JPH09202920A - 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高強度鋼板の製造法 - Google Patents
大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高強度鋼板の製造法Info
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- JPH09202920A JPH09202920A JP2739396A JP2739396A JPH09202920A JP H09202920 A JPH09202920 A JP H09202920A JP 2739396 A JP2739396 A JP 2739396A JP 2739396 A JP2739396 A JP 2739396A JP H09202920 A JPH09202920 A JP H09202920A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】 溶接人熱量が５００ｋＪ／ｃｍを超える大入
熱溶接においてＨＡＺ靭性がｖＥ（０℃）≧５ＯＪを満
足する高強度鋼板の製造法である。 【解決手段】 重量％でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａ
ｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、
Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭを特定し、かつ元素の重量％を用いて
次式 Di'=(C/10)1/2(1+0.7Si){5+5.1(Mn-l.2)}(1+0.27Cu)(1+
0.36Ni)(1+2.16Cr) (1+3Mo) で計算されるＤｉ’が１.５以上かつ２.０以下を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを含有しない鋼を連続鋳造によってスラブとし、これ
を１２５０℃以下に再加熱後、加工熱処理し、５ＯＯｋ
Ｊ／ｃｍ以上の溶接人熱量で溶接される高強度鋼板の製
造法。
熱溶接においてＨＡＺ靭性がｖＥ（０℃）≧５ＯＪを満
足する高強度鋼板の製造法である。 【解決手段】 重量％でＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａ
ｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎ、Ｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、
Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭを特定し、かつ元素の重量％を用いて
次式 Di'=(C/10)1/2(1+0.7Si){5+5.1(Mn-l.2)}(1+0.27Cu)(1+
0.36Ni)(1+2.16Cr) (1+3Mo) で計算されるＤｉ’が１.５以上かつ２.０以下を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを含有しない鋼を連続鋳造によってスラブとし、これ
を１２５０℃以下に再加熱後、加工熱処理し、５ＯＯｋ
Ｊ／ｃｍ以上の溶接人熱量で溶接される高強度鋼板の製
造法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接入熱量が５００
ｋＪ／ｃｍ以上である溶接において溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）靭性の優れた高強度鋼板の製造法であり、製造され
た鋼板はエレクトロスラグ溶接などの高能率溶接法が適
用される大型溶接構造物に用いられる。
ｋＪ／ｃｍ以上である溶接において溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）靭性の優れた高強度鋼板の製造法であり、製造され
た鋼板はエレクトロスラグ溶接などの高能率溶接法が適
用される大型溶接構造物に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】低合金鋼のＨＡＺ靭性を向上させる技術
は数多く開発されている。特に優れた技術として、Ｔｉ
酸化物とＴｉＮを鋼中に微細分散した鋼（例えば特公平
７−８２４号広報、特公平６−９４５６９号広報）が知
られている。これらの鋼ではＴｉＮのピンニング効果に
よってＨＡＺの加熱オーステナイト（γ）粒の粗大化抑
制をはかるとと同時に、冷却時に溶融線近傍ＨＡＺの粗
大（γ）粒内に存在するＴｉ酸化物からフェライトを生
成させＨＡＺ組織を微細化して靭性を向上させている。
は数多く開発されている。特に優れた技術として、Ｔｉ
酸化物とＴｉＮを鋼中に微細分散した鋼（例えば特公平
７−８２４号広報、特公平６−９４５６９号広報）が知
られている。これらの鋼ではＴｉＮのピンニング効果に
よってＨＡＺの加熱オーステナイト（γ）粒の粗大化抑
制をはかるとと同時に、冷却時に溶融線近傍ＨＡＺの粗
大（γ）粒内に存在するＴｉ酸化物からフェライトを生
成させＨＡＺ組織を微細化して靭性を向上させている。
【０００３】一方、近年、厚鋼板を用いて大型溶接構造
物を作製する際、コスト低減のために高能率溶接法が採
用される傾向にある。例えば、高層建築用ボックス柱の
ダイヤフラムやコンテナ船のデッキ、シャーストレーキ
などの厚鋼板の溶接には溶接入熱量が５００ｋＪ／ｃｍ
を超えるようなエレクトロスラグ溶接が普及しつつあ
る。
物を作製する際、コスト低減のために高能率溶接法が採
用される傾向にある。例えば、高層建築用ボックス柱の
ダイヤフラムやコンテナ船のデッキ、シャーストレーキ
などの厚鋼板の溶接には溶接入熱量が５００ｋＪ／ｃｍ
を超えるようなエレクトロスラグ溶接が普及しつつあ
る。
【０００４】上述した特公平７−８２４号広報や特公平
６−９４５６９号広報の従来技術を適用した６００〜８
００ＭＰａ級鋼板にエレクトロスラグ溶接を適用した場
合、溶融線近傍ＨＡＺは高温に長時間さらされるために
加熱γ粒が極めて大きくなり、さらに溶接後の冷却速度
が極めて遅いため、変態後のＨＡＺ組織の制御が困難と
なり、最脆化部である溶融線近傍ＨＡＺの０℃のシャル
ピー試験において安定的に５０Ｊを超える吸収エネルギ
ーを達成することはきわめて難しかった。
６−９４５６９号広報の従来技術を適用した６００〜８
００ＭＰａ級鋼板にエレクトロスラグ溶接を適用した場
合、溶融線近傍ＨＡＺは高温に長時間さらされるために
加熱γ粒が極めて大きくなり、さらに溶接後の冷却速度
が極めて遅いため、変態後のＨＡＺ組織の制御が困難と
なり、最脆化部である溶融線近傍ＨＡＺの０℃のシャル
ピー試験において安定的に５０Ｊを超える吸収エネルギ
ーを達成することはきわめて難しかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は溶接入熱量が
５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接においてＨＡＺ靭
性がｖＥ（０℃）≧５０Ｊを満足する高強度鋼板の製造
方法を提供することにある。
５００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接においてＨＡＺ靭
性がｖＥ（０℃）≧５０Ｊを満足する高強度鋼板の製造
方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は重量％で Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：１．２〜２．０％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ａｌ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．００５〜０．０３％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２％ Ｎ：０．００１５〜０．００６０％ Ｏ：０．００１０〜０．００６０％ を含有し、さらに必要に応じて Ｃｕ：１．５％以下 Ｎｉ：０．５％以下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｃｒ：０．５％以下 Ｖ：０．０３％以下 Ｃａ：０．００５０％以下 ＲＥＭ：０．００５０％以下 のうち一種以上を含有し、かつ元素の重量％を用いて次
式 Ｄｉ'=(C/10)1/2(1+0.7Si){5+5.1(Mn-l.2)}(1+0.27Cu)
(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo) で計算されるＤｉ’がｌ．５以上かつ２．０以下を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを含有しない鋼を連続鋳造によってスラブとし、これ
を１２５０℃以下に再加熱後、加工熱処理することを特
徴とし、５００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱量で溶接され
る高強度鋼板の製造法である。
式 Ｄｉ'=(C/10)1/2(1+0.7Si){5+5.1(Mn-l.2)}(1+0.27Cu)
(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo) で計算されるＤｉ’がｌ．５以上かつ２．０以下を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを含有しない鋼を連続鋳造によってスラブとし、これ
を１２５０℃以下に再加熱後、加工熱処理することを特
徴とし、５００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱量で溶接され
る高強度鋼板の製造法である。
【０００７】発明者らは従来鋼のエレクトラスラグ溶接
ＨＡＺのシャルピー試験片破面を詳細に調べた結果、数
１００μｍにも及ぶ粗大な粒界フェライトか脆性破壊の
発生起点となっていることを確認した。
ＨＡＺのシャルピー試験片破面を詳細に調べた結果、数
１００μｍにも及ぶ粗大な粒界フェライトか脆性破壊の
発生起点となっていることを確認した。
【０００８】すなわち、エレクトロスラグ溶接のような
大入熱溶接ではＨＡＺのγ粒か著しく粗大化することが
特徴であり、γ粒界に生成する粒界フェライトの大きさ
も数１００μｍに達し、このような粗大な粒界フェライ
トの生成がＨＡＺ靭性の劣化を支配していることを明ら
かにした。従って、エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靭性を
向上させるためには、ＨＡＺ粗粒域に生成する粗大な粒
界フェライトを抑制することが最重要課題であり、同時
にＴｉ酸化物を生成核とする粒内フェライトを最大限に
活用してＨＡＺ組織の微細化をはかることが有効といえ
る。
大入熱溶接ではＨＡＺのγ粒か著しく粗大化することが
特徴であり、γ粒界に生成する粒界フェライトの大きさ
も数１００μｍに達し、このような粗大な粒界フェライ
トの生成がＨＡＺ靭性の劣化を支配していることを明ら
かにした。従って、エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靭性を
向上させるためには、ＨＡＺ粗粒域に生成する粗大な粒
界フェライトを抑制することが最重要課題であり、同時
にＴｉ酸化物を生成核とする粒内フェライトを最大限に
活用してＨＡＺ組織の微細化をはかることが有効といえ
る。
【０００９】本発明の特徴は、ＨＡＺ粗粒域での焼入性
に着目して化学成分の適正化をはかり、粗大な粒界フェ
ライトの生成を抑制しつつ粒内フェライトを最大限に利
用し、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させることである。
に着目して化学成分の適正化をはかり、粗大な粒界フェ
ライトの生成を抑制しつつ粒内フェライトを最大限に利
用し、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させることである。
【００１０】発明者らは、比較的小さな溶接入熱量のＨ
ＡＺにおいて粒界フェライトの生成抑制に有効である
Ｂ、Ｎｂの効果について検討した結果、エレクトロスラ
グ溶接ＨＡＺではＮｂが粒界フェライト生成抑制に効果
的であることを知見した。一方、γ粒界に偏析したＢの
ほとんどは冷却中に折出してしまって焼入性の向上には
効かないことが分かった。さらに発明者らは、Ｔｉ酸化
物を生成核とする粒内フェライトを利用したＮｂ添加鋼
において、次式 Ｄｉ'=(C/10)1/2 (1+0.7Si){5+5.1(Mn-l.2)}(1+0.27Cu)
(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo) で示されるＤｉ’を用いてＨＡＺ靭性に最適な焼入性の
範囲を検討した。ここで、Ｄｉ’は化学成分の焼入性を
表す一般的な指標である。
ＡＺにおいて粒界フェライトの生成抑制に有効である
Ｂ、Ｎｂの効果について検討した結果、エレクトロスラ
グ溶接ＨＡＺではＮｂが粒界フェライト生成抑制に効果
的であることを知見した。一方、γ粒界に偏析したＢの
ほとんどは冷却中に折出してしまって焼入性の向上には
効かないことが分かった。さらに発明者らは、Ｔｉ酸化
物を生成核とする粒内フェライトを利用したＮｂ添加鋼
において、次式 Ｄｉ'=(C/10)1/2 (1+0.7Si){5+5.1(Mn-l.2)}(1+0.27Cu)
(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo) で示されるＤｉ’を用いてＨＡＺ靭性に最適な焼入性の
範囲を検討した。ここで、Ｄｉ’は化学成分の焼入性を
表す一般的な指標である。
【００１１】図１は６００〜８００ＭＰａ級鋼のエレク
トロスラグ溶接ＨＡＺ（溶融線近傍）のｖＥ（０℃）、
組織分率、粒界フェライトの最大径に及ぼすＤｉ’の影
響を示す。ＨＡＺ靭性はＤｉ’と良い相関を有すること
が分かる。最脆化部である溶融線近傍ＨＡＺにおいて、
ｖＥ（０℃）はＤｉ’が１．５〜２．０の範囲で安定し
て５０Ｊを超える高い靭性値を示し、このとき粒界フェ
ライトの分率は５％以下でそのサイズは１００μｍ以下
と小さく、粒内フェライトの分率は７０％以上と高い。
Ｄｉ’が１．５未満では粒界フェライトの分率およびサ
イズが増加しＨＡＺ靭性が劣化する。一方、Ｄｉ’が
２．０を超えると上部べイナイトが急激に増加し、組織
の粗大化、島状マルテンサイト量の増加及びフェライト
地の硬化などによってＨＡＺ靭性が劣化する。
トロスラグ溶接ＨＡＺ（溶融線近傍）のｖＥ（０℃）、
組織分率、粒界フェライトの最大径に及ぼすＤｉ’の影
響を示す。ＨＡＺ靭性はＤｉ’と良い相関を有すること
が分かる。最脆化部である溶融線近傍ＨＡＺにおいて、
ｖＥ（０℃）はＤｉ’が１．５〜２．０の範囲で安定し
て５０Ｊを超える高い靭性値を示し、このとき粒界フェ
ライトの分率は５％以下でそのサイズは１００μｍ以下
と小さく、粒内フェライトの分率は７０％以上と高い。
Ｄｉ’が１．５未満では粒界フェライトの分率およびサ
イズが増加しＨＡＺ靭性が劣化する。一方、Ｄｉ’が
２．０を超えると上部べイナイトが急激に増加し、組織
の粗大化、島状マルテンサイト量の増加及びフェライト
地の硬化などによってＨＡＺ靭性が劣化する。
【００１２】以上のことから、発明者らは６００〜８０
０ＭＰａ級鋼にて良好なエレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靭
性を達成するためには、Ｎｂを添加しつつＤｉ’を１．
５〜２．０の範囲に制御することが極めて有効であるこ
とを見いだした。
０ＭＰａ級鋼にて良好なエレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靭
性を達成するためには、Ｎｂを添加しつつＤｉ’を１．
５〜２．０の範囲に制御することが極めて有効であるこ
とを見いだした。
【００１３】優れたＨＡＺ靭性と母材の機械的性質を達
成するためには、上述のＮｂ添加およびＤｉ’の制御に
加え、各元素の添加量を適正化する必要がある。
成するためには、上述のＮｂ添加およびＤｉ’の制御に
加え、各元素の添加量を適正化する必要がある。
【００１４】以下、この点について説明する。
【００１５】Ｃの下限０．０５％は母材及び溶接部の強
度、靭性を確保するための最小量である。たとえＤｉ’
が上述の適正な範囲であってもＣが少なすぎるとＨＡＺ
の焼入性が不十分となって良好なＨＡＺ靭性が得られな
い。しかし、Ｃが多すぎると母材及びＨＡＺの靭性を低
下させるとともに溶接性を劣化させるのでその上限を
０．１５％とした。
度、靭性を確保するための最小量である。たとえＤｉ’
が上述の適正な範囲であってもＣが少なすぎるとＨＡＺ
の焼入性が不十分となって良好なＨＡＺ靭性が得られな
い。しかし、Ｃが多すぎると母材及びＨＡＺの靭性を低
下させるとともに溶接性を劣化させるのでその上限を
０．１５％とした。
【００１６】Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とした。鋼の脱酸はＴｉだけでも十分可能で
あり、ＨＡＺの高炭素島状マルテンサイトの生成を抑制
してＨＡＺ靭性を改善するためには０．１５％以下とす
るのが望ましい。
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とした。鋼の脱酸はＴｉだけでも十分可能で
あり、ＨＡＺの高炭素島状マルテンサイトの生成を抑制
してＨＡＺ靭性を改善するためには０．１５％以下とす
るのが望ましい。
【００１７】Ｍｎは母材及び溶接部の強度、靭性を確保
するために不可欠であり、特に本発明ではＤｉ’をｌ．
５〜２．０の範囲に制御するためにＭｎを有効に活用す
る。従って、下限を１．２％とした。しかし、Ｍｎが多
すぎるとＤｉ’が適正な範囲であってもＨＡＺの焼入性
が過剰となって、上部ベイナイトが多量に生成しＨＡＺ
靭性を劣化させる。さらにはスラブの中心偏析を助長
し、溶接性を劣化させるので上限を２．０％とした。
するために不可欠であり、特に本発明ではＤｉ’をｌ．
５〜２．０の範囲に制御するためにＭｎを有効に活用す
る。従って、下限を１．２％とした。しかし、Ｍｎが多
すぎるとＤｉ’が適正な範囲であってもＨＡＺの焼入性
が過剰となって、上部ベイナイトが多量に生成しＨＡＺ
靭性を劣化させる。さらにはスラブの中心偏析を助長
し、溶接性を劣化させるので上限を２．０％とした。
【００１８】本発明鋼において不純物元素であるＰ、Ｓ
をそれぞれ０．２％以下、０．００５％以下とした理由
は母材およびＨＡＺの靭性を−層向上させるためであ
る。Ｐの低減はＨＡＺで粒界破壊を抑制し、Ｓの低減は
粒界フェライトの生成を抑制する傾向がある。好ましい
Ｐ、Ｓはそれぞれ０．０１％以下、０．００２％以下で
ある。
をそれぞれ０．２％以下、０．００５％以下とした理由
は母材およびＨＡＺの靭性を−層向上させるためであ
る。Ｐの低減はＨＡＺで粒界破壊を抑制し、Ｓの低減は
粒界フェライトの生成を抑制する傾向がある。好ましい
Ｐ、Ｓはそれぞれ０．０１％以下、０．００２％以下で
ある。
【００１９】Ａｌは本発明では好ましくない元素であり
０．００５％以下とした。これは、Ａｌが強脱酸元素で
あるためにＡｌを含有すると酸化物を作り、粒内フェラ
イトの生成核であるＴｉ酸化物が形成されないからであ
る。脱酸はＴｉだけでも可能でありＡｌは少ないほどよ
い。
０．００５％以下とした。これは、Ａｌが強脱酸元素で
あるためにＡｌを含有すると酸化物を作り、粒内フェラ
イトの生成核であるＴｉ酸化物が形成されないからであ
る。脱酸はＴｉだけでも可能でありＡｌは少ないほどよ
い。
【００２０】Ｎｂは本発明鋼に必須であり、Ｎｂの添加
なしに良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を達成することは困
難である。Ｎｂは大入熱溶接ＨＡＺの粗粒域に生成する
粗大な粒界フェライトを抑制する効果が大きく、そのた
めに必要な最小量の下限は０．００５％である。
なしに良好な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を達成することは困
難である。Ｎｂは大入熱溶接ＨＡＺの粗粒域に生成する
粗大な粒界フェライトを抑制する効果が大きく、そのた
めに必要な最小量の下限は０．００５％である。
