JP2003049237A - 母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JP2003049237A JP2003049237A JP2001238167A JP2001238167A JP2003049237A JP 2003049237 A JP2003049237 A JP 2003049237A JP 2001238167 A JP2001238167 A JP 2001238167A JP 2001238167 A JP2001238167 A JP 2001238167A JP 2003049237 A JP2003049237 A JP 2003049237A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- steel
- base metal
- grain size
- haz
- 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
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度
溶接構造用鋼およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａ
ｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００１〜
０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥ
Ｍ：０．０００１〜０．０５％のうち１種または２種以
上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
かつ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上と、
Ｏ、Ｓの一方もしくは両方を含み、粒子径０．００５〜
０．５μm である粒子が、１mm2 当たり１００００個以
上分散していることを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡ
Ｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
溶接構造用鋼およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａ
ｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００１〜
０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥ
Ｍ：０．０００１〜０．０５％のうち１種または２種以
上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
かつ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上と、
Ｏ、Ｓの一方もしくは両方を含み、粒子径０．００５〜
０．５μm である粒子が、１mm2 当たり１００００個以
上分散していることを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡ
Ｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建築、橋梁、造
船、海洋構造物、ラインパイプ、建設機械などの溶接構
造物として広く利用可能な、４９０ＭＰａ級をはじめと
する溶接構造物用鋼に関わり、さらに詳しくは母材靭性
と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた溶接構造物用鋼及びその製
造方法に関するものである。
船、海洋構造物、ラインパイプ、建設機械などの溶接構
造物として広く利用可能な、４９０ＭＰａ級をはじめと
する溶接構造物用鋼に関わり、さらに詳しくは母材靭性
と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた溶接構造物用鋼及びその製
造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】建築、橋梁、造船、海洋構造物など溶接
構造物の脆性破壊防止の観点から、母材の靭性だけでな
く、溶接部からの脆性破壊の発生抑制すなわち、使用さ
れる鋼板のＨＡＺ靱性の向上に関する研究が数多く報告
されてきた。一般に、母材靭性の確保のためには最終の
フェライト粒径を小さくすることが肝要であり、必要靭
性レベルにより普通圧延、制御圧延、さらには制御圧延
＋加速冷却が利用されてきた。その基本はＡｌＮやＴｉ
Ｎなどの高温で安定な窒化物を用いて、母材の加熱γ粒
径を微細化した上で、さらに圧延によりオーステナイト
中にフェライトの核生成サイトを多数導入し、最終フェ
ライト粒径を微細にすることにある。したがって、この
ような母材の製造方法では、当然ながら窒化物の種類に
より熱間圧延前の再加熱温度を変える必要が生じたり、
加熱γ粒径の変動から最終のフェライト粒径にも変化が
生じ、結果的に、母材靭性にバラツキが生じることがし
ばしば起こる。
構造物の脆性破壊防止の観点から、母材の靭性だけでな
く、溶接部からの脆性破壊の発生抑制すなわち、使用さ
れる鋼板のＨＡＺ靱性の向上に関する研究が数多く報告
されてきた。一般に、母材靭性の確保のためには最終の
フェライト粒径を小さくすることが肝要であり、必要靭
性レベルにより普通圧延、制御圧延、さらには制御圧延
＋加速冷却が利用されてきた。その基本はＡｌＮやＴｉ
Ｎなどの高温で安定な窒化物を用いて、母材の加熱γ粒
径を微細化した上で、さらに圧延によりオーステナイト
中にフェライトの核生成サイトを多数導入し、最終フェ
ライト粒径を微細にすることにある。したがって、この
ような母材の製造方法では、当然ながら窒化物の種類に
より熱間圧延前の再加熱温度を変える必要が生じたり、
加熱γ粒径の変動から最終のフェライト粒径にも変化が
生じ、結果的に、母材靭性にバラツキが生じることがし
ばしば起こる。
【０００３】一方、溶接部ＨＡＺ靭性も加熱γ粒径が入
熱量によって異なることから、要求靭性値が高いほどそ
の値を小さくする必要があるにも関わらず、近年では加
熱γ粒径が大きくなる条件、すなわち溶接施工能率の向
上の観点から、大入熱溶接（およそ２０kJ／mm以下）や
超大入熱溶接（２０〜１５０kJ／mm）が実施される場合
が増加している。大入熱溶接と超大入熱溶接の鋼板への
影響の差異は、高温での滞留時間の差異に起因してお
り、特に超大入熱溶接ではその時間が極めて長時間であ
るために、結晶粒径が著しく粗大化する領域が広く、靱
性の低下が著しくなる。
熱量によって異なることから、要求靭性値が高いほどそ
の値を小さくする必要があるにも関わらず、近年では加
熱γ粒径が大きくなる条件、すなわち溶接施工能率の向
上の観点から、大入熱溶接（およそ２０kJ／mm以下）や
超大入熱溶接（２０〜１５０kJ／mm）が実施される場合
が増加している。大入熱溶接と超大入熱溶接の鋼板への
影響の差異は、高温での滞留時間の差異に起因してお
り、特に超大入熱溶接ではその時間が極めて長時間であ
るために、結晶粒径が著しく粗大化する領域が広く、靱
性の低下が著しくなる。
【０００４】以上のような母材靭性のバラツキと溶接部
ＨＡＺ靭性の入熱依存性の問題点を回避する抜本的な方
法として、母材組織および溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒
径を同一のピニング粒子によって制御し、両者の高温で
の粒成長を顕著に抑制することが考えられる。これが実
現できた場合は、母材靭性の安定性はもとより入熱が大
きくなった場合にも溶接部ＨＡＺ靱性を十分に向上させ
ることができる。また、母材の加熱γ粒径が著しく微細
になる場合には、従来の制御圧延や加速冷却を用いるこ
となく普通圧延でも同程度のフェライト粒径と母材靭性
を付与できる可能性が出てくることから、本技術の確立
は工業的価値が高い。
ＨＡＺ靭性の入熱依存性の問題点を回避する抜本的な方
法として、母材組織および溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒
径を同一のピニング粒子によって制御し、両者の高温で
の粒成長を顕著に抑制することが考えられる。これが実
現できた場合は、母材靭性の安定性はもとより入熱が大
きくなった場合にも溶接部ＨＡＺ靱性を十分に向上させ
ることができる。また、母材の加熱γ粒径が著しく微細
になる場合には、従来の制御圧延や加速冷却を用いるこ
となく普通圧延でも同程度のフェライト粒径と母材靭性
を付与できる可能性が出てくることから、本技術の確立
は工業的価値が高い。
【０００５】加熱γ粒径のピニング効果が最も期待でき
る粒子として、高温でも溶解しにくい酸化物や硫化物が
考えられる。例えば、酸化物の導入方法としては鋼の溶
製工程においてＴｉなどの脱酸元素を単独に添加する方
法があるが、多くの場合に溶鋼保持中に酸化物の凝集合
体がおこり粗大な酸化物の生成をもたらすことによりか
えって鋼の清浄度を損ない靱性を低下させてしまうこと
が知られている。そのため、複合脱酸法などさまざまな
工夫がなされているが、従来知られている方法では、高
温での母材の加熱γ粒径、さらには溶接入熱が大きい場
合の結晶粒粗大化を完全に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ていない。また、硫化物につ
いても同様である。
る粒子として、高温でも溶解しにくい酸化物や硫化物が
考えられる。例えば、酸化物の導入方法としては鋼の溶
製工程においてＴｉなどの脱酸元素を単独に添加する方
法があるが、多くの場合に溶鋼保持中に酸化物の凝集合
