JP4105989B2 - 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 - Google Patents
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 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4105989B2 JP4105989B2 JP2003196374A JP2003196374A JP4105989B2 JP 4105989 B2 JP4105989 B2 JP 4105989B2 JP 2003196374 A JP2003196374 A JP 2003196374A JP 2003196374 A JP2003196374 A JP 2003196374A JP 4105989 B2 JP4105989 B2 JP 4105989B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- toughness
- steel
- rem
- base metal
- less
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
- 239000010953 base metal Substances 0.000 title claims description 31
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 16
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 title claims description 15
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 53
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 53
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 29
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 27
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 23
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 22
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 18
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 16
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 13
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 11
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 claims description 10
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 claims description 8
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 6
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 3
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 17
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 13
- 238000000034 method Methods 0.000 description 9
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 7
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 5
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 5
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 3
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 3
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 2
- 238000004581 coalescence Methods 0.000 description 2
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 2
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 238000004220 aggregation Methods 0.000 description 1
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 239000002826 coolant Substances 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000008034 disappearance Effects 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000010309 melting process Methods 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000019086 sulfide ion homeostasis Effects 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた４９０MPa級の引張強度を有する溶接構造物用鋼およ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ＴｉＮなどの高温で安定な窒化物をピニング粒子として用いて、母材の加熱オーステナイト（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。
【０００３】
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。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点にある。
【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粒径を強力な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粒径を例えば１２５０℃付近において５０μｍ程度に微細化させるほどの技術は現時点では確立できていない。同様に、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技術もできていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、従来以上にピニング粒子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粒径を微細化し、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の製造技術の確立を課題とした。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するための本発明の要旨は、以下の通りである。
（１） 質量％で
Ｃ ：０．０１〜０．２０％
Ｓｉ ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎ ：０．３〜２．０％
Ｐ ：≦０．０３％
Ｓ ：０．００３５〜０．０３０％
Ａｌ ：０．０００５〜０．０５％
Ｔｉ ：０．００３〜０．０５０％
Ｎ ：０．００１〜０．０１０％
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５０％
を含み、さらに
Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｎｉ：０．０５〜５．０％
Ｃｒ：０．０２〜１．５％
Ｍｏ：０．０２〜０．４１％
Ｖ ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂ：０．０００１〜０．２０％
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％
Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％
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、ＲＥＭの酸化物あるいは硫化物が粒子径０．００５〜０．５μｍ、粒子数１ｍｍ２当たり１００００個以上鋼中に存在し、加熱γ粒径が最大でも５０μｍ以下であることを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼。
（２） 母材の最終のフェライト粒径が再加熱温度によらず３０μｍ以下であることを特徴とする（１）記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼。
（３） 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２００μｍ以下であることを特徴とする（１）又は（２）記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼。
（４） （１）記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（５） （１）記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（６） （１）記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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０〜６００℃まで冷却することを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（７） （１）記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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０〜６００℃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靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
