JP2002030380A - 溶接継手靭性の優れた高張力鋼とその製造方法 - Google Patents
溶接継手靭性の優れた高張力鋼とその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】小中入熱から大入熱までの広範囲な入熱量の溶
接の溶接熱影響部において、優れた靭性を有する高張力
鋼ならびにその製造方法を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：0.05％以下、Ｓｉ：0.01〜
0.5 ％、Ｍｎ：0.2 〜2.0 ％、Ｔｉ：0.001 〜0.03％、
Ｍｇ：0.0005〜0.010 ％、Ａｌ：0.01％以下、Ｐ：0.02
％以下、Ｓ：0.010 ％以下を含有し、且つ、ＴｉとＮの
比が2.0 ≦Ｔｉ／Ｎ≦3.5 で、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなり、Ｔｉ、Ｍｇ含有の酸化物及びその酸化
物を核として析出するＴｉＮの一種もしくは二種以上
が、粒子径0.005 〜0.2 μｍの大きさで1.0 ×105 〜1.
0 ×107 個／ｍｍ2 が分散析出している高張力鋼と、前
記組成の鋼をＡｃ３点〜1300℃の温度に加熱し、Ａｃ１
＋50℃以上の温度で熱間圧延後空冷もしくは加速冷却す
る高張力鋼の製造方法。
接の溶接熱影響部において、優れた靭性を有する高張力
鋼ならびにその製造方法を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：0.05％以下、Ｓｉ：0.01〜
0.5 ％、Ｍｎ：0.2 〜2.0 ％、Ｔｉ：0.001 〜0.03％、
Ｍｇ：0.0005〜0.010 ％、Ａｌ：0.01％以下、Ｐ：0.02
％以下、Ｓ：0.010 ％以下を含有し、且つ、ＴｉとＮの
比が2.0 ≦Ｔｉ／Ｎ≦3.5 で、残部がＦｅ及び不可避的
不純物からなり、Ｔｉ、Ｍｇ含有の酸化物及びその酸化
物を核として析出するＴｉＮの一種もしくは二種以上
が、粒子径0.005 〜0.2 μｍの大きさで1.0 ×105 〜1.
0 ×107 個／ｍｍ2 が分散析出している高張力鋼と、前
記組成の鋼をＡｃ３点〜1300℃の温度に加熱し、Ａｃ１
＋50℃以上の温度で熱間圧延後空冷もしくは加速冷却す
る高張力鋼の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は造船、建築、土木、
橋梁、建設機械、産業機械、圧力容器、海洋構造物、ラ
インパイプなどの分野に用いられる溶接次手靭性の優れ
た溶接構造用の高張力鋼に関するものである。特に、Ｔ
Ｓ５７０ＭＰａ以上の母材強度を有する鋼について有効
で、鋼としては、厚板、薄板、鋼管、形鋼、条鋼、棒鋼
のいずれでもかまわない。
橋梁、建設機械、産業機械、圧力容器、海洋構造物、ラ
インパイプなどの分野に用いられる溶接次手靭性の優れ
た溶接構造用の高張力鋼に関するものである。特に、Ｔ
Ｓ５７０ＭＰａ以上の母材強度を有する鋼について有効
で、鋼としては、厚板、薄板、鋼管、形鋼、条鋼、棒鋼
のいずれでもかまわない。
【０００２】
【従来の技術】造船、建築、橋梁など溶接構造物の脆性
破壊防止の観点から、使用される鋼材の溶接熱影響部
（以下、ＨＡＺと略す）靱性の向上に関する研究が数多
く報告されてきた。更に、近年では、溶接施工能率の向
上のために、大入熱溶接（〜約２５０kJ/cm)への要求が
増大している。
破壊防止の観点から、使用される鋼材の溶接熱影響部
（以下、ＨＡＺと略す）靱性の向上に関する研究が数多
く報告されてきた。更に、近年では、溶接施工能率の向
上のために、大入熱溶接（〜約２５０kJ/cm)への要求が
増大している。
【０００３】大入熱溶接継手部のＨＡＺ靭性の低下は、
ミクロ組織の結晶粒の粗大化が影響していることが知ら
れており、靭性改善には結晶粒（特に旧オーステナイト
粒：以下、旧γ粒と略す）の粗大化の抑制が効果的であ
る。鋼板のＨＡＺの結晶粒の粗大化に対しては、例え
ば、特公昭５５−２６１６４号公報や特開昭５２−１７
３１４号公報に記載されているように、微細なＴｉＮ
や、ＺｒＮなどをいずれも鋼中に微細分散させること
で、それらのピニング効果を利用して旧γ粒の粗大化を
防止する対策が開示されている。
ミクロ組織の結晶粒の粗大化が影響していることが知ら
れており、靭性改善には結晶粒（特に旧オーステナイト
粒：以下、旧γ粒と略す）の粗大化の抑制が効果的であ
る。鋼板のＨＡＺの結晶粒の粗大化に対しては、例え
ば、特公昭５５−２６１６４号公報や特開昭５２−１７
３１４号公報に記載されているように、微細なＴｉＮ
や、ＺｒＮなどをいずれも鋼中に微細分散させること
で、それらのピニング効果を利用して旧γ粒の粗大化を
防止する対策が開示されている。
【０００４】しかしながら、このような窒化物は比較的
入熱量の低い溶接では溶解せずにピニングの効果を保持
し、旧γ粒の微細化に寄与するが、１４００℃以上の高
温での滞留時間が長い大入熱溶接熱では旧γ粒のピニン
グに寄与する微細な窒化物が容易に溶解し、消滅してし
まう問題点がある。
入熱量の低い溶接では溶解せずにピニングの効果を保持
し、旧γ粒の微細化に寄与するが、１４００℃以上の高
温での滞留時間が長い大入熱溶接熱では旧γ粒のピニン
グに寄与する微細な窒化物が容易に溶解し、消滅してし
まう問題点がある。
【０００５】一方、近年ＨＡＺ靱性の更なる向上を目的
として、溶鋼中で生成する酸化物を用いる技術が開示さ
れている。例えば、特開昭５９−１９０３１３号公報に
記載されているように、溶鋼をＴｉあるいはＴｉ合金で
脱酸し、次いでＡｌ、Ｍｇなどを添加することを特徴と
する溶接性の優れた鋼材の製造方法が開示されている。
これは、Ｔｉ酸化物がフェライトの変態核として作用
し、フェライト分率を増加させるという効果によるもの
で、従来、窒化物などの析出物によるピニング効果と異
なった方法でのＨＡＺ部の靱性向上を図った。その後、
同種の発明として、特開昭６１−７９７４５号公報、特
開平５−４３９７７号公報などでは、粒内変態核として
の酸化物の個数の増加させる工夫をするなど様々な発明
が開示されている。
として、溶鋼中で生成する酸化物を用いる技術が開示さ
れている。例えば、特開昭５９−１９０３１３号公報に
記載されているように、溶鋼をＴｉあるいはＴｉ合金で
脱酸し、次いでＡｌ、Ｍｇなどを添加することを特徴と
する溶接性の優れた鋼材の製造方法が開示されている。
これは、Ｔｉ酸化物がフェライトの変態核として作用
し、フェライト分率を増加させるという効果によるもの
で、従来、窒化物などの析出物によるピニング効果と異
なった方法でのＨＡＺ部の靱性向上を図った。その後、
同種の発明として、特開昭６１−７９７４５号公報、特
開平５−４３９７７号公報などでは、粒内変態核として
の酸化物の個数の増加させる工夫をするなど様々な発明
が開示されている。
【０００６】特に、特開昭５９−１９０３１３号公報に
記載されているように、これらの発明の骨子は、「γ→
α変態時のフェライト核生成、即ちフェライト組織の微
細化に利用可の含Ｔｉ酸化物を均一に微細分散させる・
・」ことであり、先に述べたような窒化物などによりピ
ニング効果を図るものではなく、冷却過程で生じるγ→
α変態時のフェライト変態を促進することで、粗大な脆
化組織の生成を抑制することを図り、組織の微細化を図
るのものである。これらの靱性改善方法すべて、粗大な
組織の中に、粒内でのフェライトを促進させるために、
変態核として、酸化物を利用するものである。
記載されているように、これらの発明の骨子は、「γ→
α変態時のフェライト核生成、即ちフェライト組織の微
細化に利用可の含Ｔｉ酸化物を均一に微細分散させる・
・」ことであり、先に述べたような窒化物などによりピ
ニング効果を図るものではなく、冷却過程で生じるγ→
α変態時のフェライト変態を促進することで、粗大な脆
化組織の生成を抑制することを図り、組織の微細化を図
るのものである。これらの靱性改善方法すべて、粗大な
組織の中に、粒内でのフェライトを促進させるために、
変態核として、酸化物を利用するものである。
【０００７】しかしながら、溶接構造物の大型化、軽量
化から、高張力鋼の要求が高まりつつあり、合金元素添
加量が増加する傾向にある。その場合、ＨＡＺでの焼入
れ性の増加から、ＨＡＺの組織がマルテンサイトやベイ
ナイトとなり従来のフェライト変態を利用するＨＡＺ靱
性の向上対策は、有効ではなくなってきつつある。
化から、高張力鋼の要求が高まりつつあり、合金元素添
加量が増加する傾向にある。その場合、ＨＡＺでの焼入
れ性の増加から、ＨＡＺの組織がマルテンサイトやベイ
ナイトとなり従来のフェライト変態を利用するＨＡＺ靱
性の向上対策は、有効ではなくなってきつつある。
【０００８】また、従来は母材強度確保の容易さからＣ
が０．０５％を超える鋼種が一般的に利用されてきてお
り、このような鋼種では焼入れ・焼戻しあるいは加工熱
処理（ＴＭＣＰ）による強度靭性の調整が実施されてい
るが、溶接時の予熱の回避、ＨＡＺ靭性の向上を考える
上で低Ｃ化は極めて有効かつ不可欠な技術となってきて
いる。例えば、特開平８−１４４０１９等に記載されて
いる極低Ｃ鋼では、広い範囲の冷却速度でベイナイト単
相組織となり、材質ばらつきを抑制する技術が開示され
ているが、このような冷却速度による組織変化が敏感で
ないベイナイト鋼に対しては、継手部の組織についても
フェライトやマルテンサイトではなく、ベイニティック
な組織となり、従来のフェライト変態を利用するＨＡＺ
靱性の向上対策は利用できない。
が０．０５％を超える鋼種が一般的に利用されてきてお
り、このような鋼種では焼入れ・焼戻しあるいは加工熱
処理（ＴＭＣＰ）による強度靭性の調整が実施されてい
るが、溶接時の予熱の回避、ＨＡＺ靭性の向上を考える
上で低Ｃ化は極めて有効かつ不可欠な技術となってきて
いる。例えば、特開平８−１４４０１９等に記載されて
いる極低Ｃ鋼では、広い範囲の冷却速度でベイナイト単
相組織となり、材質ばらつきを抑制する技術が開示され
ているが、このような冷却速度による組織変化が敏感で
ないベイナイト鋼に対しては、継手部の組織についても
フェライトやマルテンサイトではなく、ベイニティック
な組織となり、従来のフェライト変態を利用するＨＡＺ
靱性の向上対策は利用できない。
【０００９】以上のような観点から、低Ｃのベイニティ
ックな組織を主体とする鋼材において、母材靭性および
ＨＡＺ靱性の向上を図るためには、大入熱溶接時での旧
γ粒のピニング効果が期待できるような、高温でも溶解
しにくい酸化物・窒化物粒子などを鋼中に微細に分散で
きるような技術の開発が望まれる。
ックな組織を主体とする鋼材において、母材靭性および
ＨＡＺ靱性の向上を図るためには、大入熱溶接時での旧
γ粒のピニング効果が期待できるような、高温でも溶解
しにくい酸化物・窒化物粒子などを鋼中に微細に分散で
きるような技術の開発が望まれる。
【００１０】酸化物の導入方法として、鋼の溶製過程
で、Ｔｉなどの脱酸元素を単独に添加する方法等がある
が、多くの場合、溶鋼保持中に酸化物の凝集合体がおこ
り粗大な酸化物が生成し、かえって鋼の清浄度を損ない
靱性を低下させてしまう。そこで、これらの酸化物の微
細化を図るために、先の例に述べたごとく、複合脱酸法
など様々な工夫がなされている。しかしながら、従来知
られている方法では、大入熱溶接熱時の結晶粒の粗大化
を阻止しうるほどの、微細な酸化物を分散させることは
できない。
で、Ｔｉなどの脱酸元素を単独に添加する方法等がある
が、多くの場合、溶鋼保持中に酸化物の凝集合体がおこ
り粗大な酸化物が生成し、かえって鋼の清浄度を損ない
靱性を低下させてしまう。そこで、これらの酸化物の微
細化を図るために、先の例に述べたごとく、複合脱酸法
など様々な工夫がなされている。しかしながら、従来知
られている方法では、大入熱溶接熱時の結晶粒の粗大化
を阻止しうるほどの、微細な酸化物を分散させることは
できない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明者ら
は、Ｃ量の極めて低いベイニティックな組織を主体とす
る鋼材に対して、従来の複合脱酸方法を改良し、従来以
上に酸化物あるいは窒化物を微細かつ均一に分散させる
ことで、母材の靭性および大入熱溶接のＨＡＺ靭性の優
れた高張力鋼の製造技術の確立を課題とした。
は、Ｃ量の極めて低いベイニティックな組織を主体とす
る鋼材に対して、従来の複合脱酸方法を改良し、従来以
上に酸化物あるいは窒化物を微細かつ均一に分散させる
ことで、母材の靭性および大入熱溶接のＨＡＺ靭性の優
れた高張力鋼の製造技術の確立を課題とした。
【００１２】
【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。重量％でＣ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．
０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．０３％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０
％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：
０．０１０％以下を含有し、かつＴｉとＮの比が２．０
≦Ｔｉ／Ｎ≦３．５であり、Ｃａ：０．００６％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０
％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜
０．１５％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．００
０１〜０．００５０％の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｔｉ、Ｍｇ
含有の酸化物およびその酸化物を核として析出するＴｉ
Ｎの一種もしくは二種以上が、粒子径０．００５〜０．
２μｍの大きさで１．０×１０5 〜１．０×１０7 個／
ｍｍ2 が分散析出していることを特徴とする溶接継手靭
性の優れた高張力鋼である。その製造方法は、上記組成
の鋼塊およびスラブをＡｃ３点〜１３００℃の温度に再
加熱し、Ａｃ１点＋５０℃以上で熱間圧延を完了し、圧
延後は、空冷、加速冷却、もしくは４５０℃以上７００
℃未満の所定の温度まで加速冷却した後、当該温度域を
空冷するか、当該温度域で一定時間保持することを特徴
とする。
通りである。重量％でＣ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．
０１〜０．５％、Ｍｎ：０．２〜２．０％、Ｔｉ：０．
００１〜０．０３％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０
％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：
０．０１０％以下を含有し、かつＴｉとＮの比が２．０
≦Ｔｉ／Ｎ≦３．５であり、Ｃａ：０．００６％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜１．０
％、Ｍｏ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．００１〜
０．１５％、Ｖ：０．００１〜０．１％、Ｂ：０．００
０１〜０．００５０％の１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｔｉ、Ｍｇ
含有の酸化物およびその酸化物を核として析出するＴｉ
Ｎの一種もしくは二種以上が、粒子径０．００５〜０．
２μｍの大きさで１．０×１０5 〜１．０×１０7 個／
ｍｍ2 が分散析出していることを特徴とする溶接継手靭
性の優れた高張力鋼である。その製造方法は、上記組成
の鋼塊およびスラブをＡｃ３点〜１３００℃の温度に再
加熱し、Ａｃ１点＋５０℃以上で熱間圧延を完了し、圧
延後は、空冷、加速冷却、もしくは４５０℃以上７００
℃未満の所定の温度まで加速冷却した後、当該温度域を
空冷するか、当該温度域で一定時間保持することを特徴
とする。
【００１３】
【発明の実施の形態】Ｍｇは、従来から強脱酸剤、脱硫
剤として鋼の清浄度向上により、ＨＡＺ靭性を向上させ
ることが知られている。更に、酸化物の分散を制御して
ＨＡＺ靭性を向上させる技術として、特開昭５９−１９
０３１３号公報に記載されているＴｉ添加後、Ｍｇを添
加する複合添加の技術が開示されている。しかしながら
その技術の目的は、先に引用したように、Ｍｇ添加によ
り粒内フェライトの変態核であるＴｉ酸化物の増加を促
進することであり、酸化物をより微細に分散析出させて
ピニングによる結晶粒の細粒化を達成するものではな
い。
剤として鋼の清浄度向上により、ＨＡＺ靭性を向上させ
ることが知られている。更に、酸化物の分散を制御して
ＨＡＺ靭性を向上させる技術として、特開昭５９−１９
０３１３号公報に記載されているＴｉ添加後、Ｍｇを添
加する複合添加の技術が開示されている。しかしながら
その技術の目的は、先に引用したように、Ｍｇ添加によ
り粒内フェライトの変態核であるＴｉ酸化物の増加を促
進することであり、酸化物をより微細に分散析出させて
ピニングによる結晶粒の細粒化を達成するものではな
い。
【００１４】本発明者らは、Ｍｇの有する強脱酸剤、脱
硫剤としての作用に着目して、Ａｌよりも凝集粗大化が
起こりにくい性質を利用して、高強度・高靭性を達成し
やすい焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、ベイニティ
ック・フェライト等のミクロ組織（以下、ベイニティッ
クな組織と略す）主体のＴｉ添加型の高張力鋼において
も、製鋼工程での脱酸材の添加順序および量を制御する
ことで、酸化物、窒化物の微細分散析出を期待できる余
地があると考えた。
硫剤としての作用に着目して、Ａｌよりも凝集粗大化が
起こりにくい性質を利用して、高強度・高靭性を達成し
やすい焼戻しマルテンサイト、ベイナイト、ベイニティ
ック・フェライト等のミクロ組織（以下、ベイニティッ
クな組織と略す）主体のＴｉ添加型の高張力鋼において
も、製鋼工程での脱酸材の添加順序および量を制御する
ことで、酸化物、窒化物の微細分散析出を期待できる余
地があると考えた。
【００１５】本発明者らは、低Ｃのベイニティック組織
を主体とする鋼材に対して、Ｔｉ添加で弱脱酸した溶鋼
中にＭｇを添加した時の酸化物、窒化物の状態を系統的
に調べた。その結果、Ｔｉ脱酸後、Ｍｇをある条件で添
加することで、ＴｉＯ、ＭｇＯあるいは（Ｔｉ、Ｍｇ）
Ｏ−ＴｉＮ複合粒子の量が著しく増大し、ベイニティッ
クな組織主体の鋼材においてピニング効果により旧γ粒
が細粒化し、その結果、脆性破壊の破面単位となってい
る同じ方位のベイナイト組織単位（パケット）を微細化
でき、母材靭性が向上し、更にＨＡＺ靭性も向上するこ
とを明らかにした。
を主体とする鋼材に対して、Ｔｉ添加で弱脱酸した溶鋼
中にＭｇを添加した時の酸化物、窒化物の状態を系統的
に調べた。その結果、Ｔｉ脱酸後、Ｍｇをある条件で添
加することで、ＴｉＯ、ＭｇＯあるいは（Ｔｉ、Ｍｇ）
Ｏ−ＴｉＮ複合粒子の量が著しく増大し、ベイニティッ
クな組織主体の鋼材においてピニング効果により旧γ粒
が細粒化し、その結果、脆性破壊の破面単位となってい
る同じ方位のベイナイト組織単位（パケット）を微細化
でき、母材靭性が向上し、更にＨＡＺ靭性も向上するこ
とを明らかにした。
【００１６】この結晶粒が微細化した鋼材を電子顕微鏡
で観察した結果、０．２μｍ以下のＭｇＯ粒子あるいは
ＭｇＯ−ＴｉＮ複合粒子が多数存在していることが分か
った。更に、超高分解能電子顕微鏡の観察から、ＭｇＯ
−ＴｉＮ粒子間は結晶方位学的に良好な平衡関係をとっ
ていることが明らかとなった。このことはＭｇＯがＴｉ
Ｎの優先析出サイトとして作用しているものと推定さ
れ、この析出サイトが多数存在するために、ＴｉＮやそ
れらを元に析出される硫化物により結晶粒のピニング効
果が増加するものと考えられる。
で観察した結果、０．２μｍ以下のＭｇＯ粒子あるいは
ＭｇＯ−ＴｉＮ複合粒子が多数存在していることが分か
った。更に、超高分解能電子顕微鏡の観察から、ＭｇＯ
−ＴｉＮ粒子間は結晶方位学的に良好な平衡関係をとっ
ていることが明らかとなった。このことはＭｇＯがＴｉ
Ｎの優先析出サイトとして作用しているものと推定さ
れ、この析出サイトが多数存在するために、ＴｉＮやそ
れらを元に析出される硫化物により結晶粒のピニング効
果が増加するものと考えられる。
【００１７】更に、高温で滞留時間の長い大入熱溶接に
おいてはＴｉＮ粒子の溶解が生じ、それ単独では旧γ粒
のピニング効果は失われてしまうが、本発明では鋼中に
多数のＴｉＯ、ＭｇＯ、ＭｇＯ−ＴｉＮ粒子が存在して
いることで、ＴｉＮ粒子が溶解したとしても、依然とし
て微細なＴｉＯ、ＭｇＯ粒子が存在するために高温でも
従来鋼以上に優れたピニング効果を発揮できる。
おいてはＴｉＮ粒子の溶解が生じ、それ単独では旧γ粒
のピニング効果は失われてしまうが、本発明では鋼中に
多数のＴｉＯ、ＭｇＯ、ＭｇＯ−ＴｉＮ粒子が存在して
いることで、ＴｉＮ粒子が溶解したとしても、依然とし
て微細なＴｉＯ、ＭｇＯ粒子が存在するために高温でも
従来鋼以上に優れたピニング効果を発揮できる。
【００１８】すなわち、本発明の特徴は、ＴｉＮなどの
窒化物を利用し結晶粒のピニングを図った従来鋼に比
べ、ＭｇＯを鋼中に微細分散させることでＴｉＮと結晶
学的に良好な平衡関係を利用して、ＴｉＮの析出核を提
供し、ＴｉＮの個数の増加を図るとともに、ＴｉＮが溶
解してしまい、従来靭性改善効果が失われてしまった高
温域でも、ＭｇＯ単独の効果により、従来にない優れた
結晶粒系の微細化効果を発揮できることである。
窒化物を利用し結晶粒のピニングを図った従来鋼に比
べ、ＭｇＯを鋼中に微細分散させることでＴｉＮと結晶
学的に良好な平衡関係を利用して、ＴｉＮの析出核を提
供し、ＴｉＮの個数の増加を図るとともに、ＴｉＮが溶
解してしまい、従来靭性改善効果が失われてしまった高
温域でも、ＭｇＯ単独の効果により、従来にない優れた
結晶粒系の微細化効果を発揮できることである。
【００１９】本発明では、Ｔｉ、Ｍｇ含有の酸化物およ
びその酸化物を核として析出するＴｉＮとの複合析出物
の個々の大きさを０．００５〜０．２μｍと制限した。
これは粒子径が０．００５μｍ未満の析出物では旧γ粒
の細粒化に有効な十分なピニング効果が得られず、ま
た、０．２μｍを超える粒子径の析出物ではその粒子自
体が脆性破壊発生の起点となって、靭性低下の原因とな
るからである。さらに、平均粒子間隔が５μｍ超で分散
していると、分散粒子数が減少し、全体としての旧γ粒
のピニング力が低下して十分な細粒化効果が得られない
ため、平均粒子間隔が５μｍ以下で分散していることを
限定した。
びその酸化物を核として析出するＴｉＮとの複合析出物
の個々の大きさを０．００５〜０．２μｍと制限した。
これは粒子径が０．００５μｍ未満の析出物では旧γ粒
の細粒化に有効な十分なピニング効果が得られず、ま
た、０．２μｍを超える粒子径の析出物ではその粒子自
体が脆性破壊発生の起点となって、靭性低下の原因とな
るからである。さらに、平均粒子間隔が５μｍ超で分散
していると、分散粒子数が減少し、全体としての旧γ粒
のピニング力が低下して十分な細粒化効果が得られない
ため、平均粒子間隔が５μｍ以下で分散していることを
限定した。
【００２０】粒子個数の測定方法は、鋼材より抽出レプ
リカを作製し、特性Ｘ線検出器付きの透過型電子顕微鏡
で０．００１〜０．２μｍ以上の大きさの粒子の個数を
少なくとも１０００μｍ2 以上の面積について測定し、
単位面積当たりの個数に換算する。例えば、２万倍の倍
率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍとして観察した場
合、１視野当たりの観察面積は２０μｍ2 であるから少
なくとも５０視野について観察を行う。この時の０．０
０５〜０．２μｍ以上の粒子の個数が２００個であれ
ば、粒子個数は１ｍｍ2 当たり２×１０5 個と換算でき
る。
リカを作製し、特性Ｘ線検出器付きの透過型電子顕微鏡
で０．００１〜０．２μｍ以上の大きさの粒子の個数を
少なくとも１０００μｍ2 以上の面積について測定し、
単位面積当たりの個数に換算する。例えば、２万倍の倍
率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍとして観察した場
合、１視野当たりの観察面積は２０μｍ2 であるから少
なくとも５０視野について観察を行う。この時の０．０
０５〜０．２μｍ以上の粒子の個数が２００個であれ
ば、粒子個数は１ｍｍ2 当たり２×１０5 個と換算でき
る。
【００２１】次に個数を測定した粒子のうち、少なくと
も５０個以上について、ＴｉＯ、ＭｇＯ、（Ｍｇ、Ｔ
ｉ）−ＴｉＮの存在割合を測定し、先に求めた粒子個数
にこの存在割合をかけることで、ＴｉＯ、ＭｇＯ、（Ｍ
ｇ、Ｔｉ）Ｏ−ＴｉＮの個数を求める。
も５０個以上について、ＴｉＯ、ＭｇＯ、（Ｍｇ、Ｔ
ｉ）−ＴｉＮの存在割合を測定し、先に求めた粒子個数
にこの存在割合をかけることで、ＴｉＯ、ＭｇＯ、（Ｍ
ｇ、Ｔｉ）Ｏ−ＴｉＮの個数を求める。
【００２２】本鋼に用いたＴｉ、Ｍｇの添加方法である
が、最初にＳｉ、Ｍｎを添加した後、まずＴｉを添加し
て溶鋼中の酸素量を調整し、Ｍｇを添加する。Ｔｉを先
に添加するのは、溶鋼中の酸素量の調節と共に先にでき
るＴｉ酸化物をＭｇで還元するためである。最適なＭｇ
添加量は、Ｔｉ添加後、溶鋼中に存在する酸素量などに
依存するが、実験では、その時の酸素濃度はＴｉ添加量
に依存し、ＴｉとＭｇの添加量を適正な範囲で制御すれ
ば良い。なお、Ｍｇの添加方法については、通常の大気
圧下で溶製する場合にはＭｇとＮｉやＳｉなどからなる
合金として、比較的比重の重い合金による添加が望まし
い。
が、最初にＳｉ、Ｍｎを添加した後、まずＴｉを添加し
て溶鋼中の酸素量を調整し、Ｍｇを添加する。Ｔｉを先
に添加するのは、溶鋼中の酸素量の調節と共に先にでき
るＴｉ酸化物をＭｇで還元するためである。最適なＭｇ
添加量は、Ｔｉ添加後、溶鋼中に存在する酸素量などに
依存するが、実験では、その時の酸素濃度はＴｉ添加量
に依存し、ＴｉとＭｇの添加量を適正な範囲で制御すれ
ば良い。なお、Ｍｇの添加方法については、通常の大気
圧下で溶製する場合にはＭｇとＮｉやＳｉなどからなる
合金として、比較的比重の重い合金による添加が望まし
い。
【００２３】以下、本発明の成分の限定理由について述
べる。なお、以下の文中での％は全て重量％である。 Ｃ：Ｃは鋼の母材強度を向上させるが、溶接性の観点か
らは溶接熱影響部の硬化を抑制する上で低いことが望ま
しい。また０．０５％以下の低Ｃとすることで、マルテ
ンサイトやパーライトといった硬質相の生成を抑制し、
ベイニティックな組織を主体とすることで安定した強度
・靭性が得られるため、その上限を０．０５％とした。
べる。なお、以下の文中での％は全て重量％である。 Ｃ：Ｃは鋼の母材強度を向上させるが、溶接性の観点か
らは溶接熱影響部の硬化を抑制する上で低いことが望ま
しい。また０．０５％以下の低Ｃとすることで、マルテ
ンサイトやパーライトといった硬質相の生成を抑制し、
ベイニティックな組織を主体とすることで安定した強度
・靭性が得られるため、その上限を０．０５％とした。
【００２４】Ｓｉ：Ｓｉは鋼材の強化のみならず、製鋼
上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０１％
以上の添加が必要であるが、０．５％を超えると島状マ
ルテンサイト形成を助長してＨＡＺ靭性を著しく低下さ
せるので、Ｓｉの範囲は０．０１％〜０．５％とする。
上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０１％
以上の添加が必要であるが、０．５％を超えると島状マ
ルテンサイト形成を助長してＨＡＺ靭性を著しく低下さ
せるので、Ｓｉの範囲は０．０１％〜０．５％とする。
【００２５】Ｍｎ：Ｍｎは母材の強度および靭性の確保
に必要な元素であるが、２．０％を超えるとＨＡＺ靭性
を著しく阻害するが、逆に０．２％未満では、母材の強
度確保が困難になるため、その範囲を０．２〜２．０％
とする。
に必要な元素であるが、２．０％を超えるとＨＡＺ靭性
を著しく阻害するが、逆に０．２％未満では、母材の強
度確保が困難になるため、その範囲を０．２〜２．０％
とする。
【００２６】Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加される
が、本発明においては、０．０１％を超えて添加される
とＭｇの添加の効果を阻害するために、Ａｌの範囲は
０．０１％以下とする。
が、本発明においては、０．０１％を超えて添加される
とＭｇの添加の効果を阻害するために、Ａｌの範囲は
０．０１％以下とする。
【００２７】Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸材として、更には酸化
物、窒化物形成元素として結晶粒の細粒化効果の期待で
きる元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靭
性の低下をもたらすために、その上限を０．０３％にす
る必要があるが、所定の効果を得るためには０．００１
％以上の添加が必要である。したがって、Ｔｉの範囲を
０．００１〜０．０３％とする。
物、窒化物形成元素として結晶粒の細粒化効果の期待で
きる元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靭
性の低下をもたらすために、その上限を０．０３％にす
る必要があるが、所定の効果を得るためには０．００１
％以上の添加が必要である。したがって、Ｔｉの範囲を
０．００１〜０．０３％とする。
【００２８】Ｍｇ：Ｍｇは主に脱酸材として添加される
が、０．０１０％を超えて添加されると、粗大酸化物の
生成により母材およびＨＡＺの靭性が低下する。しかし
ながら、０．０００５％未満の添加では、前述のＨＡＺ
靭性の改善に必要な旧γ粒微細化のためのピニング粒子
として働かないために、その添加を０．０００５〜０．
０１０％と限定する。
が、０．０１０％を超えて添加されると、粗大酸化物の
生成により母材およびＨＡＺの靭性が低下する。しかし
ながら、０．０００５％未満の添加では、前述のＨＡＺ
靭性の改善に必要な旧γ粒微細化のためのピニング粒子
として働かないために、その添加を０．０００５〜０．
０１０％と限定する。
【００２９】Ｐ：Ｐは鋼の靭性に影響を与える元素であ
り、０．０２％を超えて含有すると鋼材の母材およびＨ
ＡＺの靭性を著しく阻害するので、その含有される上限
を０．０２％とする。
り、０．０２％を超えて含有すると鋼材の母材およびＨ