体がおこり粗大な酸化物の生成をもたらすことによりか
えって鋼の清浄度を損ない靱性を低下させてしまうこと
が知られている。そのため、複合脱酸法などさまざまな
工夫がなされているが、従来知られている方法では、高
温での母材の加熱γ粒径、さらには溶接入熱が大きい場
合の結晶粒粗大化を完全に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ていない。また、硫化物につ
いても同様である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、以上のよう
な問題を解決し、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた
高強度溶接構造用鋼およびその製造方法を提供すること
を課題とするものである。
な問題を解決し、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた
高強度溶接構造用鋼およびその製造方法を提供すること
を課題とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】発明者らは、従来以上に
酸化物や硫化物を微細分散させることを鋭意検討し、母
材の加熱γ粒径を微細化し、同時に大入熱あるいは超大
入熱溶接においても溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径も微
細化し、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶
接構造用鋼を製造できることを見出し本発明に至ったも
ので、その要旨とするところは、以下の通りである。
酸化物や硫化物を微細分散させることを鋭意検討し、母
材の加熱γ粒径を微細化し、同時に大入熱あるいは超大
入熱溶接においても溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径も微
細化し、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶
接構造用鋼を製造できることを見出し本発明に至ったも
ので、その要旨とするところは、以下の通りである。
【０００８】（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２
％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００１〜
０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥ
Ｍ：０．０００１〜０．０５％のうち１種または２種以
上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
かつ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上と、
Ｏ、Ｓの一方もしくは両方を含み、粒子径０．００５〜
０．５μm である粒子が、１mm2 当たり１００００個以
上分散していることを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡ
Ｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。 （２）質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：
０．０５〜５％、Ｃｒ：０．０２〜１．５％、Ｍｏ：
０．０２〜１．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：
０．０００１〜０．２％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０
５％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、Ｂ：０．００
０３〜０．００５％のうち１種または２種以上を、さら
に含有することを特徴とする前記（１）に記載の母材靭
性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。 （３）母材の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が再
加熱温度によらず１００μm 以下であり、かつ、最終の
フェライト粒径が１〜５０μm であることを特徴とする
前記（１）または（２）に記載の母材靭性と溶接部ＨＡ
Ｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。 （４）溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径（旧オーステナイ
ト粒径）が溶接入熱によらず１０〜２００μm である前
記（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の母材靭性と
溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％を含有し、さらに、Ｍｇ：０．０００１〜
０．０１％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、ＲＥ
Ｍ：０．０００１〜０．０５％のうち１種または２種以
上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
かつ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上と、
Ｏ、Ｓの一方もしくは両方を含み、粒子径０．００５〜
０．５μm である粒子が、１mm2 当たり１００００個以
上分散していることを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡ
Ｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。 （２）質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：
０．０５〜５％、Ｃｒ：０．０２〜１．５％、Ｍｏ：
０．０２〜１．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：
０．０００１〜０．２％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０
５％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、Ｂ：０．００
０３〜０．００５％のうち１種または２種以上を、さら
に含有することを特徴とする前記（１）に記載の母材靭
性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。 （３）母材の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が再
加熱温度によらず１００μm 以下であり、かつ、最終の
フェライト粒径が１〜５０μm であることを特徴とする
前記（１）または（２）に記載の母材靭性と溶接部ＨＡ
Ｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。 （４）溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径（旧オーステナイ
ト粒径）が溶接入熱によらず１０〜２００μm である前
記（１）乃至（３）のいずれか１項に記載の母材靭性と
溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
【０００９】（５）前記（１）乃至（４）のいずれか１
項に記載の鋼の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１
３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延した
後、自然冷却することを特徴とする母材靭性と溶接部Ｈ
ＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。 （６）前記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の鋼
の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１３５０℃以下
に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶
温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を
した後、自然冷却することを特徴とする母材靭性と溶接
部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。 （７）前記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の鋼
の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１３５０℃以下
に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶
温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を
した後、１〜６０℃/secの冷却速度で６００℃以下まで
冷却することを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性
に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。 （８）前記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の鋼
の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１３５０℃以下
に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶
温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を
した後、１〜６０℃/secの冷却速度で６００℃以下まで
冷却し、引き続いて３００℃〜Ａｃ1 点に加熱して焼戻
し熱処理することを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ
靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
項に記載の鋼の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１
３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延した
後、自然冷却することを特徴とする母材靭性と溶接部Ｈ
ＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。 （６）前記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の鋼
の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１３５０℃以下
に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶
温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を
した後、自然冷却することを特徴とする母材靭性と溶接
部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。 （７）前記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の鋼
の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１３５０℃以下
に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶
温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を
した後、１〜６０℃/secの冷却速度で６００℃以下まで
冷却することを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性
に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。 （８）前記（１）乃至（４）のいずれか１項に記載の鋼
の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１３５０℃以下
に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶
温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を
した後、１〜６０℃/secの冷却速度で６００℃以下まで
冷却し、引き続いて３００℃〜Ａｃ1 点に加熱して焼戻
し熱処理することを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ
靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、従来から
強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることで、溶
接熱影響部の靱性を向上させることが知られている。し
かしながら、これら元素を含有する酸化物の分散を制御
して、母材靭性および溶接部ＨＡＺ靱性を向上させる技
術として用いた例はこれまで報告されていない。特開平
１１−２９３３８２号公報に記載されているＭｇ添加方
法は溶接部ＨＡＺ靭性向上策として溶接部ＨＡＺ組織微
細化への適用のみを示している。本発明者らは、Ｍｇ、
Ｃａ、ＲＥＭの強脱酸剤あるいは強力な硫化物生成能に
着目し、これら元素の添加順序および量を制御すること
で、母材およびＨＡＺ組織の加熱γ粒径の微細化に効果
を有する酸化物や硫化物の微細分散が期待できる余地が
あると考えた。
強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることで、溶
接熱影響部の靱性を向上させることが知られている。し
かしながら、これら元素を含有する酸化物の分散を制御
して、母材靭性および溶接部ＨＡＺ靱性を向上させる技
術として用いた例はこれまで報告されていない。特開平
１１−２９３３８２号公報に記載されているＭｇ添加方
法は溶接部ＨＡＺ靭性向上策として溶接部ＨＡＺ組織微
細化への適用のみを示している。本発明者らは、Ｍｇ、
Ｃａ、ＲＥＭの強脱酸剤あるいは強力な硫化物生成能に
着目し、これら元素の添加順序および量を制御すること
で、母材およびＨＡＺ組織の加熱γ粒径の微細化に効果
を有する酸化物や硫化物の微細分散が期待できる余地が
あると考えた。
【００１１】以下、本発明に関して詳細に説明する。本
発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶鋼中にＭｇを添
加した場合の酸化物の状態を系統的に調べた。その結
果、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、Ｍｇ添加の
順に添加した場合に、あるいはＴｉ添加とＭｇ添加を同
時に行い、さらに平衡状態になった状態で再度Ｍｇを添
加するというサイクルを２重ないしは３重に繰り返すこ
とで、Ｍｇの酸化物や硫化物が極めて微細に、かつ高密
度に生成されることを見出した。このＭｇ添加の効果は
ＣａやＲＥＭをＭｇの代わりに用いても同様に得られ、
いずれの元素を添加した場合も添加元素を含む酸化物や
硫化物が生成され、その粒子径は０．００５〜０．５μ
m 、粒子数は鋼中に１mm2当たり１００００個以上であ
り、強力なピニング力を有していることが確認された。
発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶鋼中にＭｇを添
加した場合の酸化物の状態を系統的に調べた。その結
果、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、Ｍｇ添加の
順に添加した場合に、あるいはＴｉ添加とＭｇ添加を同
時に行い、さらに平衡状態になった状態で再度Ｍｇを添
加するというサイクルを２重ないしは３重に繰り返すこ
とで、Ｍｇの酸化物や硫化物が極めて微細に、かつ高密
度に生成されることを見出した。このＭｇ添加の効果は
ＣａやＲＥＭをＭｇの代わりに用いても同様に得られ、
いずれの元素を添加した場合も添加元素を含む酸化物や
硫化物が生成され、その粒子径は０．００５〜０．５μ
m 、粒子数は鋼中に１mm2当たり１００００個以上であ
り、強力なピニング力を有していることが確認された。
【００１２】ここにいう酸化物や硫化物は、酸化物ある
いは硫化物として単独に存在するものばかりでなく、混
合凝集したものや化合して酸硫化物として観察されるも
のも含めるものとし、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または
２種以上と、Ｏ、Ｓの一方もしくは両方が検出され、上
記粒径条件が満たされれば本発明も粒子とする。この粒
子の観察は、粒径が大きなものではＥＰＭＡによっても
可能であるが元素分析機能の付いた透過型電子顕微鏡の
利用が好ましい。
いは硫化物として単独に存在するものばかりでなく、混
合凝集したものや化合して酸硫化物として観察されるも
のも含めるものとし、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または
２種以上と、Ｏ、Ｓの一方もしくは両方が検出され、上
記粒径条件が満たされれば本発明も粒子とする。この粒
子の観察は、粒径が大きなものではＥＰＭＡによっても
可能であるが元素分析機能の付いた透過型電子顕微鏡の
利用が好ましい。
【００１３】本発明は上記の介在物の存在状態によって
達成される母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性に優れた鋼材に
関するものであり、加熱γ粒径の変化を極力抑えた画期
的な技術である。すなわち、本発明の特徴は、母材の加
熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が再加熱温度によら
ず１００μm 以下であり、さらに溶接部ＨＡＺ組織の加
熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が溶接入熱によらず
１０〜２００μm であり、これらのミクロ組織を反映し
て、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度
溶接構造用鋼を提供できる点にある。しかも、本技術を
用いれば再加熱温度によらず最終フェライト粒径が１〜
５０μm に安定して作り込むことができる。
達成される母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性に優れた鋼材に
関するものであり、加熱γ粒径の変化を極力抑えた画期
的な技術である。すなわち、本発明の特徴は、母材の加
熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が再加熱温度によら
ず１００μm 以下であり、さらに溶接部ＨＡＺ組織の加
熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が溶接入熱によらず
１０〜２００μm であり、これらのミクロ組織を反映し
て、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度
溶接構造用鋼を提供できる点にある。しかも、本技術を
用いれば再加熱温度によらず最終フェライト粒径が１〜
５０μm に安定して作り込むことができる。
【００１４】本発明におけるＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭの添加
方法であるが、既に述べたように、最初に、Ｓｉ、Ｍｎ
を添加後、まず、Ｔｉを添加し溶鋼中の酸素量を調整し
た後、少量のＭｇ（Ｃａ，ＲＥＭでも同様、以下同じ）
を徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＭｇを同
時に添加した後に、最終段階で再度Ｍｇを添加する。最
適なＭｇの添加量は、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添加量とＭｇ添加までの時間に依存し、ＴｉとＭｇ
添加量を適正な範囲で制御すれば良い。なお、繰り返し
の最終的なＭｇ添加時の溶存酸素量は０．１〜５０ppm
程度が適量である。最小の０．１ppm は微細なＭｇの酸
化物や硫化物ができる最小の量であり、５０ppm を超え
ると粗大なＭｇ酸化物ができるようになり、ピニング力
が弱くなることからこれを限度とした。以下、本発明の
成分の限定理由について述べる。
方法であるが、既に述べたように、最初に、Ｓｉ、Ｍｎ
を添加後、まず、Ｔｉを添加し溶鋼中の酸素量を調整し
た後、少量のＭｇ（Ｃａ，ＲＥＭでも同様、以下同じ）
を徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＭｇを同
時に添加した後に、最終段階で再度Ｍｇを添加する。最
適なＭｇの添加量は、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添加量とＭｇ添加までの時間に依存し、ＴｉとＭｇ
添加量を適正な範囲で制御すれば良い。なお、繰り返し
の最終的なＭｇ添加時の溶存酸素量は０．１〜５０ppm
程度が適量である。最小の０．１ppm は微細なＭｇの酸
化物や硫化物ができる最小の量であり、５０ppm を超え
ると粗大なＭｇ酸化物ができるようになり、ピニング力
が弱くなることからこれを限度とした。以下、本発明の
成分の限定理由について述べる。
【００１５】Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる
基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な
下限として０．０１％以上の添加が必要であるが、０．
２％を超える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の低
下を招くので、その上限を０．２％とした。
基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な
下限として０．０１％以上の添加が必要であるが、０．
２％を超える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の低
下を招くので、その上限を０．２％とした。
【００１６】Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な
元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要である
が、０．５％を超えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそ
れを上限とする。
元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要である
が、０．５％を超えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそ
れを上限とする。
【００１７】Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性の確
保に必要な元素であるが、２％を超えるとＨＡＺ靱性を
著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の強度
確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２％とす
る。
保に必要な元素であるが、２％を超えるとＨＡＺ靱性を
著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の強度
確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２％とす
る。
【００１８】Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であ
り、０．０３％を超えて含有すると鋼材の母材だけでな
くＨＡＺの靱性を著しく阻害するのでその含有される上
限を０．０３％とした。
り、０．０３％を超えて含有すると鋼材の母材だけでな
くＨＡＺの靱性を著しく阻害するのでその含有される上
限を０．０３％とした。
【００１９】Ｓ：Ｓは０．０３％を超えて過剰に添加さ
れると粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を阻害す
るが、その含有量が０．０００１％未満になると、粒内
フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物生成量が著
しく低下するために、０．０００１〜０．０３％をその
範囲とする。
れると粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を阻害す
るが、その含有量が０．０００１％未満になると、粒内
フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物生成量が著
しく低下するために、０．０００１〜０．０３％をその
範囲とする。
【００２０】Ａｌ：Ａｌは通常脱酸剤として添加される
が、本発明においては、０．０５％超えて添加されると
Ｍｇ、Ｃａ，ＲＥＭの添加の効果を阻害するために、こ
れを上限とする。また、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの酸化物を
安定に生成するためには０．０００５％は必要であり、
これを下限とした。
が、本発明においては、０．０５％超えて添加されると
Ｍｇ、Ｃａ，ＲＥＭの添加の効果を阻害するために、こ
れを上限とする。また、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの酸化物を
安定に生成するためには０．０００５％は必要であり、
これを下限とした。
【００２１】Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸剤として、さらには窒
化物形成元素としてし結晶粒の細粒化に効果を発揮する
元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の
著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５％に
する必要があるが、所定の効果を得るためには０．００
３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜
０．０５％とする。
化物形成元素としてし結晶粒の細粒化に効果を発揮する
元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の
著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５％に
する必要があるが、所定の効果を得るためには０．００
３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜
０．０５％とする。
【００２２】Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であ
り、主に脱酸剤あるいは硫化物生成元素として添加され
るが、０．０１％を超えて添加されると、粗大な酸化物
や硫化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低
下をもたらす。しかしながら、０．０００１％未満の添
加では、ピニング粒子として必要な酸化物の生成が十分
に期待できなくなるため、その添加範囲を０．０００１
〜０．０１％と限定する。
り、主に脱酸剤あるいは硫化物生成元素として添加され
るが、０．０１％を超えて添加されると、粗大な酸化物
や硫化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低
下をもたらす。しかしながら、０．０００１％未満の添
加では、ピニング粒子として必要な酸化物の生成が十分
に期待できなくなるため、その添加範囲を０．０００１
〜０．０１％と限定する。
【００２３】Ｃａ、ＲＥＭ：ＣａおよびＲＥＭは硫化物
を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材
の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善す
る。さらに両元素はＭｇと同様な効果を有していること
から、本発明の重要な元素群である。Ｃａ、ＲＥＭはと
もに０．０００１％未満では、以上の効果が得られない
ので下限値を０．０００１％にした。逆に、Ｃａの場合
には０．０１％を、ＲＥＭの場合には０．０５％を超え
るとＣａとＲＥＭの粗大酸化物個数が増加し、超微細な
酸化物や硫化物の個数が低下するため、その上限をそれ
ぞれ０．０１％と０．０５％とする。
を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材
の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善す
る。さらに両元素はＭｇと同様な効果を有していること
から、本発明の重要な元素群である。Ｃａ、ＲＥＭはと
もに０．０００１％未満では、以上の効果が得られない
ので下限値を０．０００１％にした。逆に、Ｃａの場合
には０．０１％を、ＲＥＭの場合には０．０５％を超え
るとＣａとＲＥＭの粗大酸化物個数が増加し、超微細な
酸化物や硫化物の個数が低下するため、その上限をそれ
ぞれ０．０１％と０．０５％とする。
【００２４】なお、本発明においては、強度および靱性
を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中で、１種または２種以上の元
素を添加することができる。
を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中で、１種または２種以上の元
素を添加することができる。
【００２５】Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の
上昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が
なく、１．５％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを
生じやすくする。従って、その含有量を０．０５〜１．
５％以下とする。
上昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が
なく、１．５％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを
生じやすくする。従って、その含有量を０．０５〜１．
５％以下とする。
【００２６】Ｎｉ：Ｎｉは、靱性および強度の改善に有
効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以
上の添加が必要であるが、５％以上の添加では溶接性が
低下するために、その上限を５％とする。
効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以
上の添加が必要であるが、５％以上の添加では溶接性が
低下するために、その上限を５％とする。
【００２７】Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向
上させるために、０．０２％以上の添加が有効である
が、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイ
ト組織を生じさせ、靱性を低下させる。従って、その上
限を１．５％とする。
上させるために、０．０２％以上の添加が有効である
が、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイ
ト組織を生じさせ、靱性を低下させる。従って、その上
限を１．５％とする。
【００２８】Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同
時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、そ
の効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要に
なるが、１．５％を超えた多量の添加は必要以上の強化
とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その範
囲を０．０２〜１．５％以下とする。
時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、そ
の効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要に
なるが、１．５％を超えた多量の添加は必要以上の強化
とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その範
囲を０．０２〜１．５％以下とする。
【００２９】Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し強度の
向上に効果がある元素であるが、０．０１％以下の添加
ではその効果がなく、０．１％を超える添加では、逆に
靱性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．１
％以下とする。
向上に効果がある元素であるが、０．０１％以下の添加
ではその効果がなく、０．１％を超える添加では、逆に
靱性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．１
％以下とする。
【００３０】Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し強
度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以
下の添加ではその効果がなく、０．２％を超える添加で
は、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１
〜０．２％以下とする。
度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以
下の添加ではその効果がなく、０．２％を超える添加で
は、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１
〜０．２％以下とする。
【００３１】Ｚｒ、Ｔａ：ＺｒとＴａもＮｂと同様に炭
化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であ
るが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、
０．０５％を超える添加では、逆に靱性の低下を招くた
めに、その範囲を０．０００１〜０．０５％以下とす
る。
化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であ
るが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、
０．０５％を超える添加では、逆に靱性の低下を招くた
めに、その範囲を０．０００１〜０．０５％以下とす
る。
【００３２】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、溶接熱
影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０
００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の
添加は、靱性の低下を招くために、その上限を０．００
５％とする。
加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱
影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０
００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の
添加は、靱性の低下を招くために、その上限を０．００
５％とする。
【００３３】上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶
製後、連続鋳造などを経て再加熱、圧延、冷却処理を施
される。この場合、以下の点を限定した。熱間圧延・制
御圧延ともに、鋼塊をオーステナイト化するためにＡｃ
3 点以上の温度に加熱する必要がある。しかし、１３５
０℃を超えて加熱すると、熱源コストの増大が生じるこ
とから、加熱温度は１３５０℃以下とした。
製後、連続鋳造などを経て再加熱、圧延、冷却処理を施
される。この場合、以下の点を限定した。熱間圧延・制
御圧延ともに、鋼塊をオーステナイト化するためにＡｃ
3 点以上の温度に加熱する必要がある。しかし、１３５
０℃を超えて加熱すると、熱源コストの増大が生じるこ
とから、加熱温度は１３５０℃以下とした。
【００３４】次いで、熱間圧延・制御圧延ともに、再結
晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒径を小
さくすることが必要である。また、制御圧延を用いて、
強度上昇と靭性向上を図る場合には、さらに未再結晶温
度域で圧延することによりオーステナイト粒内に変形帯
を導入し、フェライト変態核を導入することが有効であ
る。未再結晶域での累積圧下率が４０％未満では変形帯
が十分に形成されないので、未再結晶域で累積圧下率の
下限値を４０％とした。しかし、累積圧下率が９０％を
超えると、母材シャルピー試験の吸収エネルギーの低下
が著しくなるために、上限を９０％にした。
晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒径を小
さくすることが必要である。また、制御圧延を用いて、
強度上昇と靭性向上を図る場合には、さらに未再結晶温
度域で圧延することによりオーステナイト粒内に変形帯
を導入し、フェライト変態核を導入することが有効であ
る。未再結晶域での累積圧下率が４０％未満では変形帯
が十分に形成されないので、未再結晶域で累積圧下率の
下限値を４０％とした。しかし、累積圧下率が９０％を
超えると、母材シャルピー試験の吸収エネルギーの低下
が著しくなるために、上限を９０％にした。
【００３５】自然放冷よりさらに強度を上昇させるため
には加速冷却が必要である。しかしながら、冷却速度が
１℃/sec未満では、十分な強度を得ることができない。
逆に、冷却速度が６０℃/sec超ではベイナイト主体組織
が生成するため母材の靭性が低下する。したがって、冷
却速度を１〜６０℃/secに限定した。本発明において
は、母材の強度を得るために変態が終了するまで加速冷
却を継続する必要がある。このため、冷却停止温度の上
限を６００℃とした。６００℃超の停止温度では変態が
終了しないために、十分な強度が得られない。冷却停止
温度の下限は、加速冷却の効果の点からは特に定めない
が、室温を下回るような温度まで冷却する必要はない。
には加速冷却が必要である。しかしながら、冷却速度が
１℃/sec未満では、十分な強度を得ることができない。
逆に、冷却速度が６０℃/sec超ではベイナイト主体組織
が生成するため母材の靭性が低下する。したがって、冷
却速度を１〜６０℃/secに限定した。本発明において
は、母材の強度を得るために変態が終了するまで加速冷
却を継続する必要がある。このため、冷却停止温度の上
限を６００℃とした。６００℃超の停止温度では変態が
終了しないために、十分な強度が得られない。冷却停止
温度の下限は、加速冷却の効果の点からは特に定めない
が、室温を下回るような温度まで冷却する必要はない。
【００３６】加速冷却後の焼戻し熱処理は回復による母
材組織の靭性向上を目的としたものであるから、加熱温
度は逆変態が生じない温度域であるＡｃ1 点以下でなけ
ればならない。回復は転位の消滅・合体により格子欠陥
密度を減少させるものであり、これを実現するためには
３００℃以上に加熱することが必要である。このため、
加熱温度の下限を３００℃とした。上限は変態点以下で
あるため、Ａｃ1 を上限とした。
材組織の靭性向上を目的としたものであるから、加熱温
度は逆変態が生じない温度域であるＡｃ1 点以下でなけ
ればならない。回復は転位の消滅・合体により格子欠陥
密度を減少させるものであり、これを実現するためには
３００℃以上に加熱することが必要である。このため、
加熱温度の下限を３００℃とした。上限は変態点以下で
あるため、Ａｃ1 を上限とした。
【００３７】
【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。表１
の化学成分を有する鋼塊を表２に示す熱間圧延および熱
処理を行い鋼板とした後、母材靭性と溶接入熱が５０kJ
／mmの超大入熱溶接を付与し、旧γ粒径を測定するとと
もに、ＨＡＺ靭性を評価した。靭性はそれぞれ母材が−
８０℃、溶接部ＨＡＺ靭性が−２０℃におけるシャルピ
ー吸収エネルギーにより評価した。
の化学成分を有する鋼塊を表２に示す熱間圧延および熱
処理を行い鋼板とした後、母材靭性と溶接入熱が５０kJ
／mmの超大入熱溶接を付与し、旧γ粒径を測定するとと
もに、ＨＡＺ靭性を評価した。靭性はそれぞれ母材が−
８０℃、溶接部ＨＡＺ靭性が−２０℃におけるシャルピ
ー吸収エネルギーにより評価した。
【００３８】鋼１〜２２は本発明の例を示す。表２から
明らかなように、本発明の鋼板は化学成分、製造条件、
粒子数の各要件を満足しており、最終のフェライト粒径
が５０μm 以下の微細組織を呈しており、これを反映し
て母材靭性は２００Ｊ以上ときわめて良好な値となって
いる。さらに、５０kJ／mmの超大入熱ＨＡＺ靭性もＨＡ
Ｚの加熱γ粒径が２００μm 以下となっていることか
ら、ほぼ母材並みの高靭性を有していることがわかる。
明らかなように、本発明の鋼板は化学成分、製造条件、
粒子数の各要件を満足しており、最終のフェライト粒径
が５０μm 以下の微細組織を呈しており、これを反映し
て母材靭性は２００Ｊ以上ときわめて良好な値となって
いる。さらに、５０kJ／mmの超大入熱ＨＡＺ靭性もＨＡ
Ｚの加熱γ粒径が２００μm 以下となっていることか
ら、ほぼ母材並みの高靭性を有していることがわかる。
【００３９】それに対し、鋼２３〜３５は本発明方法か
ら逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼２３、２４、２
５、２６、２７、２９、３０、３３、３４、３５は基本
成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の要
件を超えて添加されている例であり（表１の下線を引い
た成分が本発明の範囲を逸脱しているものである）、本
発明の重要な部分である酸化物や硫化物の粒子数の要件
は満たしているものの、靱性劣化要因となる元素が過剰
に添加された事により、母材靭性の劣化および超大入熱
ＨＡＺ靱性の劣化がいずれも助長されている。鋼２８、
３１ではＡｌとＴｉが下限値より小さい場合に相当し、
加熱γ粒径が母材、ＨＡＺで共に粗大化している。ま
た、鋼３２はＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭが無添加であり、超大
入熱のＨＡＺ靭性の劣化が大きい。以上の比較例ではい
ずれも母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性は低いレベルにあ
り、特にＨＡＺ靭性の劣化代が大きい。この点は入熱量
が小さい場合も同様であった。なお、比較鋼の３３と３
４に示すように、微細な酸化物が多く存在していること
から粒径が小さいにも関わらず靱性劣化が大きくなって
いるのは過剰のＭｇあるいは不純物の酸素が多量に含ま
れていた事に起因しており、５μm 以上の粗大な粒子が
増大したためである。
ら逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼２３、２４、２
５、２６、２７、２９、３０、３３、３４、３５は基本
成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の要
件を超えて添加されている例であり（表１の下線を引い
た成分が本発明の範囲を逸脱しているものである）、本
発明の重要な部分である酸化物や硫化物の粒子数の要件
は満たしているものの、靱性劣化要因となる元素が過剰
に添加された事により、母材靭性の劣化および超大入熱
ＨＡＺ靱性の劣化がいずれも助長されている。鋼２８、
３１ではＡｌとＴｉが下限値より小さい場合に相当し、
加熱γ粒径が母材、ＨＡＺで共に粗大化している。ま
た、鋼３２はＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭが無添加であり、超大
入熱のＨＡＺ靭性の劣化が大きい。以上の比較例ではい
ずれも母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性は低いレベルにあ
り、特にＨＡＺ靭性の劣化代が大きい。この点は入熱量
が小さい場合も同様であった。なお、比較鋼の３３と３
４に示すように、微細な酸化物が多く存在していること
から粒径が小さいにも関わらず靱性劣化が大きくなって
いるのは過剰のＭｇあるいは不純物の酸素が多量に含ま
れていた事に起因しており、５μm 以上の粗大な粒子が
増大したためである。
【００４０】なお、表２における比較例３６と３７は本
発明の１と２と化学成分が同じであるが、最終のＭｇ量
を添加する際の溶存酸素が５０ppm を超えていた例であ
り、超微細な酸化物が生成されていないことから旧γ粒
径の粗大化と顕著な靱性劣化が起きている。
発明の１と２と化学成分が同じであるが、最終のＭｇ量
を添加する際の溶存酸素が５０ppm を超えていた例であ
り、超微細な酸化物が生成されていないことから旧γ粒
径の粗大化と顕著な靱性劣化が起きている。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【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添加後にＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭを適切に添加、あ
るいはＴｉとＭｇの同時添加後にＭｇを適切に添加する
ことで、母材の加熱γ粒径を微細化することができ、さ
らに溶接入熱に関わらずＨＡＺの加熱γ粒径も微細化す
ることができ、この二つの効果により母材靭性と溶接部
ＨＡＺ靱性の両者に優れた高強度溶接構造用鋼の製造が
可能となる。その結果、建築、橋梁、造船、海洋構造
物、ラインパイプ、建設機械などの溶接構造物のぜい性
破壊に対する安全性が大幅に向上し、産業上の価値は極
めて高いといえる。
し、Ｔｉ添加後にＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭを適切に添加、あ
るいはＴｉとＭｇの同時添加後にＭｇを適切に添加する
ことで、母材の加熱γ粒径を微細化することができ、さ
らに溶接入熱に関わらずＨＡＺの加熱γ粒径も微細化す
ることができ、この二つの効果により母材靭性と溶接部
ＨＡＺ靱性の両者に優れた高強度溶接構造用鋼の製造が
可能となる。その結果、建築、橋梁、造船、海洋構造
物、ラインパイプ、建設機械などの溶接構造物のぜい性
破壊に対する安全性が大幅に向上し、産業上の価値は極
めて高いといえる。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 古谷 仁志
千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式
会社技術開発本部内
Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA11
AA12 AA14 AA15 AA16 AA19
AA20 AA22 AA23 AA24 AA27
AA29 AA31 AA33 AA35 AA36
AA39 AA40 BA01 CA03 CB01
CB02 CD01 CD02 CD03 CF00
Claims (8)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜２％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０００１〜０．０３％、 Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５％を含有し、さらに、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、 Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、 ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％のうち１種または２
種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からな
り、かつ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種または２種以上
と、Ｏ、Ｓの一方もしくは両方を含み、粒子径０．００
５〜０．５μmである粒子が、１mm2 当たり１００００
個以上分散していることを特徴とする母材靭性と溶接部
ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．５％、 Ｎｉ：０．０５〜５％、 Ｃｒ：０．０２〜１．５％、 Ｍｏ：０．０２〜１．５％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、 Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、 Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００５％のうち１種または２
種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項１に
記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接
構造用鋼。 - 【請求項３】 母材の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒
径）が再加熱温度によらず１００μm 以下であり、か
つ、最終のフェライト粒径が１〜５０μm であることを
特徴とする請求項１または２に記載の母材靭性と溶接部
ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。 - 【請求項４】 溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径（旧オー
ステナイト粒径）が溶接入熱によらず１０〜２００μm
である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の母材靭性
と溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。 - 【請求項５】 請求項１乃至４のいずれか１項に記載の
鋼の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１３５０℃以
下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延した後、自然冷却
することを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性に優
れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。 - 【請求項６】 請求項１乃至４のいずれか１項に記載の
鋼の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１３５０℃以
下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結
晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延
をした後、自然冷却することを特徴とする母材靭性と溶
接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方
法。 - 【請求項７】 請求項１乃至４のいずれか１項に記載の
鋼の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１３５０℃以
下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結
晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延
をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で６００℃以下ま
で冷却することを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭
性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。 - 【請求項８】 請求項１乃至４のいずれか１項に記載の
鋼の製造において、鋼塊をＡｃ3 点以上、１３５０℃以
下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結
晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延
をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で６００℃以下ま
で冷却し、引き続いて３００℃〜Ａｃ 1 点に加熱して焼
戻し熱処理することを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡ
Ｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001238167A JP4762450B2 (ja) | 2001-08-06 | 2001-08-06 | 母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001238167A JP4762450B2 (ja) | 2001-08-06 | 2001-08-06 | 母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003049237A true JP2003049237A (ja) | 2003-02-21 |
| JP4762450B2 JP4762450B2 (ja) | 2011-08-31 |
Family
ID=19069131
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001238167A Expired - Fee Related JP4762450B2 (ja) | 2001-08-06 | 2001-08-06 | 母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4762450B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005144552A (ja) * | 2003-10-22 | 2005-06-09 | Nippon Steel Corp | 耐脆性破壊発生特性に優れた大入熱突合せ溶接継手 |
| JP2007254858A (ja) * | 2006-03-24 | 2007-10-04 | Nippon Steel Corp | 超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼及びその製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6226542B2 (ja) | 2013-03-22 | 2017-11-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH093600A (ja) * | 1995-06-23 | 1997-01-07 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 |
| JPH09157787A (ja) * | 1995-12-06 | 1997-06-17 | Nippon Steel Corp | 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 |
| JPH09310147A (ja) * | 1996-05-21 | 1997-12-02 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 |
| JP2001032014A (ja) * | 1999-07-22 | 2001-02-06 | Nippon Steel Corp | 薄板用鋼板の溶製方法 |
| WO2001027342A1 (fr) * | 1999-10-12 | 2001-04-19 | Nippon Steel Corporation | Acier pour structure soudee dont la tenacite de zone thermiquement affectee ne depend pas d'un apport de chaleur, et procede de production associe |
-
2001
- 2001-08-06 JP JP2001238167A patent/JP4762450B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH093600A (ja) * | 1995-06-23 | 1997-01-07 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靱性の優れた溶接構造用鋼材 |
| JPH09157787A (ja) * | 1995-12-06 | 1997-06-17 | Nippon Steel Corp | 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 |
| JPH09310147A (ja) * | 1996-05-21 | 1997-12-02 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 |
| JP2001032014A (ja) * | 1999-07-22 | 2001-02-06 | Nippon Steel Corp | 薄板用鋼板の溶製方法 |
| WO2001027342A1 (fr) * | 1999-10-12 | 2001-04-19 | Nippon Steel Corporation | Acier pour structure soudee dont la tenacite de zone thermiquement affectee ne depend pas d'un apport de chaleur, et procede de production associe |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2005144552A (ja) * | 2003-10-22 | 2005-06-09 | Nippon Steel Corp | 耐脆性破壊発生特性に優れた大入熱突合せ溶接継手 |
| JP4528089B2 (ja) * | 2003-10-22 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | 耐脆性破壊発生特性を有する船体用大入熱突合せ溶接継手 |
| US7829202B2 (en) | 2003-10-22 | 2010-11-09 | Nippon Steel Corporation | Large-heat-input butt welded joints having excellent brittle fracture resistance |
| JP2007254858A (ja) * | 2006-03-24 | 2007-10-04 | Nippon Steel Corp | 超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4762450B2 (ja) | 2011-08-31 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2272994B1 (en) | High-tensile strength steel and manufacturing method thereof | |
| JP7219882B2 (ja) | 圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| CN109983146B (zh) | 低屈强比超高强度钢材及其制造方法 | |
| JP6682988B2 (ja) | 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP4644075B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP3846729B2 (ja) | 極低温衝撃靭性の優れたラインパイプ用熱延鋼板及びその製造方法 | |
| WO2008126944A1 (ja) | 高温強度、靭性に優れた鋼材並びにその製造方法 | |
| WO2008029583A1 (fr) | Acier ignifuge à excellent propriété de tenue à temperatures élevées, de ténacité et de résistance à la fragilisation de réchauffage et son procédé de production | |
| JP2008111165A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP3802810B2 (ja) | Ｈａｚ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼とその製造方法 | |
| JP2002129281A (ja) | 溶接部の疲労特性に優れた溶接構造用高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP3981615B2 (ja) | 非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP2008111166A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた構造用高強度厚鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001123222A (ja) | 高靱性高張力鋼の製造方法 | |
| JP2006241510A (ja) | 大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| JP2000256777A (ja) | 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JP4959402B2 (ja) | 耐表面割れ特性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| JP4133175B2 (ja) | 靭性に優れた非水冷型薄手低降伏比高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP4105990B2 (ja) | 大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| JP2003049237A (ja) | 母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼およびその製造方法 | |
| JP2001020030A (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| JP4105989B2 (ja) | 母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| JP5223295B2 (ja) | 耐再熱脆化特性に優れた耐火ｈ形鋼及びその製造方法 | |
| JP5245202B2 (ja) | 超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼及びその製造方法 | |
| JP4299743B2 (ja) | 母材靭性と超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用高靭性鋼とその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20080306 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20100329 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20100406 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20100607 |
|
| 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: 20110531 |
|
| 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: 20110608 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140617 Year of fee payment: 3 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4762450 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140617 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140617 Year of fee payment: 3 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140617 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |