JP3476999B2 - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた鋼板Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接熱影響部（Ｈｅ
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた鋼板であり、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建
設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接構造物に用
いられる。
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた鋼板であり、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建
設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接構造物に用
いられる。
【０００２】
【従来の技術】溶接熱影響部（ＨＡＺ）においては溶融
線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融
線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オー
ステナイト（γ）が著しく粗大化してしまうため、冷却
後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化してしまう。鋼
の加熱γ粒を細粒化する方法として、「鉄と鋼」第６２
年（１９７６）第９号ｐ．１２０９−ｐ．１２１８「低
炭素・低合金鋼のオーステナイト粒度に及ぼすＴｉＮの
分散状態の影響」に記載されているように、ＴｉＮなど
の高温で安定な析出物を鋼中に微細分散させてγ粒の成
長をピンニングすることは一般に広く知られている。し
かしながら、各種の炭化物・窒化物の中で鋼中で最も高
い温度までピンニング効果があるとされるＴｉＮでも、
その溶解度積から判断されるように１４００℃以上の高
温ではＴｉＮの粗大化・溶解によってその効果の大部分
を失う。
線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融
線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オー
ステナイト（γ）が著しく粗大化してしまうため、冷却
後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化してしまう。鋼
の加熱γ粒を細粒化する方法として、「鉄と鋼」第６２
年（１９７６）第９号ｐ．１２０９−ｐ．１２１８「低
炭素・低合金鋼のオーステナイト粒度に及ぼすＴｉＮの
分散状態の影響」に記載されているように、ＴｉＮなど
の高温で安定な析出物を鋼中に微細分散させてγ粒の成
長をピンニングすることは一般に広く知られている。し
かしながら、各種の炭化物・窒化物の中で鋼中で最も高
い温度までピンニング効果があるとされるＴｉＮでも、
その溶解度積から判断されるように１４００℃以上の高
温ではＴｉＮの粗大化・溶解によってその効果の大部分
を失う。
【０００３】従って、ＨＡＺの溶融線近傍のように１４
００℃を超えて加熱される領域でのγ粒成長抑制の手段
は従来なく、この領域でのＨＡＺ脆化が大きな問題であ
った。このような問題点を解決する手段として、特開昭
６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６
号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−
２５０９１７号公報などは、粗大γ粒内に粒内変態フェ
ライト（ｌｎｔｒａＧｒａｎｕｌｅｒ Ｆｅｒｒｉｔ
ｅ：ＩＧＦ）を積極的に生成させることでＨＡＺ靭性の
向上をはかってきた。このような場合、γ粒界からは粒
界フェライト（Ｇｒａｉｎ Ｂｕｎｄａｒｙ Ｆｅｒｒ
ｉｔｅ：ＧＢＦ）や粗大なフェライトサイドプレート
（Ｆｅｒｒｉｔｅ Ｓｉｄｅ Ｐｌａｔｅ：ＦＳＰ）が
粗大に生成しやすいため、これらの脆化組織とＩＧＦと
の生成が競合する。
００℃を超えて加熱される領域でのγ粒成長抑制の手段
は従来なく、この領域でのＨＡＺ脆化が大きな問題であ
った。このような問題点を解決する手段として、特開昭
６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６
号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−
２５０９１７号公報などは、粗大γ粒内に粒内変態フェ
ライト（ｌｎｔｒａＧｒａｎｕｌｅｒ Ｆｅｒｒｉｔ
ｅ：ＩＧＦ）を積極的に生成させることでＨＡＺ靭性の
向上をはかってきた。このような場合、γ粒界からは粒
界フェライト（Ｇｒａｉｎ Ｂｕｎｄａｒｙ Ｆｅｒｒ
ｉｔｅ：ＧＢＦ）や粗大なフェライトサイドプレート
（Ｆｅｒｒｉｔｅ Ｓｉｄｅ Ｐｌａｔｅ：ＦＳＰ）が
粗大に生成しやすいため、これらの脆化組織とＩＧＦと
の生成が競合する。
【０００４】粗大なＧＢＦやＦＳＰの生成を抑制するた
めにはγ粒界の焼入性を高めることが必要であるが、過
度に焼入性を高めると島状マルテンサイトを含有する粗
大な上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ Ｂａｉｎｉｔｅ：Ｂ
Ｕ）が生成しＨＡＺ靭性が劣化してしまう。一方で母材
の機械的性質の観点からも焼入性は考慮されなければな
らない。従って、両者を十分に満足する化学成分を選定
することは困難でありＨＡＺ高靭化にも限界があった。
そこで、広範な溶接条件および母材材質（強度レベル）
において良好なＨＡＺ靭性を有する鋼板が求められてい
た。
めにはγ粒界の焼入性を高めることが必要であるが、過
度に焼入性を高めると島状マルテンサイトを含有する粗
大な上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ Ｂａｉｎｉｔｅ：Ｂ
Ｕ）が生成しＨＡＺ靭性が劣化してしまう。一方で母材
の機械的性質の観点からも焼入性は考慮されなければな
らない。従って、両者を十分に満足する化学成分を選定
することは困難でありＨＡＺ高靭化にも限界があった。
そこで、広範な溶接条件および母材材質（強度レベル）
において良好なＨＡＺ靭性を有する鋼板が求められてい
た。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、広範な溶接
条件において良好なＨＡＺ靭性を有する引張強度が４０
０ＭＰａ以上の鋼板を提供することである。
条件において良好なＨＡＺ靭性を有する引張強度が４０
０ＭＰａ以上の鋼板を提供することである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ ：０．４％以下、 Ｍｎ ：０．５〜２．０％、 Ｐ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．００６％以下、 Ａｌ ：０．０３％以下、 Ｔｉ ：０．００５〜０．０３％、 Ｍｇ ：０．０００５〜０．００５％、 Ｏ ：０．００２〜０．００６％、 を含有し、さらに必要に応じて、 Ｃｕ ：ｌ．５％以下、 Ｎｉ ：ｌ．５％以下、 Ｃｒ ：０．５％以下、 Ｍｏ ：０．５％以下、 Ｎｂ ：０．０５％以下、 Ｖ ：０．０５％以下、 Ｃａ ：０．００５％以下、 ＲＥＭ：０．００５％以下、 Ｂ ：０．００１５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 の内の一種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる鋼板中に、０．５μｍ以上５μｍ以下の大きさ
でＴｉとＭｇの含有量の和が１５重量％以上であるＴｉ
−Ｍｇ系酸化物が３０個／ｍｍ2以上存在し、同時に
０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の大きさの酸化物が５
０００個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする溶接熱
影響部靭性の優れた鋼板である。
で Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ ：０．４％以下、 Ｍｎ ：０．５〜２．０％、 Ｐ：０．０１５％以下 Ｓ ：０．００６％以下、 Ａｌ ：０．０３％以下、 Ｔｉ ：０．００５〜０．０３％、 Ｍｇ ：０．０００５〜０．００５％、 Ｏ ：０．００２〜０．００６％、 を含有し、さらに必要に応じて、 Ｃｕ ：ｌ．５％以下、 Ｎｉ ：ｌ．５％以下、 Ｃｒ ：０．５％以下、 Ｍｏ ：０．５％以下、 Ｎｂ ：０．０５％以下、 Ｖ ：０．０５％以下、 Ｃａ ：０．００５％以下、 ＲＥＭ：０．００５％以下、 Ｂ ：０．００１５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 の内の一種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる鋼板中に、０．５μｍ以上５μｍ以下の大きさ
でＴｉとＭｇの含有量の和が１５重量％以上であるＴｉ
−Ｍｇ系酸化物が３０個／ｍｍ2以上存在し、同時に
０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の大きさの酸化物が５
０００個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする溶接熱
影響部靭性の優れた鋼板である。
【０００７】
【発明の実施の形態】広範な溶接条件および母材材質に
おいて良好なＨＡＺ靭性を達成するためには、ＨＡＺ組
織を十分に微細化することが基本的な考え方である。Ｈ
ＡＺ組織微細化のためには、（１）加熱γ細粒化によっ
てＧＢＦやＦＳＰのサイズを小さくすること、（２）Ｉ
ＧＦ分率を高めること、が必要である。（１）の達成に
は１４００℃以上でも安定な酸化物を微細分散すること
によって加熱γ粒をピンニングすることが、（２）の達
成にはＩＧＦの生成核となる酸化物を増加させるととも
にその核生成能を高めることが望まれる。発明者らは酸
化物の分散状態・組成とＨＡＺにおける加熱γ粒径およ
びＩＧＦ分率との関係について定量的に検討し、ＨＡＺ
組織微細化に関して以下の新しい知見を得た。
おいて良好なＨＡＺ靭性を達成するためには、ＨＡＺ組
織を十分に微細化することが基本的な考え方である。Ｈ
ＡＺ組織微細化のためには、（１）加熱γ細粒化によっ
てＧＢＦやＦＳＰのサイズを小さくすること、（２）Ｉ
ＧＦ分率を高めること、が必要である。（１）の達成に
は１４００℃以上でも安定な酸化物を微細分散すること
によって加熱γ粒をピンニングすることが、（２）の達
成にはＩＧＦの生成核となる酸化物を増加させるととも
にその核生成能を高めることが望まれる。発明者らは酸
化物の分散状態・組成とＨＡＺにおける加熱γ粒径およ
びＩＧＦ分率との関係について定量的に検討し、ＨＡＺ
組織微細化に関して以下の新しい知見を得た。
【０００８】図１は１４５０℃加熱γ粒径に及ぼす酸化
物個数の影響を示す図である。図１に示すように、０．
０５〜０．５μｍの酸化物が５０００個／ｍｍ2以上の
ときにγ細粒化は顕著となり平均γ粒径がｌ５０μｍ以
下となる。このようなサイズの酸化物はＴｉ系酸化物が
主体であり、一部にＴｉ−Ｍｇ系酸化物が存在する。こ
のようなサイズの酸化物の個数が５０００個／ｍｍ2未
満であるとＨＡＺの加熱γ粒は細粒化が不十分である。
物個数の影響を示す図である。図１に示すように、０．
０５〜０．５μｍの酸化物が５０００個／ｍｍ2以上の
ときにγ細粒化は顕著となり平均γ粒径がｌ５０μｍ以
下となる。このようなサイズの酸化物はＴｉ系酸化物が
主体であり、一部にＴｉ−Ｍｇ系酸化物が存在する。こ
のようなサイズの酸化物の個数が５０００個／ｍｍ2未
満であるとＨＡＺの加熱γ粒は細粒化が不十分である。
【０００９】図２はＧＢＦあるいはＦＳＰのサイズに及
ぼす１４５０℃加熱γ粒径の影響を示す図である。γ粒
径がｌ５０μｍ以下のときにＧＢＦあるいはＦＳＰの細
粒化が顕著となる。
ぼす１４５０℃加熱γ粒径の影響を示す図である。γ粒
径がｌ５０μｍ以下のときにＧＢＦあるいはＦＳＰの細
粒化が顕著となる。
【００１０】図３は１４５０℃加熱γ粒径が１５０μｍ
程度であるときのＩＧＦ分率に及ぼす酸化物個数および
酸化物組成の影響を示す図である。ここで、ＩＧＦ生成
核となる酸化物は０．５〜５μｍの大きさが大半であ
り、４０％以上の高いｌＧＦ分率を発現するためには、
０．５〜５μｍの大きさの酸化物において、その組成が
ＴｉとＭｇの含有量の和が１５重量％以上で、かつその
個数が３０個／ｍｍ2以上である必要がある。このサイ
ズのＴｉ−Ｍｇ系酸化物において、その組成がＴｉとＭ
ｇの含有量の和か１５重量％未満であったり、その個数
が３０個／ｍｍ2未満であったりすると高いＩＧＦ分率
が得られずＨＡＺ組織は微細化しない。
程度であるときのＩＧＦ分率に及ぼす酸化物個数および
酸化物組成の影響を示す図である。ここで、ＩＧＦ生成
核となる酸化物は０．５〜５μｍの大きさが大半であ
り、４０％以上の高いｌＧＦ分率を発現するためには、
０．５〜５μｍの大きさの酸化物において、その組成が
ＴｉとＭｇの含有量の和が１５重量％以上で、かつその
個数が３０個／ｍｍ2以上である必要がある。このサイ
ズのＴｉ−Ｍｇ系酸化物において、その組成がＴｉとＭ
ｇの含有量の和か１５重量％未満であったり、その個数
が３０個／ｍｍ2未満であったりすると高いＩＧＦ分率
が得られずＨＡＺ組織は微細化しない。
【００１１】図４は酸化物個数に及ぼすＭｇ量の影響を
示す図である。０．０５〜０．５μｍの酸化物および
０．５〜５μｍの酸化物ともに、Ｍｇ量の増加によって
個数が増加する。Ｍｇによる酸化物微細分散効果は低Ａ
ｌにおいて顕著であり、Ｍｇ量が５ｐｐｍ以上の場合に
０．０５〜０．５μｍの酸化物個数が５０００個／ｍｍ
2以上、０．５〜５μｍの酸化物個数が３０個／ｍｍ2以
上となって、十分なＨＡＺ組織微細化が達成される。Ｍ
ｇ量が５０ｐｐｍ程度になるとこれらの効果は飽和す
る。従来鋼（例えば前述した特開昭６０−２４５７６８
号公報、特開昭６０−１５２６２６号公報、特開昭６３
−２１０２３５号公報、特開平２−２５０９１７号公報
など）ではＩＧＦ生成核となるＴｉ系酸化物は１０−２
０個／ｍｍ2程度と少ないため１５０μｍ程度の細粒な
γではＩＧＦはほとんど生成しなかった。しかしなが
ら、図４に示されるようにＴｉとＭｇを複合添加した鋼
ではＩＧＦ核として作用するＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個数
が増加し、図３に示されるように細粒γにおいてもＩＧ
Ｆが顕著に生成してＨＡＺ組織を微細化することができ
る。
示す図である。０．０５〜０．５μｍの酸化物および
０．５〜５μｍの酸化物ともに、Ｍｇ量の増加によって
個数が増加する。Ｍｇによる酸化物微細分散効果は低Ａ
ｌにおいて顕著であり、Ｍｇ量が５ｐｐｍ以上の場合に
０．０５〜０．５μｍの酸化物個数が５０００個／ｍｍ
2以上、０．５〜５μｍの酸化物個数が３０個／ｍｍ2以
上となって、十分なＨＡＺ組織微細化が達成される。Ｍ
ｇ量が５０ｐｐｍ程度になるとこれらの効果は飽和す
る。従来鋼（例えば前述した特開昭６０−２４５７６８
号公報、特開昭６０−１５２６２６号公報、特開昭６３
−２１０２３５号公報、特開平２−２５０９１７号公報
など）ではＩＧＦ生成核となるＴｉ系酸化物は１０−２
０個／ｍｍ2程度と少ないため１５０μｍ程度の細粒な
γではＩＧＦはほとんど生成しなかった。しかしなが
ら、図４に示されるようにＴｉとＭｇを複合添加した鋼
ではＩＧＦ核として作用するＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個数
が増加し、図３に示されるように細粒γにおいてもＩＧ
Ｆが顕著に生成してＨＡＺ組織を微細化することができ
る。
【００１２】このように、ＴｉとＭｇを複合的に添加す
ることにより、鋼中に０．０５〜０．５μｍの酸化物を
多数分散させて加熱γを細粒化しＧＢＦおよびＦＳＰの
微細化をはかり、同時に、０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ
系酸化物を多数分散させて細粒なγにおいても高いＩＧ
Ｆ分率を達成し、広範な溶接条件および母材材質におい
て良好なＨＡＺ靭性を有することが本発明の特徴であ
る。
ることにより、鋼中に０．０５〜０．５μｍの酸化物を
多数分散させて加熱γを細粒化しＧＢＦおよびＦＳＰの
微細化をはかり、同時に、０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ
系酸化物を多数分散させて細粒なγにおいても高いＩＧ
Ｆ分率を達成し、広範な溶接条件および母材材質におい
て良好なＨＡＺ靭性を有することが本発明の特徴であ
る。
【００１３】以下、化学成分の限定理由について説明す
る。
る。
【００１４】Ｃの下限は母材及び溶接部の強度、籾性を
確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると
母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣
化させるのでその上限を０．２０％とした。
確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると
母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣
化させるのでその上限を０．２０％とした。
【００１５】Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とした。鋼の脱酸はＴｉだけでも十分可能で
あり、良好なＨＡＺ靭性を得るためには０．３％以下の
Ｓｉとするのが望ましい。
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とした。鋼の脱酸はＴｉだけでも十分可能で
あり、良好なＨＡＺ靭性を得るためには０．３％以下の
Ｓｉとするのが望ましい。
【００１６】Ｍｎは母材及び溶接部の強度、靭性を確保
するために不可欠であるため下限を０．５％とした。し
かし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブ
の中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるので上限を
２．０％とした。
するために不可欠であるため下限を０．５％とした。し
かし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブ
の中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるので上限を
２．０％とした。
【００１７】本発明鋼において不純物元素であるＰ、Ｓ
をそれぞれ０．１５％以下、０．００６％以下とした理
由はスラブ中心偏折の軽減などを通じて母材およびＨＡ
Ｚの機械的性質を改善するためである。Ｐの低減はＨＡ
Ｚの粒界破壊を抑制し、Ｓの低減はＭｎＳの減少を通じ
て母材およびＨＡＺの板厚方向材質を向上させる。好ま
しいＰ、Ｓはそれぞれ０．０１％以下、０．００３％以
下である。
をそれぞれ０．１５％以下、０．００６％以下とした理
由はスラブ中心偏折の軽減などを通じて母材およびＨＡ
Ｚの機械的性質を改善するためである。Ｐの低減はＨＡ
Ｚの粒界破壊を抑制し、Ｓの低減はＭｎＳの減少を通じ
て母材およびＨＡＺの板厚方向材質を向上させる。好ま
しいＰ、Ｓはそれぞれ０．０１％以下、０．００３％以
下である。
【００１８】Ａ１は脱酸作用があるが、０．０３％を超
えるとクラスター状の酸化物系介在物が増加し、母材材
質に悪影響を及ぼすため０．０３％を上限とした。な
お、脱酸はＴｉやＭｇだけでも可能であり、Ａｌは必ず
含まれる必要はない。
えるとクラスター状の酸化物系介在物が増加し、母材材
質に悪影響を及ぼすため０．０３％を上限とした。な
お、脱酸はＴｉやＭｇだけでも可能であり、Ａｌは必ず
含まれる必要はない。
【００１９】Ｔｉは本発明の必須元素であり、ＨＡＺ組
織微細化に有効なＴｉ系あるいはＴｉ−Ｍｇ系酸化物、
およびＴｉＮを形成するために０．００５％以上必要で
ある。本発明では、低温加熱域でより一層の加熱γ細粒
化をはかるため、酸化物に加えてＴｉＮも最大限に活用
し、１３５０℃以下で強力なピンニング効果を発現させ
る。Ｔｉの上限は過剰のＴｉＣの析出によるＨＡＺ脆化
を防止するためであり、０．０３％とした。
織微細化に有効なＴｉ系あるいはＴｉ−Ｍｇ系酸化物、
およびＴｉＮを形成するために０．００５％以上必要で
ある。本発明では、低温加熱域でより一層の加熱γ細粒
化をはかるため、酸化物に加えてＴｉＮも最大限に活用
し、１３５０℃以下で強力なピンニング効果を発現させ
る。Ｔｉの上限は過剰のＴｉＣの析出によるＨＡＺ脆化
を防止するためであり、０．０３％とした。
【００２０】Ｍｇは本発明の最も重要な元素であり、例
えばＮｉ−Ｍｇ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金、Ｓｉ−Ｍ
ｇ合金として低Ａｌ鋼へＴｉと複合的に添加することで
酸化物微細分散効果が発現される。Ｍｇ量の下限は、Ｈ
ＡＺ組織微細化のために必要な酸化物の最低個数を確保
するため、ならびにＩＧＦ生成核である酸化物中のＭｇ
含有量を高めるために５ｐｐｍと規定される。一方、Ｍ
ｇ量の上限はこれらの効果が飽和する量である。上限を
超えるＭｇ量は合金コストの上昇を伴うだけで好ましく
ない。
えばＮｉ−Ｍｇ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金、Ｓｉ−Ｍ
ｇ合金として低Ａｌ鋼へＴｉと複合的に添加することで
酸化物微細分散効果が発現される。Ｍｇ量の下限は、Ｈ
ＡＺ組織微細化のために必要な酸化物の最低個数を確保
するため、ならびにＩＧＦ生成核である酸化物中のＭｇ
含有量を高めるために５ｐｐｍと規定される。一方、Ｍ
ｇ量の上限はこれらの効果が飽和する量である。上限を
超えるＭｇ量は合金コストの上昇を伴うだけで好ましく
ない。
【００２１】ＯはＭｇやＴｉと結びついて微細な酸化物
を形成するために０．００２〜０．００３％の範囲が必
須である。下限は十分な量の酸化物を確保するための最
小量であり、上限は鋼の清浄度を確保して機械的性質の
劣化を回避するための最大量である。
を形成するために０．００２〜０．００３％の範囲が必
須である。下限は十分な量の酸化物を確保するための最
小量であり、上限は鋼の清浄度を確保して機械的性質の
劣化を回避するための最大量である。
【００２２】つぎにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、
Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂ、Ｎの内の一種以上を添加する理
由について説明する。
Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂ、Ｎの内の一種以上を添加する理
由について説明する。
【００２３】Ｃｕ、Ｎｉは溶接性およびＨＡＺ靭性に悪
影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。
各元素の上限は溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を防止す
るためである。
影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。
各元素の上限は溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を防止す
るためである。
【００２４】Ｍｏは母材の強度、靭性を向上させる。し
かしその添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性を損なう。
かしその添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性を損なう。
【００２５】Ｃｒは母材の強度を向上させる。しかしそ
の添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性および
ＨＡＺ靭性を損なう。
の添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性および
ＨＡＺ靭性を損なう。
【００２６】Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であ
り、鋼の強度、靭性を向上させる。しかし、その添加量
が０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
り、鋼の強度、靭性を向上させる。しかし、その添加量
が０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
【００２７】Ｖは母材の強度を向上させるが０．０５％
を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性を損なう。
を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性を損なう。
【００２８】Ｃａ、ＲＥＭを添加するのは延伸介在物
（ＭｎＳ）の形態を制御して靭性を向上させるためであ
る。しかしながら、これらのそれぞれの添加量が０．０
０５％を超えると粗大な酸化物が多量に生成して母材お
よびＨＡＺの靭性を劣化させる。
（ＭｎＳ）の形態を制御して靭性を向上させるためであ
る。しかしながら、これらのそれぞれの添加量が０．０
０５％を超えると粗大な酸化物が多量に生成して母材お
よびＨＡＺの靭性を劣化させる。
【００２９】Ｂは焼入性を向上させて、母材やＨＡＺの
強度、靭性を向上させる。しかし０．００１５％を超え
て添加するとＨＡＺ靭性や溶接性を劣化させる。
強度、靭性を向上させる。しかし０．００１５％を超え
て添加するとＨＡＺ靭性や溶接性を劣化させる。
【００３０】ＮはＴｉＮを形成してＨＡＺ靭性を向上さ
せる。下限は十分な量のＴｉＮを確保するための最小量
であり、上限は固溶ＮによるＨＡＺ脆化を防止するため
の量である。
せる。下限は十分な量のＴｉＮを確保するための最小量
であり、上限は固溶ＮによるＨＡＺ脆化を防止するため
の量である。
【００３１】本発明は、例えば、製鋼工程の溶鋼取鍋や
連続鋳造のタンディッシュあるいはモールドにおいて溶
鋼中にＭｇ合金を添加し、Ｍｇ量をはじめ規定の化学成
分を有するスラブを連続鋳造によって造り、これを１２
５０℃以下に再加熱して制御圧延、加速冷却、焼入、焼
戻などの加工熱処理することで達成される。
連続鋳造のタンディッシュあるいはモールドにおいて溶
鋼中にＭｇ合金を添加し、Ｍｇ量をはじめ規定の化学成
分を有するスラブを連続鋳造によって造り、これを１２
５０℃以下に再加熱して制御圧延、加速冷却、焼入、焼
戻などの加工熱処理することで達成される。
【００３２】
【実施例】表ｌに連続鋳造した鋼の化学成分を、表２に
鋼板中の酸化物の分散状態および組成を、表３に母材材
質およびＨＡＺ靭性を示す。種々の溶接条件で鋼板を溶
接し、ＨＡＺの最脆化部である溶融線（ＦＬ）のシャル
ピー衝撃特性を調査した。本発明鋼はＴＳが４５０〜８
２０ＭＰａでｖＴｒｓが−８０℃以下である良好な母材
材質を有し、溶接入熱量が３０〜１０００ｋＪ／ｃｍで
あるＦＬ近傍にて良好なＨＡＺ靭性を有する。一方、比
較鋼は化学成分および酸化物の分散状態・組成が適当で
ないためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼６はＴｉが少な
いために０．００５〜０．５μｍのＴｉ系酸化物の個数
が少なくＨＡＺ加熱γ粒の粗大化にともなってＧＢＦや
ＦＳＰも粗大化してしまい、さらに０．５〜５μｍの酸
化物におけるＴｉとＭｇの含有量の和か小さいためにＩ
ＧＦ分率が低く、ＨＡＺ靭性が劣化している。鋼７はＴ
ｉが多いためｌ４００℃を超えて加熱されるＨＡＺで固
溶したＴｉが冷却過程でＴｉＣとして析出しＨＡＺを脆
化させる。鋼８はＭｇが少ないためにピンニング粒子あ
るいはＩＧＦ生成核となる酸化物の個数が少なく、ＨＡ
Ｚ組織が十分に微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化してい
る。このとき、０．５〜５μｍの酸化物におけるＴｉと
Ｍｇの含有量の和が小さいこともＩＧＦ分率を低める原
因となっている。鋼９はＯが少ないためにピンニングや
ＩＧＦ生成に必要な酸化物個数が得られず、ＨＡＺ組織
が粗大化してＨＡＺ靭性劣化している。鋼１０はＯが多
いために鋼の清浄度が低下し、破壊の起点となるような
粗大な酸化物が増加してＨＡＺ靭性が劣化している。
鋼板中の酸化物の分散状態および組成を、表３に母材材
質およびＨＡＺ靭性を示す。種々の溶接条件で鋼板を溶
接し、ＨＡＺの最脆化部である溶融線（ＦＬ）のシャル
ピー衝撃特性を調査した。本発明鋼はＴＳが４５０〜８
２０ＭＰａでｖＴｒｓが−８０℃以下である良好な母材
材質を有し、溶接入熱量が３０〜１０００ｋＪ／ｃｍで
あるＦＬ近傍にて良好なＨＡＺ靭性を有する。一方、比
較鋼は化学成分および酸化物の分散状態・組成が適当で
ないためにＨＡＺ靭性が劣っている。鋼６はＴｉが少な
いために０．００５〜０．５μｍのＴｉ系酸化物の個数
が少なくＨＡＺ加熱γ粒の粗大化にともなってＧＢＦや
ＦＳＰも粗大化してしまい、さらに０．５〜５μｍの酸
化物におけるＴｉとＭｇの含有量の和か小さいためにＩ
ＧＦ分率が低く、ＨＡＺ靭性が劣化している。鋼７はＴ
ｉが多いためｌ４００℃を超えて加熱されるＨＡＺで固
溶したＴｉが冷却過程でＴｉＣとして析出しＨＡＺを脆
化させる。鋼８はＭｇが少ないためにピンニング粒子あ
るいはＩＧＦ生成核となる酸化物の個数が少なく、ＨＡ
Ｚ組織が十分に微細化されずにＨＡＺ靭性が劣化してい
る。このとき、０．５〜５μｍの酸化物におけるＴｉと
Ｍｇの含有量の和が小さいこともＩＧＦ分率を低める原
因となっている。鋼９はＯが少ないためにピンニングや
ＩＧＦ生成に必要な酸化物個数が得られず、ＨＡＺ組織
が粗大化してＨＡＺ靭性劣化している。鋼１０はＯが多
いために鋼の清浄度が低下し、破壊の起点となるような
粗大な酸化物が増加してＨＡＺ靭性が劣化している。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】
【発明の効果】本発明によって広範な溶接条件および母
材材質において良好なＨＡＺ靭性が達成され、各種の溶
接構造物の安全性が格段に向上した。
材材質において良好なＨＡＺ靭性が達成され、各種の溶
接構造物の安全性が格段に向上した。
【図１】１４５０℃加熱γ粒径に及ぼす０．０５〜０．
５μｍ酸化物の個数の影響を示す図である。
５μｍ酸化物の個数の影響を示す図である。
【図２】ＧＢＦあるいはＦＳＰの粒径に及ぼす１４５０
℃加熱γ粒径の影響を示す図である。
℃加熱γ粒径の影響を示す図である。
【図３】ＩＧＦ分率に及ぼす０．５〜５μｍ酸化物の個
数および組成の影響を示す図である。
数および組成の影響を示す図である。
【図４】酸化物個数に及ぼす鋼中Ｍｇ量の影響を示す図
である。
である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ ：０．４％以下、 Ｍｎ ：０．５〜２．０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００６％以下、 Ａｌ ：０．０３％以下、 Ｔｉ ：０．００５〜０．０３％、 Ｍｇ ：０．０００５〜０．００５％、 Ｏ ：０．００２〜０．００３％、 を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼板中
に、０．５μｍ以上５μｍ以下の大きさでＴｉとＭｇの
含有量の和が１５重量％以上であるＴｉ−Ｍｇ系酸化物
が３０個／ｍｍ2以上存在し、同時に０．０５μｍ以上
０．５μｍ未満の大きさの酸化物が５０００個／ｍｍ2
以上存在することを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れ
た鋼板。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ ：０．４％以下、 Ｍｎ ：０．５〜２．０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００６％以下、 Ａｌ ：０．０３％以下、 Ｔｉ ：０．００５〜０．０３％、 Ｍｇ ：０．０００５〜０．００５％、 Ｏ ：０．００２〜０．００３％、 を含有し、さらに、 Ｃｕ ：１．５％以下、 Ｎｉ ：ｌ．５％以下、 Ｃｒ ：０．５％以下、 Ｍｏ ：０．５％以下、 Ｎｂ ：０．０５％以下、 Ｖ ：０．０５％以下、 Ｃａ ：０．００５％以下、 ＲＥＭ：０．００５％以下、 Ｂ ：０．００１５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 の内の一種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物
からなる鋼板中に、０．５μｍ以上５μｍ以下の大きさ
でＴｉとＭｇの含有量の和が１５重量％以上であるＴｉ
−Ｍｇ系酸化物が３０個／ｍｍ2以上存在し、同時に
０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の大きさの酸化物が５
０００個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする溶接熱
影響部靭性の優れた鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14848396A JP3476999B2 (ja) | 1996-05-21 | 1996-05-21 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14848396A JP3476999B2 (ja) | 1996-05-21 | 1996-05-21 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09310147A JPH09310147A (ja) | 1997-12-02 |
| JP3476999B2 true JP3476999B2 (ja) | 2003-12-10 |
Family
ID=15453775
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14848396A Expired - Fee Related JP3476999B2 (ja) | 1996-05-21 | 1996-05-21 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3476999B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102191356A (zh) * | 2010-03-11 | 2011-09-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 大线能量焊接用厚钢板的夹杂物控制方法 |
| CN102191429A (zh) * | 2010-03-11 | 2011-09-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法 |
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| KR100430067B1 (ko) * | 1999-10-12 | 2004-05-03 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | Ｈａｚ 인성의 입열 의존성이 없는 용접 구조물용 강과 그 제조방법 |
| JP3699657B2 (ja) * | 2000-05-09 | 2005-09-28 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性に優れた４６０ＭＰａ以上の降伏強度を有する厚鋼板 |
| JP4762450B2 (ja) * | 2001-08-06 | 2011-08-31 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| US9403242B2 (en) | 2011-03-24 | 2016-08-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welding |
| CN103946410B (zh) * | 2011-11-25 | 2016-05-11 | 新日铁住金株式会社 | 焊接用钢材 |
| CN114959510B (zh) * | 2021-02-25 | 2023-05-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种具有抗回火脆性的高温设备用厚钢板及其制造方法 |
-
1996
- 1996-05-21 JP JP14848396A patent/JP3476999B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102191356A (zh) * | 2010-03-11 | 2011-09-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 大线能量焊接用厚钢板的夹杂物控制方法 |
| CN102191429A (zh) * | 2010-03-11 | 2011-09-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法 |
| CN102191429B (zh) * | 2010-03-11 | 2012-09-19 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种提高厚钢板大线能量焊接性能的方法 |
| CN102191356B (zh) * | 2010-03-11 | 2012-11-14 | 宝山钢铁股份有限公司 | 大线能量焊接用厚钢板的夹杂物控制方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH09310147A (ja) | 1997-12-02 |
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