまでの時間が長くな
り、Ｔｉ酸化物が減少してしまうため適切ではない。
【００３２】次に、小中入熱溶接時に中心偏析部で生成
し易い島状マルテンサイトの生成を抑制するためには、
抜本的に中心偏析を生成させないことが必要であると考
え、中心偏析を生成させない鋳造方法を検討した。成分
の濃化した未凝固溶鋼を凝固率の低い未凝固部に押し出
すことができれば中心偏析を生成させないことができる
という考えの基、圧下方法を検討し実験した結果、面で
圧下することが有効であるということが明らかになっ
た。従来から中心偏析を軽減する方法として実施されて
いるロールで圧下する方法では鋳片と接する部分が線で
あるため制御が非常に難しく未凝固溶鋼を十分に押し出
すことができない。それに対し面で圧下する方法は鋳片
と広い面積で接するので制御が容易である。さらに最適
な圧下条件について調査を進め、凝固率が８５％以上９
９％以下の凝固途中の鋳片を面で圧下することによって
中心偏析のない鋳片を得ることができることを知見し
た。凝固率が８５％以下では圧下しても再度、溶鋼は濃
化して中心偏析が生成し、９９％を超えるとすでに濃化
した溶鋼の一部は凝固して中心偏析が生成してしまい、
図１に示すように８５％以上９９％以下の範囲で中心偏
析が生成しないことが明らかになった。
し易い島状マルテンサイトの生成を抑制するためには、
抜本的に中心偏析を生成させないことが必要であると考
え、中心偏析を生成させない鋳造方法を検討した。成分
の濃化した未凝固溶鋼を凝固率の低い未凝固部に押し出
すことができれば中心偏析を生成させないことができる
という考えの基、圧下方法を検討し実験した結果、面で
圧下することが有効であるということが明らかになっ
た。従来から中心偏析を軽減する方法として実施されて
いるロールで圧下する方法では鋳片と接する部分が線で
あるため制御が非常に難しく未凝固溶鋼を十分に押し出
すことができない。それに対し面で圧下する方法は鋳片
と広い面積で接するので制御が容易である。さらに最適
な圧下条件について調査を進め、凝固率が８５％以上９
９％以下の凝固途中の鋳片を面で圧下することによって
中心偏析のない鋳片を得ることができることを知見し
た。凝固率が８５％以下では圧下しても再度、溶鋼は濃
化して中心偏析が生成し、９９％を超えるとすでに濃化
した溶鋼の一部は凝固して中心偏析が生成してしまい、
図１に示すように８５％以上９９％以下の範囲で中心偏
析が生成しないことが明らかになった。
【００３３】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
を達成したのである。
の適用によりなされたもので、これにより本発明の課題
を達成したのである。
【００３４】
【実施例】表１に本発明鋼および比較鋼のＴｉ、Ａｌ投
入前の溶鋼の化学成分、表２に脱酸条件、圧下時の凝固
率および中心偏析の有無、表３に最終製品の化学成分、
表４にＨＡＺの限界ＣＴＯＤ値を示す。
入前の溶鋼の化学成分、表２に脱酸条件、圧下時の凝固
率および中心偏析の有無、表３に最終製品の化学成分、
表４にＨＡＺの限界ＣＴＯＤ値を示す。
【００３５】本発明の１，２，３，４，５，６，７，８
は、何れもＳＡＷ溶接多層盛およびＦＣＢ溶接のＣＴＯ
Ｄ試験−３０℃で限界ＣＴＯＤ値０．２５ｍｍ以上を示
し、−０．５０℃で限界ＣＴＯＤ値０．１ｍｍ以上の優
れた特性を示した。
は、何れもＳＡＷ溶接多層盛およびＦＣＢ溶接のＣＴＯ
Ｄ試験−３０℃で限界ＣＴＯＤ値０．２５ｍｍ以上を示
し、−０．５０℃で限界ＣＴＯＤ値０．１ｍｍ以上の優
れた特性を示した。
【００３６】一方、比較例９、１０は圧下時の凝固率が
不適のため、ともにＦＣＢ溶接のＣＴＯＤ試験−３０℃
で限界ＣＴＯＤ値０．２５ｍｍ以上および−５０℃で限
界ＣＴＯＤ値０．１ｍｍ以上を示したものの、ＳＡＷ溶
接多層盛のＣＴＯＤ試験−３０℃で限界ＣＴＯＤ値０．
２５ｍｍ未満および−５０℃で限界ＣＴＯＤ値０．１ｍ
ｍ未満の低い靭性しか示さなかった。比較例の１１、１
２は溶存酸素濃量が不適のため、１３、１４はＡｌ量が
不適のため、１５、１６はＴｉとＡｌとの添加順序が逆
のため、何れもＳＡＷ溶接多層盛のＣＴＯＤ試験−３０
℃で限界ＣＴＯＤ値０．２５ｍｍ以上および−５０℃で
限界ＣＴＯＤ値０．１ｍｍ以上を示したもののＦＣＢ溶
接のＣＴＯＤ試験−３０℃で限界ＣＴＯＤ値０．２５ｍ
ｍ未満および−５０℃で限界ＣＴＯＤ０．１ｍｍ未満の
低い靭性しか示さなかった。
不適のため、ともにＦＣＢ溶接のＣＴＯＤ試験−３０℃
で限界ＣＴＯＤ値０．２５ｍｍ以上および−５０℃で限
界ＣＴＯＤ値０．１ｍｍ以上を示したものの、ＳＡＷ溶
接多層盛のＣＴＯＤ試験−３０℃で限界ＣＴＯＤ値０．
２５ｍｍ未満および−５０℃で限界ＣＴＯＤ値０．１ｍ
ｍ未満の低い靭性しか示さなかった。比較例の１１、１
２は溶存酸素濃量が不適のため、１３、１４はＡｌ量が
不適のため、１５、１６はＴｉとＡｌとの添加順序が逆
のため、何れもＳＡＷ溶接多層盛のＣＴＯＤ試験−３０
℃で限界ＣＴＯＤ値０．２５ｍｍ以上および−５０℃で
限界ＣＴＯＤ値０．１ｍｍ以上を示したもののＦＣＢ溶
接のＣＴＯＤ試験−３０℃で限界ＣＴＯＤ値０．２５ｍ
ｍ未満および−５０℃で限界ＣＴＯＤ０．１ｍｍ未満の
低い靭性しか示さなかった。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】
【表４】
【００４１】
【発明の効果】本発明は、大入熱溶接法を適用した、海
洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型溶接構造物の破壊
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、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献
も非常に大きい。
洋構造物、船舶、貯蔵タンク等の大型溶接構造物の破壊
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、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献
も非常に大きい。
【図１】面圧下時の鋳片の凝固率と中心偏析の有無を調
査したものであり、圧下時の凝固率が８５％以上９９％
以下の場合に中心偏析が生成しないことを示す図であ
る。
査したものであり、圧下時の凝固率が８５％以上９９％
以下の場合に中心偏析が生成しないことを示す図であ
