JP2000345286A - 溶接熱影響部特性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部特性に優れた鋼材およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2000345286A JP2000345286A JP16172199A JP16172199A JP2000345286A JP 2000345286 A JP2000345286 A JP 2000345286A JP 16172199 A JP16172199 A JP 16172199A JP 16172199 A JP16172199 A JP 16172199A JP 2000345286 A JP2000345286 A JP 2000345286A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- welding
- haz
- toughness
- slab
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】溶接熱影響部が、靱性および耐食性に優れてい
る鋼材を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１８％
、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａｌ：
０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５％、
Ｂ≦０．００２％、Ｎ：０．００７％以下を含有し、下
記式（１）を満足している鋼材、および連続鋳造時に、
バルジングさせて後圧下させたり、凝固前に電磁撹拌し
て前記鋼材を製造する方法。 ０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ 0.7＜１．８ ・・・・・・・（１）
る鋼材を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１８％
、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａｌ：
０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５％、
Ｂ≦０．００２％、Ｎ：０．００７％以下を含有し、下
記式（１）を満足している鋼材、および連続鋳造時に、
バルジングさせて後圧下させたり、凝固前に電磁撹拌し
て前記鋼材を製造する方法。 ０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ 0.7＜１．８ ・・・・・・・（１）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接入熱２００ｋ
Ｊ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、溶接入熱４０ｋＪ／ｃ
ｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件におけるサブマ
ージアーク溶接、電子ビーム溶接およびレーザ溶接等に
より溶接した鋼材の溶接熱影響部の特性に優れた鋼材に
関する。なお、本発明では溶接熱影響部の特性とは、溶
接熱影響部の靱性、および耐食性をいい、耐食性は耐硫
化物応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣと記す）をいう。
Ｊ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、溶接入熱４０ｋＪ／ｃ
ｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件におけるサブマ
ージアーク溶接、電子ビーム溶接およびレーザ溶接等に
より溶接した鋼材の溶接熱影響部の特性に優れた鋼材に
関する。なお、本発明では溶接熱影響部の特性とは、溶
接熱影響部の靱性、および耐食性をいい、耐食性は耐硫
化物応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣと記す）をいう。
【０００２】
【従来の技術】一般に鋼材を溶接すると、溶接金属に接
する溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）では、結晶粒
が粗大化して靱性が劣化することが知られている。特に
溶接金属と母材の境界部分（以下、ボンド部と記す）
は、組織の粗大化が最も著しく靱性が最も低下する。
する溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）では、結晶粒
が粗大化して靱性が劣化することが知られている。特に
溶接金属と母材の境界部分（以下、ボンド部と記す）
は、組織の粗大化が最も著しく靱性が最も低下する。
【０００３】また、鋼材は大入熱溶接を施される一方
で、しばしば小入熱溶接も実施される。小入熱溶接の場
合は、鋼材の成分、板厚および予熱条件等によっては溶
接後の溶接部の冷却速度が大きくなり、焼入れ状態にな
ってＨＡＺは著しく硬化してしまう。ＨＡＺの硬化は、
溶接部の低温割れや耐食性（耐ＳＳＣ性）の低下を招く
のみでなく靱性も劣化させる。
で、しばしば小入熱溶接も実施される。小入熱溶接の場
合は、鋼材の成分、板厚および予熱条件等によっては溶
接後の溶接部の冷却速度が大きくなり、焼入れ状態にな
ってＨＡＺは著しく硬化してしまう。ＨＡＺの硬化は、
溶接部の低温割れや耐食性（耐ＳＳＣ性）の低下を招く
のみでなく靱性も劣化させる。
【０００４】電子ビーム溶接、レーザー溶接などの、指
向性高エネルギービームによる溶接ではこの傾向が特に
顕著であるが、サブマージドアーク溶接でも、小入熱溶
接ではＨＡＺ硬化は避けられない。
向性高エネルギービームによる溶接ではこの傾向が特に
顕著であるが、サブマージドアーク溶接でも、小入熱溶
接ではＨＡＺ硬化は避けられない。
【０００５】このようなＨＡＺの硬化による溶接低温割
れを管理する指標として、Pcm がある。このPcm と鋼板
の板厚ｔおよび溶接金属中の水素量Ｈできまる溶接低温
割れ感受性指数 Pc値（Pc＝Pcm＋Ｈ／６０＋ｔ／６０
０）を制限することで、溶接部の低温割れを回避するこ
とができることは知られている。しかし、このPc値を制
限する方法は、合金成分の含有量を削減することにより
ＨＡＺ硬度を減じる方法であり、成分設計に対して強い
制限を与えるため、必ずしも満足できる方法ではない。
れを管理する指標として、Pcm がある。このPcm と鋼板
の板厚ｔおよび溶接金属中の水素量Ｈできまる溶接低温
割れ感受性指数 Pc値（Pc＝Pcm＋Ｈ／６０＋ｔ／６０
０）を制限することで、溶接部の低温割れを回避するこ
とができることは知られている。しかし、このPc値を制
限する方法は、合金成分の含有量を削減することにより
ＨＡＺ硬度を減じる方法であり、成分設計に対して強い
制限を与えるため、必ずしも満足できる方法ではない。
【０００６】特開平１０−８８２７６号公報には、溶接
熱影響部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼が開示されて
いる。この高張力鋼は、希土類元素，Ｖ，Ｎ，Ｏおよび
Ｂの規制によって、小入熱から大入熱溶接に至るまで、
ＨＡＺにおけるγ粒の成長抑制とγ粒内核生成による組
織微細化を図ったことを特徴としている。このγ粒の成
長抑制およびγ粒内核生成サイトの導入のどちらも焼き
入れ性を下げる効果があるため、同公報には記載されて
いないものの、ＨＡＺ硬化の抑制も期待できる。しか
し、この方法は高価な希土類元素を使用しなければなら
ず、鋼材のコスト面では必ずしも好ましい方法ではな
い。
熱影響部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼が開示されて
いる。この高張力鋼は、希土類元素，Ｖ，Ｎ，Ｏおよび
Ｂの規制によって、小入熱から大入熱溶接に至るまで、
ＨＡＺにおけるγ粒の成長抑制とγ粒内核生成による組
織微細化を図ったことを特徴としている。このγ粒の成
長抑制およびγ粒内核生成サイトの導入のどちらも焼き
入れ性を下げる効果があるため、同公報には記載されて
いないものの、ＨＡＺ硬化の抑制も期待できる。しか
し、この方法は高価な希土類元素を使用しなければなら
ず、鋼材のコスト面では必ずしも好ましい方法ではな
い。
【０００７】特公平４−２８４７４号公報には、溶接金
属の靱性に優れた低合金高張力鋼の溶接方法が開示され
ている。この方法は、鋼板にＴｉ酸化物を均一に分散さ
せておくことで、電子ビーム溶接時に溶接金属をTi酸化
物の働きで微細な針状フェライト組織にして、靱性を改
善することを特徴としている。
属の靱性に優れた低合金高張力鋼の溶接方法が開示され
ている。この方法は、鋼板にＴｉ酸化物を均一に分散さ
せておくことで、電子ビーム溶接時に溶接金属をTi酸化
物の働きで微細な針状フェライト組織にして、靱性を改
善することを特徴としている。
【０００８】この方法によれば、溶接金属の組織は微細
化され高靱化される。しかし、ＨＡＺには効果がない。
小入熱溶接のＨＡＺの組織の微細化には、大入熱溶接に
比べて多数の酸化物粒子が分散している必要があり、Ti
酸化物では小入熱溶接の熱影響部を微細化するに足るだ
けの十分な分散密度が確保できない。
化され高靱化される。しかし、ＨＡＺには効果がない。
小入熱溶接のＨＡＺの組織の微細化には、大入熱溶接に
比べて多数の酸化物粒子が分散している必要があり、Ti
酸化物では小入熱溶接の熱影響部を微細化するに足るだ
けの十分な分散密度が確保できない。
【０００９】また、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を鋼板に付
与するためには、Ｓを低減して粗大なＭｎＳ系介在物の
生成を防止する必要があるが、脱硫処理をおこないつつ
Ｔｉ酸化物の微細分散を図ることは著しく困難である。
脱硫元素は脱酸反応も起こし、一般にＳよりもＯの方が
反応性が高いため、脱硫処理はより強い脱酸処理とな
り、酸化物としての安定度が低いＴｉ系酸化物は、還元
されて鋼中から失われてしまう。
与するためには、Ｓを低減して粗大なＭｎＳ系介在物の
生成を防止する必要があるが、脱硫処理をおこないつつ
Ｔｉ酸化物の微細分散を図ることは著しく困難である。
脱硫元素は脱酸反応も起こし、一般にＳよりもＯの方が
反応性が高いため、脱硫処理はより強い脱酸処理とな
り、酸化物としての安定度が低いＴｉ系酸化物は、還元
されて鋼中から失われてしまう。
【００１０】耐炭酸ガス腐食性向上のためには、Ｃｒ添
加が有効なことが知られている（特開平４−３４１５４
０号公報）。しかし、Ｃｒの添加は、不可避的にPcm値
を高め、小入熱溶接部における硬度を過度に高めてしま
う。
加が有効なことが知られている（特開平４−３４１５４
０号公報）。しかし、Ｃｒの添加は、不可避的にPcm値
を高め、小入熱溶接部における硬度を過度に高めてしま
う。
【００１１】生産が容易で、大入熱から小入熱に至る入
熱条件で溶接した熱影響部で過度の硬化が起らず、ＨＡ
Ｚの靱性および耐食性が優れた鋼材の開発が望まれてい
る。
熱条件で溶接した熱影響部で過度の硬化が起らず、ＨＡ
Ｚの靱性および耐食性が優れた鋼材の開発が望まれてい
る。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、溶接
入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、４０ｋＪ
／ｃｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件の溶接にお
いて、特に電子ビーム溶接やレーザ溶接などの指向性高
エネルギービームによる溶接であっても、溶接熱影響部
の硬化が小さく良好な靱性を有し、かつ耐硫化物応力腐
食割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と記す）に優れた鋼材を提
供することである。
入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、４０ｋＪ
／ｃｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件の溶接にお
いて、特に電子ビーム溶接やレーザ溶接などの指向性高
エネルギービームによる溶接であっても、溶接熱影響部
の硬化が小さく良好な靱性を有し、かつ耐硫化物応力腐
食割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と記す）に優れた鋼材を提
供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下の通
りである。
りである。
【００１４】（１）重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１
８％ 、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａ
ｌ：０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３
〜０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５
％、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００７％以下を含
有し、下記式（１）を満足していることを特徴とする溶
接熱影響部特性に優れた鋼材。
８％ 、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａ
ｌ：０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３
〜０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５
％、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００７％以下を含
有し、下記式（１）を満足していることを特徴とする溶
接熱影響部特性に優れた鋼材。
【００１５】 ０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ０．７＜１．８ ・・・・・・・（１） （２）上記（１）記載の化学組成を有する鋳片を連続鋳
造法にて鋳造するに際して、下記、（ａ）および（ｂ）
のうちの一方、または双方の操作を加えて鋳造し、しか
る後に熱間圧延することを特徴とする溶接熱影響部特性
に優れた鋼材の製造方法。
造法にて鋳造するに際して、下記、（ａ）および（ｂ）
のうちの一方、または双方の操作を加えて鋳造し、しか
る後に熱間圧延することを特徴とする溶接熱影響部特性
に優れた鋼材の製造方法。
【００１６】（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジ
ングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当
の圧下を加える。
ングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当
の圧下を加える。
【００１７】（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部
を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
【００１８】本発明者らは、小入熱から大入熱で溶接し
た熱影響部が靱性や耐食性に優れた鋼材を開発するた
め、実験室および実製造ラインにて様々な試験をおこな
った結果、以下のような知見を得て本発明を完成するに
至った。
た熱影響部が靱性や耐食性に優れた鋼材を開発するた
め、実験室および実製造ラインにて様々な試験をおこな
った結果、以下のような知見を得て本発明を完成するに
至った。
【００１９】１）Ｔｉ脱酸にて鋼を溶製した鋼は、大入
熱溶接をおこなった場合、ＨＡＺ部でγ粒内フェライト
析出による組織微細化が起こるが、小入熱のＳＡＷや電
子ビーム溶接、レーザー溶接の場合のＨＡＺでは、その
ような効果は観察されない。これは、小入熱溶接ＨＡＺ
でγ粒内フェライトを析出させるためには、大入熱溶接
の場合に比して、高い分散粒子密度が必要で、Ti酸化物
では十分な分散密度が確保できないためである。
熱溶接をおこなった場合、ＨＡＺ部でγ粒内フェライト
析出による組織微細化が起こるが、小入熱のＳＡＷや電
子ビーム溶接、レーザー溶接の場合のＨＡＺでは、その
ような効果は観察されない。これは、小入熱溶接ＨＡＺ
でγ粒内フェライトを析出させるためには、大入熱溶接
の場合に比して、高い分散粒子密度が必要で、Ti酸化物
では十分な分散密度が確保できないためである。
【００２０】２）スラグ組成やＡｌの添加量を調整し
て、凝固後のｓｏｌ．Ａｌ量が０．０００２〜０．００
１２％となるように制御した場合、小入熱溶接したＨＡ
Ｚにおいても粒内核生成組織が観察された。この効果に
より、小入熱溶接したＨＡＺの靱性が向上するだけでな
く、ＨＡＺの硬さも低減された。また、小入熱ＨＡＺで
良好な特性が得られた場合、大入熱溶接ＨＡＺでも良好
な特性が得られた。ただし、sol.Al量の制限だけでは、
安定して好ましい特性の鋼材を得ることはできない。
て、凝固後のｓｏｌ．Ａｌ量が０．０００２〜０．００
１２％となるように制御した場合、小入熱溶接したＨＡ
Ｚにおいても粒内核生成組織が観察された。この効果に
より、小入熱溶接したＨＡＺの靱性が向上するだけでな
く、ＨＡＺの硬さも低減された。また、小入熱ＨＡＺで
良好な特性が得られた場合、大入熱溶接ＨＡＺでも良好
な特性が得られた。ただし、sol.Al量の制限だけでは、
安定して好ましい特性の鋼材を得ることはできない。
【００２１】３）ｓｏｌ．Ａｌの高精度制御に加えて、
鋼材中の全酸素量Ｏと、ｓｏｌ．Ａｌとの関係を下記の
範囲に収めることで、安定して小入熱ＨＡＺ特性を確保
することができる。
鋼材中の全酸素量Ｏと、ｓｏｌ．Ａｌとの関係を下記の
範囲に収めることで、安定して小入熱ＨＡＺ特性を確保
することができる。
【００２２】 ０．３＜Ｏ／ｓｏｌ．Ａｌ０．７＜１．８ ４）Ａｌ、ＴｉおよびＭｎの含有量を適正範囲にする
と、鋼中には直径０．２〜３μｍ程度の微細なＡｌ−Ｔ
ｉ−Ｍｎ系複合酸化物粒子が多数形成され、これらの粒
子が小入熱溶接条件から大入熱溶接条件に至る広い入熱
条件でγ粒内におけるγ−α核生成サイトとして機能
し、組織が微細化される。
と、鋼中には直径０．２〜３μｍ程度の微細なＡｌ−Ｔ
ｉ−Ｍｎ系複合酸化物粒子が多数形成され、これらの粒
子が小入熱溶接条件から大入熱溶接条件に至る広い入熱
条件でγ粒内におけるγ−α核生成サイトとして機能
し、組織が微細化される。
【００２３】５）鋼中の全酸素量Ｏとｓｏｌ．Ａｌと
が、上記範囲から外れた場合、鋼中の酸化物はＴｉ２Ｏ
３あるいはＡｌ−Ｔｉ酸化物となって分散密度は減少
し、核生成の頻度も低下する。
が、上記範囲から外れた場合、鋼中の酸化物はＴｉ２Ｏ
３あるいはＡｌ−Ｔｉ酸化物となって分散密度は減少
し、核生成の頻度も低下する。
【００２４】６）Ａｌ、ＯおよびＴｉの含有量を適正範
囲にすると、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎが析出し、凝固組織が微
細化され、その結果ＭｎＳも微細化されて耐ＨＩＣ性、
耐ＳＳＣ性が改善できる。
囲にすると、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎが析出し、凝固組織が微
細化され、その結果ＭｎＳも微細化されて耐ＨＩＣ性、
耐ＳＳＣ性が改善できる。
【００２５】７）耐炭酸ガス腐食性を向上させるために
は、Ｃｒ添加が有効であるが、ＣｒはＰcmを高めるため
通常はＨＡＺ硬さを高める。しかし、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ
酸化物粒子からの粒内核生成効果によって、ＨＡＺ硬度
の上昇が抑制されて靱性劣化も回避される。
は、Ｃｒ添加が有効であるが、ＣｒはＰcmを高めるため
通常はＨＡＺ硬さを高める。しかし、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ
酸化物粒子からの粒内核生成効果によって、ＨＡＺ硬度
の上昇が抑制されて靱性劣化も回避される。
【００２６】８）連続鋳造に際して、鋳型から引き抜か
れた鋳片に対して一旦バルジングを起こさせ、鋳片中心
部の凝固完了直前に、圧下ロールによって鋳片に対して
バルジング量相当の圧下を加えることで、耐サワー特性
で最も問題になる鋳片中心部のＭｎ偏析が大きく改善さ
れ、６）の効果と相まって、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が
改善される。
れた鋳片に対して一旦バルジングを起こさせ、鋳片中心
部の凝固完了直前に、圧下ロールによって鋳片に対して
バルジング量相当の圧下を加えることで、耐サワー特性
で最も問題になる鋳片中心部のＭｎ偏析が大きく改善さ
れ、６）の効果と相まって、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が
改善される。
【００２７】９）鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置を
用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加えることで、やはり
鋳片中心部のＭｎ偏析は大きく改善され、８）と同様の
効果が得られる。
用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加えることで、やはり
鋳片中心部のＭｎ偏析は大きく改善され、８）と同様の
効果が得られる。
【００２８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の鋼材の化学組成を
限定した理由を説明する（以下、％表示は重量％を示
す）各成分の限定理由に付いて述べる。
限定した理由を説明する（以下、％表示は重量％を示
す）各成分の限定理由に付いて述べる。
【００２９】Ｃ Ｃは、強度を確保するために必要な元素で、０．０１５
％未満では必要とする強度を確保することができない。
望ましくは、０．０２％以上である。一方、０．１８％
を超えると、溶接した場合にＨＡＺ、母材共に靱性を確
保することが難しくなる。望ましくは、０．１６％未満
である。したがって、Ｃの含有量は、０．０１５〜０．
１８％とした。
％未満では必要とする強度を確保することができない。
望ましくは、０．０２％以上である。一方、０．１８％
を超えると、溶接した場合にＨＡＺ、母材共に靱性を確
保することが難しくなる。望ましくは、０．１６％未満
である。したがって、Ｃの含有量は、０．０１５〜０．
１８％とした。
【００３０】Ｓｉ Ｓｉは、脱酸作用があると共に鋼板の強度上昇にも寄与
する。しかし、１％を超えて含有させた場合、靭性の低
下をもたらすため、１％を上限とする。また、鋼の脱酸
に支障を来さない限り、Ｓｉは幾ら少なくとも問題はな
い。
する。しかし、１％を超えて含有させた場合、靭性の低
下をもたらすため、１％を上限とする。また、鋼の脱酸
に支障を来さない限り、Ｓｉは幾ら少なくとも問題はな
い。
【００３１】Ｍｎ Ｍｎは鋼の焼入れ性高める効果があり、強度確保に有効
な成分である。含有量が０．５％未満では、焼入れ性の
不足によって強度および靱性が得られない。一方、２．
５％を超えて含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性
が高まりすぎて溶接時にＨＡＺ、母材共に靱性が低下す
る。従ってＭｎの含有量は０．３〜２．５％とした。
な成分である。含有量が０．５％未満では、焼入れ性の
不足によって強度および靱性が得られない。一方、２．
５％を超えて含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性
が高まりすぎて溶接時にＨＡＺ、母材共に靱性が低下す
る。従ってＭｎの含有量は０．３〜２．５％とした。
【００３２】Ｐ Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。０．０
５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみ
ならず、溶接時に高温割れを招くため０．０５％以下と
する必要がある。加えて、Ｐは延性破面率を悪化させ、
Ｘ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の低下
をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る場合
には、０．０２％以下とすることが望ましい。
５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみ
ならず、溶接時に高温割れを招くため０．０５％以下と
する必要がある。加えて、Ｐは延性破面率を悪化させ、
Ｘ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の低下
をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る場合
には、０．０２％以下とすることが望ましい。
【００３３】Ｓ ＳはＭｎと結合して硫化物を形成し、介在物として鋼中
に存在してＨＩＣやＳＳＣの原因となる。鋼材に耐ＨＩ
Ｃ性を要求しない場合は厳しく低減する必要はないが、
それでも０．００８％を超えると母材靱性の劣化をもた
らすので、上限を０．００８％とした。本発明鋼は、後
述するようにｓｏｌ．Ａｌ含有量を微量調整することに
よりＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を鋼中に析出させたことを
特徴としているが、その酸化物により凝固組織が微細化
され、その結果粗大なＭｎＳが形成されにくくなる。そ
のため、Ｓ含有量の影響が小さくなって比較的良好な耐
ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を備える。それでも、耐ＨＩＣ
性、耐ＳＳＣ性が必要な用途に使用する場合は、Ｓ量は
０．００６％未満にするのが好ましく、さらに望ましい
のは０．００５％未満である。
に存在してＨＩＣやＳＳＣの原因となる。鋼材に耐ＨＩ
Ｃ性を要求しない場合は厳しく低減する必要はないが、
それでも０．００８％を超えると母材靱性の劣化をもた
らすので、上限を０．００８％とした。本発明鋼は、後
述するようにｓｏｌ．Ａｌ含有量を微量調整することに
よりＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を鋼中に析出させたことを
特徴としているが、その酸化物により凝固組織が微細化
され、その結果粗大なＭｎＳが形成されにくくなる。そ
のため、Ｓ含有量の影響が小さくなって比較的良好な耐
ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を備える。それでも、耐ＨＩＣ
性、耐ＳＳＣ性が必要な用途に使用する場合は、Ｓ量は
０．００６％未満にするのが好ましく、さらに望ましい
のは０．００５％未満である。
【００３４】ｓｏｌ．Ａｌ ｓｏｌ．Ａｌは、通常のＡｌキルド鋼においては脱酸の
ためにｓｏｌ．Ａｌの形で０．０３％程度含有させる
が、本発明ではＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を鋼中に
形成させる必要があるため、ｓｏｌ．Ａｌはより低い値
に制御しなければならない。しかし、０．０００２％未
満では、鋼中酸化物はＴｉ酸化物あるいはＴｉ−Ｓｉ−
Ｍｎ酸化物となってしまうため、有効な酸化物が鋼中に
形成されない。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．００１２％を
超える場合は、鋼中酸化物はＡｌ酸化物、あるいはＴｉ
−Ａｌ酸化物となって鋼中に分散しなくなる。好ましく
は０．００１％以下である。
ためにｓｏｌ．Ａｌの形で０．０３％程度含有させる
が、本発明ではＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を鋼中に
形成させる必要があるため、ｓｏｌ．Ａｌはより低い値
に制御しなければならない。しかし、０．０００２％未
満では、鋼中酸化物はＴｉ酸化物あるいはＴｉ−Ｓｉ−
Ｍｎ酸化物となってしまうため、有効な酸化物が鋼中に
形成されない。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．００１２％を
超える場合は、鋼中酸化物はＡｌ酸化物、あるいはＴｉ
−Ａｌ酸化物となって鋼中に分散しなくなる。好ましく
は０．００１％以下である。
【００３５】また、適正なＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を形
成させるためには、ｓｏｌ．Ａｌ量は、下記式（１）の
関係も満足しなければならない。これ以外の範囲では、
微細分散する適正な酸化物は得られない。
成させるためには、ｓｏｌ．Ａｌ量は、下記式（１）の
関係も満足しなければならない。これ以外の範囲では、
微細分散する適正な酸化物は得られない。
【００３６】 ０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ０．７＜１．８ ・・・・・・・（１） この酸化物の分散状況は、凝固時の冷却速度が遅いほど
低下する様相を示したが、０．２℃／分以上の冷却速度
で有れば、溶接ＨＡＺの靱性は良好であった。この冷却
速度は、連続鋳造で製造する場合には容易に得られる速
度である。
低下する様相を示したが、０．２℃／分以上の冷却速度
で有れば、溶接ＨＡＺの靱性は良好であった。この冷却
速度は、連続鋳造で製造する場合には容易に得られる速
度である。
【００３７】Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸
化物やＴｉ酸化物に比べて融点が低く、鋳造時にはＡ
ｌ、Ｔｉ、Ｍｎを含む液相の酸化物として溶鋼から分離
してくると考えている。一般に液相−液相界面は、液相
−固相界面よりも界面エネルギーが低いため、Ａｌ−Ｔ
ｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸化物やＴｉ酸化物に比
べて遙かに凝集しにくく微細分散し易い。Ａｌ−Ｔｉ−
Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの各酸化物以外
にＭｇ、ＣａやＳｉ等のような酸化物を微量含んでい
る。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物の融体は凝固して固
体となるが、その際にＴｉ2ＭＯ4やＡｌ2ＭｎＯ4（Gala
xite）にちかい組成を有する酸化物に分離する傾向があ
る。Ｔｉ Ｔｉは、主に脱酸元素として利用するが、Ａｌ，Ｔｉ，
Ｍｎからなる酸化物相を形成させる。この酸化物相を鋼
中に形成させるためには、鋼中のＴｉの総量は０．００
３％以上は必要であり、一方０．０２％を超えて含有さ
せた場合には、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるい
はＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小
入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失
われる。このため、Ｔｉ含有量は０．０２％未満でなく
てはならない。好ましくは０．０１７％である。
化物やＴｉ酸化物に比べて融点が低く、鋳造時にはＡ
ｌ、Ｔｉ、Ｍｎを含む液相の酸化物として溶鋼から分離
してくると考えている。一般に液相−液相界面は、液相
−固相界面よりも界面エネルギーが低いため、Ａｌ−Ｔ
ｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸化物やＴｉ酸化物に比
べて遙かに凝集しにくく微細分散し易い。Ａｌ−Ｔｉ−
Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの各酸化物以外
にＭｇ、ＣａやＳｉ等のような酸化物を微量含んでい
る。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物の融体は凝固して固
体となるが、その際にＴｉ2ＭＯ4やＡｌ2ＭｎＯ4（Gala
xite）にちかい組成を有する酸化物に分離する傾向があ
る。Ｔｉ Ｔｉは、主に脱酸元素として利用するが、Ａｌ，Ｔｉ，
Ｍｎからなる酸化物相を形成させる。この酸化物相を鋼
中に形成させるためには、鋼中のＴｉの総量は０．００
３％以上は必要であり、一方０．０２％を超えて含有さ
せた場合には、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるい
はＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小
入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失
われる。このため、Ｔｉ含有量は０．０２％未満でなく
てはならない。好ましくは０．０１７％である。
【００３８】Ｏ（酸素） 酸素は、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ複合酸化物を形成させるため
の重要な元素であり、、０．００２％未満ではＡｌ酸化
物やＴｉ酸化物が形成され、十分な量のＡｌ−Ｔｉ−Ｍ
ｎ系複合酸化物を形成させることができなくなる。一方
０．００５％を超えると清浄度が低下して靱性が劣化す
る。したがって、酸素含有量は０．００２〜０．００５
％とした。
の重要な元素であり、、０．００２％未満ではＡｌ酸化
物やＴｉ酸化物が形成され、十分な量のＡｌ−Ｔｉ−Ｍ
ｎ系複合酸化物を形成させることができなくなる。一方
０．００５％を超えると清浄度が低下して靱性が劣化す
る。したがって、酸素含有量は０．００２〜０．００５
％とした。
【００３９】Ｂ Ｂは、焼入れ性を向上させる元素で、含有させる場合
は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．００
２％％を超えると靱性の劣化をもたらす。
は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．００
２％％を超えると靱性の劣化をもたらす。
【００４０】Ｎ 鋼中のＮは、多量に存在する場合にはＨＡＺ靭性の悪化
原因となる。通常は、鋼にＴｉを添加してＴｉＮの形で
固定して無害化しているが、本発明においては、Ｔｉは
上限が厳しく制限されている上に、Ｔｉのほとんどの量
は酸化物の形成に消費されてしまい、ＴｉＮは殆ど形成
されない。そのため、Ｎは０．００７％以下でなければ
母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けることができ
ない。望ましくは、０．００６％以下である。
原因となる。通常は、鋼にＴｉを添加してＴｉＮの形で
固定して無害化しているが、本発明においては、Ｔｉは
上限が厳しく制限されている上に、Ｔｉのほとんどの量
は酸化物の形成に消費されてしまい、ＴｉＮは殆ど形成
されない。そのため、Ｎは０．００７％以下でなければ
母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けることができ
ない。望ましくは、０．００６％以下である。
【００４１】上記の元素以外に、必要により下記のよう
な他の元素を含有させることができる。代表的な元素を
以下に示すが、それらに限定されるものではない。
な他の元素を含有させることができる。代表的な元素を
以下に示すが、それらに限定されるものではない。
【００４２】Ｃｕ Ｃｕは、強度および耐食性をより向上させる場合に含有
させる。特に、ｐＨの高い環境では鋼中への水素侵入を
抑制して母材の耐ＨＩＣ性を向上させる作用を有する。
母材の耐ＨＩＣを向上させるためには、０．５％以下の
含有量で効果を得ることができる。一方、強度向上に利
用する場合、０．５％以下でも効果があるが、それ以上
含有させると焼入れ−焼戻し処理をおこなった場合にＣ
ｕ時効効果が得られ、一層強度が高まる。しかし、１．
５％を超えて含有させても、コスト上昇に見合った性能
の改善が見られない。
させる。特に、ｐＨの高い環境では鋼中への水素侵入を
抑制して母材の耐ＨＩＣ性を向上させる作用を有する。
母材の耐ＨＩＣを向上させるためには、０．５％以下の
含有量で効果を得ることができる。一方、強度向上に利
用する場合、０．５％以下でも効果があるが、それ以上
含有させると焼入れ−焼戻し処理をおこなった場合にＣ
ｕ時効効果が得られ、一層強度が高まる。しかし、１．
５％を超えて含有させても、コスト上昇に見合った性能
の改善が見られない。
【００４３】Ｎｉ Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靭
性を高める効果があるので、より優れた靭性を安定して
得る必要がある場合に含有させるのがよい。含有量を
０．０５％以上とすると焼入性向上効果も得られるの
で、０．０５％以上とすることが望ましい。特に、Ｃｕ
を添加する場合は圧延時のひび割れ（Ｃｕチェッキン
グ）を防止するために、０．１％以上のＮｉを含有させ
る必要がある。しかし、４％を超えると合金コストの上
昇に見合った特性の向上が得られないので、上限は４％
とするのがよい。
性を高める効果があるので、より優れた靭性を安定して
得る必要がある場合に含有させるのがよい。含有量を
０．０５％以上とすると焼入性向上効果も得られるの
で、０．０５％以上とすることが望ましい。特に、Ｃｕ
を添加する場合は圧延時のひび割れ（Ｃｕチェッキン
グ）を防止するために、０．１％以上のＮｉを含有させ
る必要がある。しかし、４％を超えると合金コストの上
昇に見合った特性の向上が得られないので、上限は４％
とするのがよい。
【００４４】Ｃｒ Ｃｒは、耐炭酸ガス腐食性を高め、また焼入性を高める
のに有用である。Ｃｒのこの様な効果を積極的に利用し
ようとする場合、０．２％以上の含有量とするのがよ
い。しかし、２％を超えて含有させると、他の成分条件
を満足させても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなる他、
耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。望ましくは、
１．５％以下である。
のに有用である。Ｃｒのこの様な効果を積極的に利用し
ようとする場合、０．２％以上の含有量とするのがよ
い。しかし、２％を超えて含有させると、他の成分条件
を満足させても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなる他、
耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。望ましくは、
１．５％以下である。
【００４５】Ｎｂ Ｎｂは、細粒化と炭化物析出により母材の強度および靱
性を向上させる。また、細粒化によって母材の耐ＳＳＣ
性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が０．
００２％未満では前記効果が得られない。一方、０．１
％を超えると母材の性能向上効果が飽和する一方でＨＡ
Ｚの靱性を著しく損なう。
性を向上させる。また、細粒化によって母材の耐ＳＳＣ
性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が０．
００２％未満では前記効果が得られない。一方、０．１
％を超えると母材の性能向上効果が飽和する一方でＨＡ
Ｚの靱性を著しく損なう。
【００４６】Ｖ Ｖは、主に焼戻し時の炭窒化物析出により母材の強度を
向上させる。しかし、その含有量が０．００２％未満前
記効果が得られない。一方０．１５％を超えると母材の
性能向上効果が飽和し、靱性劣化を招く。
向上させる。しかし、その含有量が０．００２％未満前
記効果が得られない。一方０．１５％を超えると母材の
性能向上効果が飽和し、靱性劣化を招く。
【００４７】Ｍｏ Ｍｏは、母材の強度と靱性を向上させる効果がある。し
かし、含有量が０．０３％未満では前記効果が得られな
く、また０．５％を超えると特にＨＡＺの硬度が高まり
靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。
かし、含有量が０．０３％未満では前記効果が得られな
く、また０．５％を超えると特にＨＡＺの硬度が高まり
靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。
【００４８】次に、製造方法について説明する。
【００４９】上記の化学組成を有する鋼を連続鋳造設備
にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のう
ちの一方、または双方の操作を加えて鋳造するのがよ
く、ＨＡＺに一層優れた耐ＳＳＣ性を、また母材に耐Ｈ
ＩＣ性および耐ＳＳＣ性を付与することができる。
にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のう
ちの一方、または双方の操作を加えて鋳造するのがよ
く、ＨＡＺに一層優れた耐ＳＳＣ性を、また母材に耐Ｈ
ＩＣ性および耐ＳＳＣ性を付与することができる。
【００５０】（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジ
ングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング部に圧
下ロールによりバルジング量相当の圧下を加える。
ングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング部に圧
下ロールによりバルジング量相当の圧下を加える。
【００５１】（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部
を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
【００５２】このような操作をおこなうのは、鋳片の最
終凝固部となる鋳片厚さ方向の中心部にＭｎ、Ｓおよび
Ｐなどが偏析するのを防止するためである。偏析が生じ
ると偏析部分において靱性の低下や耐食性の劣化が生じ
やすい。
終凝固部となる鋳片厚さ方向の中心部にＭｎ、Ｓおよび
Ｐなどが偏析するのを防止するためである。偏析が生じ
ると偏析部分において靱性の低下や耐食性の劣化が生じ
やすい。
【００５３】鋳片にバルジングを起こさせるためには、
鋳型の下流側に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向
の間隔を、下流側に段階的に増加させるのがよい。ま
た、バルジングを発生させる位置は、鋳片中心部の固相
率が０．１以下の位置が好ましい。バルジング量は、鋳
片の厚さが２００〜３００ｍｍ程度の場合、鋳片の厚さ
（鋳型短辺の長さ）より２０〜１００ｍｍ厚くする量と
するのが適当である。
鋳型の下流側に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向
の間隔を、下流側に段階的に増加させるのがよい。ま
た、バルジングを発生させる位置は、鋳片中心部の固相
率が０．１以下の位置が好ましい。バルジング量は、鋳
片の厚さが２００〜３００ｍｍ程度の場合、鋳片の厚さ
（鋳型短辺の長さ）より２０〜１００ｍｍ厚くする量と
するのが適当である。
【００５４】バルジング量相当の圧下は、偏析部分を分
散させるためで鋳片中心部の固相率が０．８未満となる
凝固完了点の少し前の位置でおこなうのが好ましい。
散させるためで鋳片中心部の固相率が０．８未満となる
凝固完了点の少し前の位置でおこなうのが好ましい。
【００５５】ここで、固相率とは、液相と固相からなる
未凝固部における固相の比率（体積比率）を意味する。
この固相率は、鋳片厚さ方向の一次元非定常伝熱解析に
より求めることができる。溶鋼の凝固中は潜熱が放出さ
れるので、固液共存域における潜熱の放出比率から固相
率を求めることができる。
未凝固部における固相の比率（体積比率）を意味する。
この固相率は、鋳片厚さ方向の一次元非定常伝熱解析に
より求めることができる。溶鋼の凝固中は潜熱が放出さ
れるので、固液共存域における潜熱の放出比率から固相
率を求めることができる。
【００５６】上記（ａ）の他に、一般に使用されている
電磁撹拌装置を用いて、鋳片内の未凝固溶鋼に対して撹
拌を加え偏析元素を分散させることも有効である。この
撹拌は、固相率０．０５〜０．７の範囲の領域でおこな
うと効果的である。
電磁撹拌装置を用いて、鋳片内の未凝固溶鋼に対して撹
拌を加え偏析元素を分散させることも有効である。この
撹拌は、固相率０．０５〜０．７の範囲の領域でおこな
うと効果的である。
【００５７】
【実施例】表１に示す１８種の化学組成の鋼を溶製し、
連続鋳造設備による鋳片または真空溶解炉による１５０
ｋｇインゴットとした。鋳片の寸法は、厚さ２００ｍ
ｍ、長さ２０００ｍｍで、インゴットは真空溶解炉で溶
解して１５０ｋｇインゴットとした。連続鋳造では、表
２に示すように、鋳型から引き抜かれた後鋳片内部が凝
固する前に鋳片をバルジングさせて圧下および／または
電磁撹拌をおこなった。バルジングさせた場合の圧下は
一対のロールによりおこなった。
連続鋳造設備による鋳片または真空溶解炉による１５０
ｋｇインゴットとした。鋳片の寸法は、厚さ２００ｍ
ｍ、長さ２０００ｍｍで、インゴットは真空溶解炉で溶
解して１５０ｋｇインゴットとした。連続鋳造では、表
２に示すように、鋳型から引き抜かれた後鋳片内部が凝
固する前に鋳片をバルジングさせて圧下および／または
電磁撹拌をおこなった。バルジングさせた場合の圧下は
一対のロールによりおこなった。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】次に、インゴットは鍛造してスラブとし、
鋳片と共に１１００℃に加熱した後、表３に示す条件で
熱間圧延と熱処理を施して鋼板とした。溶接前の特性を
調べるため、得られた鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１号引
張試験片、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定のＶノッチシャル
ピー衝撃試験片および腐食試験片を製作した。腐食試験
は、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性および耐炭酸ガス腐食性を
調べるため下記の方法でおこなった。
鋳片と共に１１００℃に加熱した後、表３に示す条件で
熱間圧延と熱処理を施して鋼板とした。溶接前の特性を
調べるため、得られた鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１号引
張試験片、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定のＶノッチシャル
ピー衝撃試験片および腐食試験片を製作した。腐食試験
は、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性および耐炭酸ガス腐食性を
調べるため下記の方法でおこなった。
【００６１】
【表３】
【００６２】 耐ＨＩＣ性 米国の規格「ＮＡＣＥ ＴＭ−０２８４ METOD A」に規
定されている方法で評価した。すなわち、ＮＡＣＥ浴
（０．５％酢酸＋５％食塩水，２５℃，１気圧Ｈ２Ｓ飽
和）に９６時間浸漬したときの割れ面積率（ＣＡＲ）を
測定した。評価は、「ＣＡＲ≦２％」のものが耐ＨＩＣ
性に優れるとして○、２％を超えるものは耐ＨＩＣ性に
劣るとして×印で示した。
定されている方法で評価した。すなわち、ＮＡＣＥ浴
（０．５％酢酸＋５％食塩水，２５℃，１気圧Ｈ２Ｓ飽
和）に９６時間浸漬したときの割れ面積率（ＣＡＲ）を
測定した。評価は、「ＣＡＲ≦２％」のものが耐ＨＩＣ
性に優れるとして○、２％を超えるものは耐ＨＩＣ性に
劣るとして×印で示した。
【００６３】ＨＩＣ試験片の寸法は、厚さ：表３に記載
の鋼板厚さ、幅：２０ｍｍ、長さ：１００ｍｍとし、各
鋼板毎に３枚採取した。これの試験片を浸漬試験に供し
た後、超音波探傷法で断面のＨＩＣ面積（ＣＲＡ）を下
記式で求め、３枚の平均値で評価した。
の鋼板厚さ、幅：２０ｍｍ、長さ：１００ｍｍとし、各
鋼板毎に３枚採取した。これの試験片を浸漬試験に供し
た後、超音波探傷法で断面のＨＩＣ面積（ＣＲＡ）を下
記式で求め、３枚の平均値で評価した。
【００６４】ＣＡＲ（％）＝１００×｛ＨＩＣ面積／
（試験片幅×試験片長）｝ なお、ＣＡＲは、ＣＬＲ（幅方向の割れ長さ）のほぼ３
分の１に対応していることが経験的に知られており、
「ＣＡＲ≦２％」は「ＣＬＲ≦５％」に対応する。
（試験片幅×試験片長）｝ なお、ＣＡＲは、ＣＬＲ（幅方向の割れ長さ）のほぼ３
分の１に対応していることが経験的に知られており、
「ＣＡＲ≦２％」は「ＣＬＲ≦５％」に対応する。
【００６５】図２は、鋼板７から、耐ＨＩＣ性を調べる
ための腐食試験片を採取した位置を示す図である。
ための腐食試験片を採取した位置を示す図である。
【００６６】図３は、腐食試験後の試験片の縦断面図
で、斜線部は水素誘起割れした部分を示す。
で、斜線部は水素誘起割れした部分を示す。
【００６７】 耐ＳＳＣ 米国の規格「ＮＡＣＥ ＴＭ−０１７７ METHOD A」に
規定されている方法で評価した。すなわち、、鋼板の板
厚中心部から平行部が６．３５ｍｍ×２５．４ｍｍの丸
棒試験片を採取した後、これにＮＡＣＥ浴中で８０％Ｓ
ＭＹＳ（規格最小ＹＳ）の引張り応力を付与し、７２０
時間が経過するまでの間に破断が生ずるか否かを調べ
た。そして破断しなかったものを耐ＳＳＣ性に優れると
して○印で、破断したものについては、耐ＳＳＣ性が劣
るとして×印で表示した。
規定されている方法で評価した。すなわち、、鋼板の板
厚中心部から平行部が６．３５ｍｍ×２５．４ｍｍの丸
棒試験片を採取した後、これにＮＡＣＥ浴中で８０％Ｓ
ＭＹＳ（規格最小ＹＳ）の引張り応力を付与し、７２０
時間が経過するまでの間に破断が生ずるか否かを調べ
た。そして破断しなかったものを耐ＳＳＣ性に優れると
して○印で、破断したものについては、耐ＳＳＣ性が劣
るとして×印で表示した。
【００６８】 耐炭酸ガス腐食性 耐炭酸ガス腐食性については、各鋼板から切り出した試
験片を、１気圧の炭酸ガスを飽和させた５０℃の人工海
水中に９６時間浸漬し、その際の腐食減量から計算した
腐食速度にて評価した。
験片を、１気圧の炭酸ガスを飽和させた５０℃の人工海
水中に９６時間浸漬し、その際の腐食減量から計算した
腐食速度にて評価した。
【００６９】これらの試験結果を併せて表３に示す。
【００７０】鋼番号１〜９は、本発明例の鋼である。鋼
番号１０〜１８の鋼は、１〜９の鋼に対応する比較例で
あり、主要な強化元素の含有量は同一であるが、Ａｌ、
ＴｉおよびＯ（酸素）の含有量が異なっており、本発明
で規定する範囲外になっている。
番号１０〜１８の鋼は、１〜９の鋼に対応する比較例で
あり、主要な強化元素の含有量は同一であるが、Ａｌ、
ＴｉおよびＯ（酸素）の含有量が異なっており、本発明
で規定する範囲外になっている。
【００７１】表３から明らかなように、本発明例の場合
は靱性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性ともに良好である
が、比較例１０ａ〜１２ａおよび１６ａは耐ＨＩＣ性お
よび耐ＳＳＣ性の一方または双方とも好ましくない。比
較例の１３ａ〜１５ａおよび１７ａ、１８ａは、母材と
しての特性は良好であるが、後述するＨＡＺの特性が好
ましくない。
は靱性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性ともに良好である
が、比較例１０ａ〜１２ａおよび１６ａは耐ＨＩＣ性お
よび耐ＳＳＣ性の一方または双方とも好ましくない。比
較例の１３ａ〜１５ａおよび１７ａ、１８ａは、母材と
しての特性は良好であるが、後述するＨＡＺの特性が好
ましくない。
【００７２】鋼板番号３ａおよび７ａ、８ａおよび９ａ
は、本発明の方法により製造されたものである。これに
対して、鋼板番号４ａ、５ａおよび６ａは１５０ｋｇイ
ンゴットから鋼板にしたものであり、インゴットのサイ
ズが比較的小さくＭｎ、Ｓのの偏析が小さいため母材特
性は良好である。
は、本発明の方法により製造されたものである。これに
対して、鋼板番号４ａ、５ａおよび６ａは１５０ｋｇイ
ンゴットから鋼板にしたものであり、インゴットのサイ
ズが比較的小さくＭｎ、Ｓのの偏析が小さいため母材特
性は良好である。
【００７３】Ｃｒを含有している鋼板２ａおよび６ａ
は、表３に示すように耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性に加え
て、耐炭酸ガス腐食性も良好である。これに対し、Ｃｒ
を含まない鋼板１ａ、９ａは、腐食速度が速く耐炭酸ガ
ス腐食性が好ましくない。
は、表３に示すように耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性に加え
て、耐炭酸ガス腐食性も良好である。これに対し、Ｃｒ
を含まない鋼板１ａ、９ａは、腐食速度が速く耐炭酸ガ
ス腐食性が好ましくない。
【００７４】次いで、溶接後のＨＡＺの特性を調べるた
め、各鋼板から溶接用の縦：４００ｍｍ、横：３００ｍ
ｍの試験片を切り出し、突き合わせ溶接をおこなった。
め、各鋼板から溶接用の縦：４００ｍｍ、横：３００ｍ
ｍの試験片を切り出し、突き合わせ溶接をおこなった。
【００７５】溶接方法は、レーザー溶接、電子ビーム溶
接およびＳＡＷの３種類の方法とした。
接およびＳＡＷの３種類の方法とした。
【００７６】ＳＡＷにおいては、ルートギャップ１〜２
mmのＶ開先に対して、２０kJ/cmにて多層溶接をおこな
った。
mmのＶ開先に対して、２０kJ/cmにて多層溶接をおこな
った。
【００７７】レーザー溶接は、出力１０ｋＷの炭酸ガス
レーザーを用い、大気圧Ａｒガスシールド雰囲気で、ル
ートギャップ無しのＩ開先にて実施した。
レーザーを用い、大気圧Ａｒガスシールド雰囲気で、ル
ートギャップ無しのＩ開先にて実施した。
【００７８】電子ビーム溶接は、真空チャンバー内で、
電圧１５０kV、電流１５０mA、振幅０．８mmにて、ルー
トギャップ無しのＩ開先に対して、速度２０cm/min〜８
０cm/minで溶接した。このレーザー溶接や電子ビーム溶
接の溶接入熱は、２０kJ/cmか、あるいはそれよりも小
さな入熱に相当する。
電圧１５０kV、電流１５０mA、振幅０．８mmにて、ルー
トギャップ無しのＩ開先に対して、速度２０cm/min〜８
０cm/minで溶接した。このレーザー溶接や電子ビーム溶
接の溶接入熱は、２０kJ/cmか、あるいはそれよりも小
さな入熱に相当する。
【００７９】また、板厚が３２ｔ以上の鋼板について
は、Ｘ開先にて、内外面一層ＳＡＷの大入熱溶接も実施
して、大入熱ＨＡＺ特性を調査した。
は、Ｘ開先にて、内外面一層ＳＡＷの大入熱溶接も実施
して、大入熱ＨＡＺ特性を調査した。
【００８０】溶接後、各鋼板のＨＡＺを含む位置から硬
度測定試験片、シャルピー衝撃試験片、引張試験片およ
び腐食試験片をそれぞれ切り出し、ＨＡＺの最高硬さ、
ＨＡＺ靱性、溶接部（溶接金属部およびＨＡＺをいう）
の引張り強さおよび溶接部の耐ＳＳＣ性を求めた。
度測定試験片、シャルピー衝撃試験片、引張試験片およ
び腐食試験片をそれぞれ切り出し、ＨＡＺの最高硬さ、
ＨＡＺ靱性、溶接部（溶接金属部およびＨＡＺをいう）
の引張り強さおよび溶接部の耐ＳＳＣ性を求めた。
【００８１】溶接熱影響部の最高硬さは、ビッカース１
０ｋｇｆにて測定した。
０ｋｇｆにて測定した。
【００８２】図１は、突き合わせ溶接した鋼板からシャ
ルピー衝撃試験片および引張試験片を採取した位置を示
す図で、図１（ａ）はサブマージアーク溶接した鋼板の
場合、図１（ｂ）は電子ビーム溶接およびレーザ溶接し
た場合の図である。
ルピー衝撃試験片および引張試験片を採取した位置を示
す図で、図１（ａ）はサブマージアーク溶接した鋼板の
場合、図１（ｂ）は電子ビーム溶接およびレーザ溶接し
た場合の図である。
【００８３】図１（ａ）および図１（ｂ）に示すよう
に、シャルピー衝撃試験片１は、溶接した鋼板２の溶接
金属５とＨＡＺ６の境界であるボンド部にＶノッチ４が
くるように採取した。試験片は、ＪＩＳＺ２２０２ Ｖ
ノッチ衝撃試験片とした。ただし、母材厚さが１０ｍｍ
に満たない鋼材については、５ｍｍ厚のハーフサイズ試
験片で代用した。
に、シャルピー衝撃試験片１は、溶接した鋼板２の溶接
金属５とＨＡＺ６の境界であるボンド部にＶノッチ４が
くるように採取した。試験片は、ＪＩＳＺ２２０２ Ｖ
ノッチ衝撃試験片とした。ただし、母材厚さが１０ｍｍ
に満たない鋼材については、５ｍｍ厚のハーフサイズ試
験片で代用した。
【００８４】また、引張試験片は、図１（ａ）および図
１（ｂ）に示すように、引張試験片３の平行部の中央に
溶接金属がくるように採取した。
１（ｂ）に示すように、引張試験片３の平行部の中央に
溶接金属がくるように採取した。
【００８５】溶接部の耐食性については、図１で示した
引張り試験片を採取した同等の位置である板厚中心部か
ら溶接金属が中心に位置するようにＳＳＣ試験片を切り
出し、母材の場合と同様の試験をおこなってＳＳＣ性を
評価した。
引張り試験片を採取した同等の位置である板厚中心部か
ら溶接金属が中心に位置するようにＳＳＣ試験片を切り
出し、母材の場合と同様の試験をおこなってＳＳＣ性を
評価した。
【００８６】なお、各試験方法は前記の方法と同じ方法
でおこなった。これらの小入熱溶接した場合の試験結果
を表４に示す。
でおこなった。これらの小入熱溶接した場合の試験結果
を表４に示す。
【００８７】
【表４】
【００８８】鋼板１a〜９aは、本発明例の鋼板である
が、いずれの溶接方法にて溶接した場合でも優れたＨＡ
Ｚ靱性を示す。これに対し、比較例の１０a〜１８aの鋼
板のＨＡＺ靱性は、軒並み好ましくない。
が、いずれの溶接方法にて溶接した場合でも優れたＨＡ
Ｚ靱性を示す。これに対し、比較例の１０a〜１８aの鋼
板のＨＡＺ靱性は、軒並み好ましくない。
【００８９】また、本発明例の鋼板では、耐ＳＳＣも良
好であるが、比較例ではＳを低減した１３ａ〜１５ａの
鋼板で良好な結果が得られているものの、他の比較例の
鋼板では、ＨＡＺ硬さが高いことなどが影響して、耐Ｓ
ＳＣも劣悪となっている。１１ａも比較的Ｓは低いが、
ＨＡＺ硬さが高いため、耐ＳＳＣ性好ましくない。
好であるが、比較例ではＳを低減した１３ａ〜１５ａの
鋼板で良好な結果が得られているものの、他の比較例の
鋼板では、ＨＡＺ硬さが高いことなどが影響して、耐Ｓ
ＳＣも劣悪となっている。１１ａも比較的Ｓは低いが、
ＨＡＺ硬さが高いため、耐ＳＳＣ性好ましくない。
【００９０】表５に、溶接入熱90kJ/cm以上の大入熱Ｓ
ＡＷにて溶接した場合の、ＨＡＺ特性を示す。
ＡＷにて溶接した場合の、ＨＡＺ特性を示す。
【００９１】
【表５】
【００９２】表５から明らかなように、本発明例の鋼板
は入熱90kJ/cmという過酷な溶接条件に対しても、優れ
たＨＡＺ靱性を示しているのに対して、ｓｏｌ．Ａｌ，
Ｔｉおよび式（１）の値が異なる比較例においては、何
れもＨＡＺ靱性が著しく劣っている。
は入熱90kJ/cmという過酷な溶接条件に対しても、優れ
たＨＡＺ靱性を示しているのに対して、ｓｏｌ．Ａｌ，
Ｔｉおよび式（１）の値が異なる比較例においては、何
れもＨＡＺ靱性が著しく劣っている。
【００９３】
【発明の効果】接熱影響部の靱性に優れており、また本
発明の製造方法で製造した鋼材は、耐硫化物応力腐食割
れ性に優れており、溶接施工に対する制限を大きく緩和
し、腐食環境を含む多様な環境下で使用に耐える安全な
溶接構造物を構築することができる。
発明の製造方法で製造した鋼材は、耐硫化物応力腐食割
れ性に優れており、溶接施工に対する制限を大きく緩和
し、腐食環境を含む多様な環境下で使用に耐える安全な
溶接構造物を構築することができる。
【図１】突き合わせ溶接した鋼板から引張り試験片等を
採取した位置を示す図である。
採取した位置を示す図である。
【図２】鋼板から腐食試験片を採取した位置を示す図で
ある。
ある。
【図３】水素誘起割れ状態を示す試験片の断面図であ
る。
る。
１ シャルピー衝撃試験片採取位置 ２ 鋼板 ３ 引張試験片採取位置 ５ 溶接金属 ６ 溶接熱影響部（ＨＡＳ） ７ 腐食試験片（耐ＨＩＣ性調査用）
【手続補正書】
【提出日】平成１１年６月２３日（１９９９．６．２
３）
３）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正内容】
【書類名】明細書
【発明の名称】溶接熱影響部特性に優れた鋼材およびそ
の製造方法
の製造方法
【特許請求の範囲】
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接入熱２００ｋ
Ｊ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、溶接入熱４０ｋＪ／ｃ
ｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件におけるサブマ
ージアーク溶接、電子ビーム溶接およびレーザ溶接等に
より溶接した鋼材の溶接熱影響部の特性に優れた鋼材に
関する。なお、本発明では溶接熱影響部の特性とは、溶
接熱影響部の靱性、および耐食性をいい、耐食性は耐硫
化物応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣと記す）をいう。
Ｊ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、溶接入熱４０ｋＪ／ｃ
ｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件におけるサブマ
ージアーク溶接、電子ビーム溶接およびレーザ溶接等に
より溶接した鋼材の溶接熱影響部の特性に優れた鋼材に
関する。なお、本発明では溶接熱影響部の特性とは、溶
接熱影響部の靱性、および耐食性をいい、耐食性は耐硫
化物応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣと記す）をいう。
【０００２】
【従来の技術】一般に鋼材を溶接すると、溶接金属に接
する溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）では、結晶粒
が粗大化して靱性が劣化することが知られている。特に
溶接金属と母材の境界部分（以下、ボンド部と記す）
は、組織の粗大化が最も著しく靱性が最も低下する。
する溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）では、結晶粒
が粗大化して靱性が劣化することが知られている。特に
溶接金属と母材の境界部分（以下、ボンド部と記す）
は、組織の粗大化が最も著しく靱性が最も低下する。
【０００３】また、鋼材は大入熱溶接を施される一方
で、しばしば小入熱溶接も実施される。小入熱溶接の場
合は、鋼材の成分、板厚および予熱条件等によっては溶
接後の溶接部の冷却速度が大きくなり、焼入れ状態にな
ってＨＡＺは著しく硬化してしまう。ＨＡＺの硬化は、
溶接部の低温割れや耐食性（耐ＳＳＣ性）の低下を招く
のみでなく靱性も劣化させる。
で、しばしば小入熱溶接も実施される。小入熱溶接の場
合は、鋼材の成分、板厚および予熱条件等によっては溶
接後の溶接部の冷却速度が大きくなり、焼入れ状態にな
ってＨＡＺは著しく硬化してしまう。ＨＡＺの硬化は、
溶接部の低温割れや耐食性（耐ＳＳＣ性）の低下を招く
のみでなく靱性も劣化させる。
【０００４】電子ビーム溶接、レーザー溶接などの、指
向性高エネルギービームによる溶接ではこの傾向が特に
顕著であるが、サブマージドアーク溶接でも、小入熱溶
接ではＨＡＺ硬化は避けられない。
向性高エネルギービームによる溶接ではこの傾向が特に
顕著であるが、サブマージドアーク溶接でも、小入熱溶
接ではＨＡＺ硬化は避けられない。
【０００５】このようなＨＡＺの硬化による溶接低温割
れを管理する指標として、Pcm がある。このPcm と鋼板
の板厚ｔおよび溶接金属中の水素量Ｈできまる溶接低温
割れ感受性指数 Pc値（Pc＝Pcm＋Ｈ／６０＋ｔ／６０
０）を制限することで、溶接部の低温割れを回避するこ
とができることは知られている。しかし、このPc値を制
限する方法は、合金成分の含有量を削減することにより
ＨＡＺ硬度を減じる方法であり、成分設計に対して強い
制限を与えるため、必ずしも満足できる方法ではない。
れを管理する指標として、Pcm がある。このPcm と鋼板
の板厚ｔおよび溶接金属中の水素量Ｈできまる溶接低温
割れ感受性指数 Pc値（Pc＝Pcm＋Ｈ／６０＋ｔ／６０
０）を制限することで、溶接部の低温割れを回避するこ
とができることは知られている。しかし、このPc値を制
限する方法は、合金成分の含有量を削減することにより
ＨＡＺ硬度を減じる方法であり、成分設計に対して強い
制限を与えるため、必ずしも満足できる方法ではない。
【０００６】特開平１０−８８２７６号公報には、溶接
熱影響部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼が開示されて
いる。この高張力鋼は、希土類元素，Ｖ，Ｎ，Ｏおよび
Ｂの規制によって、小入熱から大入熱溶接に至るまで、
ＨＡＺにおけるγ粒の成長抑制とγ粒内核生成による組
織微細化を図ったことを特徴としている。このγ粒の成
長抑制およびγ粒内核生成サイトの導入のどちらも焼き
入れ性を下げる効果があるため、同公報には記載されて
いないものの、ＨＡＺ硬化の抑制も期待できる。しか
し、この方法は高価な希土類元素を使用しなければなら
ず、鋼材のコスト面では必ずしも好ましい方法ではな
い。
熱影響部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼が開示されて
いる。この高張力鋼は、希土類元素，Ｖ，Ｎ，Ｏおよび
Ｂの規制によって、小入熱から大入熱溶接に至るまで、
ＨＡＺにおけるγ粒の成長抑制とγ粒内核生成による組
織微細化を図ったことを特徴としている。このγ粒の成
長抑制およびγ粒内核生成サイトの導入のどちらも焼き
入れ性を下げる効果があるため、同公報には記載されて
いないものの、ＨＡＺ硬化の抑制も期待できる。しか
し、この方法は高価な希土類元素を使用しなければなら
ず、鋼材のコスト面では必ずしも好ましい方法ではな
い。
【０００７】特公平４−２８４７４号公報には、溶接金
属の靱性に優れた低合金高張力鋼の溶接方法が開示され
ている。この方法は、鋼板にＴｉ酸化物を均一に分散さ
せておくことで、電子ビーム溶接時に溶接金属をTi酸化
物の働きで微細な針状フェライト組織にして、靱性を改
善することを特徴としている。
属の靱性に優れた低合金高張力鋼の溶接方法が開示され
ている。この方法は、鋼板にＴｉ酸化物を均一に分散さ
せておくことで、電子ビーム溶接時に溶接金属をTi酸化
物の働きで微細な針状フェライト組織にして、靱性を改
善することを特徴としている。
【０００８】この方法によれば、溶接金属の組織は微細
化され高靱化される。しかし、ＨＡＺには効果がない。
小入熱溶接のＨＡＺの組織の微細化には、大入熱溶接に
比べて多数の酸化物粒子が分散している必要があり、Ti
酸化物では小入熱溶接の熱影響部を微細化するに足るだ
けの十分な分散密度が確保できない。
化され高靱化される。しかし、ＨＡＺには効果がない。
小入熱溶接のＨＡＺの組織の微細化には、大入熱溶接に
比べて多数の酸化物粒子が分散している必要があり、Ti
酸化物では小入熱溶接の熱影響部を微細化するに足るだ
けの十分な分散密度が確保できない。
【０００９】また、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を鋼板に付
与するためには、Ｓを低減して粗大なＭｎＳ系介在物の
生成を防止する必要があるが、脱硫処理をおこないつつ
Ｔｉ酸化物の微細分散を図ることは著しく困難である。
脱硫元素は脱酸反応も起こし、一般にＳよりもＯの方が
反応性が高いため、脱硫処理はより強い脱酸処理とな
り、酸化物としての安定度が低いＴｉ系酸化物は、還元
されて鋼中から失われてしまう。
与するためには、Ｓを低減して粗大なＭｎＳ系介在物の
生成を防止する必要があるが、脱硫処理をおこないつつ
Ｔｉ酸化物の微細分散を図ることは著しく困難である。
脱硫元素は脱酸反応も起こし、一般にＳよりもＯの方が
反応性が高いため、脱硫処理はより強い脱酸処理とな
り、酸化物としての安定度が低いＴｉ系酸化物は、還元
されて鋼中から失われてしまう。
【００１０】耐炭酸ガス腐食性向上のためには、Ｃｒ添
加が有効なことが知られている（特開平４−３４１５４
０号公報）。しかし、Ｃｒの添加は、不可避的にPcm値
を高め、小入熱溶接部における硬度を過度に高めてしま
う。
加が有効なことが知られている（特開平４−３４１５４
０号公報）。しかし、Ｃｒの添加は、不可避的にPcm値
を高め、小入熱溶接部における硬度を過度に高めてしま
う。
【００１１】生産が容易で、大入熱から小入熱に至る入
熱条件で溶接した熱影響部で過度の硬化が起らず、ＨＡ
Ｚの靱性および耐食性が優れた鋼材の開発が望まれてい
る。
熱条件で溶接した熱影響部で過度の硬化が起らず、ＨＡ
Ｚの靱性および耐食性が優れた鋼材の開発が望まれてい
る。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】本発明の課題は、溶接
入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、４０ｋＪ
／ｃｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件の溶接にお
いて、特に電子ビーム溶接やレーザ溶接などの指向性高
エネルギービームによる溶接であっても、溶接熱影響部
の硬化が小さく良好な靱性を有し、かつ耐硫化物応力腐
食割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と記す）に優れた鋼材を提
供することである。
入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、４０ｋＪ
／ｃｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件の溶接にお
いて、特に電子ビーム溶接やレーザ溶接などの指向性高
エネルギービームによる溶接であっても、溶接熱影響部
の硬化が小さく良好な靱性を有し、かつ耐硫化物応力腐
食割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と記す）に優れた鋼材を提
供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は以下の通
りである。
りである。
【００１４】（１）重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１
８％ 、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａ
ｌ：０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３
〜０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５
％、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００７％以下を含
有し、下記式（１）を満足していることを特徴とする溶
接熱影響部特性に優れた鋼材。
８％ 、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａ
ｌ：０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３
〜０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５
％、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００７％以下を含
有し、下記式（１）を満足していることを特徴とする溶
接熱影響部特性に優れた鋼材。
【００１５】 ０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ 0.7＜１．８ ・・・・・・・（１） （２）上記（１）記載の化学組成を有する鋳片を連続鋳
造法にて鋳造するに際して、下記、（ａ）および（ｂ）
のうちの一方、または双方の操作を加えて鋳造し、しか
る後に熱間圧延することを特徴とする溶接熱影響部特性
に優れた鋼材の製造方法。
造法にて鋳造するに際して、下記、（ａ）および（ｂ）
のうちの一方、または双方の操作を加えて鋳造し、しか
る後に熱間圧延することを特徴とする溶接熱影響部特性
に優れた鋼材の製造方法。
【００１６】（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジ
ングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当
の圧下を加える。
ングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当
の圧下を加える。
【００１７】（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部
を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
【００１８】本発明者らは、小入熱から大入熱で溶接し
た熱影響部が靱性や耐食性に優れた鋼材を開発するた
め、実験室および実製造ラインにて様々な試験をおこな
った結果、以下のような知見を得て本発明を完成するに
至った。
た熱影響部が靱性や耐食性に優れた鋼材を開発するた
め、実験室および実製造ラインにて様々な試験をおこな
った結果、以下のような知見を得て本発明を完成するに
至った。
【００１９】１）Ｔｉ脱酸にて鋼を溶製した鋼は、大入
熱溶接をおこなった場合、ＨＡＺ部でγ粒内フェライト
析出による組織微細化が起こるが、小入熱のＳＡＷや電
子ビーム溶接、レーザー溶接の場合のＨＡＺでは、その
ような効果は観察されない。これは、小入熱溶接ＨＡＺ
でγ粒内フェライトを析出させるためには、大入熱溶接
の場合に比して、高い分散粒子密度が必要で、Ti酸化物
では十分な分散密度が確保できないためである。
熱溶接をおこなった場合、ＨＡＺ部でγ粒内フェライト
析出による組織微細化が起こるが、小入熱のＳＡＷや電
子ビーム溶接、レーザー溶接の場合のＨＡＺでは、その
ような効果は観察されない。これは、小入熱溶接ＨＡＺ
でγ粒内フェライトを析出させるためには、大入熱溶接
の場合に比して、高い分散粒子密度が必要で、Ti酸化物
では十分な分散密度が確保できないためである。
【００２０】２）スラグ組成やＡｌの添加量を調整し
て、凝固後のｓｏｌ．Ａｌ量が０．０００２〜０．００
１２％となるように制御した場合、小入熱溶接したＨＡ
Ｚにおいても粒内核生成組織が観察された。この効果に
より、小入熱溶接したＨＡＺの靱性が向上するだけでな
く、ＨＡＺの硬さも低減された。また、小入熱ＨＡＺで
良好な特性が得られた場合、大入熱溶接ＨＡＺでも良好
な特性が得られた。ただし、sol.Al量の制限だけでは、
安定して好ましい特性の鋼材を得ることはできない。
て、凝固後のｓｏｌ．Ａｌ量が０．０００２〜０．００
１２％となるように制御した場合、小入熱溶接したＨＡ
Ｚにおいても粒内核生成組織が観察された。この効果に
より、小入熱溶接したＨＡＺの靱性が向上するだけでな
く、ＨＡＺの硬さも低減された。また、小入熱ＨＡＺで
良好な特性が得られた場合、大入熱溶接ＨＡＺでも良好
な特性が得られた。ただし、sol.Al量の制限だけでは、
安定して好ましい特性の鋼材を得ることはできない。
【００２１】３）ｓｏｌ．Ａｌの高精度制御に加えて、
鋼材中の全酸素量Ｏと、ｓｏｌ．Ａｌとの関係を下記の
範囲に収めることで、安定して小入熱ＨＡＺ特性を確保
することができる。
鋼材中の全酸素量Ｏと、ｓｏｌ．Ａｌとの関係を下記の
範囲に収めることで、安定して小入熱ＨＡＺ特性を確保
することができる。
【００２２】０．３＜Ｏ／ｓｏｌ．Ａｌ 0.7＜１．８ ４）Ａｌ、ＴｉおよびＭｎの含有量を適正範囲にする
と、鋼中には直径０．２〜３μｍ程度の微細なＡｌ−Ｔ
ｉ−Ｍｎ系複合酸化物粒子が多数形成され、これらの粒
子が小入熱溶接条件から大入熱溶接条件に至る広い入熱
条件でγ粒内におけるγ−α核生成サイトとして機能
し、組織が微細化される。
と、鋼中には直径０．２〜３μｍ程度の微細なＡｌ−Ｔ
ｉ−Ｍｎ系複合酸化物粒子が多数形成され、これらの粒
子が小入熱溶接条件から大入熱溶接条件に至る広い入熱
条件でγ粒内におけるγ−α核生成サイトとして機能
し、組織が微細化される。
【００２３】５）鋼中の全酸素量Ｏとｓｏｌ．Ａｌと
が、上記範囲から外れた場合、鋼中の酸化物はＴｉ 2Ｏ 3
あるいはＡｌ−Ｔｉ酸化物となって分散密度は減少し、
核生成の頻度も低下する。
が、上記範囲から外れた場合、鋼中の酸化物はＴｉ 2Ｏ 3
あるいはＡｌ−Ｔｉ酸化物となって分散密度は減少し、
核生成の頻度も低下する。
【００２４】６）Ａｌ、ＯおよびＴｉの含有量を適正範
囲にすると、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎが析出し、凝固組織が微
細化され、その結果ＭｎＳも微細化されて耐ＨＩＣ性、
耐ＳＳＣ性が改善できる。
囲にすると、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎが析出し、凝固組織が微
細化され、その結果ＭｎＳも微細化されて耐ＨＩＣ性、
耐ＳＳＣ性が改善できる。
【００２５】７）耐炭酸ガス腐食性を向上させるために
は、Ｃｒ添加が有効であるが、ＣｒはＰcmを高めるため
通常はＨＡＺ硬さを高める。しかし、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ
酸化物粒子からの粒内核生成効果によって、ＨＡＺ硬度
の上昇が抑制されて靱性劣化も回避される。
は、Ｃｒ添加が有効であるが、ＣｒはＰcmを高めるため
通常はＨＡＺ硬さを高める。しかし、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ
酸化物粒子からの粒内核生成効果によって、ＨＡＺ硬度
の上昇が抑制されて靱性劣化も回避される。
【００２６】８）連続鋳造に際して、鋳型から引き抜か
れた鋳片に対して一旦バルジングを起こさせ、鋳片中心
部の凝固完了直前に、圧下ロールによって鋳片に対して
バルジング量相当の圧下を加えることで、耐サワー特性
で最も問題になる鋳片中心部のＭｎ偏析が大きく改善さ
れ、６）の効果と相まって、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が
改善される。
れた鋳片に対して一旦バルジングを起こさせ、鋳片中心
部の凝固完了直前に、圧下ロールによって鋳片に対して
バルジング量相当の圧下を加えることで、耐サワー特性
で最も問題になる鋳片中心部のＭｎ偏析が大きく改善さ
れ、６）の効果と相まって、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が
改善される。
【００２７】９）鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置を
用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加えることで、やはり
鋳片中心部のＭｎ偏析は大きく改善され、８）と同様の
効果が得られる。
用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加えることで、やはり
鋳片中心部のＭｎ偏析は大きく改善され、８）と同様の
効果が得られる。
【００２８】
【発明の実施の形態】以下、本発明の鋼材の化学組成を
限定した理由を説明する（以下、％表示は重量％を示
す）各成分の限定理由に付いて述べる。
限定した理由を説明する（以下、％表示は重量％を示
す）各成分の限定理由に付いて述べる。
【００２９】Ｃ Ｃは、強度を確保するために必要な元素で、０．０１５
％未満では必要とする強度を確保することができない。
望ましくは、０．０２％以上である。一方、０．１８％
を超えると、溶接した場合にＨＡＺ、母材共に靱性を確
保することが難しくなる。望ましくは、０．１６％未満
である。したがって、Ｃの含有量は、０．０１５〜０．
１８％とした。
％未満では必要とする強度を確保することができない。
望ましくは、０．０２％以上である。一方、０．１８％
を超えると、溶接した場合にＨＡＺ、母材共に靱性を確
保することが難しくなる。望ましくは、０．１６％未満
である。したがって、Ｃの含有量は、０．０１５〜０．
１８％とした。
【００３０】Ｓｉ Ｓｉは、脱酸作用があると共に鋼板の強度上昇にも寄与
する。しかし、１％を超えて含有させた場合、靭性の低
下をもたらすため、１％を上限とする。また、鋼の脱酸
に支障を来さない限り、Ｓｉは幾ら少なくとも問題はな
い。
する。しかし、１％を超えて含有させた場合、靭性の低
下をもたらすため、１％を上限とする。また、鋼の脱酸
に支障を来さない限り、Ｓｉは幾ら少なくとも問題はな
い。
【００３１】Ｍｎ Ｍｎは鋼の焼入れ性高める効果があり、強度確保に有効
な成分である。含有量が０．５％未満では、焼入れ性の
不足によって強度および靱性が得られない。一方、２．
５％を超えて含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性
が高まりすぎて溶接時にＨＡＺ、母材共に靱性が低下す
る。従ってＭｎの含有量は０．３〜２．５％とした。
な成分である。含有量が０．５％未満では、焼入れ性の
不足によって強度および靱性が得られない。一方、２．
５％を超えて含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性
が高まりすぎて溶接時にＨＡＺ、母材共に靱性が低下す
る。従ってＭｎの含有量は０．３〜２．５％とした。
【００３２】Ｐ Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。０．０
５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみ
ならず、溶接時に高温割れを招くため０．０５％以下と
する必要がある。加えて、Ｐは延性破面率を悪化させ、
Ｘ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の低下
をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る場合
には、０．０２％以下とすることが望ましい。
５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみ
ならず、溶接時に高温割れを招くため０．０５％以下と
する必要がある。加えて、Ｐは延性破面率を悪化させ、
Ｘ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の低下
をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る場合
には、０．０２％以下とすることが望ましい。
【００３３】Ｓ ＳはＭｎと結合して硫化物を形成し、介在物として鋼中
に存在してＨＩＣやＳＳＣの原因となる。鋼材に耐ＨＩ
Ｃ性を要求しない場合は厳しく低減する必要はないが、
それでも０．００８％を超えると母材靱性の劣化をもた
らすので、上限を０．００８％とした。本発明鋼は、後
述するようにｓｏｌ．Ａｌ含有量を微量調整することに
よりＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を鋼中に析出させたことを
特徴としているが、その酸化物により凝固組織が微細化
され、その結果粗大なＭｎＳが形成されにくくなる。そ
のため、Ｓ含有量の影響が小さくなって比較的良好な耐
ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を備える。それでも、耐ＨＩＣ
性、耐ＳＳＣ性が必要な用途に使用する場合は、Ｓ量は
０．００６％未満にするのが好ましく、さらに望ましい
のは０．００５％未満である。
に存在してＨＩＣやＳＳＣの原因となる。鋼材に耐ＨＩ
Ｃ性を要求しない場合は厳しく低減する必要はないが、
それでも０．００８％を超えると母材靱性の劣化をもた
らすので、上限を０．００８％とした。本発明鋼は、後
述するようにｓｏｌ．Ａｌ含有量を微量調整することに
よりＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を鋼中に析出させたことを
特徴としているが、その酸化物により凝固組織が微細化
され、その結果粗大なＭｎＳが形成されにくくなる。そ
のため、Ｓ含有量の影響が小さくなって比較的良好な耐
ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を備える。それでも、耐ＨＩＣ
性、耐ＳＳＣ性が必要な用途に使用する場合は、Ｓ量は
０．００６％未満にするのが好ましく、さらに望ましい
のは０．００５％未満である。
【００３４】ｓｏｌ．Ａｌ ｓｏｌ．Ａｌは、通常のＡｌキルド鋼においては脱酸の
ためにｓｏｌ．Ａｌの形で０．０３％程度含有させる
が、本発明ではＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を鋼中に
形成させる必要があるため、ｓｏｌ．Ａｌはより低い値
に制御しなければならない。しかし、０．０００２％未
満では、鋼中酸化物はＴｉ酸化物あるいはＴｉ−Ｓｉ−
Ｍｎ酸化物となってしまうため、有効な酸化物が鋼中に
形成されない。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．００１２％を
超える場合は、鋼中酸化物はＡｌ酸化物、あるいはＴｉ
−Ａｌ酸化物となって鋼中に分散しなくなる。好ましく
は０．００１％以下である。
ためにｓｏｌ．Ａｌの形で０．０３％程度含有させる
が、本発明ではＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を鋼中に
形成させる必要があるため、ｓｏｌ．Ａｌはより低い値
に制御しなければならない。しかし、０．０００２％未
満では、鋼中酸化物はＴｉ酸化物あるいはＴｉ−Ｓｉ−
Ｍｎ酸化物となってしまうため、有効な酸化物が鋼中に
形成されない。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．００１２％を
超える場合は、鋼中酸化物はＡｌ酸化物、あるいはＴｉ
−Ａｌ酸化物となって鋼中に分散しなくなる。好ましく
は０．００１％以下である。
【００３５】また、適正なＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を形
成させるためには、ｓｏｌ．Ａｌ量は、下記式（１）の
関係も満足しなければならない。これ以外の範囲では、
微細分散する適正な酸化物は得られない。
成させるためには、ｓｏｌ．Ａｌ量は、下記式（１）の
関係も満足しなければならない。これ以外の範囲では、
微細分散する適正な酸化物は得られない。
【００３６】 ０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ 0.7＜１．８ ・・・・・・・（１） この酸化物の分散状況は、凝固時の冷却速度が遅いほど
低下する様相を示したが、０．２℃／分以上の冷却速度
で有れば、溶接ＨＡＺの靱性は良好であった。この冷却
速度は、連続鋳造で製造する場合には容易に得られる速
度である。
低下する様相を示したが、０．２℃／分以上の冷却速度
で有れば、溶接ＨＡＺの靱性は良好であった。この冷却
速度は、連続鋳造で製造する場合には容易に得られる速
度である。
【００３７】Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸
化物やＴｉ酸化物に比べて融点が低く、鋳造時にはＡ
ｌ、Ｔｉ、Ｍｎを含む液相の酸化物として溶鋼から分離
してくると考えている。一般に液相−液相界面は、液相
−固相界面よりも界面エネルギーが低いため、Ａｌ−Ｔ
ｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸化物やＴｉ酸化物に比
べて遙かに凝集しにくく微細分散し易い。Ａｌ−Ｔｉ−
Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの各酸化物以外
にＭｇ、ＣａやＳｉ等のような酸化物を微量含んでい
る。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物の融体は凝固して固
体となるが、その際にＴｉ2ＭＯ4やＡｌ2ＭｎＯ4（Gala
xite）にちかい組成を有する酸化物に分離する傾向があ
る。Ｔｉ Ｔｉは、主に脱酸元素として利用するが、Ａｌ，Ｔｉ，
Ｍｎからなる酸化物相を形成させる。この酸化物相を鋼
中に形成させるためには、鋼中のＴｉの総量は０．００
３％以上は必要であり、一方０．０２％を超えて含有さ
せた場合には、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるい
はＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小
入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失
われる。このため、Ｔｉ含有量は０．０２％未満でなく
てはならない。好ましくは０．０１７％である。
化物やＴｉ酸化物に比べて融点が低く、鋳造時にはＡ
ｌ、Ｔｉ、Ｍｎを含む液相の酸化物として溶鋼から分離
してくると考えている。一般に液相−液相界面は、液相
−固相界面よりも界面エネルギーが低いため、Ａｌ−Ｔ
ｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸化物やＴｉ酸化物に比
べて遙かに凝集しにくく微細分散し易い。Ａｌ−Ｔｉ−
Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの各酸化物以外
にＭｇ、ＣａやＳｉ等のような酸化物を微量含んでい
る。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物の融体は凝固して固
体となるが、その際にＴｉ2ＭＯ4やＡｌ2ＭｎＯ4（Gala
xite）にちかい組成を有する酸化物に分離する傾向があ
る。Ｔｉ Ｔｉは、主に脱酸元素として利用するが、Ａｌ，Ｔｉ，
Ｍｎからなる酸化物相を形成させる。この酸化物相を鋼
中に形成させるためには、鋼中のＴｉの総量は０．００
３％以上は必要であり、一方０．０２％を超えて含有さ
せた場合には、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるい
はＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小
入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失
われる。このため、Ｔｉ含有量は０．０２％未満でなく
てはならない。好ましくは０．０１７％である。
【００３８】Ｏ（酸素） 酸素は、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ複合酸化物を形成させるため
の重要な元素であり、、０．００２％未満ではＡｌ酸化
物やＴｉ酸化物が形成され、十分な量のＡｌ−Ｔｉ−Ｍ
ｎ系複合酸化物を形成させることができなくなる。一方
０．００５％を超えると清浄度が低下して靱性が劣化す
る。したがって、酸素含有量は０．００２〜０．００５
％とした。
の重要な元素であり、、０．００２％未満ではＡｌ酸化
物やＴｉ酸化物が形成され、十分な量のＡｌ−Ｔｉ−Ｍ
ｎ系複合酸化物を形成させることができなくなる。一方
０．００５％を超えると清浄度が低下して靱性が劣化す
る。したがって、酸素含有量は０．００２〜０．００５
％とした。
【００３９】Ｂ Ｂは、焼入れ性を向上させる元素で、含有させる場合
は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．００
２％％を超えると靱性の劣化をもたらす。
は、０．０００２％以上とするのが好ましく、０．００
２％％を超えると靱性の劣化をもたらす。
【００４０】Ｎ 鋼中のＮは、多量に存在する場合にはＨＡＺ靭性の悪化
原因となる。通常は、鋼にＴｉを添加してＴｉＮの形で
固定して無害化しているが、本発明においては、Ｔｉは
上限が厳しく制限されている上に、Ｔｉのほとんどの量
は酸化物の形成に消費されてしまい、ＴｉＮは殆ど形成
されない。そのため、Ｎは０．００７％以下でなければ
母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けることができ
ない。望ましくは、０．００６％以下である。
原因となる。通常は、鋼にＴｉを添加してＴｉＮの形で
固定して無害化しているが、本発明においては、Ｔｉは
上限が厳しく制限されている上に、Ｔｉのほとんどの量
は酸化物の形成に消費されてしまい、ＴｉＮは殆ど形成
されない。そのため、Ｎは０．００７％以下でなければ
母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けることができ
ない。望ましくは、０．００６％以下である。
【００４１】上記の元素以外に、必要により下記のよう
な他の元素を含有させることができる。代表的な元素を
以下に示すが、それらに限定されるものではない。
な他の元素を含有させることができる。代表的な元素を
以下に示すが、それらに限定されるものではない。
【００４２】Ｃｕ Ｃｕは、強度および耐食性をより向上させる場合に含有
させる。特に、ｐＨの高い環境では鋼中への水素侵入を
抑制して母材の耐ＨＩＣ性を向上させる作用を有する。
母材の耐ＨＩＣを向上させるためには、０．５％以下の
含有量で効果を得ることができる。一方、強度向上に利
用する場合、０．５％以下でも効果があるが、それ以上
含有させると焼入れ−焼戻し処理をおこなった場合にＣ
ｕ時効効果が得られ、一層強度が高まる。しかし、１．
５％を超えて含有させても、コスト上昇に見合った性能
の改善が見られない。
させる。特に、ｐＨの高い環境では鋼中への水素侵入を
抑制して母材の耐ＨＩＣ性を向上させる作用を有する。
母材の耐ＨＩＣを向上させるためには、０．５％以下の
含有量で効果を得ることができる。一方、強度向上に利
用する場合、０．５％以下でも効果があるが、それ以上
含有させると焼入れ−焼戻し処理をおこなった場合にＣ
ｕ時効効果が得られ、一層強度が高まる。しかし、１．
５％を超えて含有させても、コスト上昇に見合った性能
の改善が見られない。
【００４３】Ｎｉ Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靭
性を高める効果があるので、より優れた靭性を安定して
得る必要がある場合に含有させるのがよい。含有量を
０．０５％以上とすると焼入性向上効果も得られるの
で、０．０５％以上とすることが望ましい。特に、Ｃｕ
を添加する場合は圧延時のひび割れ（Ｃｕチェッキン
グ）を防止するために、０．１％以上のＮｉを含有させ
る必要がある。しかし、４％を超えると合金コストの上
昇に見合った特性の向上が得られないので、上限は４％
とするのがよい。
性を高める効果があるので、より優れた靭性を安定して
得る必要がある場合に含有させるのがよい。含有量を
０．０５％以上とすると焼入性向上効果も得られるの
で、０．０５％以上とすることが望ましい。特に、Ｃｕ
を添加する場合は圧延時のひび割れ（Ｃｕチェッキン
グ）を防止するために、０．１％以上のＮｉを含有させ
る必要がある。しかし、４％を超えると合金コストの上
昇に見合った特性の向上が得られないので、上限は４％
とするのがよい。
【００４４】Ｃｒ Ｃｒは、耐炭酸ガス腐食性を高め、また焼入性を高める
のに有用である。Ｃｒのこの様な効果を積極的に利用し
ようとする場合、０．２％以上の含有量とするのがよ
い。しかし、２％を超えて含有させると、他の成分条件
を満足させても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなる他、
耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。望ましくは、