ＡＺの靭性を著しく阻害するので、その含有される上限
を０．０２％とする。
【００３０】Ｓ：Ｓは０．０１０％を超えて含有すると
鋼材の母材およびＨＡＺの靭性を著しく阻害するため、
その上限を０．０１０％とした。本発明においてはＮの
範囲は記述しないが、ＴｉＮの析出を考慮して、Ｔｉと
の比（Ｔｉ／Ｎ）が２．０以上３．５以下であることを
限定する。
鋼材の母材およびＨＡＺの靭性を著しく阻害するため、
その上限を０．０１０％とした。本発明においてはＮの
範囲は記述しないが、ＴｉＮの析出を考慮して、Ｔｉと
の比（Ｔｉ／Ｎ）が２．０以上３．５以下であることを
限定する。
【００３１】Ｃａ：Ｃａは硫化物系介在物を形態制御し
てＨＡＺ靭性を向上するのに有効であるが、０．００６
％を超えて添加すると鋼中介在物を形成して鋼の性質を
圧下させるため、０．００６％を上限とした。
てＨＡＺ靭性を向上するのに有効であるが、０．００６
％を超えて添加すると鋼中介在物を形成して鋼の性質を
圧下させるため、０．００６％を上限とした。
【００３２】ＲＥＭ：ＲＥＭはオキシサルファイドとな
って、オーステナイト粒の粒成長を抑制してＨＡＺ靭性
の向上に寄与するが、０．０２％を超えて添加すると鋼
の清浄度を損なうために、その上限を０．０２％とし
た。
って、オーステナイト粒の粒成長を抑制してＨＡＺ靭性
の向上に寄与するが、０．０２％を超えて添加すると鋼
の清浄度を損なうために、その上限を０．０２％とし
た。
【００３３】Ｃｕ：Ｃｕは靭性を低下させずに、強度を
上昇できる元素であるが、その効果を得るためには、
０．０５％以上の添加が必要であり、１．５％を超える
と鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れが生じ易くなる。
したがって、その含有量を０．０５〜１．５％とする。
上昇できる元素であるが、その効果を得るためには、
０．０５％以上の添加が必要であり、１．５％を超える
と鋼片加熱時や溶接時に熱間での割れが生じ易くなる。
したがって、その含有量を０．０５〜１．５％とする。
【００３４】Ｎｉ：Ｎｉは靭性および強度の改善に有効
な元素である。その効果を得るためには、０．０５％以
上の添加が必要であり、多量に入れるを高価となる上、
焼入れ性を増加させて溶接性が低下するため、その上限
を２．０％とした。
な元素である。その効果を得るためには、０．０５％以
上の添加が必要であり、多量に入れるを高価となる上、
焼入れ性を増加させて溶接性が低下するため、その上限
を２．０％とした。
【００３５】Ｃｒ：Ｃｒは析出強化により鋼材の強度を
上昇させるために、０．０１％以上の添加が有効である
が、多量に添加すると焼入れ性が増加し、靭性が低下す
る。したがって、その上限を１．０％とする。
上昇させるために、０．０１％以上の添加が有効である
が、多量に添加すると焼入れ性が増加し、靭性が低下す
る。したがって、その上限を１．０％とする。
【００３６】Ｍｏ：Ｍｏは０．０１％以上の添加で、大
幅に焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し
て強度が増加に有効である。しかしながら、０．５％を
超えた多量の添加は必要以上の強化とともに、島状マル
テンサイトを生成しやすくして、靭性の低下をもたらす
ため、その範囲を０．０１〜０．５％とする。
幅に焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し
て強度が増加に有効である。しかしながら、０．５％を
超えた多量の添加は必要以上の強化とともに、島状マル
テンサイトを生成しやすくして、靭性の低下をもたらす
ため、その範囲を０．０１〜０．５％とする。
【００３７】Ｎｂ：Ｎｂも炭窒化物を形成し、強度の向
上に効果のある元素であるが、０．００１％未満の添加
では、その効果が無く、０．１５％を超える添加では、
逆に靭性の低下を招くために、その範囲を、０．００１
〜０．１５％以下とする。
上に効果のある元素であるが、０．００１％未満の添加
では、その効果が無く、０．１５％を超える添加では、
逆に靭性の低下を招くために、その範囲を、０．００１
〜０．１５％以下とする。
【００３８】Ｖ：Ｖは炭窒化物を形成し、強度の向上に
効果のある元素であるが、０．００１％未満の添加で
は、その効果が無く、０．１％を超える添加では、逆に
靭性の低下を招くために、その範囲を、０．００１〜
０．１％以下とする。
効果のある元素であるが、０．００１％未満の添加で
は、その効果が無く、０．１％を超える添加では、逆に
靭性の低下を招くために、その範囲を、０．００１〜
０．１％以下とする。
【００３９】Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増
加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、ＨＡＺ
靭性を向上させる元素である。したがって、その効果を
利用できる０．０００１％以上の添加し、靭性の低下を
招く過剰の添加を避ける意味で、その上限を０．００５
０％とする。上述した基本組成に成分調整を行うことに
より、本発明鋼材は優れた大入熱溶接ＨＡＺ靭性を示す
が、母材の特性と生産性の観点から、次に示す製造工程
が望ましい。
加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、ＨＡＺ
靭性を向上させる元素である。したがって、その効果を
利用できる０．０００１％以上の添加し、靭性の低下を
招く過剰の添加を避ける意味で、その上限を０．００５
０％とする。上述した基本組成に成分調整を行うことに
より、本発明鋼材は優れた大入熱溶接ＨＡＺ靭性を示す
が、母材の特性と生産性の観点から、次に示す製造工程
が望ましい。
【００４０】すなわち、上述した基本組成に成分調整し
た鋼塊あるいはスラブについて、組織をオーステナイト
化し、かつ析出物を溶解して各合金元素を一旦固溶させ
るためにＡｃ３点〜１３００℃の温度に再加熱した後、
Ａｃ１点＋５０℃以上のオーステナイト域で熱間圧延を
完了する。圧延後、引き続いて、空冷あるいは加速冷却
を行うか、圧延後、４５０℃以上７００℃未満の所定の
温度まで一定速度で加速冷却し、当該温度域を空冷、も
しくは当該温度域で一定時間保持保持することが、母材
特性および生産性の上で推奨される。圧延後の冷却につ
いては、本発明鋼が冷却速度への依存が小さく、均一な
ベイニティックな組織を呈することから、空冷あるいは
加速冷却のいずれでも構わない。また、冷却過程で４５
０℃以上７００℃未満の温度域で、空冷もしくは一定時
間保持することで加工歪みの緩和、島状マルテンサイト
の分解、ＮｂやＶの炭窒化物析出による析出強化を図る
ことで、より高い強度・靭性バランスを得ることができ
る。
た鋼塊あるいはスラブについて、組織をオーステナイト
化し、かつ析出物を溶解して各合金元素を一旦固溶させ
るためにＡｃ３点〜１３００℃の温度に再加熱した後、
Ａｃ１点＋５０℃以上のオーステナイト域で熱間圧延を
完了する。圧延後、引き続いて、空冷あるいは加速冷却
を行うか、圧延後、４５０℃以上７００℃未満の所定の
温度まで一定速度で加速冷却し、当該温度域を空冷、も
しくは当該温度域で一定時間保持保持することが、母材
特性および生産性の上で推奨される。圧延後の冷却につ
いては、本発明鋼が冷却速度への依存が小さく、均一な
ベイニティックな組織を呈することから、空冷あるいは
加速冷却のいずれでも構わない。また、冷却過程で４５
０℃以上７００℃未満の温度域で、空冷もしくは一定時
間保持することで加工歪みの緩和、島状マルテンサイト
の分解、ＮｂやＶの炭窒化物析出による析出強化を図る
ことで、より高い強度・靭性バランスを得ることができ
る。
【００４１】
【実施例】次に本発明の実施例について述べる。 ＜実施例１＞実験室溶解（５０ｋｇ、１２０ｍｍ厚鋼
塊）で種々の成分の鋼塊を製造した。これらの鋼塊を種
々の条件で厚みが１３〜３０ｍｍの鋼板に圧延し、諸機
械的性質を調査した。鋼板の機械的性質（降伏強さ：Ｙ
Ｓ、引張強さ：ＴＳ、シャルピー衝撃試験の−２０℃で
の吸収エネルギー：ｖＥ−２０と５０％脆性破面遷移温
度：ｖＴｒｓ）は圧延と直角方向で調査した。ＨＡＺ靭
性（シャルピー衝撃試験の−２０℃での吸収エネルギ
ー：ｖＥ−２０）は再現熱サイクル装置で再現したＨＡ
Ｚで評価した（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５
００℃の冷却時間 [Δｔ800-500 ] ：２３７秒）。Ｔｉ
Ｏ、ＭｇＯおよびそれを核として析出したＴｉＮの大き
さ、個数は透過型電子顕微鏡によるレプリカ・サンプル
の観察により、調査した。
塊）で種々の成分の鋼塊を製造した。これらの鋼塊を種
々の条件で厚みが１３〜３０ｍｍの鋼板に圧延し、諸機
械的性質を調査した。鋼板の機械的性質（降伏強さ：Ｙ
Ｓ、引張強さ：ＴＳ、シャルピー衝撃試験の−２０℃で
の吸収エネルギー：ｖＥ−２０と５０％脆性破面遷移温
度：ｖＴｒｓ）は圧延と直角方向で調査した。ＨＡＺ靭
性（シャルピー衝撃試験の−２０℃での吸収エネルギ
ー：ｖＥ−２０）は再現熱サイクル装置で再現したＨＡ
Ｚで評価した（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５
００℃の冷却時間 [Δｔ800-500 ] ：２３７秒）。Ｔｉ
Ｏ、ＭｇＯおよびそれを核として析出したＴｉＮの大き
さ、個数は透過型電子顕微鏡によるレプリカ・サンプル
の観察により、調査した。
【００４２】実施例を表１、２に示す。本発明にしたが
って製造した鋼板は、母材靭性−４０℃でのシャルピー
衝撃吸収エネルギーが２００Ｊを超え、かつ−２０℃で
のＨＡＺのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１５０Ｊを
超え、優れた母材およびＨＡＺ靭性を有する。これに対
し、比較鋼は化学成分またはＴｉ、Ｍｇ酸化物粒子およ
びそれを核として析出したＴｉＮ粒子の個数が少なく、
−２０℃でのＨＡＺのシャルピー衝撃吸収エネルギーが
低い。鋼ＫはＣ量が多く、粗大で硬質な炭化物を含む組
織となっておりＨＡＺのシャルピー衝撃吸収エネルギー
が低い。鋼ＬおよびＯはＴｉ／Ｎのバランスが不適切、
Ｔｉ過剰であるため、Ｔｉの炭化物が生成すると同時に
ＴｉＮ粒子も粗大になっており、ＨＡＺのシャルピー衝
撃吸収エネルギーが低い。鋼Ｍ、ＮはＳｉ、Ｍｎ量が多
いために、焼入れ性が向上し、硬質層（島状マルテンサ
イトなど）の生成が増加し、ＨＡＺのシャルピー衝撃吸
収エネルギーが低い。鋼ＰはＡｌ量が多く、Ｔｉ、Ｍｇ
酸化物の個数が減少しており、充分なピニング効果が得
られずにＨＡＺのシャルピー衝撃吸収エネルギーが低
い。鋼ＱはＭｇ量が多いために、粗大なＭｇＯ粒子を形
成し、個数も減少していることから、ＨＡＺのシャルピ
ー衝撃吸収エネルギーが低い。鋼ＲはＭｇの添加がない
ため、ＨＡＺのシャルピー衝撃吸収エネルギーが低い。
って製造した鋼板は、母材靭性−４０℃でのシャルピー
衝撃吸収エネルギーが２００Ｊを超え、かつ−２０℃で
のＨＡＺのシャルピー衝撃吸収エネルギーが１５０Ｊを
超え、優れた母材およびＨＡＺ靭性を有する。これに対
し、比較鋼は化学成分またはＴｉ、Ｍｇ酸化物粒子およ
びそれを核として析出したＴｉＮ粒子の個数が少なく、
−２０℃でのＨＡＺのシャルピー衝撃吸収エネルギーが
低い。鋼ＫはＣ量が多く、粗大で硬質な炭化物を含む組
織となっておりＨＡＺのシャルピー衝撃吸収エネルギー
が低い。鋼ＬおよびＯはＴｉ／Ｎのバランスが不適切、
Ｔｉ過剰であるため、Ｔｉの炭化物が生成すると同時に
ＴｉＮ粒子も粗大になっており、ＨＡＺのシャルピー衝
撃吸収エネルギーが低い。鋼Ｍ、ＮはＳｉ、Ｍｎ量が多
いために、焼入れ性が向上し、硬質層（島状マルテンサ
イトなど）の生成が増加し、ＨＡＺのシャルピー衝撃吸
収エネルギーが低い。鋼ＰはＡｌ量が多く、Ｔｉ、Ｍｇ
酸化物の個数が減少しており、充分なピニング効果が得
られずにＨＡＺのシャルピー衝撃吸収エネルギーが低
い。鋼ＱはＭｇ量が多いために、粗大なＭｇＯ粒子を形
成し、個数も減少していることから、ＨＡＺのシャルピ
ー衝撃吸収エネルギーが低い。鋼ＲはＭｇの添加がない
ため、ＨＡＺのシャルピー衝撃吸収エネルギーが低い。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】（表１のつづき）
【００４５】
【発明の効果】本発明の化学成分および製造方法に限定
し、ＴｉとＭｇを適切に添加することで大入熱溶接熱影
響部の靭性の低下を防止し、構造物の脆性破壊に対する
安全性を大幅に向上することができる。
し、ＴｉとＭｇを適切に添加することで大入熱溶接熱影
響部の靭性の低下を防止し、構造物の脆性破壊に対する
安全性を大幅に向上することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K032 AA00 AA01 AA02 AA04 AA08 AA11 AA14 AA15 AA16 AA19 AA22 AA23 AA24 AA27 AA29 AA31 AA35 AA36 AA40 BA01 CA01 CA02 CA03 CB02 CC03 CC04 CD05
Claims (5)
- 【請求項１】重量％で Ｃ：０．０５％以下 Ｓｉ：０．０１〜０．５％ Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｔｉ：０．００１〜０．０３％ Ｍｇ：０．０００５〜０．０１０％ Ａｌ：０．０１％以下 Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．０１０％以下 を含有し、かつＴｉとＮの比が２．０≦Ｔｉ／Ｎ≦３．
５であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｔｉ、Ｍｇ含有の酸化物およびその酸化物を核として析
出するＴｉＮの一種もしくは二種以上が、粒子径０．０
０５〜０．２μｍの大きさで１．０×１０5 〜１．０×
１０7 個／ｍｍ2 が分散析出していることを特徴とする
溶接継手靭性の優れた高張力鋼。 - 【請求項２】重量％で Ｃａ：０．００６％以下 ＲＥＭ：０．０２％以下 の１種または２種を含有する請求項１に記載の溶接継手
靭性の優れた高張力鋼。 - 【請求項３】重量％で Ｃｕ：０．０５〜１．５％ Ｎｉ：０．０５〜２．０％ Ｃｒ：０．０１〜１．０％ Ｍｏ：０．０１〜０．５％ Ｎｂ：０．００１〜０．１５％ Ｖ：０．００１〜０．１％ Ｂ：０．０００１〜０．００５０％ の１種または２種以上を含有する請求項１または請求項
２のいずれかに記載の溶接継手靭性の優れた高張力鋼。 - 【請求項４】請求項１〜３に記載の鋼組成からなる鋼塊
またはスラブを、再加熱後、熱間圧延を行い、溶接継手
靭性の優れた高張力鋼を製造するのに際し、Ａｃ３点〜
１３００℃の温度に加熱し、 Ａｃ１＋５０℃以上の温
度で熱間圧延を完了し、圧延後空冷もしくは加速冷却す
ることを特徴とする溶接継手靭性の優れた高張力鋼の製
造方法。 - 【請求項５】請求項１〜３に記載の鋼組成からなる鋼塊
またはスラブを、再加熱後、熱間圧延を行い、溶接継手
靭性の優れた高張力鋼を製造するのに際し、Ａｃ３点〜
１３００℃の温度に加熱し、Ａｃ１＋５０℃以上の温度
で熱間圧延を完了し、圧延後、４５０℃以上７００℃未
満の所定の温度まで加速冷却し、当該温度域を空冷する
か、もしくは当該温度域で一定時間保持することを特徴
とする溶接継手靭性の優れた高張力鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000211116A JP2002030380A (ja) | 2000-07-12 | 2000-07-12 | 溶接継手靭性の優れた高張力鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000211116A JP2002030380A (ja) | 2000-07-12 | 2000-07-12 | 溶接継手靭性の優れた高張力鋼とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002030380A true JP2002030380A (ja) | 2002-01-31 |
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ID=18707282
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000211116A Withdrawn JP2002030380A (ja) | 2000-07-12 | 2000-07-12 | 溶接継手靭性の優れた高張力鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002030380A (ja) |
Cited By (4)
| 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 |
| CN112912527A (zh) * | 2018-10-26 | 2021-06-04 | 株式会社Posco | 具有优异的低温韧性和优异的延展性的压力容器用钢板及其制造方法 |
| CN114107828A (zh) * | 2020-08-27 | 2022-03-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抗拉强度570MPa级高热输入焊接用钢板及其制造方法 |
-
2000
- 2000-07-12 JP JP2000211116A patent/JP2002030380A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| 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 |
| CN112912527A (zh) * | 2018-10-26 | 2021-06-04 | 株式会社Posco | 具有优异的低温韧性和优异的延展性的压力容器用钢板及其制造方法 |
| CN114107828A (zh) * | 2020-08-27 | 2022-03-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抗拉强度570MPa级高热输入焊接用钢板及其制造方法 |
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