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。また、ＲＥＭ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靱性の両方を向上させる技術として用いた例が特開２００３−４９２３７号公報に記載されている。
本発明者らは、そのようなＲＥＭの強脱酸剤あるいは強力な硫化物生成能に着目するとともに、従来広く用いられてきたＴｉＮとの組合せによって、母材およびＨＡＺ組織を今まで以上に微細化できる余地があると考えた。
【０００９】
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ＲＥＭを添加した場合の酸化物の状態とＴｉＮ量を系統的に調べた。その結果、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加した場合に、あるいはＴｉ添加とＲＥＭ添加を同時に行い、さらに平衡状態になった状態で再度ＲＥＭを添加することで、ＲＥＭの酸化物あるいは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。その粒子径は０．００５〜０．５μｍ、粒子数は鋼中に１mm2当たり１００００個以上であり、これらの存在は溶接部ＨＡＺ組織において強力なピニング力を有していることが確認された。さらに、ＴｉＮ量に注目した場合に、ＲＥＭ添加鋼では従来にない微細分散が認められ、これが母材の加熱γ粒径の微細化に上記ＲＥＭ酸化物（あるいは硫化物）とともに有効に作用し、母材加熱γ粒径が最大でも５０μｍ程度であることが判明した。
【００１０】
本発明は以上のような加熱γ粒径の微細化によって達成される母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性の両方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５０μｍ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２００μｍ以下であり、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、本技術を用いれば母材の製造条件の一つである再加熱温度によらず最終フェライト粒径を３０μｍ以下に安定して作り込むことができる。
【００１１】
本発明における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ＲＥＭを徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＲＥＭを同時に添加した後に、最終段階で再度ＲＥＭを添加する。最適なＲＥＭ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ＲＥＭ添加までの時間に依存し、ＴｉとＲＥＭ添加量を適正な範囲で制御すれば良い。なお、最終的なＲＥＭ添加時の溶存酸素量は０．１〜５０ppm程度が適量である。下限の０．１ppmは微細なＲＥＭ酸化物（あるいはＲＥＭ硫化物）ができる最小の量であり、５０ppmを超えると粗大なＲＥＭ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。
【００１２】
以下、本発明の成分の限定理由について述べる。
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、０．２０％を越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０．２０％とした。
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％を越えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそれを上限とする。
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、２．０％を越えると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０．３〜２．０％とする。
【００１３】
Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０３％を越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。
Ｓ：Ｓは０．０３０％を越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０．００３５％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、０．００３５〜０．０３０％をその範囲とする。
【００１４】
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％越えて添加されると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、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。
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０．０５０％にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．００３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜０．０５０％とする。
【００１５】
Ｎ：Ｎは本来不純物として取り扱うべきものであるが、この量が適正範囲の場合においては、極めて強力なＴｉＮのピニング効果を現出させることから、０．００１〜０．０１０％とした。下限値はピニング効果を発揮するための最小量であり、上限値はＨＡＺ靭性を阻害するために規定した。
【００１６】
ＲＥＭ：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ＲＥＭの介在物を通して強力なピニング効果を有していることから、本発明の重要な元素である。ＲＥＭは０．０００１％未満では、十分な効果が得られないので下限値を０．０００１％にした。逆に、０．０５０％を超えるとＲＥＭの粗大酸化物個数が増加し、超微細な酸化物あるいは硫化物の個数が低下するため、その上限を０．０５０％とする。
【００１７】
なお、本発明においては、上記の基本成分に、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種以上の元素を必要に応じて添加することができる。
【００１８】
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％を越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。
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、５．０％以上の添加では溶接性が低下するために、その上限を５．０％とする。
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。
【００１９】
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、０．４１％を越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０．０２〜０．４１％以下とする。
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、０．１０％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．１０％以下とする。
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、０．２０％を越える添加では、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．２０％以下とする。
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、０．０５０％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．０５０％以下とする。
【００２０】
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、０．０００３％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０．００５０％とする。
【００２１】
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Ａｃ3点以上の温度に加熱する必要がある。しかし、１３５０℃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。
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。
【００２２】
自然放冷（空冷）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。通常、加速冷却は水を冷却媒体として用いる。それ故、実際上の冷却停止温度の下限は０℃となるので、下限値を０℃とした。
【００２３】
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点を上限とした。
【００２４】
【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１０kJ/mmの大入熱溶接および５０kJ/mmの超大入熱溶接を付与し、それぞれの旧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−１００℃、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。
【００２５】
鋼１〜９は本発明の例を示したものである。表２から明らかなように、本発明の鋼板は化学成分と製造条件の各要件を満足しており、加熱γ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１００Ｊ以上ときわめて良好な値となっている。さらに、１０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接および５０ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接のＨＡＺ靭性もＨＡＺ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１００Ｊ以上の高靭性を有していることがわかる。
【００２６】
それに対し、鋼１０〜２２および、２−Ｎｏ．２と３−Ｎｏ．２は本発明方法から逸脱した比較例を示したものである。すなわち、鋼１０、１１、１２、１３、１４、１６、１７、１８、２２は基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の用件を越えて添加されている例であり、本発明の重要な部分であるＴｉ量、Ｎ量あるいはＲＥＭ量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ＨＡＺ靱性の劣化がいずれも助長されている。鋼１５、１８、２０、２１ではＡｌ、Ｔｉ、Ｎ、ＲＥＭ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。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。
比較例２−Ｎｏ．２と３−Ｎｏ．２は本発明の２と３と化学成分が同じであるが、製造条件が満たされていない例であり、前者が累積圧下量が小さい場合に、後者が冷却速度が小さい場合にそれぞれ相当し、ＨＡＺ靭性は比較的良好であるにも関わらず、母材靱性の劣化が起きている。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【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量、Ｎ量、ＲＥＭ量をそれぞれ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、建設機械などの鋼構造物の脆性破壊に対する安全性が大幅に向上し、産業上の効果は著しく大きい。
【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、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた４９０MPa級の引張強度を有する溶接構造物用鋼およ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ＴｉＮなどの高温で安定な窒化物をピニング粒子として用いて、母材の加熱オーステナイト（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。
【０００３】
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。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点にある。
【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粒径を強力な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粒径を例えば１２５０℃付近において５０μｍ程度に微細化させるほどの技術は現時点では確立できていない。同様に、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技術もできていない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、従来以上にピニング粒子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粒径を微細化し、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の製造技術の確立を課題とした。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するための本発明の要旨は、以下の通りである。
（１） 質量％で
Ｃ ：０．０１〜０．２０％
Ｓｉ ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎ ：０．３〜２．０％
Ｐ ：≦０．０３％
Ｓ ：０．００３５〜０．０３０％
Ａｌ ：０．０００５〜０．０５％
Ｔｉ ：０．００３〜０．０５０％
Ｎ ：０．００１〜０．０１０％
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５０％
を含み、さらに
Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｎｉ：０．０５〜５．０％
Ｃｒ：０．０２〜１．５％
Ｍｏ：０．０２〜０．４１％
Ｖ ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂ：０．０００１〜０．２０％
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％
Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％
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、ＲＥＭの酸化物あるいは硫化物が粒子径０．００５〜０．５μｍ、粒子数１ｍｍ２当たり１００００個以上鋼中に存在し、加熱γ粒径が最大でも５０μｍ以下であることを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼。
（２） 母材の最終のフェライト粒径が再加熱温度によらず３０μｍ以下であることを特徴とする（１）記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼。
（３） 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２００μｍ以下であることを特徴とする（１）又は（２）記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼。
（４） （１）記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（５） （１）記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（６） （１）記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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０〜６００℃まで冷却することを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（７） （１）記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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０〜６００℃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靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】
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。また、ＲＥＭ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靱性の両方を向上させる技術として用いた例が特開２００３−４９２３７号公報に記載されている。
本発明者らは、そのようなＲＥＭの強脱酸剤あるいは強力な硫化物生成能に着目するとともに、従来広く用いられてきたＴｉＮとの組合せによって、母材およびＨＡＺ組織を今まで以上に微細化できる余地があると考えた。
【０００９】
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ＲＥＭを添加した場合の酸化物の状態とＴｉＮ量を系統的に調べた。その結果、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加した場合に、あるいはＴｉ添加とＲＥＭ添加を同時に行い、さらに平衡状態になった状態で再度ＲＥＭを添加することで、ＲＥＭの酸化物あるいは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。その粒子径は０．００５〜０．５μｍ、粒子数は鋼中に１mm2当たり１００００個以上であり、これらの存在は溶接部ＨＡＺ組織において強力なピニング力を有していることが確認された。さらに、ＴｉＮ量に注目した場合に、ＲＥＭ添加鋼では従来にない微細分散が認められ、これが母材の加熱γ粒径の微細化に上記ＲＥＭ酸化物（あるいは硫化物）とともに有効に作用し、母材加熱γ粒径が最大でも５０μｍ程度であることが判明した。
【００１０】
本発明は以上のような加熱γ粒径の微細化によって達成される母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性の両方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５０μｍ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２００μｍ以下であり、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、本技術を用いれば母材の製造条件の一つである再加熱温度によらず最終フェライト粒径を３０μｍ以下に安定して作り込むことができる。
【００１１】
本発明における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ＲＥＭを徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＲＥＭを同時に添加した後に、最終段階で再度ＲＥＭを添加する。最適なＲＥＭ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ＲＥＭ添加までの時間に依存し、ＴｉとＲＥＭ添加量を適正な範囲で制御すれば良い。なお、最終的なＲＥＭ添加時の溶存酸素量は０．１〜５０ppm程度が適量である。下限の０．１ppmは微細なＲＥＭ酸化物（あるいはＲＥＭ硫化物）ができる最小の量であり、５０ppmを超えると粗大なＲＥＭ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。
【００１２】
以下、本発明の成分の限定理由について述べる。
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、０．２０％を越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０．２０％とした。
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％を越えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそれを上限とする。
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、２．０％を越えると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０．３〜２．０％とする。
【００１３】
Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０３％を越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。
Ｓ：Ｓは０．０３０％を越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０．００３５％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、０．００３５〜０．０３０％をその範囲とする。
【００１４】
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％越えて添加されると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、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。
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０．０５０％にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．００３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜０．０５０％とする。
【００１５】
Ｎ：Ｎは本来不純物として取り扱うべきものであるが、この量が適正範囲の場合においては、極めて強力なＴｉＮのピニング効果を現出させることから、０．００１〜０．０１０％とした。下限値はピニング効果を発揮するための最小量であり、上限値はＨＡＺ靭性を阻害するために規定した。
【００１６】
ＲＥＭ：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ＲＥＭの介在物を通して強力なピニング効果を有していることから、本発明の重要な元素である。ＲＥＭは０．０００１％未満では、十分な効果が得られないので下限値を０．０００１％にした。逆に、０．０５０％を超えるとＲＥＭの粗大酸化物個数が増加し、超微細な酸化物あるいは硫化物の個数が低下するため、その上限を０．０５０％とする。
【００１７】
なお、本発明においては、上記の基本成分に、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種以上の元素を必要に応じて添加することができる。
【００１８】
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％を越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。
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、５．０％以上の添加では溶接性が低下するために、その上限を５．０％とする。
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。
【００１９】
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、０．４１％を越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０．０２〜０．４１％以下とする。
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、０．１０％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．１０％以下とする。
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、０．２０％を越える添加では、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．２０％以下とする。
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、０．０５０％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．０５０％以下とする。
【００２０】
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、０．０００３％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０．００５０％とする。
【００２１】
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Ａｃ3点以上の温度に加熱する必要がある。しかし、１３５０℃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。
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。
【００２２】
自然放冷（空冷）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。通常、加速冷却は水を冷却媒体として用いる。それ故、実際上の冷却停止温度の下限は０℃となるので、下限値を０℃とした。
【００２３】
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点を上限とした。
【００２４】
【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１０kJ/mmの大入熱溶接および５０kJ/mmの超大入熱溶接を付与し、それぞれの旧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−１００℃、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。
【００２５】
鋼１〜９は本発明の例を示したものである。表２から明らかなように、本発明の鋼板は化学成分と製造条件の各要件を満足しており、加熱γ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１００Ｊ以上ときわめて良好な値となっている。さらに、１０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接および５０ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接のＨＡＺ靭性もＨＡＺ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１００Ｊ以上の高靭性を有していることがわかる。
【００２６】
それに対し、鋼１０〜２２および、２−Ｎｏ．２と３−Ｎｏ．２は本発明方法から逸脱した比較例を示したものである。すなわち、鋼１０、１１、１２、１３、１４、１６、１７、１８、２２は基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の用件を越えて添加されている例であり、本発明の重要な部分であるＴｉ量、Ｎ量あるいはＲＥＭ量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ＨＡＺ靱性の劣化がいずれも助長されている。鋼１５、１８、２０、２１ではＡｌ、Ｔｉ、Ｎ、ＲＥＭ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。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。
比較例２−Ｎｏ．２と３−Ｎｏ．２は本発明の２と３と化学成分が同じであるが、製造条件が満たされていない例であり、前者が累積圧下量が小さい場合に、後者が冷却速度が小さい場合にそれぞれ相当し、ＨＡＺ靭性は比較的良好であるにも関わらず、母材靱性の劣化が起きている。
【００２７】
【表１】
【表２】
【表３】
【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量、Ｎ量、ＲＥＭ量をそれぞれ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、建設機械などの鋼構造物の脆性破壊に対する安全性が大幅に向上し、産業上の効果は著しく大きい。
Claims (7)
- 質量％で
Ｃ ：０．０１〜０．２０％
Ｓｉ ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎ ：０．３〜２．０％
Ｐ ：≦０．０３％
Ｓ ：０．００３５〜０．０３０％
Ａｌ ：０．０００５〜０．０５％
Ｔｉ ：０．００３〜０．０５０％
Ｎ ：０．００１〜０．０１０％
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５０％
を含み、さらに
Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｎｉ：０．０５〜５．０％
Ｃｒ：０．０２〜１．５％
Ｍｏ：０．０２〜０．４１％
Ｖ ：０．０１〜０．１０％
Ｎｂ：０．０００１〜０．２０％
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％
Ｂ ：０．０００３〜０．００５０％
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、ＲＥＭの酸化物あるいは硫化物が粒子径０．００５〜０．５μｍ、粒子数１ｍｍ２当たり１００００個以上鋼中に存在し、加熱γ粒径が最大でも５０μｍ以下であることを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼。 - 母材の最終のフェライト粒径が再加熱温度によらず３０μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼。
- 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２００μｍ以下であることを特徴とする請求項１又は２記載の母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼。
- 請求項１記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、Ａｃ ３ 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靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
- 請求項１記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
- 請求項１記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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０〜６００℃まで冷却することを特徴とする母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
- 請求項１記載の鋼と同一成分で、かつ、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、ＲＥＭ添加の順に添加して得られた鋼塊を、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０〜６００℃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ＨＡＺ靭性の両方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 |
|---|---|---|---|
| JP2003196374A JP4105989B2 (ja) | 2003-07-14 | 2003-07-14 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003196374A JP4105989B2 (ja) | 2003-07-14 | 2003-07-14 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2005029840A JP2005029840A (ja) | 2005-02-03 |
| JP4105989B2 true JP4105989B2 (ja) | 2008-06-25 |
Family
ID=34206888
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003196374A Expired - Fee Related JP4105989B2 (ja) | 2003-07-14 | 2003-07-14 | 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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4105989B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109868342A (zh) * | 2019-03-28 | 2019-06-11 | 北京科技大学 | 一种利用稀土提高高碳当量钢板焊接热影响区韧性的方法 |
| CN111893240A (zh) * | 2020-07-28 | 2020-11-06 | 北京科技大学 | 一种利用稀土提高Nb、Ti微合金钢焊接性能的方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4959401B2 (ja) * | 2007-03-29 | 2012-06-20 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| JP5256818B2 (ja) * | 2008-03-31 | 2013-08-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高靱性鋼の製造方法 |
-
2003
- 2003-07-14 JP JP2003196374A patent/JP4105989B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109868342A (zh) * | 2019-03-28 | 2019-06-11 | 北京科技大学 | 一种利用稀土提高高碳当量钢板焊接热影响区韧性的方法 |
| CN111893240A (zh) * | 2020-07-28 | 2020-11-06 | 北京科技大学 | 一种利用稀土提高Nb、Ti微合金钢焊接性能的方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2005029840A (ja) | 2005-02-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4946092B2 (ja) | 高張力鋼およびその製造方法 | |
| JP5055774B2 (ja) | 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。 | |
| JP2007119884A (ja) | 中温域での強度に優れた高強度高靭性鋼材の製造方法 | |
| JP2010229528A (ja) | 延性に優れた高張力鋼板及びその製造方法 | |
| JP2009127069A (ja) | 高靭性ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| JP6288288B2 (ja) | ラインパイプ用鋼板及びその製造方法とラインパイプ用鋼管 | |
| JPH10306316A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 | |
| JP2017197787A (ja) | 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP2008075107A (ja) | 高強度・高靭性鋼の製造方法 | |
| JP2007119861A (ja) | 高温強度と低温靭性に優れる溶接構造用高張力鋼の製造方法 | |
| JP6665515B2 (ja) | 耐サワー鋼板 | |
| JP2006257497A (ja) | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 | |
| 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 | |
| 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 | |
| JP2005281842A (ja) | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 | |
| JP2009084598A (ja) | 変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法および超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法 | |
| JP2009127071A (ja) | 厚肉高強度高靭性鋼管素材の製造方法 | |
| 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 | |
| JP2006265722A (ja) | 高張力ラインパイプ用鋼板の製造方法 | |
| JP4904806B2 (ja) | 中温域での強度ならびに変形能に優れた高強度高靭性鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| JP4762450B2 (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 | |
| JP4105991B2 (ja) | 超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| 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 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050914 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070523 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070529 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070730 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20071023 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20071221 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080219 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080303 |
|
| 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: 20080325 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080328 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4105989 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: 20110404 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120404 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130404 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130404 Year of fee payment: 5 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130404 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130404 Year of fee payment: 5 |
|
| 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: 20130404 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140404 Year of fee payment: 6 |
|
| 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 |