JP2001020033A - 母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材 - Google Patents
母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 母材靱性および溶接熱影響部靱性を兼ね備え
た非調質高張力鋼材を提案する。 【解決手段】 Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ量を適正範囲とし、
Ti：0.005 〜0.08％、Ｎ：0.0020〜0.0100％、REM ：0.
0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0200％、Al：（Ti％）
／５以下を含有し、Ceq ：0.36〜0.45％とし、かつ、重
量％で、Ti酸化物：90％以下、Ca酸化物およびREM 酸化
物の合計：５〜50％、Al2O3 ：70％以下からなる介在物
組成を有する酸化物系介在物を200mm 以上の円相当直径
を有するものの個数で１×103 個／mm2 以上１×105 個
／mm2 未満分散させる。また、さらに、Ｖ、Cu、Ni、C
r、Mo、Nb、Ｂを含有してもよい。
た非調質高張力鋼材を提案する。 【解決手段】 Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ量を適正範囲とし、
Ti：0.005 〜0.08％、Ｎ：0.0020〜0.0100％、REM ：0.
0010〜0.0200％、Ca：0.0010〜0.0200％、Al：（Ti％）
／５以下を含有し、Ceq ：0.36〜0.45％とし、かつ、重
量％で、Ti酸化物：90％以下、Ca酸化物およびREM 酸化
物の合計：５〜50％、Al2O3 ：70％以下からなる介在物
組成を有する酸化物系介在物を200mm 以上の円相当直径
を有するものの個数で１×103 個／mm2 以上１×105 個
／mm2 未満分散させる。また、さらに、Ｖ、Cu、Ni、C
r、Mo、Nb、Ｂを含有してもよい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建築構造物、海洋
構造物、パイプ、船舶、貯槽、土木構造物、建設機械等
に用いられる非調質高張力鋼材に係り、とくに母材およ
び溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材に関する。本発明に
おける鋼材は、厚鋼板、鋼帯、形鋼、棒鋼を含むものと
する。
構造物、パイプ、船舶、貯槽、土木構造物、建設機械等
に用いられる非調質高張力鋼材に係り、とくに母材およ
び溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材に関する。本発明に
おける鋼材は、厚鋼板、鋼帯、形鋼、棒鋼を含むものと
する。
【０００２】
【従来の技術】高強度と高靱性、高溶接性を兼ね備えた
厚鋼板を製造する優れた方法として、ＴＭＣＰ（Thermo
Mechanical Control Process ）法が知られている。し
かし、上記ＴＭＣＰ法により製造された厚鋼板では、溶
接熱影響部の靱性が十分ではなく、このため、この種鋼
材を、低温で使用する溶接構造物に使用することには問
題があった。
厚鋼板を製造する優れた方法として、ＴＭＣＰ（Thermo
Mechanical Control Process ）法が知られている。し
かし、上記ＴＭＣＰ法により製造された厚鋼板では、溶
接熱影響部の靱性が十分ではなく、このため、この種鋼
材を、低温で使用する溶接構造物に使用することには問
題があった。
【０００３】また、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を改
善するために、酸化物あるいは窒化物を鋼中に均一に分
散させ、ＨＡＺ組織を微細化し、靱性を向上させる方法
についても検討が行われている。例えば、特開平２−12
5812号公報には、鋼中に粒子径0.05〜10μｍのTiを主成
分とする酸化物を５×103 〜１×106 個／mm2 含有する
鋳片を900 〜1100℃で再加熱後、900 ℃以下の累積圧下
量30〜90％、圧延終了温度700 〜850 ℃で圧延し冷却
後、500 ℃〜Ａc1変態点の温度で時効処理する、ＨＡＺ
靱性の優れたCu添加鋼の製造方法が提案されている。
善するために、酸化物あるいは窒化物を鋼中に均一に分
散させ、ＨＡＺ組織を微細化し、靱性を向上させる方法
についても検討が行われている。例えば、特開平２−12
5812号公報には、鋼中に粒子径0.05〜10μｍのTiを主成
分とする酸化物を５×103 〜１×106 個／mm2 含有する
鋳片を900 〜1100℃で再加熱後、900 ℃以下の累積圧下
量30〜90％、圧延終了温度700 〜850 ℃で圧延し冷却
後、500 ℃〜Ａc1変態点の温度で時効処理する、ＨＡＺ
靱性の優れたCu添加鋼の製造方法が提案されている。
【０００４】また、特開平４−48048 号公報には、Ｃ：
0.03〜0.20wt％、Nb、Tiを含有し、母地中に0.001 〜0.
100wt ％の粒径0.5 μｍ以下の（Ti、Nb）（Ｏ、Ｎ）複
合結晶相を有した酸化物系介在物が分散してなる溶接熱
影響部靱性の優れた鋼材が提案されている。
0.03〜0.20wt％、Nb、Tiを含有し、母地中に0.001 〜0.
100wt ％の粒径0.5 μｍ以下の（Ti、Nb）（Ｏ、Ｎ）複
合結晶相を有した酸化物系介在物が分散してなる溶接熱
影響部靱性の優れた鋼材が提案されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開平
２−125812号公報や特開平４−48048 号公報に記載され
た技術では、溶接熱影響部靱性は向上するものの、母材
靱性が低温用鋼材としては十分でないという問題があ
り、母材靱性向上のためには、酸化物系介在物の存在状
態の更なる改善を必要としている。
２−125812号公報や特開平４−48048 号公報に記載され
た技術では、溶接熱影響部靱性は向上するものの、母材
靱性が低温用鋼材としては十分でないという問題があ
り、母材靱性向上のためには、酸化物系介在物の存在状
態の更なる改善を必要としている。
【０００６】さらに、母材および溶接熱影響部の組織制
御に有効な量のTi酸化物を鋼中に存在させようとする
と、鋳込み時にノズル閉塞が生じ易くなり、生産性が劣
るという問題があった。本発明は、上記した従来技術の
問題を有利に解決し、母材靱性および溶接熱影響部靱性
を兼ね備え、しかも、ノズル詰まりもなく安定して生産
性高く製造できる非調質高張力鋼材を提案することを目
的とする。
御に有効な量のTi酸化物を鋼中に存在させようとする
と、鋳込み時にノズル閉塞が生じ易くなり、生産性が劣
るという問題があった。本発明は、上記した従来技術の
問題を有利に解決し、母材靱性および溶接熱影響部靱性
を兼ね備え、しかも、ノズル詰まりもなく安定して生産
性高く製造できる非調質高張力鋼材を提案することを目
的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、ノズル詰
まりもなく、酸化物系介在物を鋼材中に均一微細に分散
させる方法についてさらに研究した結果、酸化物系介在
物をTi酸化物を主体とし、酸化物系介在物の組成を最適
範囲とする必要があることを見いだした。つぎに、本発
明者らが、酸化物系介在物の最適組成範囲について行っ
た検討結果について説明する。
まりもなく、酸化物系介在物を鋼材中に均一微細に分散
させる方法についてさらに研究した結果、酸化物系介在
物をTi酸化物を主体とし、酸化物系介在物の組成を最適
範囲とする必要があることを見いだした。つぎに、本発
明者らが、酸化物系介在物の最適組成範囲について行っ
た検討結果について説明する。
【０００８】本発明者らは、脱酸処理後の溶鋼中に介在
物組成調整用合金を添加して介在物組成の制御を行い、
溶鋼中の介在物中のTi2O3 、CaO ＋REM 酸化物、Al2O3
濃度を変化させた圧延用鋼素材を鋳込み、該圧延用鋼素
材を熱間圧延して鋼板を製造した。まず、圧延素材鋳込