１．５％以下である。
のに有用である。Ｃｒのこの様な効果を積極的に利用し
ようとする場合、０．２％以上の含有量とするのがよ
い。しかし、２％を超えて含有させると、他の成分条件
を満足させても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなる他、
耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。望ましくは、
１．５％以下である。
【００４５】Ｎｂ Ｎｂは、細粒化と炭化物析出により母材の強度および靱
性を向上させる。また、細粒化によって母材の耐ＳＳＣ
性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が０．
００２％未満では前記効果が得られない。一方、０．１
％を超えると母材の性能向上効果が飽和する一方でＨＡ
Ｚの靱性を著しく損なう。
性を向上させる。また、細粒化によって母材の耐ＳＳＣ
性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が０．
００２％未満では前記効果が得られない。一方、０．１
％を超えると母材の性能向上効果が飽和する一方でＨＡ
Ｚの靱性を著しく損なう。
【００４６】Ｖ Ｖは、主に焼戻し時の炭窒化物析出により母材の強度を
向上させる。しかし、その含有量が０．００２％未満前
記効果が得られない。一方０．１５％を超えると母材の
性能向上効果が飽和し、靱性劣化を招く。
向上させる。しかし、その含有量が０．００２％未満前
記効果が得られない。一方０．１５％を超えると母材の
性能向上効果が飽和し、靱性劣化を招く。
【００４７】Ｍｏ Ｍｏは、母材の強度と靱性を向上させる効果がある。し
かし、含有量が０．０３％未満では前記効果が得られな
く、また０．５％を超えると特にＨＡＺの硬度が高まり
靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。
かし、含有量が０．０３％未満では前記効果が得られな
く、また０．５％を超えると特にＨＡＺの硬度が高まり
靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。
【００４８】次に、製造方法について説明する。
【００４９】上記の化学組成を有する鋼を連続鋳造設備
にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のう
ちの一方、または双方の操作を加えて鋳造するのがよ
く、ＨＡＺに一層優れた耐ＳＳＣ性を、また母材に耐Ｈ
ＩＣ性および耐ＳＳＣ性を付与することができる。
にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のう
ちの一方、または双方の操作を加えて鋳造するのがよ
く、ＨＡＺに一層優れた耐ＳＳＣ性を、また母材に耐Ｈ
ＩＣ性および耐ＳＳＣ性を付与することができる。
【００５０】（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジ
ングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング部に圧
下ロールによりバルジング量相当の圧下を加える。
ングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング部に圧
下ロールによりバルジング量相当の圧下を加える。
【００５１】（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部
を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
【００５２】このような操作をおこなうのは、鋳片の最
終凝固部となる鋳片厚さ方向の中心部にＭｎ、Ｓおよび
Ｐなどが偏析するのを防止するためである。偏析が生じ
ると偏析部分において靱性の低下や耐食性の劣化が生じ
やすい。
終凝固部となる鋳片厚さ方向の中心部にＭｎ、Ｓおよび
Ｐなどが偏析するのを防止するためである。偏析が生じ
ると偏析部分において靱性の低下や耐食性の劣化が生じ
やすい。
【００５３】鋳片にバルジングを起こさせるためには、
鋳型の下流側に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向
の間隔を、下流側に段階的に増加させるのがよい。ま
た、バルジングを発生させる位置は、鋳片中心部の固相
率が０．１以下の位置が好ましい。バルジング量は、鋳
片の厚さが２００〜３００ｍｍ程度の場合、鋳片の厚さ
（鋳型短辺の長さ）より２０〜１００ｍｍ厚くする量と
するのが適当である。
鋳型の下流側に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向
の間隔を、下流側に段階的に増加させるのがよい。ま
た、バルジングを発生させる位置は、鋳片中心部の固相
率が０．１以下の位置が好ましい。バルジング量は、鋳
片の厚さが２００〜３００ｍｍ程度の場合、鋳片の厚さ
（鋳型短辺の長さ）より２０〜１００ｍｍ厚くする量と
するのが適当である。
【００５４】バルジング量相当の圧下は、偏析部分を分
散させるためで鋳片中心部の固相率が０．８未満となる
凝固完了点の少し前の位置でおこなうのが好ましい。
散させるためで鋳片中心部の固相率が０．８未満となる
凝固完了点の少し前の位置でおこなうのが好ましい。
【００５５】ここで、固相率とは、液相と固相からなる
未凝固部における固相の比率（体積比率）を意味する。
この固相率は、鋳片厚さ方向の一次元非定常伝熱解析に
より求めることができる。溶鋼の凝固中は潜熱が放出さ
れるので、固液共存域における潜熱の放出比率から固相
率を求めることができる。
未凝固部における固相の比率（体積比率）を意味する。
この固相率は、鋳片厚さ方向の一次元非定常伝熱解析に
より求めることができる。溶鋼の凝固中は潜熱が放出さ
れるので、固液共存域における潜熱の放出比率から固相
率を求めることができる。
【００５６】上記（ａ）の他に、一般に使用されている
電磁撹拌装置を用いて、鋳片内の未凝固溶鋼に対して撹
拌を加え偏析元素を分散させることも有効である。この
撹拌は、固相率０．０５〜０．７の範囲の領域でおこな
うと効果的である。
電磁撹拌装置を用いて、鋳片内の未凝固溶鋼に対して撹
拌を加え偏析元素を分散させることも有効である。この
撹拌は、固相率０．０５〜０．７の範囲の領域でおこな
うと効果的である。
【００５７】
【実施例】表１に示す１８種の化学組成の鋼を溶製し、
連続鋳造設備による鋳片または真空溶解炉による１５０
ｋｇインゴットとした。鋳片の寸法は、厚さ２００ｍ
ｍ、長さ２０００ｍｍで、インゴットは真空溶解炉で溶
解して１５０ｋｇインゴットとした。連続鋳造では、表
２に示すように、鋳型から引き抜かれた後鋳片内部が凝
固する前に鋳片をバルジングさせて圧下および／または
電磁撹拌をおこなった。バルジングさせた場合の圧下は
一対のロールによりおこなった。
連続鋳造設備による鋳片または真空溶解炉による１５０
ｋｇインゴットとした。鋳片の寸法は、厚さ２００ｍ
ｍ、長さ２０００ｍｍで、インゴットは真空溶解炉で溶
解して１５０ｋｇインゴットとした。連続鋳造では、表
２に示すように、鋳型から引き抜かれた後鋳片内部が凝
固する前に鋳片をバルジングさせて圧下および／または
電磁撹拌をおこなった。バルジングさせた場合の圧下は
一対のロールによりおこなった。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】次に、インゴットは鍛造してスラブとし、
鋳片と共に１１００℃に加熱した後、表３に示す条件で
熱間圧延と熱処理を施して鋼板とした。溶接前の特性を
調べるため、得られた鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１号引
張試験片、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定のＶノッチシャル
ピー衝撃試験片および腐食試験片を製作した。腐食試験
は、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性および耐炭酸ガス腐食性を
調べるため下記の方法でおこなった。
鋳片と共に１１００℃に加熱した後、表３に示す条件で
熱間圧延と熱処理を施して鋼板とした。溶接前の特性を
調べるため、得られた鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１号引
張試験片、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定のＶノッチシャル
ピー衝撃試験片および腐食試験片を製作した。腐食試験
は、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性および耐炭酸ガス腐食性を
調べるため下記の方法でおこなった。
【００６１】
【表３】
【００６２】 耐ＨＩＣ性 米国の規格「ＮＡＣＥ ＴＭ−０２８４ METOD A」に規
定されている方法で評価した。すなわち、ＮＡＣＥ浴
（０．５％酢酸＋５％食塩水，２５℃，１気圧Ｈ 2Ｓ飽
和）に９６時間浸漬したときの割れ面積率（ＣＡＲ）を
測定した。評価は、「ＣＡＲ≦２％」のものが耐ＨＩＣ
性に優れるとして０．２％を超えるものは耐ＨＩＣ性に
劣るとして×印で示した。
定されている方法で評価した。すなわち、ＮＡＣＥ浴
（０．５％酢酸＋５％食塩水，２５℃，１気圧Ｈ 2Ｓ飽
和）に９６時間浸漬したときの割れ面積率（ＣＡＲ）を
測定した。評価は、「ＣＡＲ≦２％」のものが耐ＨＩＣ
性に優れるとして０．２％を超えるものは耐ＨＩＣ性に
劣るとして×印で示した。
【００６３】ＨＩＣ試験片の寸法は、厚さ：表３に記載
の鋼板厚さ、幅：２０ｍｍ、長さ：１００ｍｍとし、各
鋼板毎に３枚採取した。これの試験片を浸漬試験に供し
た後、超音波探傷法で断面のＨＩＣ面積（ＣＲＡ）を下
記式で求め、３枚の平均値で評価した。
の鋼板厚さ、幅：２０ｍｍ、長さ：１００ｍｍとし、各
鋼板毎に３枚採取した。これの試験片を浸漬試験に供し
た後、超音波探傷法で断面のＨＩＣ面積（ＣＲＡ）を下
記式で求め、３枚の平均値で評価した。
【００６４】ＣＡＲ（％）＝１００×｛ＨＩＣ面積／
（試験片幅×試験片長）｝ なお、ＣＡＲは、ＣＬＲ（幅方向の割れ長さ）のほぼ３
分の１に対応していることが経験的に知られており、
「ＣＡＲ≦２％」は「ＣＬＲ≦５％」に対応する。
（試験片幅×試験片長）｝ なお、ＣＡＲは、ＣＬＲ（幅方向の割れ長さ）のほぼ３
分の１に対応していることが経験的に知られており、
「ＣＡＲ≦２％」は「ＣＬＲ≦５％」に対応する。
【００６５】図２は、鋼板７から、耐ＨＩＣ性を調べる
ための腐食試験片を採取した位置を示す図である。
ための腐食試験片を採取した位置を示す図である。
【００６６】図３は、腐食試験後の試験片の縦断面図
で、斜線部は水素誘起割れした部分を示す。
で、斜線部は水素誘起割れした部分を示す。
【００６７】 耐ＳＳＣ 米国の規格「ＮＡＣＥ ＴＭ−０１７７ METHOD A」に
規定されている方法で評価した。すなわち、、鋼板の板
厚中心部から平行部が６．３５ｍｍ×２５．４ｍｍの丸
棒試験片を採取した後、これにＮＡＣＥ浴中で８０％Ｓ
ＭＹＳ（規格最小ＹＳ）の引張り応力を付与し、７２０
時間が経過するまでの間に破断が生ずるか否かを調べ
た。そして破断しなかったものを耐ＳＳＣ性に優れると
して○印で、破断したものについては、耐ＳＳＣ性が劣
るとして×印で表示した。
規定されている方法で評価した。すなわち、、鋼板の板
厚中心部から平行部が６．３５ｍｍ×２５．４ｍｍの丸
棒試験片を採取した後、これにＮＡＣＥ浴中で８０％Ｓ
ＭＹＳ（規格最小ＹＳ）の引張り応力を付与し、７２０
時間が経過するまでの間に破断が生ずるか否かを調べ
た。そして破断しなかったものを耐ＳＳＣ性に優れると
して○印で、破断したものについては、耐ＳＳＣ性が劣
るとして×印で表示した。
【００６８】 耐炭酸ガス腐食性 耐炭酸ガス腐食性については、各鋼板から切り出した試
験片を、１気圧の炭酸ガスを飽和させた５０℃の人工海
水中に９６時間浸漬し、その際の腐食減量から計算した
腐食速度にて評価した。
験片を、１気圧の炭酸ガスを飽和させた５０℃の人工海
水中に９６時間浸漬し、その際の腐食減量から計算した
腐食速度にて評価した。
【００６９】これらの試験結果を併せて表３に示す。
【００７０】鋼番号１〜９は、本発明例の鋼である。鋼
番号１０〜１８の鋼は、１〜９の鋼に対応する比較例で
あり、主要な強化元素の含有量は同一であるが、Ａｌ、
ＴｉおよびＯ（酸素）の含有量が異なっており、本発明
で規定する範囲外になっている。
番号１０〜１８の鋼は、１〜９の鋼に対応する比較例で
あり、主要な強化元素の含有量は同一であるが、Ａｌ、
ＴｉおよびＯ（酸素）の含有量が異なっており、本発明
で規定する範囲外になっている。
【００７１】表３から明らかなように、本発明例の場合
は靱性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性ともに良好である
が、比較例１０ａ〜１２ａおよび１６ａは耐ＨＩＣ性お
よび耐ＳＳＣ性の一方または双方とも好ましくない。比
較例の１３ａ〜１５ａおよび１７ａ、１８ａは、母材と
しての特性は良好であるが、後述するＨＡＺの特性が好
ましくない。
は靱性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性ともに良好である
が、比較例１０ａ〜１２ａおよび１６ａは耐ＨＩＣ性お
よび耐ＳＳＣ性の一方または双方とも好ましくない。比
較例の１３ａ〜１５ａおよび１７ａ、１８ａは、母材と
しての特性は良好であるが、後述するＨＡＺの特性が好
ましくない。
【００７２】鋼板番号３ａおよび７ａ、８ａおよび９ａ
は、本発明の方法により製造されたものである。これに
対して、鋼板番号４ａ、５ａおよび６ａは１５０ｋｇイ
ンゴットから鋼板にしたものであり、インゴットのサイ
ズが比較的小さくＭｎ、Ｓのの偏析が小さいため母材特
性は良好である。
は、本発明の方法により製造されたものである。これに
対して、鋼板番号４ａ、５ａおよび６ａは１５０ｋｇイ
ンゴットから鋼板にしたものであり、インゴットのサイ
ズが比較的小さくＭｎ、Ｓのの偏析が小さいため母材特
性は良好である。
【００７３】Ｃｒを含有している鋼板２ａおよび６ａ
は、表３に示すように耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性に加え
て、耐炭酸ガス腐食性も良好である。これに対し、Ｃｒ
を含まない鋼板１ａ、９ａは、腐食速度が速く耐炭酸ガ
ス腐食性が好ましくない。
は、表３に示すように耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性に加え
て、耐炭酸ガス腐食性も良好である。これに対し、Ｃｒ
を含まない鋼板１ａ、９ａは、腐食速度が速く耐炭酸ガ
ス腐食性が好ましくない。
【００７４】次いで、溶接後のＨＡＺの特性を調べるた
め、各鋼板から溶接用の縦：４００ｍｍ、横：３００ｍ
ｍの試験片を切り出し、突き合わせ溶接をおこなった。
め、各鋼板から溶接用の縦：４００ｍｍ、横：３００ｍ
ｍの試験片を切り出し、突き合わせ溶接をおこなった。
【００７５】溶接方法は、レーザー溶接、電子ビーム溶
接およびＳＡＷの３種類の方法とした。
接およびＳＡＷの３種類の方法とした。
【００７６】ＳＡＷにおいては、ルートギャップ１〜２
mmのＶ開先に対して、２０kJ/cmにて多層溶接をおこな
った。
mmのＶ開先に対して、２０kJ/cmにて多層溶接をおこな
った。
【００７７】レーザー溶接は、出力１０ｋＷの炭酸ガス
レーザーを用い、大気圧Ａｒガスシールド雰囲気で、ル
ートギャップ無しのＩ開先にて実施した。
レーザーを用い、大気圧Ａｒガスシールド雰囲気で、ル
ートギャップ無しのＩ開先にて実施した。
【００７８】電子ビーム溶接は、真空チャンバー内で、
電圧１５０kV、電流１５０mA、振幅０．８mmにて、ルー
トギャップ無しのＩ開先に対して、速度２０cm/min〜８
０cm/minで溶接した。このレーザー溶接や電子ビーム溶
接の溶接入熱は、２０kJ/cmか、あるいはそれよりも小
さな入熱に相当する。