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 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｂ 38/14 38/14 38/58 38/58 (72)発明者 石川 忠 大分市大字西ノ州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：０．０３〜０．０９％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．５０〜１．８％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００２〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ Ｍｇ：≦０．００１０％を含有し、残部が鉄および不可
避的不純物からなる溶鋼を溶製するにあたり、溶存酸素
量を２０〜１００ｐｐｍに調整した溶鋼中に最終含有量
が０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加して脱酸
した後、最終含有量として０．００５〜０．０２０％と
なるＡｌを添加し、その後に最終成分調整を行い、さら
にその溶鋼を連続鋳造するにあたり、凝固率が８５％以
上９９％以下の凝固途中にある鋳片を面によって圧下し
て鋳片板厚中心部に中心偏析のない鋳片を鋳造した後圧
延することを特徴とする溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性の優
れた低温用鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．５０〜１．８％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００２〜０．０１０％ 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、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶
鋼を溶製するにあたり、溶存酸素量を２０〜１００ｐｐ
ｍに調整した溶鋼中に最終含有量が０．００５〜０．０
２０％となるＴｉを添加して脱酸した後、最終含有量と
して０．００５〜０．０２０％となるＡｌを添加し、そ
の後に最終成分調整を行い、さらにその溶鋼を連続鋳造
するにあたり、凝固率が８５％以上９９％以下の凝固途
中にある鋳片を面によって圧下して鋳片板厚中心部に中
心偏析のない鋳片を鋳造した後圧延することを特徴とす
る溶接熱影響部ＣＴＯＤ特性の優れた低温用鋼材の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17557095A JPH091303A (ja) | 1995-06-20 | 1995-06-20 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性の優れた低温用鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17557095A JPH091303A (ja) | 1995-06-20 | 1995-06-20 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性の優れた低温用鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH091303A true JPH091303A (ja) | 1997-01-07 |
Family
ID=15998398
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17557095A Pending JPH091303A (ja) | 1995-06-20 | 1995-06-20 | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性の優れた低温用鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH091303A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002542034A (ja) * | 1999-04-15 | 2002-12-10 | ユジノール | アルミニウムキルド連続鋳造鋼の鋳造性を改良するための処理 |
| WO2013051231A1 (ja) | 2011-10-03 | 2013-04-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| WO2013077022A1 (ja) | 2011-11-25 | 2013-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接用鋼材 |
| US9403242B2 (en) | 2011-03-24 | 2016-08-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welding |
| KR20210089062A (ko) | 2020-01-07 | 2021-07-15 | 가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼 | 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법 |
-
1995
- 1995-06-20 JP JP17557095A patent/JPH091303A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002542034A (ja) * | 1999-04-15 | 2002-12-10 | ユジノール | アルミニウムキルド連続鋳造鋼の鋳造性を改良するための処理 |
| US9403242B2 (en) | 2011-03-24 | 2016-08-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welding |
| WO2013051231A1 (ja) | 2011-10-03 | 2013-04-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| US9945015B2 (en) | 2011-10-03 | 2018-04-17 | Jfe Steel Corporation | High-tensile steel plate giving welding heat-affected zone with excellent low-temperature toughness, and process for producing same |
| WO2013077022A1 (ja) | 2011-11-25 | 2013-05-30 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接用鋼材 |
| CN103946410A (zh) * | 2011-11-25 | 2014-07-23 | 新日铁住金株式会社 | 焊接用钢材 |
| CN105750760A (zh) * | 2011-11-25 | 2016-07-13 | 新日铁住金株式会社 | 焊接用钢材 |
| CN105750760B (zh) * | 2011-11-25 | 2018-06-08 | 新日铁住金株式会社 | 焊接用钢材 |
| KR20210089062A (ko) | 2020-01-07 | 2021-07-15 | 가부시끼가이샤 니혼 세이꼬쇼 | 용접 열영향부의 인성이 우수한 Cu 함유 저합금강 및 그 제조 방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1444373B1 (en) | Steel plate having superior toughness in weld heat-affected zone and method for manufacturing the same, welding fabric using the same | |
| US4521258A (en) | Method of making wrought high tension steel having superior low temperature toughness | |
| JP3898814B2 (ja) | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 | |
| EP1254275B1 (en) | STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN + ZrN FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME AND WELDING FABRIC USING THE SAME | |
| EP0288054A2 (en) | Method of producing steel plate with good low-temperature toughness | |
| EP1339889B1 (en) | STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN+CuS FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME, WELDING FABRIC USING THE SAME | |
| EP1337678B1 (en) | Steel plate to be precipitating tin+mns for welded structures, method for manufacturing the same and welding fabric using the same | |
| JP2008045174A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2008214653A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| CN112899558B (zh) | 一种焊接性优良的550MPa级耐候钢板及其制造方法 | |
| JPH0860292A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼 | |
| JP2653594B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JPH091303A (ja) | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性の優れた低温用鋼材の製造方法 | |
| JP3323414B2 (ja) | 大入熱溶接の熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JPH09194990A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼 | |
| JPH0853734A (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた溶接用鋼材の製造方法 | |
| JP2703162B2 (ja) | 電子ビーム溶接部の靱性に優れた溶接構造用厚鋼板およびその製造方法 | |
| JPH11172374A (ja) | 高強度高靭性ベンド管およびその製造法 | |
| CN113242910A (zh) | 具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材及其制造方法 | |
| JP2962963B2 (ja) | 溶接熱影響部ｃｔｏｄ特性の優れた低温用鋼材の製造方法 | |
| JP3882701B2 (ja) | 低温靭性に優れた溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JP3854412B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた耐サワー鋼板およびその製造法 | |
| JPH0924448A (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JP3160115B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靱性の良好な溶接構造用鋼材の製造方法 | |
| JP3160114B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靱性の優れた低温用鋼材の製造方法 |