み中のノズルづまりの発生状況を調査した。ノズルづま
りについては、連続鋳造工程においてイマージョンノズ
ルの閉塞が起こった時をノズルづまり有りとした。
物組成調整用合金を添加して介在物組成の制御を行い、
溶鋼中の介在物中のTi2O3 、CaO ＋REM 酸化物、Al2O3
濃度を変化させた圧延用鋼素材を鋳込み、該圧延用鋼素
材を熱間圧延して鋼板を製造した。まず、圧延素材鋳込
み中のノズルづまりの発生状況を調査した。ノズルづま
りについては、連続鋳造工程においてイマージョンノズ
ルの閉塞が起こった時をノズルづまり有りとした。
【０００９】また、本発明者らは、介在物中にCaO およ
びREM 酸化物が含まれると、鋼材の耐錆性に影響を及ぼ
すことを知見したため、得られた鋼板についての発錆状
況を調査した。鋼板の発錆については、圧延・冷却後の
鋼板を10日間大気中で放置した後にマクロ観察をして錆
があったものを発錆ありとした。それらの結果を纏め
て、図１に示す。
びREM 酸化物が含まれると、鋼材の耐錆性に影響を及ぼ
すことを知見したため、得られた鋼板についての発錆状
況を調査した。鋼板の発錆については、圧延・冷却後の
鋼板を10日間大気中で放置した後にマクロ観察をして錆
があったものを発錆ありとした。それらの結果を纏め
て、図１に示す。
【００１０】介在物中のTi2O3 濃度が90重量％超である
か、または、CaO ＋REM 酸化物濃度が５重量％未満とな
ると、介在物の融点が高く、鋳込み時のノズル内面に介
在物が付着しやすくなり、ノズル閉塞の原因となる。ま
た、Al2O3 濃度が70重量％を超えると、大形クラスター
介在物を形成しやすく、また溶鋼との濡れ性が低下し、
ノズル閉塞が顕著となる。また、介在物中のCaO ＋REM
酸化物の濃度が50重量％を超えると、介在物が液相状態
で硫黄を含有しやすくなる。その結果、液相介在物が凝
固する際に、介在物の周囲にCaS やREM 硫化物が生成す
る。このため、介在物の粗大化を招くとともに、鋼板で
の発錆が顕著となる。
か、または、CaO ＋REM 酸化物濃度が５重量％未満とな
ると、介在物の融点が高く、鋳込み時のノズル内面に介
在物が付着しやすくなり、ノズル閉塞の原因となる。ま
た、Al2O3 濃度が70重量％を超えると、大形クラスター
介在物を形成しやすく、また溶鋼との濡れ性が低下し、
ノズル閉塞が顕著となる。また、介在物中のCaO ＋REM
酸化物の濃度が50重量％を超えると、介在物が液相状態
で硫黄を含有しやすくなる。その結果、液相介在物が凝
固する際に、介在物の周囲にCaS やREM 硫化物が生成す
る。このため、介在物の粗大化を招くとともに、鋼板で
の発錆が顕著となる。
【００１１】すなわち、酸化物系介在物の均一微細分散
のためには、脱酸生成介在物と溶鋼の濡れ性を良好とす
る必要があり、そのためには、 介在物中のAl2O3 濃度を70重量％以下に低減するこ
と、 酸化物系介在物中のCaO およびREM 酸化物濃度は50重
量％以下にすること、が必要であり、さらにノズル閉塞
を防止するためには、脱酸生成物の融点を低下させる必
要があり、そのためには、 Ca処理あるいはREM 処理によって介在物中のCaO およ
びREM 酸化物濃度を少なくとも５重量％以上とするこ
と、 Al2O3 濃度を70重量％以下、Ti酸化物濃度を90重量％
以下とすること、また、発錆を防止するためには、 介在物中のCaO ＋REM 酸化物の濃度を50wt％以下とす
ること、が重要となるという知見を得た。
のためには、脱酸生成介在物と溶鋼の濡れ性を良好とす
る必要があり、そのためには、 介在物中のAl2O3 濃度を70重量％以下に低減するこ
と、 酸化物系介在物中のCaO およびREM 酸化物濃度は50重
量％以下にすること、が必要であり、さらにノズル閉塞
を防止するためには、脱酸生成物の融点を低下させる必
要があり、そのためには、 Ca処理あるいはREM 処理によって介在物中のCaO およ
びREM 酸化物濃度を少なくとも５重量％以上とするこ
と、 Al2O3 濃度を70重量％以下、Ti酸化物濃度を90重量％
以下とすること、また、発錆を防止するためには、 介在物中のCaO ＋REM 酸化物の濃度を50wt％以下とす
ること、が重要となるという知見を得た。
【００１２】これらの知見から、本発明者らは、最適な
酸化物系介在物の最適組成範囲として、図１に示すよう
に、Ti酸化物：90重量％以下、CaO およびREM 酸化物の
合計：５〜50重量％、Al2O3 ：70重量％以下であるとし
た。酸化物系介在物の組成が図１の範囲となるように制
御することにより、ノズル詰まりや有害な介在物クラス
ターの生成を引き起こすことなく、介在物の結晶粒粗大
化抑制能（ピン止め効果）を有効に利用することがで
き、溶接熱影響部の組織を改善し溶接熱影響部靱性を有
効に向上させることができる。
酸化物系介在物の最適組成範囲として、図１に示すよう
に、Ti酸化物：90重量％以下、CaO およびREM 酸化物の
合計：５〜50重量％、Al2O3 ：70重量％以下であるとし
た。酸化物系介在物の組成が図１の範囲となるように制
御することにより、ノズル詰まりや有害な介在物クラス
ターの生成を引き起こすことなく、介在物の結晶粒粗大
化抑制能（ピン止め効果）を有効に利用することがで
き、溶接熱影響部の組織を改善し溶接熱影響部靱性を有
効に向上させることができる。
【００１３】さらに、本発明者らは、母材および溶接熱
影響部靱性の更なる向上について鋭意検討した。その結
果、上記した組成を有し、200 nm以上の円相当径を有す
るものの個数で酸化物系介在物を最適分散させることに
より、母材靱性をさらに向上させることができるという
知見を得た。本発明は、上記した知見に基づいて構成さ
れたものである。
影響部靱性の更なる向上について鋭意検討した。その結
果、上記した組成を有し、200 nm以上の円相当径を有す
るものの個数で酸化物系介在物を最適分散させることに
より、母材靱性をさらに向上させることができるという
知見を得た。本発明は、上記した知見に基づいて構成さ
れたものである。
【００１４】すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：0.01
〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、Ｐ：
0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Ti：0.005 〜0.08
％、Ｎ：0.0020〜0.0100％、REM ：0.0010〜0.0200％、
Ca：0.0010〜0.0200％、Al：（Ti％）／５以下を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次
（１）式 Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１） （ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有
量（重量％））で定義されるCeq が0.36〜0.45％である
鋼組成を有し、かつ、重量％で、Ti酸化物：90％以下、
Ca酸化物およびREM 酸化物の合計：５〜50％、Al2O3 ：
70％以下からなる介在物組成を有する酸化物系介在物
を、200nm 以上の円相当直径を有するものの個数で１×
103 個／mm2 以上１×105 個／mm2 未満分散させたこと
を特徴とする母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調
質高張力鋼材であり、また、本発明では、前記鋼組成に
加えてさらに、重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有する
ことが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加
えてさらに、重量％で、Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜
0.06％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.
003 〜0.020 ％のうちの１種または２種以上を含有する
ことが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加
えてさらに、重量％で、Ｂ：0.0002〜0.0020％を含有す
ることが好ましい。
〜0.18％、Si：0.02〜0.60％、Mn：0.60〜2.00％、Ｐ：
0.030 ％以下、Ｓ：0.015 ％以下、Ti：0.005 〜0.08
％、Ｎ：0.0020〜0.0100％、REM ：0.0010〜0.0200％、
Ca：0.0010〜0.0200％、Al：（Ti％）／５以下を含有
し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、かつ次
（１）式 Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１） （ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有
量（重量％））で定義されるCeq が0.36〜0.45％である
鋼組成を有し、かつ、重量％で、Ti酸化物：90％以下、
Ca酸化物およびREM 酸化物の合計：５〜50％、Al2O3 ：
70％以下からなる介在物組成を有する酸化物系介在物
を、200nm 以上の円相当直径を有するものの個数で１×
103 個／mm2 以上１×105 個／mm2 未満分散させたこと
を特徴とする母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調
質高張力鋼材であり、また、本発明では、前記鋼組成に
加えてさらに、重量％で、Ｖ：0.03〜0.15％を含有する
ことが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加
えてさらに、重量％で、Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜
0.06％、Cr：0.05〜0.50％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.
003 〜0.020 ％のうちの１種または２種以上を含有する
ことが好ましく、また、本発明では、前記各鋼組成に加
えてさらに、重量％で、Ｂ：0.0002〜0.0020％を含有す
ることが好ましい。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下に、本発明の限定理由を説明
する。まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明す
る。以下、組成についての％は、重量％を意味する。 Ｃ：0.01〜0.18％ Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を
確保するために0.01％以上の含有を必要とするが、0.18
％を超えて含有すると、母材靱性および溶接性が低下す
る。このため、Ｃは0.01〜0.18％に限定した。なお、実
用上、好ましくは0.08〜0.16％である。
する。まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明す
る。以下、組成についての％は、重量％を意味する。 Ｃ：0.01〜0.18％ Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を
確保するために0.01％以上の含有を必要とするが、0.18
％を超えて含有すると、母材靱性および溶接性が低下す
る。このため、Ｃは0.01〜0.18％に限定した。なお、実
用上、好ましくは0.08〜0.16％である。
【００１６】Si：0.02〜0.60％ Siは、固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な
元素であるが、0.02％未満の含有では、その効果が少な
く、一方、0.60％を超えて含有すると、ＨＡＺ靱性が著
しく劣化する。このため、Siは0.02〜0.60％に限定し
た。 Mn：0.60〜2.00％ Mnは、鋼の強度を増加し高強度化に有効な元素であり、
所望の強度を確保するためには0.60％以上の含有を必要
とする。しかし、2.00％を超える含有は、圧延後空冷し
た組織がフェライト＋ベイナイト組織となり、母材靱性
が低下する。このため、Mnは0.60〜2.00％の範囲に限定
した。なお、好ましくは1.00〜1.70％である。
元素であるが、0.02％未満の含有では、その効果が少な
く、一方、0.60％を超えて含有すると、ＨＡＺ靱性が著
しく劣化する。このため、Siは0.02〜0.60％に限定し
た。 Mn：0.60〜2.00％ Mnは、鋼の強度を増加し高強度化に有効な元素であり、
所望の強度を確保するためには0.60％以上の含有を必要
とする。しかし、2.00％を超える含有は、圧延後空冷し
た組織がフェライト＋ベイナイト組織となり、母材靱性
が低下する。このため、Mnは0.60〜2.00％の範囲に限定
した。なお、好ましくは1.00〜1.70％である。
【００１７】Ｐ：0.030 ％以下 Ｐは、粒界に偏析し鋼の靱性を劣化させるので、できる
だけ低減するのが望ましいが、0.030 ％までは許容でき
るため、0.030 ％以下に限定した。 Ｓ：0.015 ％以下 Ｓは、主にMnS を形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の
組織を微細にする作用を有するが、0.015 ％を超えての
含有は、板厚方向の靱性・延性を低下させる。このた
め、Ｓは0.015 ％以下に限定した。MnS として細粒化効
果を得るためにはＳは0.004 〜0.010 ％の範囲とするの
が望ましい。
だけ低減するのが望ましいが、0.030 ％までは許容でき
るため、0.030 ％以下に限定した。 Ｓ：0.015 ％以下 Ｓは、主にMnS を形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の
組織を微細にする作用を有するが、0.015 ％を超えての
含有は、板厚方向の靱性・延性を低下させる。このた
め、Ｓは0.015 ％以下に限定した。MnS として細粒化効
果を得るためにはＳは0.004 〜0.010 ％の範囲とするの
が望ましい。
【００１８】Ti：0.005 〜0.08％ Tiは、本発明で重要な元素の１つである。Ti脱酸により
生成する酸化物を有効に利用することが本発明の一つの
重要な要素である。鋼中に均一微細に分散したTi酸化物
を主体とする酸化物系介在物は、結晶粒ピン止め効果に
よりオーステナイト粒成長を抑制する効果を有する。ま
た、さらに、200nm 以上の酸化物系介在物を均一に分散
させ、フェライト生成核として、母材組織、溶接熱影響
部組織を微細化する。また、脱酸後残留したTiは、その
後の冷却過程にＮと結合しTiN を生成する。TiN は溶接
熱影響部のオーステナイト粒の粗大化抑制に寄与し、溶
接熱影響部靱性を向上させる。また、フェライト生成核
として作用し、組織を微細化し、母材靱性を向上させ
る。
生成する酸化物を有効に利用することが本発明の一つの
重要な要素である。鋼中に均一微細に分散したTi酸化物
を主体とする酸化物系介在物は、結晶粒ピン止め効果に
よりオーステナイト粒成長を抑制する効果を有する。ま
た、さらに、200nm 以上の酸化物系介在物を均一に分散
させ、フェライト生成核として、母材組織、溶接熱影響
部組織を微細化する。また、脱酸後残留したTiは、その
後の冷却過程にＮと結合しTiN を生成する。TiN は溶接
熱影響部のオーステナイト粒の粗大化抑制に寄与し、溶
接熱影響部靱性を向上させる。また、フェライト生成核