電圧１５０kV、電流１５０mA、振幅０．８mmにて、ルー
トギャップ無しのＩ開先に対して、速度２０cm/min〜８
０cm/minで溶接した。このレーザー溶接や電子ビーム溶
接の溶接入熱は、２０kJ/cmか、あるいはそれよりも小
さな入熱に相当する。
【００７９】また、板厚が３２ｔ以上の鋼板について
は、Ｘ開先にて、内外面一層ＳＡＷの大入熱溶接も実施
して、大入熱ＨＡＺ特性を調査した。
は、Ｘ開先にて、内外面一層ＳＡＷの大入熱溶接も実施
して、大入熱ＨＡＺ特性を調査した。
【００８０】溶接後、各鋼板のＨＡＺを含む位置から硬
度測定試験片、シャルピー衝撃試験片、引張試験片およ
び腐食試験片をそれぞれ切り出し、ＨＡＺの最高硬さ、
ＨＡＺ靱性、溶接部（溶接金属部およびＨＡＺをいう）
の引張り強さおよび溶接部の耐ＳＳＣ性を求めた。
度測定試験片、シャルピー衝撃試験片、引張試験片およ
び腐食試験片をそれぞれ切り出し、ＨＡＺの最高硬さ、
ＨＡＺ靱性、溶接部（溶接金属部およびＨＡＺをいう）
の引張り強さおよび溶接部の耐ＳＳＣ性を求めた。
【００８１】溶接熱影響部の最高硬さは、ビッカース１
０ｋｇｆにて測定した。
０ｋｇｆにて測定した。
【００８２】図１は、突き合わせ溶接した鋼板からシャ
ルピー衝撃試験片および引張試験片を採取した位置を示
す図で、図１（ａ）はサブマージアーク溶接した鋼板の
場合、図１（ｂ）は電子ビーム溶接およびレーザ溶接し
た場合の図である。
ルピー衝撃試験片および引張試験片を採取した位置を示
す図で、図１（ａ）はサブマージアーク溶接した鋼板の
場合、図１（ｂ）は電子ビーム溶接およびレーザ溶接し
た場合の図である。
【００８３】図１（ａ）および図１（ｂ）に示すよう
に、シャルピー衝撃試験片１は、溶接した鋼板２の溶接
金属５とＨＡＺ６の境界であるボンド部にＶノッチ４が
くるように採取した。試験片は、ＪＩＳＺ２２０２ Ｖ
ノッチ衝撃試験片とした。ただし、母材厚さが１０ｍｍ
に満たない鋼材については、５ｍｍ厚のハーフサイズ試
験片で代用した。
に、シャルピー衝撃試験片１は、溶接した鋼板２の溶接
金属５とＨＡＺ６の境界であるボンド部にＶノッチ４が
くるように採取した。試験片は、ＪＩＳＺ２２０２ Ｖ
ノッチ衝撃試験片とした。ただし、母材厚さが１０ｍｍ
に満たない鋼材については、５ｍｍ厚のハーフサイズ試
験片で代用した。
【００８４】また、引張試験片は、図１（ａ）および図
１（ｂ）に示すように、引張試験片３の平行部の中央に
溶接金属がくるように採取した。
１（ｂ）に示すように、引張試験片３の平行部の中央に
溶接金属がくるように採取した。
【００８５】溶接部の耐食性については、図１で示した
引張り試験片を採取した同等の位置である板厚中心部か
ら溶接金属が中心に位置するようにＳＳＣ試験片を切り
出し、母材の場合と同様の試験をおこなってＳＳＣ性を
評価した。
引張り試験片を採取した同等の位置である板厚中心部か
ら溶接金属が中心に位置するようにＳＳＣ試験片を切り
出し、母材の場合と同様の試験をおこなってＳＳＣ性を
評価した。
【００８６】なお、各試験方法は前記の方法と同じ方法
でおこなった。これらの小入熱溶接した場合の試験結果
を表４に示す。
でおこなった。これらの小入熱溶接した場合の試験結果
を表４に示す。
【００８７】
【表４】
【００８８】鋼板１a〜９aは、本発明例の鋼板である
が、いずれの溶接方法にて溶接した場合でも優れたＨＡ
Ｚ靱性を示す。これに対し、比較例の１０a〜１８aの鋼
板のＨＡＺ靱性は、軒並み好ましくない。
が、いずれの溶接方法にて溶接した場合でも優れたＨＡ
Ｚ靱性を示す。これに対し、比較例の１０a〜１８aの鋼
板のＨＡＺ靱性は、軒並み好ましくない。
【００８９】また、本発明例の鋼板では、耐ＳＳＣも良
好であるが、比較例ではＳを低減した１３ａ〜１５ａの
鋼板で良好な結果が得られているものの、他の比較例の
鋼板では、ＨＡＺ硬さが高いことなどが影響して、耐Ｓ
ＳＣも劣悪となっている。１１ａも比較的Ｓは低いが、
ＨＡＺ硬さが高いため、耐ＳＳＣ性好ましくない。
好であるが、比較例ではＳを低減した１３ａ〜１５ａの
鋼板で良好な結果が得られているものの、他の比較例の
鋼板では、ＨＡＺ硬さが高いことなどが影響して、耐Ｓ
ＳＣも劣悪となっている。１１ａも比較的Ｓは低いが、
ＨＡＺ硬さが高いため、耐ＳＳＣ性好ましくない。
【００９０】表５に、溶接入熱90kJ/cm以上の大入熱Ｓ
ＡＷにて溶接した場合の、ＨＡＺ特性を示す。
ＡＷにて溶接した場合の、ＨＡＺ特性を示す。
【００９１】
【表５】
【００９２】表５から明らかなように、本発明例の鋼板
は入熱90kJ/cmという過酷な溶接条件に対しても、優れ
たＨＡＺ靱性を示しているのに対して、ｓｏｌ．Ａｌ，
Ｔｉおよび式（１）の値が異なる比較例においては、何
れもＨＡＺ靱性が著しく劣っている。
は入熱90kJ/cmという過酷な溶接条件に対しても、優れ
たＨＡＺ靱性を示しているのに対して、ｓｏｌ．Ａｌ，
Ｔｉおよび式（１）の値が異なる比較例においては、何
れもＨＡＺ靱性が著しく劣っている。
【００９３】
【発明の効果】接熱影響部の靱性に優れており、また本
発明の製造方法で製造した鋼材は、耐硫化物応力腐食割
れ性に優れており、溶接施工に対する制限を大きく緩和
し、腐食環境を含む多様な環境下で使用に耐える安全な
溶接構造物を構築することができる。
発明の製造方法で製造した鋼材は、耐硫化物応力腐食割
れ性に優れており、溶接施工に対する制限を大きく緩和
し、腐食環境を含む多様な環境下で使用に耐える安全な
溶接構造物を構築することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】突き合わせ溶接した鋼板から引張り試験片等を
採取した位置を示す図である。
採取した位置を示す図である。
【図２】鋼板から腐食試験片を採取した位置を示す図で
ある。
ある。
【図３】水素誘起割れ状態を示す試験片の断面図であ
る。
る。
【符号の説明】 １ シャルピー衝撃試験片採取位置 ２ 鋼板 ３ 引張試験片採取位置 ５ 溶接金属 ６ 溶接熱影響部（ＨＡＳ） ７ 腐食試験片（耐ＨＩＣ性調査用）
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 濱田 昌彦 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住 友金属工業株式会社内 (72)発明者 小溝 裕一 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住 友金属工業株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１８％
、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａｌ：
０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５％、
Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有
し、下記式（１）を満足していることを特徴とする溶接
熱影響部特性に優れた鋼材。 ０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ０．７＜１．８ ・・・・・・・（１） - 【請求項２】請求項１記載の化学組成を有する鋳片を連
続鋳造法にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および
（ｂ）のうちの一方、または双方の操作を加えて鋳造
し、しかる後に熱間圧延することを特徴とする溶接熱影
響部特性に優れた鋼材の製造方法。 （ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジングを生じさ
せ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加え
る。 （ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部を、電磁撹拌
装置を用いて撹拌する。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16172199A JP4355866B2 (ja) | 1999-06-08 | 1999-06-08 | 溶接熱影響部特性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16172199A JP4355866B2 (ja) | 1999-06-08 | 1999-06-08 | 溶接熱影響部特性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000345286A true JP2000345286A (ja) | 2000-12-12 |
| JP2000345286A5 JP2000345286A5 (ja) | 2006-03-02 |
| JP4355866B2 JP4355866B2 (ja) | 2009-11-04 |
Family
ID=15740629
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16172199A Expired - Fee Related JP4355866B2 (ja) | 1999-06-08 | 1999-06-08 | 溶接熱影響部特性に優れた鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4355866B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8668784B2 (en) | 2009-05-19 | 2014-03-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal 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 |
-
1999
- 1999-06-08 JP JP16172199A patent/JP4355866B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8668784B2 (en) | 2009-05-19 | 2014-03-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4355866B2 (ja) | 2009-11-04 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3408385B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼 | |
| WO2018185851A1 (ja) | 縦シーム溶接鋼管 | |
| JP5493659B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼 | |
| JP5849940B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高張力鋼板 | |
| KR20230042371A (ko) | 용접 조인트 및 용접 조인트의 제조 방법 | |
| KR20230133347A (ko) | 서브머지드 아크 용접 이음 | |
| KR100997341B1 (ko) | 대입열 용접에 있어서의 용접 열영향부의 인성이 우수한강판 | |
| JPH09157787A (ja) | 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 | |
| JP4772486B2 (ja) | 低温用高強度鋼管 | |
| EP1262571B1 (en) | Steel having weld heat-affected zone excellent in toughness | |
| WO2017183720A1 (ja) | 厚鋼板 | |
| JP4299769B2 (ja) | 入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材 | |
| JP4116857B2 (ja) | 溶接部靭性および変形能に優れた高強度鋼管 | |
| 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 | |
| KR20160119243A (ko) | 용접 조인트 | |
| JP2000345286A (ja) | 溶接熱影響部特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2002371338A (ja) | レーザー溶接部の靭性に優れた鋼 | |
| JP3745722B2 (ja) | 変形能及び溶接部靭性に優れた高強度鋼管及び高強度鋼板の製造法 | |
| JP2021120473A (ja) | 縦シーム溶接鋼管 | |
| JPH07278736A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた鋼材 | |
| JP3513001B2 (ja) | 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 | |
| JP3644369B2 (ja) | 高エネルギービーム溶接用鋼材 | |
| JP2000345287A (ja) | 溶接熱影響部特性に優れた鋼材とその製造方法 | |
| JPH1053838A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 | |
| JP7502589B2 (ja) | 高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属、高エネルギー密度ビーム溶接継手、溶接構造体及び鋼管 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060116 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060116 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080213 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080219 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080409 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080423 |
|
| RD02 | Notification of acceptance of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7422 Effective date: 20080423 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20090708 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090721 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120814 Year of fee payment: 3 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120814 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130814 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130814 Year of fee payment: 4 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130814 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |