JPH09279235A - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法Info
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- JPH09279235A JPH09279235A JP11434896A JP11434896A JPH09279235A JP H09279235 A JPH09279235 A JP H09279235A JP 11434896 A JP11434896 A JP 11434896A JP 11434896 A JP11434896 A JP 11434896A JP H09279235 A JPH09279235 A JP H09279235A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は引張強度が５００〜８００ＭＰａで
広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼
板を安価に製造することを目的とする。 【解決手段】 重量％でＣ：０．０２〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．
００６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｍｇ：
０．０００３〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．０
０５％、Ｏ：０．００１〜０．００４％未満を含有し、
さらに必要に応じてＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５
％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎ
ｂ：０．０３％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ｃａ：０．
００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｂ：０．０
０１５％以下のうち一種以上を含有し、残部が鉄及び不
可避的不純物からなる鋼を連続鋳造によってスラブと
し、これを１２５０℃以下に再加熱した後に加工熱処理
することを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の
製造方法。
広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靭性を有する厚鋼
板を安価に製造することを目的とする。 【解決手段】 重量％でＣ：０．０２〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．
００６％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｍｇ：
０．０００３〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．０
０５％、Ｏ：０．００１〜０．００４％未満を含有し、
さらに必要に応じてＣｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５
％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎ
ｂ：０．０３％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ｃａ：０．
００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｂ：０．０
０１５％以下のうち一種以上を含有し、残部が鉄及び不
可避的不純物からなる鋼を連続鋳造によってスラブと
し、これを１２５０℃以下に再加熱した後に加工熱処理
することを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の
製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接熱影響部（Ｈｅ
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた厚鋼板の製造方法であり、鉄鋼業において適用され
る。本発明によって製造された鋼板は、建築、橋梁、造
船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなど
の各種溶接構造物に用いられる。
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた厚鋼板の製造方法であり、鉄鋼業において適用され
る。本発明によって製造された鋼板は、建築、橋梁、造
船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなど
の各種溶接構造物に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】溶接熱影響部（ＨＡＺ）においては溶融
線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融
線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オー
ステナイト（γ）が著しく粗大化してしまうため、冷却
後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化してしまう。
線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融
線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オー
ステナイト（γ）が著しく粗大化してしまうため、冷却
後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化してしまう。
【０００３】鋼の加熱γ粒を細粒化する方法として、鉄
と鋼第６２年（１９７６）第９号ｐ．１２０９〜ｐ．１
２１８「低炭素・低合金鋼のオーステナイト粒度に及ぼ
すＴｉＮの分散状態の影響」に記載されているように、
ＴｉＮなどの高温で安定な析出物を鋼中に微細分散させ
てγ粒の成長をピンニングすることは一般に広く知られ
ている。しかしながら、各種の炭化物・窒化物の中で鋼
中で最も高い温度までピンニング効果があるとされるＴ
ｉＮでも、その溶解度積から判断されるように１４００
℃以上の高温ではＴｉＮの粗大化・溶解によってその効
果の大部分を失う。従って、ＨＡＺの溶融線近傍のよう
に１４００℃を超えて加熱される領域でのγ粒成長抑制
の手段は従来なく、この領域でのＨＡＺ脆化が大きな問
題であった。
と鋼第６２年（１９７６）第９号ｐ．１２０９〜ｐ．１
２１８「低炭素・低合金鋼のオーステナイト粒度に及ぼ
すＴｉＮの分散状態の影響」に記載されているように、
ＴｉＮなどの高温で安定な析出物を鋼中に微細分散させ
てγ粒の成長をピンニングすることは一般に広く知られ
ている。しかしながら、各種の炭化物・窒化物の中で鋼
中で最も高い温度までピンニング効果があるとされるＴ
ｉＮでも、その溶解度積から判断されるように１４００
℃以上の高温ではＴｉＮの粗大化・溶解によってその効
果の大部分を失う。従って、ＨＡＺの溶融線近傍のよう
に１４００℃を超えて加熱される領域でのγ粒成長抑制
の手段は従来なく、この領域でのＨＡＺ脆化が大きな問
題であった。
【０００４】このような問題点を解決する手段として、
特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２
６２６号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開
平２−２５０９１７号公報などは、粗大γ粒内に粒内変
態フェライト（ＩｎｔｒａＧｒａｎｕｌｅｒ Ｆｅｒｒ
ｉｔｅ：ＩＧＦ）を積極的に生成させることでＨＡＺ靭
性の向上をはかってきた。このような場合、γ粒界から
は粒界フェライト（Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ Ｆ
ｅｒｒｉｔｅ：ＧＢＦ）や粗大なフェライトサイドプレ
ート（Ｆｅｒｒｉｔｅ ｓｉｄｅ ｐｌａｔｅ：ＦＳ
Ｐ）が粗大に生成しやすいため、これらの脆化組織とＩ
ＧＦとの生成が競合し、ＩＧＦの体積分率を大きくする
ほどＨＡＺ靭性は向上する。粗大なＧＢＦやＦＳＰの生
成を抑制するためにはγ粒界の焼入性を高めることが必
要であるが、過度に焼入性を高めると島状マルテンサイ
トを含有する粗大な上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ Ｂａ
ｉｎｉｔｅ：Ｂｕ）が生成しＩＧＦ分率を低めてしま
う。従って、ＨＡＺ靭性の観点からは溶接条件（冷却速
度）に対応した適正な焼入性を確保することが重要であ
る。一方で母材の機械的性質の観点からも焼入性は考慮
されなければならない。従って、両者を十分に満足する
化学成分を選定することは困難でありＨＡＺ高靭化にも
限界があった。さらに、溶接条件と母材材質によって成
分的焼入性の異なる鋼種を造り分ける必要があり、高い
製造コストを強いられていた。
特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２
６２６号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開
平２−２５０９１７号公報などは、粗大γ粒内に粒内変
態フェライト（ＩｎｔｒａＧｒａｎｕｌｅｒ Ｆｅｒｒ
ｉｔｅ：ＩＧＦ）を積極的に生成させることでＨＡＺ靭
性の向上をはかってきた。このような場合、γ粒界から
は粒界フェライト（Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ Ｆ
ｅｒｒｉｔｅ：ＧＢＦ）や粗大なフェライトサイドプレ
ート（Ｆｅｒｒｉｔｅ ｓｉｄｅ ｐｌａｔｅ：ＦＳ
Ｐ）が粗大に生成しやすいため、これらの脆化組織とＩ
ＧＦとの生成が競合し、ＩＧＦの体積分率を大きくする
ほどＨＡＺ靭性は向上する。粗大なＧＢＦやＦＳＰの生
成を抑制するためにはγ粒界の焼入性を高めることが必
要であるが、過度に焼入性を高めると島状マルテンサイ
トを含有する粗大な上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ Ｂａ
ｉｎｉｔｅ：Ｂｕ）が生成しＩＧＦ分率を低めてしま
う。従って、ＨＡＺ靭性の観点からは溶接条件（冷却速
度）に対応した適正な焼入性を確保することが重要であ
る。一方で母材の機械的性質の観点からも焼入性は考慮
されなければならない。従って、両者を十分に満足する
化学成分を選定することは困難でありＨＡＺ高靭化にも
限界があった。さらに、溶接条件と母材材質によって成
分的焼入性の異なる鋼種を造り分ける必要があり、高い
製造コストを強いられていた。
【０００５】そこで、成分設計の自由度を高めて鋼種を
統合することによるコスト低減と高いＨＡＺ靭性を同時
に達成できる新たな製造方法が強く要望されていた。
統合することによるコスト低減と高いＨＡＺ靭性を同時
に達成できる新たな製造方法が強く要望されていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、引張強度が
５００〜８００ＭＰａで広範な溶接条件において良好な
ＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を安価に製造することを課題
とする。
５００〜８００ＭＰａで広範な溶接条件において良好な
ＨＡＺ靭性を有する厚鋼板を安価に製造することを課題
とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、 （１）重量％で Ｃ ：０．０２〜０．１５％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．００６％以下 Ａｌ：０．００６％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％ Ｎ ：０．００１〜０．００５％ Ｏ ：０．００１〜０．００４％未満 を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を連
続鋳造によってスラブとし、これを１２５０℃以下に再
加熱した後に加工熱処理することを特徴とする溶接熱影
響部靭性の優れた鋼板の製造方法。
続鋳造によってスラブとし、これを１２５０℃以下に再
加熱した後に加工熱処理することを特徴とする溶接熱影
響部靭性の優れた鋼板の製造方法。
【０００８】（２）重量％で Ｃ ：０．０２〜０．１５％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．００６％以下 Ａｌ：０．００６％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％ Ｎ ：０．００１〜０．００５％ Ｏ ：０．００１〜０．００４％未満 を含有し、さらに Ｃｕ：０．５％以下 Ｎｉ：０．５％以下 Ｃｒ：０．５％以下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｎｂ：０．０３％以下 Ｖ ：０．０３％以下 Ｃａ：０．００５％以下 ＲＥＭ：０．００５％以下 Ｂ ：０．００１５％以下 のうち一種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる鋼を連続鋳造によってスラブとし、これを１２
５０℃以下に再加熱した後に加工熱処理することを特徴
とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法。
からなる鋼を連続鋳造によってスラブとし、これを１２
５０℃以下に再加熱した後に加工熱処理することを特徴
とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法。
【０００９】発明者らは実質的にＡｌを含有しない鋼に
ＴｉとＭｇを添加することにより、以下に示す全く新し
い知見を得た。図ｌは酸化物分数状態に及ぼすＭｇ量の
影響を示し、Ｍｇ量の増加とともに酸化物の個数は増加
し粒径は減少する。このような酸化物の微細分散は低Ａ
ｌの場合にのみ発現されることを初めて見出した。酸化
物が微細分散するのは、Ｍｇ特有の強説酸作用によって
溶鋼中の酸化物が微細化し、さらに凝固時に生成する微
細な酸化物が増加するためと考えられる。図２は１４５
０℃加熱γ粒径に及ぼすＭｇ量の影響を示す。Ｍｇ量の
増加によってγ粒は細粒化する。これは、微細分散した
酸化物が１４５０℃で安定に存在し、γ粒成長をピンニ
ングしているためである。図３はＧＢＦとＦＳＰの個数
と粒径に及ぼす、γ粒界上の酸化物個数の影響を示す。
γ粒界上の酸化物個数の増加によってＧＢＦとＦＳＰは
微細化する。これは、γ粒界上の酸化物がＧＢＦとＰＳ
Ｐの核生成サイトとして作用するためである。図４は酸
化物粒径分布に及ぼすＭｇ量の影響を示す。Ｍｇ量の増
加によつて粗大な酸化物の個数が減少する。大きな酸化
物ほど破壊の起点として作用しやすく、このような酸化
物の個数増加は鋼を脆化させる。
ＴｉとＭｇを添加することにより、以下に示す全く新し
い知見を得た。図ｌは酸化物分数状態に及ぼすＭｇ量の
影響を示し、Ｍｇ量の増加とともに酸化物の個数は増加
し粒径は減少する。このような酸化物の微細分散は低Ａ
ｌの場合にのみ発現されることを初めて見出した。酸化
物が微細分散するのは、Ｍｇ特有の強説酸作用によって
溶鋼中の酸化物が微細化し、さらに凝固時に生成する微
細な酸化物が増加するためと考えられる。図２は１４５
０℃加熱γ粒径に及ぼすＭｇ量の影響を示す。Ｍｇ量の
増加によってγ粒は細粒化する。これは、微細分散した
酸化物が１４５０℃で安定に存在し、γ粒成長をピンニ
ングしているためである。図３はＧＢＦとＦＳＰの個数
と粒径に及ぼす、γ粒界上の酸化物個数の影響を示す。
γ粒界上の酸化物個数の増加によってＧＢＦとＦＳＰは
微細化する。これは、γ粒界上の酸化物がＧＢＦとＰＳ
Ｐの核生成サイトとして作用するためである。図４は酸
化物粒径分布に及ぼすＭｇ量の影響を示す。Ｍｇ量の増
加によつて粗大な酸化物の個数が減少する。大きな酸化
物ほど破壊の起点として作用しやすく、このような酸化
物の個数増加は鋼を脆化させる。
【００１０】すなわち本発明の技術的思想は、低Ａｌ鋼
にＴｉとＭｇを複合添加することで酸化物を微細分散さ
せ、溶融線近傍ＨＡＺにおける加熱γの細粒化とＧＢＦ
およびＦＳＰの微細化によってＨＡＺ組織を微細化し、
さらに粗大な酸化物を減少させ、ＨＡＺ靭性を向上させ
ることである。本効果は広範な溶接条件において発現さ
れるため母材材質を優先した成分設計が可能となる。従
って、本発明は鋼種統合による製造コスト低減と良好な
ＨＡＺ靭性とを同時に達成する。
にＴｉとＭｇを複合添加することで酸化物を微細分散さ
せ、溶融線近傍ＨＡＺにおける加熱γの細粒化とＧＢＦ
およびＦＳＰの微細化によってＨＡＺ組織を微細化し、
さらに粗大な酸化物を減少させ、ＨＡＺ靭性を向上させ
ることである。本効果は広範な溶接条件において発現さ
れるため母材材質を優先した成分設計が可能となる。従
って、本発明は鋼種統合による製造コスト低減と良好な
ＨＡＺ靭性とを同時に達成する。
【００１１】以下、化学成分の限定理由について説明す
る。
る。
【００１２】Ｃの下限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。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。
確保するための最小量である。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。
【００１３】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、良好なＨＡＺ靭性を得るためには０．３％以下の
Ｓｉ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、良好なＨＡＺ靭性を得るためには０．３％以下の
Ｓｉとするのが望ましい。
【００１４】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るため下限を０．０５％とした。
しかし、Ｍｎは０．５％以上が好ましいが、Ｍｎが多す
ぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、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るため下限を０．０５％とした。
しかし、Ｍｎは０．５％以上が好ましいが、Ｍｎが多す
ぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、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。
【００１５】本発明鋼において不純物元素であるＰ、Ｓ
をそれぞれ０．０１５％以下、０．００６％以下とした
理由はスラブ中心偏折の軽減などを通じて母材およびＨ
ＡＺの機械的性質を改善するためである。Ｐの低減はＨ
ＡＺの粒界破壊を抑制し、Ｓの低減はＭｎＳの減少を通
じて母材およびＨＡＺの板厚方向材質を向上させる。好
ましいＰ、Ｓはそれぞれ０．０１％以下、０．００３％
以下である。
をそれぞれ０．０１５％以下、０．００６％以下とした
理由はスラブ中心偏折の軽減などを通じて母材およびＨ
ＡＺの機械的性質を改善するためである。Ｐの低減はＨ
ＡＺの粒界破壊を抑制し、Ｓの低減はＭｎＳの減少を通
じて母材およびＨＡＺの板厚方向材質を向上させる。好
ましいＰ、Ｓはそれぞれ０．０１％以下、０．００３％
以下である。
【００１６】Ａｌは本発明では好ましくない元素であり
０．００６％以下とした。これは、Ａｌを０．００６％
を超えて含有すると本発明の本質であるＭｇの効果が発
現されないからである。Ａｌは脱酸元素として通常用い
られるが、脱酸はＴｉだけでも可能である。本発明にお
いてＡ１は不純物元素であり少ないほどよい。
０．００６％以下とした。これは、Ａｌを０．００６％
を超えて含有すると本発明の本質であるＭｇの効果が発
現されないからである。Ａｌは脱酸元素として通常用い
られるが、脱酸はＴｉだけでも可能である。本発明にお
いてＡ１は不純物元素であり少ないほどよい。
【００１７】Ｔｉは本発明の必須元素であり、ＨＡＺ組
織微細化に有効なＴｉ系酸化物およびＴｉＮを形成する
ために０．００５％以上必要である。本発明では、低温
加熱域でより一層の加熱γ細粒化をはかるため、酸化物
に加ええてＴｉＮも最大限に活用し、１３５０℃以下で
強力なピンニング効果を発現させる。Ｔｉの上限は過剰
のＴｉＣの析出によるＨＡＺ脆化を防止するためであ
り、０．０３％とした。
織微細化に有効なＴｉ系酸化物およびＴｉＮを形成する
ために０．００５％以上必要である。本発明では、低温
加熱域でより一層の加熱γ細粒化をはかるため、酸化物
に加ええてＴｉＮも最大限に活用し、１３５０℃以下で
強力なピンニング効果を発現させる。Ｔｉの上限は過剰
のＴｉＣの析出によるＨＡＺ脆化を防止するためであ
り、０．０３％とした。
【００１８】Ｍｇは本発明の最も重要な元素であり、低
Ａ１鋼へＴｉと複合的に添加することで酸化物が微細分
散し、１４００℃を超えて加熱される溶融線近傍ＨＡＺ
においても微細な組織が得られる。下限はこの効果が発
現される最小量であり、上限はこの効果が飽和する量で
ある。上限を超えるＭｇの添加は合金コストの上昇を伴
い好ましくない。
Ａ１鋼へＴｉと複合的に添加することで酸化物が微細分
散し、１４００℃を超えて加熱される溶融線近傍ＨＡＺ
においても微細な組織が得られる。下限はこの効果が発
現される最小量であり、上限はこの効果が飽和する量で
ある。上限を超えるＭｇの添加は合金コストの上昇を伴
い好ましくない。
【００１９】Ｎは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。下限は十分な量のＴｉＮ
を確保するための最小量であり、上限は固溶ＮによるＨ
ＡＺ腕化を防止するための量である。本発明ではＴｉＮ
のピンニング効果を最大限に活用する。
せるために必須の元素である。下限は十分な量のＴｉＮ
を確保するための最小量であり、上限は固溶ＮによるＨ
ＡＺ腕化を防止するための量である。本発明ではＴｉＮ
のピンニング効果を最大限に活用する。
【００２０】ＯはＭｇやＴｉと結びついて微細な酸化物
を形成するために必須である。下限は十分な量の酸化物
を確保するための最小量であり、上限は鋼の清浄度を確
保して機械的性質の劣化を回避するための最大量であ
る。そのため、０．００１〜０．００４％未満とした。
を形成するために必須である。下限は十分な量の酸化物
を確保するための最小量であり、上限は鋼の清浄度を確
保して機械的性質の劣化を回避するための最大量であ
る。そのため、０．００１〜０．００４％未満とした。
【００２１】つぎにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、
Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂを添加する理由について説明す
る。
Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂを添加する理由について説明す
る。
【００２２】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。
各元素のそれぞれの上限０．５％以下は溶接性およびＨ
ＡＺ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。
各元素のそれぞれの上限０．５％以下は溶接性およびＨ
ＡＺ靭性の劣化を防止するためである。
【００２３】Ｍｏは母材の強度、靭性を向上させる。し
かし、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、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。
【００２４】Ｃｒは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初性を損なう。
の添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性および
ＨＡＺ初性を損なう。
【００２５】Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であ
り、鋼の強度、靭性を向上させる。しかしその添加量が
０．０３％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
り、鋼の強度、靭性を向上させる。しかしその添加量が
０．０３％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
【００２６】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。
【００２７】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０．００５％を超
えると粗大な酸化物が多量に生成して母材およびＨＡＺ
の靭性を劣化させる。
（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０．００５％を超
えると粗大な酸化物が多量に生成して母材およびＨＡＺ
の靭性を劣化させる。
【００２８】Ｂは焼入性を向上させて、母材やＨＡＺの
強度、靭性を向上させる。しかし０．００１５％を超え
て添加するとＨＡＺ靭性や溶接性を劣化させる。
強度、靭性を向上させる。しかし０．００１５％を超え
て添加するとＨＡＺ靭性や溶接性を劣化させる。
【００２９】鋼成分を上記のように限定しても製造法が
適切でなければ、溶接前の鋼中に微細な酸化物やＴｉＮ
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。
適切でなければ、溶接前の鋼中に微細な酸化物やＴｉＮ
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、スラブ中に微細な酸化物やＴｉＮが多量に得
られるからである。このとき、スラブ厚によって冷却速
度が異なり、ＨＡＺ靭性の観点からは３５０ｍｍ以下の
スラブ厚みが望ましい。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。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ＨＡ
Ｚ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、１）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。
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、スラブ中に微細な酸化物やＴｉＮが多量に得
られるからである。このとき、スラブ厚によって冷却速
度が異なり、ＨＡＺ靭性の観点からは３５０ｍｍ以下の
スラブ厚みが望ましい。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。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ＨＡ
Ｚ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、１）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。
【００３１】
（実施例）表ｌに連続鋳造した鋼の化学成分を、表２に
鋼板製造条件と母材材質を、表３にＨＡＺ靭性を示す。
種々の溶接方法かつ種々の溶接入熱量で鋼板を溶接し、
ＨＡＺの最腕化部である溶融線（ＦＬ）とＨＡＺｌｍｍ
のシャルピー衝撃特性を調査した。本発明鋼はＴＳが５
５０−８２０ＭＰａでｖＴｒｓが−８０℃以下である良
好な母材材質を有し、溶接入熱量が３０〜１０００ｋＪ
／ｃｍである溶融線近傍ＨＡＺにおいて良好なＨＡＺ靭
性を有する。一方、比較鋼は化学成分およびスラブ加熱
条件が適当でないため良好なＨＡＺ靭性が得られない。
鋼６はＡｌが多すぎるためにＭｇ添加による酸化物微細
分散効果が発現されずＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡ
Ｚ靭性が劣る。鋼７はＴｉが少なすぎるためにＴｉ系酸
化物やＴｉＮか十分に生成せずＨＡＺ加熱γ粒が粗大化
してＨＡＺ靭性が劣る。鋼８はＴｉが多すぎるために１
４００℃を超えて加熱されるＨＡＺで−旦固溶したＴｉ
が冷却過程でＴｉＣとして過剰に析出しＨＡＺを脆化さ
せる。鋼９はＭｇが少ないため散化物微細分散の効果が
不十分でＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣
る。鋼１０はＮが少なすぎるためＴｉＮの生成が不十分
でＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１
１はＮが多すぎるため固溶Ｎの増加によってＨＡＺ靭性
が劣化する。鋼１２はＯが少なすぎるために十分な量の
酸化物が生成せずＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭
性が劣る。鋼１３はＯが多すぎるため鋼の清浄度度が低
下して破壊の起点となるような粗大酸化物が増加しＨＡ
Ｚ靭性が劣る。鋼１４はスラブ加熱温度が高すぎるため
にＴｉＮが粗大化してしまいＨＡＺ加熱γ粒が粗大化し
てＨＡＺ靭性が劣る。
鋼板製造条件と母材材質を、表３にＨＡＺ靭性を示す。
種々の溶接方法かつ種々の溶接入熱量で鋼板を溶接し、
ＨＡＺの最腕化部である溶融線（ＦＬ）とＨＡＺｌｍｍ
のシャルピー衝撃特性を調査した。本発明鋼はＴＳが５
５０−８２０ＭＰａでｖＴｒｓが−８０℃以下である良
好な母材材質を有し、溶接入熱量が３０〜１０００ｋＪ
／ｃｍである溶融線近傍ＨＡＺにおいて良好なＨＡＺ靭
性を有する。一方、比較鋼は化学成分およびスラブ加熱
条件が適当でないため良好なＨＡＺ靭性が得られない。
鋼６はＡｌが多すぎるためにＭｇ添加による酸化物微細
分散効果が発現されずＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡ
Ｚ靭性が劣る。鋼７はＴｉが少なすぎるためにＴｉ系酸
化物やＴｉＮか十分に生成せずＨＡＺ加熱γ粒が粗大化
してＨＡＺ靭性が劣る。鋼８はＴｉが多すぎるために１
４００℃を超えて加熱されるＨＡＺで−旦固溶したＴｉ
が冷却過程でＴｉＣとして過剰に析出しＨＡＺを脆化さ
せる。鋼９はＭｇが少ないため散化物微細分散の効果が
不十分でＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣
る。鋼１０はＮが少なすぎるためＴｉＮの生成が不十分
でＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１
１はＮが多すぎるため固溶Ｎの増加によってＨＡＺ靭性
が劣化する。鋼１２はＯが少なすぎるために十分な量の
酸化物が生成せずＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭
性が劣る。鋼１３はＯが多すぎるため鋼の清浄度度が低
下して破壊の起点となるような粗大酸化物が増加しＨＡ
Ｚ靭性が劣る。鋼１４はスラブ加熱温度が高すぎるため
にＴｉＮが粗大化してしまいＨＡＺ加熱γ粒が粗大化し
てＨＡＺ靭性が劣る。
【００３２】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。
いが、ホットコイルや形鋼などにも適用可能である。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【発明の効果】本発明によって母材材質優先の成分設計
による鋼種統合が可能となり、ＨＡＺ靭性の優れた高強
度鋼を安価に製造できるようになった。また、広範な溶
接条件において良好な、ＨＡＺ靭性が達成されることか
ら溶接構造物の安全性が格段に向上した。
による鋼種統合が可能となり、ＨＡＺ靭性の優れた高強
度鋼を安価に製造できるようになった。また、広範な溶
接条件において良好な、ＨＡＺ靭性が達成されることか
ら溶接構造物の安全性が格段に向上した。
【図１】酸化物分散状態に及ぼすＭｇ量の影響を示す図
である。
である。
【図２】１４５０℃加熱γ粒径に及ぼすＭｇ量の影響を
示す図である。
示す図である。
【図３】ＧＢＦとＦＳＰの個数と粒径に及ぼすγ粒界上
の酸化物個数の影響を示す図である。
の酸化物個数の影響を示す図である。
【図４】酸化物粒径分布に及ぼすＭｇ量の影響を示す図
である。
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 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/58 38/58 (72)発明者 吉江 淳彦 君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社君 津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．１５％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．００６％以下 Ａｌ：０．００６％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％ Ｎ ：０．００１〜０．００５％ Ｏ ：０．００１〜０．００４％未満 を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼を連
続鋳造によってスラブとし、これを１２５０℃以下に再
加熱した後に加工熱処理することを特徴とする溶接熱影
響部靭性の優れた鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．１５％ Ｓｉ：０．４％以下 Ｍｎ：０．０５〜２．０％ Ｐ ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．００６％以下 Ａｌ：０．００６％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％ Ｍｇ：０．０００３〜０．００４％ Ｎ ：０．００１〜０．００５％ Ｏ ：０．００１〜０．００４％未満 を含有し、さらに Ｃｕ：０．５％以下 Ｎｉ：０．５％以下 Ｃｒ：０．５％以下 Ｍｏ：０．５％以下 Ｎｂ：０．０３％以下 Ｖ ：０．０３％以下 Ｃａ：０．００５％以下 ＲＥＭ：０．００５％以下 Ｂ ：０．００１５％以下 のうち一種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる鋼を連続鋳造によってスラブとし、これを１２
５０℃以下に再加熱した後に加工熱処理することを特徴
とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11434896A JP3378433B2 (ja) | 1996-04-12 | 1996-04-12 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法 |
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11434896A JP3378433B2 (ja) | 1996-04-12 | 1996-04-12 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法 |
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| JPH09279235A true JPH09279235A (ja) | 1997-10-28 |
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ID=14635514
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| JP11434896A Expired - Fee Related JP3378433B2 (ja) | 1996-04-12 | 1996-04-12 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3378433B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008280552A (ja) * | 2007-05-08 | 2008-11-20 | Nippon Steel Corp | 高強度鋼板および溶接構造物 |
| US20120027637A1 (en) * | 2009-05-21 | 2012-02-02 | Nippon Steel Corporation | Steel for welded structure and producing method thereof |
| EP2644732A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| EP2644733A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| US8668784B2 (en) | 2009-05-19 | 2014-03-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welded structure and producing method thereof |
| JP2015150602A (ja) * | 2014-02-17 | 2015-08-24 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部 |
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| CN112853219A (zh) * | 2021-01-08 | 2021-05-28 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低温液态烃储罐用13MnNi6钢及其冶炼方法 |
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| CN102191356B (zh) * | 2010-03-11 | 2012-11-14 | 宝山钢铁股份有限公司 | 大线能量焊接用厚钢板的夹杂物控制方法 |
| CN102191429B (zh) * | 2010-03-11 | 2012-09-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法 |
-
1996
- 1996-04-12 JP JP11434896A patent/JP3378433B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| US8668784B2 (en) | 2009-05-19 | 2014-03-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welded structure and producing method thereof |
| US20120027637A1 (en) * | 2009-05-21 | 2012-02-02 | Nippon Steel Corporation | Steel for welded structure and producing method thereof |
| US8920713B2 (en) * | 2009-05-21 | 2014-12-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welded structure and producing method thereof |
| US10500817B2 (en) | 2010-04-30 | 2019-12-10 | Nippon Steel Corporation | Electron-beam welded joint, steel for electron-beam welding, and method of manufacturing the same |
| EP2644732A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| EP2644733A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-10-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron-beam welded joint, steel material for electron-beam welding, and manufacturing method therefor |
| EP2644732A4 (en) * | 2010-11-22 | 2014-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | ELECTRON BEAM WELDED JOINT, ELECTRON BEAM WELDING STEEL, AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
| EP2644733A4 (en) * | 2010-11-22 | 2014-04-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | ELECTRON BEAM WELDING COMPOUND, STEEL MATERIAL FOR ELECTRON BEAM WELDING, AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| JP2015150602A (ja) * | 2014-02-17 | 2015-08-24 | 新日鐵住金株式会社 | 低温靭性に優れたサブマージアーク溶接部 |
| CN112853219A (zh) * | 2021-01-08 | 2021-05-28 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种低温液态烃储罐用13MnNi6钢及其冶炼方法 |
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