として作用し、組織を微細化し、母材靱性を向上させ
る。
【００１９】これらの効果を発揮させるには、Tiは0.00
5 ％以上の含有を必要とする。また、0.08％を超えての
含有は鋼の清浄性を劣化させるうえ、固溶Tiの増加ある
いはTi炭化物が析出し、靱性を劣化させる。このため、
Tiは0.005 〜0.08％に限定した。なお、好ましくは0.01
0 〜0.025 ％である。 Ｎ：0.0020〜0.0100％ Ｎは、Tiと結合してTiN を形成し、圧延素材を加熱する
際にγ粒の粒成長を抑制し、さらに、圧延中にフェライ
トの析出核となり、結晶粒を微細化させる作用を有し、
靱性向上に大きく寄与する。これらの効果を有効に発揮
させるためには、0.0020％以上の含有を必要とするが、
0.0100％を超えての含有は、母材靱性や溶接性を大きく
損なうので、Ｎは0.0020〜0.0100％の範囲に限定した。
5 ％以上の含有を必要とする。また、0.08％を超えての
含有は鋼の清浄性を劣化させるうえ、固溶Tiの増加ある
いはTi炭化物が析出し、靱性を劣化させる。このため、
Tiは0.005 〜0.08％に限定した。なお、好ましくは0.01
0 〜0.025 ％である。 Ｎ：0.0020〜0.0100％ Ｎは、Tiと結合してTiN を形成し、圧延素材を加熱する
際にγ粒の粒成長を抑制し、さらに、圧延中にフェライ
トの析出核となり、結晶粒を微細化させる作用を有し、
靱性向上に大きく寄与する。これらの効果を有効に発揮
させるためには、0.0020％以上の含有を必要とするが、
0.0100％を超えての含有は、母材靱性や溶接性を大きく
損なうので、Ｎは0.0020〜0.0100％の範囲に限定した。
【００２０】Al：（Ti％）／５以下 Alは、脱酸剤として作用するが、本発明では予備脱酸剤
としてTi脱酸前のＯ濃度を調整するために用いることが
できる。本発明では、Al2O3 クラスターを生成させない
ために、Al含有量をTi含有量（重量％）の1/5 以下に限
定する。Al含有量がTi含有量の1/5 を超えると、Ti−Al
−O 平衡から、Al2O3 クラスターが生成し、酸化物系介
在物の均一微細分散ができなくなる。なお、好ましく
は、Alは（Ti％）／6 以下である。
としてTi脱酸前のＯ濃度を調整するために用いることが
できる。本発明では、Al2O3 クラスターを生成させない
ために、Al含有量をTi含有量（重量％）の1/5 以下に限
定する。Al含有量がTi含有量の1/5 を超えると、Ti−Al
−O 平衡から、Al2O3 クラスターが生成し、酸化物系介
在物の均一微細分散ができなくなる。なお、好ましく
は、Alは（Ti％）／6 以下である。
【００２１】Ca：0.0010〜0.0200％、REM ：0.0010〜0.
0200％ Ca、REM 添加により、介在物中のREM 酸化物およびCaO
酸化物の濃度が増加するが、これにより、介在物の融点
が低下して鋳込み時のノズル内面への付着が抑制でき、
ノズル閉塞を回避できる。また、Ca、REM は、濡れ性改
善に寄与し、脱酸生成物の微細均一分散を実現するため
に必須となる元素である。REM 、Caは、高温においても
安定な酸化物を形成して微細分散し、γ粒成長を抑制す
る。さらに、圧延後のフェライト粒径を細かくする効果
もあり、また、ＨＡＺ靱性の向上にも有効である。これ
らの効果を得るためには、それぞれ0.0010％以上の含有
が必要となるが、一方、それぞれ0.0200％を超えての含
有は、鋼の清浄性を低下させ、母材靱性を損ねる。この
ため、Ca、REM はそれぞれ0.0010〜0.0200％の範囲に限
定した。なお、REM およびCaは、それぞれを単独で添加
しても介在物のノズル閉塞回避の効果は少ないため、本
発明では、REM およびCaは同時に含有する必要がある。
0200％ Ca、REM 添加により、介在物中のREM 酸化物およびCaO
酸化物の濃度が増加するが、これにより、介在物の融点
が低下して鋳込み時のノズル内面への付着が抑制でき、
ノズル閉塞を回避できる。また、Ca、REM は、濡れ性改
善に寄与し、脱酸生成物の微細均一分散を実現するため
に必須となる元素である。REM 、Caは、高温においても
安定な酸化物を形成して微細分散し、γ粒成長を抑制す
る。さらに、圧延後のフェライト粒径を細かくする効果
もあり、また、ＨＡＺ靱性の向上にも有効である。これ
らの効果を得るためには、それぞれ0.0010％以上の含有
が必要となるが、一方、それぞれ0.0200％を超えての含
有は、鋼の清浄性を低下させ、母材靱性を損ねる。この
ため、Ca、REM はそれぞれ0.0010〜0.0200％の範囲に限
定した。なお、REM およびCaは、それぞれを単独で添加
しても介在物のノズル閉塞回避の効果は少ないため、本
発明では、REM およびCaは同時に含有する必要がある。
【００２２】Ｖ：0.03〜0.15％ Ｖは、圧延冷却中にVNとしてγ粒中に析出し、それを核
としてフェライトが析出するため、結晶粒微細化に有効
に作用し、靱性向上に大きく寄与する。また、フェライ
ト変態後にもフェライト中にVNが析出し、冷却時に強水
冷を行うことなく母材強度を高めることができる。板厚
方向での特性の均一性の確保や、残留応力・歪み軽減に
も有効であり、必要に応じ含有できる。
としてフェライトが析出するため、結晶粒微細化に有効
に作用し、靱性向上に大きく寄与する。また、フェライ
ト変態後にもフェライト中にVNが析出し、冷却時に強水
冷を行うことなく母材強度を高めることができる。板厚
方向での特性の均一性の確保や、残留応力・歪み軽減に
も有効であり、必要に応じ含有できる。
【００２３】これらの効果を有効に発揮させるために
は、0.03％以上のＶを含有させることが好ましい。しか
し、0.15％を超えて含有すると母材靱性や溶接性を大き
く損なうため、Ｖは0.04〜0.15％の範囲とするのが好ま
しい。 Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの
１種または２種以上 Cu、Ni、Nb、Cr、Moは、いずれも焼入れ性向上に有効な
元素であり、必要に応じ１種または２種以上を選択して
含有できる。Cu、Ni、Nb、Cr、Moの含有により、Ar3 点
が下がりフェライト粒がより微細となり靱性向上に寄与
する。
は、0.03％以上のＶを含有させることが好ましい。しか
し、0.15％を超えて含有すると母材靱性や溶接性を大き
く損なうため、Ｖは0.04〜0.15％の範囲とするのが好ま
しい。 Cu：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.60％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの
１種または２種以上 Cu、Ni、Nb、Cr、Moは、いずれも焼入れ性向上に有効な
元素であり、必要に応じ１種または２種以上を選択して
含有できる。Cu、Ni、Nb、Cr、Moの含有により、Ar3 点
が下がりフェライト粒がより微細となり靱性向上に寄与
する。
【００２４】Cu、Ni、Nb、Cr、Moの含有量が多くなる
と、Ar3 点が低下しすぎて、べイナイト変態が主体とな
り、フェライトの細粒化が不十分となり、強度は上昇す
るが、フェライトの細粒化が不十分となる。このような
ことから、Cu、Ni、Nb、Cr、Moはそれぞれ0.02％、0.02
％、0.05％、0.02％、0.003 ％以上を含有するのが好ま
しい。また、Cuを添加する場合は、Cuによる熱間加工性
の低下を補償するために、Cuとほぼ同量Niを添加するの
が好ましい。しかし、Niの多量添加は製造コストを増加
させるため、Cu、Niの上限は0.6 ％とするのが好まし
い。また、Nb、Cr、Moはそれぞれ0.020 ％、0.50％、0.
50％を超えると溶接性や靱性を損なうため、これらを上
限とするのが好ましい。
と、Ar3 点が低下しすぎて、べイナイト変態が主体とな
り、フェライトの細粒化が不十分となり、強度は上昇す
るが、フェライトの細粒化が不十分となる。このような
ことから、Cu、Ni、Nb、Cr、Moはそれぞれ0.02％、0.02
％、0.05％、0.02％、0.003 ％以上を含有するのが好ま
しい。また、Cuを添加する場合は、Cuによる熱間加工性
の低下を補償するために、Cuとほぼ同量Niを添加するの
が好ましい。しかし、Niの多量添加は製造コストを増加
させるため、Cu、Niの上限は0.6 ％とするのが好まし
い。また、Nb、Cr、Moはそれぞれ0.020 ％、0.50％、0.
50％を超えると溶接性や靱性を損なうため、これらを上
限とするのが好ましい。
【００２５】Ｂ：0.0002〜0.0020％ Ｂは、粒界に偏析して粗大な粒界フェライトの生成を抑
制し、圧延後のフェライト粒を細かくする作用を有し、
必要に応じ含有できる。この効果は0.0002％以上の含有
で認められる。一方、0.0020％を超えて含有すると靱性
が低下する。このため、Ｂは0.0002〜0.0020％の範囲に
限定するのが好ましい。
制し、圧延後のフェライト粒を細かくする作用を有し、
必要に応じ含有できる。この効果は0.0002％以上の含有
で認められる。一方、0.0020％を超えて含有すると靱性
が低下する。このため、Ｂは0.0002〜0.0020％の範囲に
限定するのが好ましい。
【００２６】Ceq ：0.36〜0.45wt％ Ceq は次（１）式で定義する。 Ceq(％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ………（１） ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量
（重量％） Ceq が0.45％を超えると、溶接割れ感受性が高くなり、
ＨＡＺ靱性が低下する。一方、Ceq が0.36％未満では母
材およびＨＡＺ軟化部での強度確保が困難となる。この
ため、Ceq は0.36〜0.45％の範囲内に限定する。
（重量％） Ceq が0.45％を超えると、溶接割れ感受性が高くなり、
ＨＡＺ靱性が低下する。一方、Ceq が0.36％未満では母
材およびＨＡＺ軟化部での強度確保が困難となる。この
ため、Ceq は0.36〜0.45％の範囲内に限定する。
【００２７】上記した成分以外の残部はFeおよび不可避
的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：0.0100
％以下、Ｎ：0.0100％以下が許容できる。ついで、本発
明鋼材の好適な製造方法について説明する。上記した組
成の溶鋼を、Ti脱酸して溶製する。なお、Alによる予備
脱酸を行ってもよいのは言うまでもない。溶製方法は、
とくに限定されないが、転炉、電気炉、真空溶解炉等の
通常公知の溶製方法がいずれも好適に利用できる。な
お、脱酸方法をTi脱酸とすることにより、脱酸生成物が
Ti酸化物主体の介在物となる。
的不純物である。不可避的不純物としては、Ｏ：0.0100
％以下、Ｎ：0.0100％以下が許容できる。ついで、本発
明鋼材の好適な製造方法について説明する。上記した組
成の溶鋼を、Ti脱酸して溶製する。なお、Alによる予備
脱酸を行ってもよいのは言うまでもない。溶製方法は、
とくに限定されないが、転炉、電気炉、真空溶解炉等の
通常公知の溶製方法がいずれも好適に利用できる。な
お、脱酸方法をTi脱酸とすることにより、脱酸生成物が
Ti酸化物主体の介在物となる。
【００２８】溶鋼は、ついで連続鋳造法、造塊法等の通
常公知の鋳造方法がいずれも好適に利用でき、スラブ等
の圧延用鋼素材に鋳造される。つぎに、鋼素材中に微細
分散する酸化物系介在物の組成限定理由について説明す
る。微細分散される酸化物系介在物は、Ti酸化物を主体
とし、重量％で、Ti酸化物：90％以下、Al203 ：70％以
下、Ca酸化物とREM 酸化物の合計：5 〜50％からなる介
在物組成を有する。
常公知の鋳造方法がいずれも好適に利用でき、スラブ等
の圧延用鋼素材に鋳造される。つぎに、鋼素材中に微細
分散する酸化物系介在物の組成限定理由について説明す
る。微細分散される酸化物系介在物は、Ti酸化物を主体
とし、重量％で、Ti酸化物：90％以下、Al203 ：70％以
下、Ca酸化物とREM 酸化物の合計：5 〜50％からなる介
在物組成を有する。
【００２９】Ti酸化物：90％以下 Ti酸化物は、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大
化を抑制する結晶粒ピン止め効果を有する。このため、
本発明では、酸化物系介在物をTi酸化物を主体とする組
成とする。しかし、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度
が90％を超えると、酸化物系介在物の融点が高温とな
り、浸漬ノズル壁への介在物の付着が起きやすくなり、
ノズル詰まりが発生しやすくなる。このため、酸化物系
介在物中のTi酸化物の濃度を90％以下に限定する。な
お、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度が50％未満では
結晶粒ピン止め効果が少なくなるため、酸化物系介在物
中のTi酸化物の濃度を50％以上とするのが好ましい。な
お、本発明でいう、Ti酸化物はTiO2、Ti2O3 等が好適で
あるが、なかでもTi2O3 とするのが好ましい。
化を抑制する結晶粒ピン止め効果を有する。このため、
本発明では、酸化物系介在物をTi酸化物を主体とする組
成とする。しかし、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度
が90％を超えると、酸化物系介在物の融点が高温とな
り、浸漬ノズル壁への介在物の付着が起きやすくなり、
ノズル詰まりが発生しやすくなる。このため、酸化物系
介在物中のTi酸化物の濃度を90％以下に限定する。な
お、酸化物系介在物中のTi酸化物の濃度が50％未満では
結晶粒ピン止め効果が少なくなるため、酸化物系介在物
中のTi酸化物の濃度を50％以上とするのが好ましい。な
お、本発明でいう、Ti酸化物はTiO2、Ti2O3 等が好適で
あるが、なかでもTi2O3 とするのが好ましい。
【００３０】Al203 ：70％以下 Al203 は、大形クラスター介在物を形成しやすく、酸化
物系介在物の均一、微細分散を阻害する。このため、本
発明では酸化物系介在物中のAl203 濃度をできるだけ低
減するのが好ましい。酸化物系介在物中のAl203 濃度が
70％を超えると、介在物の溶鋼との濡れ性を低下させ、
さらにはノズル詰まりが顕著となる。このようなことか
ら、酸化物系介在物中のAl203 濃度は70％以下とする。
物系介在物の均一、微細分散を阻害する。このため、本
発明では酸化物系介在物中のAl203 濃度をできるだけ低
減するのが好ましい。酸化物系介在物中のAl203 濃度が
70％を超えると、介在物の溶鋼との濡れ性を低下させ、
さらにはノズル詰まりが顕著となる。このようなことか
ら、酸化物系介在物中のAl203 濃度は70％以下とする。
【００３１】Ca酸化物とREM 酸化物の合計：5 〜50％ 本発明では、酸化物系介在物の融点を低下させるため、
酸化物系介在物中にCa酸化物（CaO ）＋REM 酸化物の合
計で５％以上含有させる。Ca酸化物（CaO ）＋REM 酸化
物濃度が５％未満では、介在物の融点が高く、鋳込み時
のノズル内面に付着しやすくなりノズル閉塞の原因とな
る。また、Ca、REM は、Ｓと結合して硫化物を形成しや
すいため、酸化物系介在物中のCa酸化物（CaO ）＋REM
酸化物の濃度が50％を超えて高くなると、介在物が液相
状態でＳを含有しやすくなり、介在物周囲にCaS 、REM
硫化物が形成される。このため、介在物の粗大化を招き
酸化物系介在物の結晶粒ピン止め能が低下するととも
に、鋼材の発錆が顕著となる。また、REM 酸化物の比重
は、他の酸化物に比べて大きいために、このREM 酸化物
が50wt％を超えると介在物の溶鋼中での浮上性が悪くな
り、鋼中の全酸素濃度が高くなって鋼板の清浄性を悪化
させる。このようなことから、酸化物系介在物中のCa酸
化物＋REM 酸化物を、合計で５〜50％の範囲に限定し
た。
酸化物系介在物中にCa酸化物（CaO ）＋REM 酸化物の合
計で５％以上含有させる。Ca酸化物（CaO ）＋REM 酸化
物濃度が５％未満では、介在物の融点が高く、鋳込み時
のノズル内面に付着しやすくなりノズル閉塞の原因とな
る。また、Ca、REM は、Ｓと結合して硫化物を形成しや
すいため、酸化物系介在物中のCa酸化物（CaO ）＋REM
酸化物の濃度が50％を超えて高くなると、介在物が液相
状態でＳを含有しやすくなり、介在物周囲にCaS 、REM
硫化物が形成される。このため、介在物の粗大化を招き
酸化物系介在物の結晶粒ピン止め能が低下するととも
に、鋼材の発錆が顕著となる。また、REM 酸化物の比重
は、他の酸化物に比べて大きいために、このREM 酸化物
が50wt％を超えると介在物の溶鋼中での浮上性が悪くな
り、鋼中の全酸素濃度が高くなって鋼板の清浄性を悪化
させる。このようなことから、酸化物系介在物中のCa酸
化物＋REM 酸化物を、合計で５〜50％の範囲に限定し
た。
【００３２】また、本発明では、介在物の量は、光学顕
微鏡による清浄度試験、あるいは抽出残渣の定量によっ
て、また、介在物の組成は、走査型電子顕微鏡（ＳＥ
Ｍ）を用い、ＥＤＸによる定量分析という手順で、測定
するものとする。酸化物系介在物の組成を、上記した範
囲に調整するには、TiあるいはTi合金を用いて脱酸した
後に、Fe、Al、Si、Tiのうちの少なくともいずれか１種
を含有し、かつ、Caを10wt％未満、Ce、La等のREM を５
wt％未満の範囲で含有する介在物組成調整用合金を添加
すればよい。
微鏡による清浄度試験、あるいは抽出残渣の定量によっ
て、また、介在物の組成は、走査型電子顕微鏡（ＳＥ
Ｍ）を用い、ＥＤＸによる定量分析という手順で、測定
するものとする。酸化物系介在物の組成を、上記した範
囲に調整するには、TiあるいはTi合金を用いて脱酸した
後に、Fe、Al、Si、Tiのうちの少なくともいずれか１種
を含有し、かつ、Caを10wt％未満、Ce、La等のREM を５
wt％未満の範囲で含有する介在物組成調整用合金を添加
すればよい。
【００３３】本発明では、上記した介在物組成を有し、
さらに、特定範囲の大きさの酸化物系介在物を適正個数
分散させる。本発明では、円相当径200nm 以上のTi酸化
物を、１×103 個／mm2 以上１×10 5 個／mm2 未満分散
させる。酸化物系介在物が、圧延工程および溶接工程に
おいて、フェライトの生成核として作用し、母材靱性、
溶接熱影響部靱性を向上させるためには、円相当径で20
0nm 以上の大きさが必要となり、しかも円相当径200nm
以上の大きさの酸化物系介在物が適切量分散しているこ
とが肝要となる。
さらに、特定範囲の大きさの酸化物系介在物を適正個数
分散させる。本発明では、円相当径200nm 以上のTi酸化
物を、１×103 個／mm2 以上１×10 5 個／mm2 未満分散
させる。酸化物系介在物が、圧延工程および溶接工程に
おいて、フェライトの生成核として作用し、母材靱性、
溶接熱影響部靱性を向上させるためには、円相当径で20
0nm 以上の大きさが必要となり、しかも円相当径200nm
以上の大きさの酸化物系介在物が適切量分散しているこ
とが肝要となる。
【００３４】円相当径200nm 以上の酸化物系介在物の個
数が、１×103 個／mm2 未満の場合には、生成するフェ
ライトの数が少なく、母材および溶接熱影響部における
フェライト粒微細化の効果が不十分であり、また、円相
当径200nm 以上の酸化物系介在物の個数が、１×105 個
／mm2 以上の場合には、母材および溶接熱影響部におけ
る靱性が劣化する。このため、本発明では、円相当径20
0nm 以上の酸化物系介在物を１×103 個／mm2 以上１×
105 個／mm2 未満分散させる。
数が、１×103 個／mm2 未満の場合には、生成するフェ
ライトの数が少なく、母材および溶接熱影響部における
フェライト粒微細化の効果が不十分であり、また、円相
当径200nm 以上の酸化物系介在物の個数が、１×105 個
／mm2 以上の場合には、母材および溶接熱影響部におけ
る靱性が劣化する。このため、本発明では、円相当径20
0nm 以上の酸化物系介在物を１×103 個／mm2 以上１×
105 個／mm2 未満分散させる。
【００３５】なお、酸化物系介在物の同定およびその円
相当径は、透過型電子顕微鏡による分析および観察によ
り測定するものとする。上記した酸化物系介在物の分散
形態は、TiおよびＯ量の制御、およびCa、REM量を調整
することにより得られる。上記したように調整された鋼
素材は、ついで、1000〜1250℃の温度範囲に再加熱さ
れ、あるいは再加熱することなく、熱間圧延を施され
て、鋼板等とされるのが好ましい。
相当径は、透過型電子顕微鏡による分析および観察によ
り測定するものとする。上記した酸化物系介在物の分散
形態は、TiおよびＯ量の制御、およびCa、REM量を調整
することにより得られる。上記したように調整された鋼
素材は、ついで、1000〜1250℃の温度範囲に再加熱さ
れ、あるいは再加熱することなく、熱間圧延を施され
て、鋼板等とされるのが好ましい。
【００３６】加熱温度：1000〜1250℃ 加熱温度が、1000℃未満では、完全にオーステナイト化
しない場合があるため、再加熱による均質化の効果が十
分に得られない。一方、加熱温度が、1250℃を超える
と、オーステナイト粒が著しく粗大化し、圧延後の組織
が粗大となり、靭性が低下する。このため、加熱温度は
1000〜1250℃の範囲に限定するのが好ましい。なお、好
ましくは1050〜1200℃である。なお、再加熱することな
く圧延する場合は、鋳込後、鋼素材の温度が低下しすぎ
ないうちに圧延を開始する必要があり、少なくとも900
℃以上の温度を有することが好ましい。
しない場合があるため、再加熱による均質化の効果が十
分に得られない。一方、加熱温度が、1250℃を超える
と、オーステナイト粒が著しく粗大化し、圧延後の組織
が粗大となり、靭性が低下する。このため、加熱温度は
1000〜1250℃の範囲に限定するのが好ましい。なお、好
ましくは1050〜1200℃である。なお、再加熱することな
く圧延する場合は、鋳込後、鋼素材の温度が低下しすぎ
ないうちに圧延を開始する必要があり、少なくとも900
℃以上の温度を有することが好ましい。
【００３７】熱間圧延は、つぎの条件で行うのが好まし
い。 1000℃以下の温度域での累積圧下量：30％以上 1000℃以下の温度域における圧下量の増加は、オーステ
ナイト粒への歪導入によるフェライト粒微細化により、
母材の機械的性質を向上させる。このような効果は、10
00℃以下の温度域での累積圧下量が30％以上で、累積圧
下量に応じ顕著となる。このため、1000℃以下の温度域
での累積圧下量を30％以上に限定するのが好ましい。
い。 1000℃以下の温度域での累積圧下量：30％以上 1000℃以下の温度域における圧下量の増加は、オーステ
ナイト粒への歪導入によるフェライト粒微細化により、
母材の機械的性質を向上させる。このような効果は、10
00℃以下の温度域での累積圧下量が30％以上で、累積圧
下量に応じ顕著となる。このため、1000℃以下の温度域
での累積圧下量を30％以上に限定するのが好ましい。
【００３８】熱間圧延終了温度：700 ℃以上 熱間圧延終了温度が低温になるにしたがい、圧延加工に
よりオーステナイト粒に導入される歪（転位）が粒内に
蓄積される割合が増加し、それにより変態後の組織への
転位の受け継ぎ量が著しく増加するため、強度が増加す
る。しかし、熱間圧延終了温度を700 ℃未満としても強
度の増加傾向は飽和するうえ、変形抵抗の増加により圧
延能率が低下する。このため、本発明では、圧延終了温
度を700 ℃以上に限定するのが好ましい。
よりオーステナイト粒に導入される歪（転位）が粒内に
蓄積される割合が増加し、それにより変態後の組織への
転位の受け継ぎ量が著しく増加するため、強度が増加す
る。しかし、熱間圧延終了温度を700 ℃未満としても強
度の増加傾向は飽和するうえ、変形抵抗の増加により圧
延能率が低下する。このため、本発明では、圧延終了温
度を700 ℃以上に限定するのが好ましい。
【００３９】本発明では、熱間圧延後、空冷するか、あ
るいはさらに加速冷却を施してもよい。熱間圧延後、加
速冷却することにより、生成する組織が微細化し、なお
一層の靱性改善が図れる。加速冷却条件は、冷却速度：
１〜30℃／s 、冷却停止温度：650 ℃以下とするのが好
ましい。
るいはさらに加速冷却を施してもよい。熱間圧延後、加
速冷却することにより、生成する組織が微細化し、なお
一層の靱性改善が図れる。加速冷却条件は、冷却速度：
１〜30℃／s 、冷却停止温度：650 ℃以下とするのが好
ましい。
【００４０】冷却速度が１℃／ｓ未満では、組織のなお
一層の微細化は得られず加速冷却する効果が少ない。ま
た、30℃／ｓを超える冷却速度は工業的に実現するのが
困難である。このため、加速冷却の冷却速度は１〜30℃
／s の範囲とするのが好ましい。また、冷却停止温度が
650 ℃を超えると、加速冷却の効果が小さく靭性改善効
果が小さい。このため、冷却停止温度を650 ℃以下とす
るのが好ましい。
一層の微細化は得られず加速冷却する効果が少ない。ま
た、30℃／ｓを超える冷却速度は工業的に実現するのが
困難である。このため、加速冷却の冷却速度は１〜30℃
／s の範囲とするのが好ましい。また、冷却停止温度が
650 ℃を超えると、加速冷却の効果が小さく靭性改善効
果が小さい。このため、冷却停止温度を650 ℃以下とす
るのが好ましい。
【００４１】
【実施例】表１に示す組成の鋼を電気炉で溶製した。な
お、酸化物系介在物の組成は、主として、Ti／Alのバラ
ンスと、Ca、REM の添加量を変化して調整した。また、
ノズルを用いて取鍋から溶鋼を鋳型内に注入し鋼素材と
した。鋳造中のノズル内の介在物の付着状況について、
鋳造後ノズル内を目視観察して介在物の付着の有無も調
査した。また、円相当径200nm 以上の酸化物系酸化物は
Ti量およびＯ量の制御により分散個数を調整した。
お、酸化物系介在物の組成は、主として、Ti／Alのバラ
ンスと、Ca、REM の添加量を変化して調整した。また、
ノズルを用いて取鍋から溶鋼を鋳型内に注入し鋼素材と
した。鋳造中のノズル内の介在物の付着状況について、
鋳造後ノズル内を目視観察して介在物の付着の有無も調
査した。また、円相当径200nm 以上の酸化物系酸化物は
Ti量およびＯ量の制御により分散個数を調整した。
【００４２】なお、比較例として、酸化物系介在物の組
成を本発明範囲から外れて、Ti酸化物を多くするには、
Al脱酸せず、かつTi／Alを大きく、CaO 、REM 酸化物を
多くするには、CaあるいはREM の添加量を多くし、Al2O
3 を多くするには、Ti／Alを小さくすることによった。
これら鋼素材に、表２に示す条件の熱間圧延と、圧延後
冷却を施し、厚鋼板とした。
成を本発明範囲から外れて、Ti酸化物を多くするには、
Al脱酸せず、かつTi／Alを大きく、CaO 、REM 酸化物を
多くするには、CaあるいはREM の添加量を多くし、Al2O
3 を多くするには、Ti／Alを小さくすることによった。
これら鋼素材に、表２に示す条件の熱間圧延と、圧延後
冷却を施し、厚鋼板とした。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】これら厚鋼板について、組織調査、母材特
性、および溶接熱影響部特性について調査した。組織調
査として、母材のフェライト粒径、厚鋼板中の酸化物系
介在物の介在物組成、円相当径200nm 以上の酸化物系介
在物の個数について調査した。酸化物系介在物の同定、
個数およびその円相当径は、透過型電子顕微鏡による分
析および観察によった。また、酸化物系介在物の組成の
分析方法は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察と
ＳＥＭに付属するＥＤＸによる定量分析法によった。
性、および溶接熱影響部特性について調査した。組織調
査として、母材のフェライト粒径、厚鋼板中の酸化物系
介在物の介在物組成、円相当径200nm 以上の酸化物系介
在物の個数について調査した。酸化物系介在物の同定、
個数およびその円相当径は、透過型電子顕微鏡による分
析および観察によった。また、酸化物系介在物の組成の
分析方法は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による観察と
ＳＥＭに付属するＥＤＸによる定量分析法によった。
【００４６】母材特性として、各厚鋼板の、板厚1/4 部
より引張試験片並びにシャルピー衝撃試験片を採取し、
母材の引張特性および靱性（シャルピー吸収エネルギ
ー）を評価した。また、溶接熱影響部（ＨＡＺ）特性と
して、再現熱サイクル試験を実施し、評価した。再現熱
サイクル試験は、各厚鋼板の1/4 部より圧延方向と直角
方向に12mm厚×75mm×80mmの試験片を採取し、これに高
周波加熱装置により、入熱100kJ/cmのサブマージアーク
溶接の粗粒域ＨＡＺの受ける熱サイクルをシュミレート
した熱サイクル（最高加熱温度1400℃）を付与し、シャ
ルピー衝撃試験片を採取し、−40℃におけるシャルピー
吸収エネルギー（vE-40 ）を求めた。
より引張試験片並びにシャルピー衝撃試験片を採取し、
母材の引張特性および靱性（シャルピー吸収エネルギ
ー）を評価した。また、溶接熱影響部（ＨＡＺ）特性と
して、再現熱サイクル試験を実施し、評価した。再現熱
サイクル試験は、各厚鋼板の1/4 部より圧延方向と直角
方向に12mm厚×75mm×80mmの試験片を採取し、これに高
周波加熱装置により、入熱100kJ/cmのサブマージアーク
溶接の粗粒域ＨＡＺの受ける熱サイクルをシュミレート
した熱サイクル（最高加熱温度1400℃）を付与し、シャ
ルピー衝撃試験片を採取し、−40℃におけるシャルピー
吸収エネルギー（vE-40 ）を求めた。
【００４７】これらの結果を表３に示す。
【００４８】
【表３】
【００４９】本発明例は、鋳込時のノズル詰まり発生も
なく製造でき、しかも、母材が、引張強さＴＳが500MPa
以上という高強度と、−40℃でのシャルピー吸収エネル
ギーvE-40 が300 Ｊ以上という高靱性を有し、さらにＨ
ＡＺの−40℃でのシャルピー吸収エネルギーvE-40 が15
0 Ｊ以上という優れたＨＡＺ靱性を有している。これに
対し、本発明の範囲が外れる比較例は、母材靱性、溶接
熱影響部靱性のいずれかが低下し、あるいはノズル詰ま
りが発生している。
なく製造でき、しかも、母材が、引張強さＴＳが500MPa
以上という高強度と、−40℃でのシャルピー吸収エネル
ギーvE-40 が300 Ｊ以上という高靱性を有し、さらにＨ
ＡＺの−40℃でのシャルピー吸収エネルギーvE-40 が15
0 Ｊ以上という優れたＨＡＺ靱性を有している。これに
対し、本発明の範囲が外れる比較例は、母材靱性、溶接
熱影響部靱性のいずれかが低下し、あるいはノズル詰ま
りが発生している。
【００５０】
【発明の効果】本発明によれば、鋳込み時ノズル詰まり
の発生もなく、母材靱性および溶接部靱性を兼ね備えた
非調質高張力鋼材を安定して製造でき、産業上の格段の
効果を奏する。
の発生もなく、母材靱性および溶接部靱性を兼ね備えた
非調質高張力鋼材を安定して製造でき、産業上の格段の
効果を奏する。
【図１】酸化物系介在物組成の好適範囲を示す３元状態
図である。
図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 BA02 CA02 CA03 CC02 CC03 CC04 CD02 CD03 CD05
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：0.01〜0.18％、 Si：0.02〜0.60％、 Mn：0.60〜2.00％、 Ｐ：0.030 ％以下、 Ｓ：0.015 ％以下、 Ti：0.005 〜0.08％、 REM ：0.0010〜0.0200％、 Ca：0.0010〜0.0200％、 Al：（Ti％）／５以下 を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、下記
（１）式で定義されるCeq が0.36〜0.45％である鋼組成
を有し、かつ、重量％で、Ti酸化物：90％以下、Ca酸化
物およびREM 酸化物の合計：５〜50％、Al2O3 ：70％以
下からなる介在物組成を有する酸化物系介在物を200nm
以上の円相当直径を有するものの個数で１×103 個／mm
2 以上１×105 個／mm2 未満分散させたことを特徴とす
る母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼
材。 記 Ceq （％) ＝Ｃ＋Si/24 ＋Mn/6＋Ni/40 ＋Cr/5＋Mo/4＋Ｖ/14 ……（１） ここに、Ｃ、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Ｖ：各元素の含有量
（重量％） - 【請求項２】 前記鋼組成に加えてさらに、重量％で、
Ｖ：0.03〜0.15％を含有することを特徴とする請求項１
に記載の母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高
張力鋼。 - 【請求項３】前記鋼組成に加えてさらに、重量％で、C
u：0.02〜1.5 ％、Ni：0.02〜0.06％、Cr：0.05〜0.50
％、Mo：0.02〜0.50％、Nb：0.003 〜0.020 ％のうちの
１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項
１または２に記載の母材および溶接熱影響部靱性に優れ
た非調質高張力鋼材。 - 【請求項４】 前記鋼組成に加えてさらに、重量％で、
Ｂ：0.0002〜0.0020％を含有することを特徴とする請求
項１ないし３のいずれかに記載の母材および溶接熱影響
部靱性に優れた非調質高張力鋼材。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19341199A JP4144123B2 (ja) | 1999-07-07 | 1999-07-07 | 母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材 |
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| JP19341199A JP4144123B2 (ja) | 1999-07-07 | 1999-07-07 | 母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001020033A true JP2001020033A (ja) | 2001-01-23 |
| JP4144123B2 JP4144123B2 (ja) | 2008-09-03 |
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|---|---|---|---|
| JP19341199A Expired - Fee Related JP4144123B2 (ja) | 1999-07-07 | 1999-07-07 | 母材および溶接熱影響部靱性に優れた非調質高張力鋼材 |
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Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2002363687A (ja) * | 2001-06-06 | 2002-12-18 | Kawasaki Steel Corp | 大入熱溶接用鋼材および大入熱溶接用鋼の溶製方法 |
| JP2008264802A (ja) * | 2007-04-17 | 2008-11-06 | Nippon Steel Corp | 連続鋳造方法 |
| JP2010168644A (ja) * | 2008-12-22 | 2010-08-05 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
| JP2010222652A (ja) * | 2009-03-24 | 2010-10-07 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 |
| EP1486580B1 (en) * | 2002-02-27 | 2012-03-07 | Nippon Steel Corporation | Atmosphere corrosion resisting steel plate having high strength and excellent bending formability and method for production thereof |
| JP2012046789A (ja) * | 2010-08-26 | 2012-03-08 | Nippon Steel Corp | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼材 |
-
1999
- 1999-07-07 JP JP19341199A patent/JP4144123B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JP4144123B2 (ja) | 2008-09-03 |
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