【００２１】Ｎｂは加工熱処理での組織微細化にも有効
である。しかし、Ｎｂが多すぎると粒内フェライトの生
成まで抑制してしまうため上限を０．０３％とした。
である。しかし、Ｎｂが多すぎると粒内フェライトの生
成まで抑制してしまうため上限を０．０３％とした。
【００２２】Ｔｉ，Ｎ，Ｏは粒内フェライトの生成核で
あるＴｉ2Ｏ3と加熱γ粒の粗大化を抑制するＴｉＮを形
成してＨＡＺ靭性を向上させるために必須の元素であ
る。これらの元素の下限は十分な量のＴｉ2Ｏ3、ＴｉＮ
を確保するために必要な最小量である。Ｔｉの上限は過
剰のＴｉＣの折出によるＨＡＺ脆化を防止するためであ
り、Ｎの上限は固溶ＮによるＨＡＺ脆化を防止するため
であり、Ｏの上限は非金属介在物の生成による鋼の清浄
度および靭性の劣化を防止するためである。
あるＴｉ2Ｏ3と加熱γ粒の粗大化を抑制するＴｉＮを形
成してＨＡＺ靭性を向上させるために必須の元素であ
る。これらの元素の下限は十分な量のＴｉ2Ｏ3、ＴｉＮ
を確保するために必要な最小量である。Ｔｉの上限は過
剰のＴｉＣの折出によるＨＡＺ脆化を防止するためであ
り、Ｎの上限は固溶ＮによるＨＡＺ脆化を防止するため
であり、Ｏの上限は非金属介在物の生成による鋼の清浄
度および靭性の劣化を防止するためである。
【００２３】つぎにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖ、Ｃ
ａ、ＲＥＭを添加する理由について説明する。
ａ、ＲＥＭを添加する理由について説明する。
【００２４】Ｃｕ、Ｎｉは溶接性およびＨＡＺ靭性に悪
影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。
各元素の上限は溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を防止す
るためである。
影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。
各元素の上限は溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を防止す
るためである。
【００２５】Ｍｏは母材の強度、靭性を向上させる。し
かしその添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性を損なう。
かしその添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性を損なう。
【００２６】Ｃｒはスラブに母材の強度を向上させる。
しかしその添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接
性およびＨＡＺ靭性を損なう。
しかしその添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接
性およびＨＡＺ靭性を損なう。
【００２７】Ｖは母材の強度を向上させるが０．０３％
を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性を損なう。
を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性を損なう。
【００２８】Ｃａ，ＲＥＭを添加するのは延伸介在物
（ＭｎＳ）の形態を制御して靭性を向上させるためであ
る。しかしながら、これらの添加量が０．００５０％を
超えると酸化物が多量に生成して靭性や溶接性に悪影響
を及ぼす。
（ＭｎＳ）の形態を制御して靭性を向上させるためであ
る。しかしながら、これらの添加量が０．００５０％を
超えると酸化物が多量に生成して靭性や溶接性に悪影響
を及ぼす。
【００２９】鋼成分を上記のように限定しても製造法が
適印でなければ、溶接前の鋼中に微細なＴｉ2Ｏ3、Ｔｉ
Ｎを分散させることはできない。このため、製造条件に
ついても限定する必要がある。
適印でなければ、溶接前の鋼中に微細なＴｉ2Ｏ3、Ｔｉ
Ｎを分散させることはできない。このため、製造条件に
ついても限定する必要がある。
【００３０】鋼は工業的に連続鋳造法で製造することが
必須である。この理由は、連続鋳造法では凝固速度が大
きいためスラブ中に微細なＴｉ2Ｏ3、ＴｉＮが多量に得
られるためである。このとき、スラブ厚によって冷却速
度が異なるが、ＨＡＺ靭性の観点からは３５０μｍ以下
が望ましい。さらに、スラブの再加熱温度を１２５０℃
以下とする必要がある。１２５０℃を超える温度まで加
熱するとＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺの加熱γ粒粗大抑制
に効かなくなる。なお、スラブの再加熱は必ずしも実施
する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイレクト圧延
を行っても全く問題ない。
必須である。この理由は、連続鋳造法では凝固速度が大
きいためスラブ中に微細なＴｉ2Ｏ3、ＴｉＮが多量に得
られるためである。このとき、スラブ厚によって冷却速
度が異なるが、ＨＡＺ靭性の観点からは３５０μｍ以下
が望ましい。さらに、スラブの再加熱温度を１２５０℃
以下とする必要がある。１２５０℃を超える温度まで加
熱するとＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺの加熱γ粒粗大抑制
に効かなくなる。なお、スラブの再加熱は必ずしも実施
する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイレクト圧延
を行っても全く問題ない。
【００３１】圧延方法については加工熱処理が必須であ
る。これは、たとえ優れたＨＡＺ靭性が得られたとして
も、母材の機械的性質が劣っていると、鋼材として不十
分なためである。加工熱処理によって母材の構成相や結
晶粒径を制御して、目的とする強度、靭性を達成する必
要がある。加工熱処理の方法としては、ｌ）制御圧延、
２）制御圧延−加速冷却、３）制御圧延−焼入−焼戻、
などがある。なお、この鋼を製造後に脱水素などの目的
でＡc1以下の温度に再加熱しても本発明の特徴を損なう
ものではない。
る。これは、たとえ優れたＨＡＺ靭性が得られたとして
も、母材の機械的性質が劣っていると、鋼材として不十
分なためである。加工熱処理によって母材の構成相や結
晶粒径を制御して、目的とする強度、靭性を達成する必
要がある。加工熱処理の方法としては、ｌ）制御圧延、
２）制御圧延−加速冷却、３）制御圧延−焼入−焼戻、
などがある。なお、この鋼を製造後に脱水素などの目的
でＡc1以下の温度に再加熱しても本発明の特徴を損なう
ものではない。
【００３２】
（実施例）表ｌに連続鋳造した鋼の化学成分を、表２に
加工熱処理条件、母材特性、ＨＡＺ靭性を示す。４０〜
８０ｍｍ厚の鋼板を７００ｋＪ／ｃｍの溶接入熱量でエ
レクトロスラグ溶接を行い、最脆化部である溶融線（Ｆ
Ｌ）とＨＡＺ１ｍｍの靭性を調査した。本発明鋼は６５
０〜８０５ＭＰａの母材強度と−７０℃以下の良好な母
材靭性に加え、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５
０Ｊを満足する非常に優れた大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有
する。
加工熱処理条件、母材特性、ＨＡＺ靭性を示す。４０〜
８０ｍｍ厚の鋼板を７００ｋＪ／ｃｍの溶接入熱量でエ
レクトロスラグ溶接を行い、最脆化部である溶融線（Ｆ
Ｌ）とＨＡＺ１ｍｍの靭性を調査した。本発明鋼は６５
０〜８０５ＭＰａの母材強度と−７０℃以下の良好な母
材靭性に加え、０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５
０Ｊを満足する非常に優れた大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有
する。
【００３３】一方、比較鋼は化学成分、加工熱処理条件
が適当でないために母材材質、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼８
はＣが多すぎるために母材およびＨＡＺの靭性が劣って
いる。鋼９はＣが少なすぎるためにＤｉ’が適正範囲で
あってもＨＡＺ組織制御が困難となりＨＡＺ靭性が劣っ
ている。鋼１０はＭｎが多すぎるために母材およびＨＡ
Ｚの靭性が劣っている。鋼ｌｌはＡ１が多すぎるために
ＡｌがＯと結合してＴｉ酸化物が十分に生成されず、Ｈ
ＡＺの粒内フェライト生成量が少なくなってＨＡＺ靭性
が劣化している。鋼１２はＮｂが多すぎるためＨＡＺの
粒内フェライト生成が抑制されてＨＡＺ靭性が劣ってい
る。鋼１３はＮｂが少なすぎるためにＨＡＺに粗大な粒
界フェライトが多量に生成してＨＡＺ靭性が劣ってい
る。鋼１４はＴｉが少なすぎるため粒内フェライトの生
成核であるＴｉ酸化物が十分に生成されず、ＨＡＺ組織
が粗大化となってＨＡＺ靭性が劣化している。鋼１５は
Ｔｉが多すぎるためにＴｉＣが折出してＨＡＺを脆化さ
せている。鋼１６はＮが少なすぎるためＴｉＮの生成量
が少なく、ＨＡＺの加熱γ粒が著しく粗大化してＨＡＺ
靭性が劣化している。鋼１７はＮが多すぎるためにＨＡ
Ｚの固溶Ｎ量が増加してＨＡＺを脆化させている。鋼１
８はＯが少なすぎるためＴｉ酸化物の生成量が少なく粒
内フェライトが十分に生成せずＨＡＺ靭性が劣ってい
る。鋼１９はＯが多すぎるために鋼の清浄度が害されて
母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。鋼２０、２１
はＤｉ’の値が小さいため、ＨＡＺの焼入性が不足して
ＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２２はＤｉ’の値が高いす
ぎるためＨＡＺが上部ベイナイト主体の組織となってし
まってＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２３はスラブの再加
熱温度が高すぎるため溶接前のＴｉＮが粗大化してしま
い、ＨＡＺの加熱γ粒が著しく粗大化してＨＡＺ靭性が
劣化している。
が適当でないために母材材質、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼８
はＣが多すぎるために母材およびＨＡＺの靭性が劣って
いる。鋼９はＣが少なすぎるためにＤｉ’が適正範囲で
あってもＨＡＺ組織制御が困難となりＨＡＺ靭性が劣っ
ている。鋼１０はＭｎが多すぎるために母材およびＨＡ
Ｚの靭性が劣っている。鋼ｌｌはＡ１が多すぎるために
ＡｌがＯと結合してＴｉ酸化物が十分に生成されず、Ｈ
ＡＺの粒内フェライト生成量が少なくなってＨＡＺ靭性
が劣化している。鋼１２はＮｂが多すぎるためＨＡＺの
粒内フェライト生成が抑制されてＨＡＺ靭性が劣ってい
る。鋼１３はＮｂが少なすぎるためにＨＡＺに粗大な粒
界フェライトが多量に生成してＨＡＺ靭性が劣ってい
る。鋼１４はＴｉが少なすぎるため粒内フェライトの生
成核であるＴｉ酸化物が十分に生成されず、ＨＡＺ組織
が粗大化となってＨＡＺ靭性が劣化している。鋼１５は
Ｔｉが多すぎるためにＴｉＣが折出してＨＡＺを脆化さ
せている。鋼１６はＮが少なすぎるためＴｉＮの生成量
が少なく、ＨＡＺの加熱γ粒が著しく粗大化してＨＡＺ
靭性が劣化している。鋼１７はＮが多すぎるためにＨＡ
Ｚの固溶Ｎ量が増加してＨＡＺを脆化させている。鋼１
８はＯが少なすぎるためＴｉ酸化物の生成量が少なく粒
内フェライトが十分に生成せずＨＡＺ靭性が劣ってい
る。鋼１９はＯが多すぎるために鋼の清浄度が害されて
母材およびＨＡＺの靭性が劣化している。鋼２０、２１
はＤｉ’の値が小さいため、ＨＡＺの焼入性が不足して
ＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２２はＤｉ’の値が高いす
ぎるためＨＡＺが上部ベイナイト主体の組織となってし
まってＨＡＺ靭性が劣っている。鋼２３はスラブの再加
熱温度が高すぎるため溶接前のＴｉＮが粗大化してしま
い、ＨＡＺの加熱γ粒が著しく粗大化してＨＡＺ靭性が
劣化している。
【００３４】本発明は厚板ミルに適用することが好まし
いが、ホットコイルや形鋼などにも適用可能である。ま
た、本発明によって製造した鋼板はエレクトロスラグ溶
接のような高能率溶接法によって溶接され、大型構造物
に用いることかできる。
いが、ホットコイルや形鋼などにも適用可能である。ま
た、本発明によって製造した鋼板はエレクトロスラグ溶
接のような高能率溶接法によって溶接され、大型構造物
に用いることかできる。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【発明の効果】本発明により、母材はもとより溶接部の
全域において優れた靭性を有する鋼を大量かつ安価に製
造することが可能となり、高能率な大入熱溶接法を用い
た大型構造物の安全性が格段に向上した。
全域において優れた靭性を有する鋼を大量かつ安価に製
造することが可能となり、高能率な大入熱溶接法を用い
た大型構造物の安全性が格段に向上した。
【図ｌ】エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ溶融線近傍の低温
靭性、組織分率、粒界フェライト最大径に及ぼすＤｉ’
の影響を示す。
靭性、組織分率、粒界フェライト最大径に及ぼすＤｉ’
の影響を示す。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成８年３月２８日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３０】鋼は工業的に連続鋳造法で製造することが
必須である。この理由は、連続鋳造法では凝固速度が大
きいためスラブ中に微細なＴｉ2Ｏ3、ＴｉＮが多量に得
られるためである。このとき、スラブ厚によって冷却速
度が異なるが、ＨＡＺ靭性の観点からは３５０ｍｍ以下
のスラブ厚が望ましい。さらに、スラブの再加熱温度を
１２５０℃以下とする必要がある。１２５０℃を超える
温度まで加熱するとＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺの加熱γ
粒粗大抑制に効かなくなる。なお、スラブの再加熱は必
ずしも実施する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイ
レクト圧延を行っても全く問題ない。
必須である。この理由は、連続鋳造法では凝固速度が大
きいためスラブ中に微細なＴｉ2Ｏ3、ＴｉＮが多量に得
られるためである。このとき、スラブ厚によって冷却速
度が異なるが、ＨＡＺ靭性の観点からは３５０ｍｍ以下
のスラブ厚が望ましい。さらに、スラブの再加熱温度を
１２５０℃以下とする必要がある。１２５０℃を超える
温度まで加熱するとＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺの加熱γ
粒粗大抑制に効かなくなる。なお、スラブの再加熱は必
ずしも実施する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイ
レクト圧延を行っても全く問題ない。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３６
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３６】
【表２】
───────────────────────────────────────────────────── 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 // Ｂ２３Ｋ 9/095 ５０１ 8509−4Ｅ Ｂ２３Ｋ 9/095 ５０１Ｂ
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０５〜０．１５％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：１．２〜２．０％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００５％以下 Ａｌ：０．００５％以下 Ｎｂ：０．００５〜０．０３％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２％ Ｎ：０．００１５〜０．００６０％ Ｏ：０．００１０〜０．００６０％ を含有し、さらに必要に応じて Ｃｕ：１．５％以下 Ｎｉ：０．５％以下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｃｒ：０．５％以下 Ｖ：０．０３％以下 Ｃａ：０．００５０％以下 ＲＥＭ：０．００５０％以下 のうち一種以上を含有し、かつ元素の重量％を用いて次
式 Ｄｉ'=(C/10)1/2(1+0.7Si){5+5.1(Mn-l.2)}(1+0.27Cu)
(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo) で計算されるＤｉ’がｌ．５以上かつ２．０以下を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを含有しない鋼を連続鋳造によってスラブとし、これ
を１２５０℃以下に再加熱後、加工熱処理することを特
徴とし、５００ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱量で溶接され
る高強度鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2739396A JPH09202920A (ja) | 1996-01-23 | 1996-01-23 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2739396A JPH09202920A (ja) | 1996-01-23 | 1996-01-23 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09202920A true JPH09202920A (ja) | 1997-08-05 |
Family
ID=12219824
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2739396A Pending JPH09202920A (ja) | 1996-01-23 | 1996-01-23 | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高強度鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09202920A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100723138B1 (ko) * | 2005-04-07 | 2007-05-30 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 가스 실드 아크 용접용 솔리드 와이어 |
| JP2007327099A (ja) * | 2006-06-07 | 2007-12-20 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
-
1996
- 1996-01-23 JP JP2739396A patent/JPH09202920A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100723138B1 (ko) * | 2005-04-07 | 2007-05-30 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 가스 실드 아크 용접용 솔리드 와이어 |
| JP2007327099A (ja) * | 2006-06-07 | 2007-12-20 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
| JP4505434B2 (ja) * | 2006-06-07 | 2010-07-21 | 新日本製鐵株式会社 | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20060207 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20060704 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |