JP6627536B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6627536B2 JP6627536B2 JP2016015462A JP2016015462A JP6627536B2 JP 6627536 B2 JP6627536 B2 JP 6627536B2 JP 2016015462 A JP2016015462 A JP 2016015462A JP 2016015462 A JP2016015462 A JP 2016015462A JP 6627536 B2 JP6627536 B2 JP 6627536B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- affected zone
- toughness
- steel
- weld heat
- 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.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
本発明は、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法に関するものである。
近年、エレクトロガスアーク溶接法等のような大入熱溶接の採用が望まれている。このような大入熱溶接では、溶接熱影響部が１４００℃以上の高温に加熱される。高温に加熱されると、オーステナイト粒（γ粒）が粗大化し、溶接熱影響部の靱性が低下する。
従来、大入熱溶接の溶接熱影響部において、オーステナイト粒の粗大化を防止するために、微細な酸化物、炭化物、窒化物などによって粒界をピン止め（ピンニングともいう。）するとともに、ＩＧＦ（粒内フェライト）変態核となる酸化物を分散させる技術が提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。
従来、大入熱溶接の溶接熱影響部において、オーステナイト粒の粗大化を防止するために、微細な酸化物、炭化物、窒化物などによって粒界をピン止め（ピンニングともいう。）するとともに、ＩＧＦ（粒内フェライト）変態核となる酸化物を分散させる技術が提案されている（例えば、特許文献１〜３参照）。
ところで、最近では、鋼材への要求品質が厳しくなっており、溶接熱影響部のさらなる靭性の向上が求められている。
ここで、特許文献１〜３に記載された鋼材においては、ＩＧＦ変態核となる酸化物が十分に形成されておらず、溶接影響部における結晶粒径を十分に微細化できないおそれがあった。また、Ｃａを含有している場合には、ＩＧＦ変態核となる酸化物においてフェライトの析出が促進されないおそれがあった。
ここで、特許文献１〜３に記載された鋼材においては、ＩＧＦ変態核となる酸化物が十分に形成されておらず、溶接影響部における結晶粒径を十分に微細化できないおそれがあった。また、Ｃａを含有している場合には、ＩＧＦ変態核となる酸化物においてフェライトの析出が促進されないおそれがあった。
本発明は、前述した状況に鑑みてなされたものであって、粒内フェライト変態を促進させることにより溶接熱影響部の靭性をさらに向上させた溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために、本発明者らが鋭意検討した結果、ＩＧＦ変態核となる酸化物粒子中のＭｇ含有量を増加させるとともに、この酸化物粒子の個数密度を高めることにより、ＩＧＦ変態核を効果的に作用させることができ、溶接熱影響部における結晶粒径を微細化させて靭性を大幅に向上可能であるとの知見を得た。
本発明は、上記知見を基になされたものであって、本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材は、質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．２％以下、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００７％以上０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００１％超え０．００６％以下、
Ｏ：０．００１％以上０．００４％以下、
Ｎ：０．００２５％以上０．００６％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する粒径０．０１μｍ以上０．５μｍ未満のＴｉＮ粒子が、１００００個／ｍｍ２以上の個数密度で存在するとともに、Ｍｇを質量％で５０％以上含む粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子が、５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在することを特徴としている。
Ｃ：０．０３％以上０．２％以下、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００７％以上０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００１％超え０．００６％以下、
Ｏ：０．００１％以上０．００４％以下、
Ｎ：０．００２５％以上０．００６％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する粒径０．０１μｍ以上０．５μｍ未満のＴｉＮ粒子が、１００００個／ｍｍ２以上の個数密度で存在するとともに、Ｍｇを質量％で５０％以上含む粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子が、５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在することを特徴としている。
この構成の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材によれば、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する粒径０．０１μｍ以上０．５μｍ未満のＴｉＮ粒子が、１００００個／ｍｍ２以上の個数密度で存在するので、粒界のピン止め効果により、オーステナイト粒の粗大化を確実に抑制することができる。
そして、ＩＧＦ変態核となる粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子がＭｇを質量％で５０％以上含んでいるので、このＭｇ含有酸化物粒子を核としたフェライトの析出が促進される。また、このＭｇ含有酸化物粒子が５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在しているので、粒内フェライトの析出が促進され、溶接熱影響部における結晶粒径をさらに微細化することができる。
よって、溶接熱影響部における靭性を大幅に向上させることが可能となる。
そして、ＩＧＦ変態核となる粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子がＭｇを質量％で５０％以上含んでいるので、このＭｇ含有酸化物粒子を核としたフェライトの析出が促進される。また、このＭｇ含有酸化物粒子が５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在しているので、粒内フェライトの析出が促進され、溶接熱影響部における結晶粒径をさらに微細化することができる。
よって、溶接熱影響部における靭性を大幅に向上させることが可能となる。
ここで、本発明の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材においては、さらに、〔Ｏ〕、〔Ｍｇ〕、〔Ａｌ〕、〔Ｔｉ〕、〔Ｎ〕をそれぞれの元素の質量％とした場合に、下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が、−０．０１％以上＋０．００５％以下の範囲内であることが好ましい。
〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝〔Ｔｉ〕−２×（〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕）−３．４×〔Ｎ〕・・・（１）
〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝〔Ｔｉ〕−３．４×〔Ｎ〕・・・（２）
〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝〔Ｔｉ〕−２×（〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕）−３．４×〔Ｎ〕・・・（１）
〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝〔Ｔｉ〕−３．４×〔Ｎ〕・・・（２）
この場合、上述の（１）式及び（２）式で定義される「有効Ｔｉ量」が、−０．０１％以上＋０．００５％以下の範囲内に設定されているので、Ｎ量に応じてＴｉ量を適正化することができ、固溶ＮやＴｉＣによる溶接熱影響部の脆化を抑制することができる。
また、本発明の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材においては、質量％で、さらに、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下、
の１種または２種以上を含有していてもよい。
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下、
の１種または２種以上を含有していてもよい。
これらの元素は、母材や熱影響部等の特性を向上させる作用を有する元素であることから、適宜選択して添加してもよい。ただし、添加量が多すぎると、溶接熱影響部の靭性が劣化することから、各元素は、上述の範囲内に規制することが好ましい。
本発明の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法は、上述の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材を製造する溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法であって、溶鋼中にＭｇを添加し、Ｍｇ濃度を質量％で０．００２％超えて０．００７％以下の範囲内とするＭｇ添加工程と、質量％で０．００１％以上のＭｇを酸化させる酸素源を溶鋼中に添加する酸素源添加工程と、を備えていることを特徴としている。
この構成の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法によれば、溶鋼中にＭｇを添加し、Ｍｇ濃度を質量％で０．００２％超えて０．００７％以下の範囲内とするＭｇ添加工程と、質量％で０．００１％以上のＭｇを酸化させる酸素源を溶鋼中に添加する酸素源添加工程と、を備えているので、Ｍｇ含有量の高いＭｇ含有酸化物粒子を確実に形成することが可能となる。よって、Ｍｇを質量％で５０％以上含む粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子を５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在させることができる。
なお、酸素源添加工程後におけるＭｇ量が０．００１％を超えて０．００６％以下となるように、Ｍｇ添加工程におけるＭｇ添加量及び酸素源添加工程における酸素源添加量をそれぞれ調整することになる。
なお、酸素源添加工程後におけるＭｇ量が０．００１％を超えて０．００６％以下となるように、Ｍｇ添加工程におけるＭｇ添加量及び酸素源添加工程における酸素源添加量をそれぞれ調整することになる。
また、本発明の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法においては、前記酸素源添加工程では、スラグ中にＳｉＯ２を添加することで、質量％で０．００１％以上のＭｇを酸化させることが好ましい。
この場合、スラグ中にＳｉＯ２を添加して、スラグ中のＳｉＯ２の存在比を上昇させることにより、スラグと溶鋼との反応によってＭｇ酸化物が緩やかに形成されることになり、粒径０．５μｍ以上５μｍ以下の比較的微細なＭｇ含有酸化物粒子を確実に形成することができる。
この場合、スラグ中にＳｉＯ２を添加して、スラグ中のＳｉＯ２の存在比を上昇させることにより、スラグと溶鋼との反応によってＭｇ酸化物が緩やかに形成されることになり、粒径０．５μｍ以上５μｍ以下の比較的微細なＭｇ含有酸化物粒子を確実に形成することができる。
上述のように、本発明によれば、粒内フェライト変態を促進させることにより溶接熱影響部の靭性をさらに向上させた溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法を提供することができる。
以下に、本発明の実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法について、添付した図面を参照して説明する。なお、本発明は、以下の実施形態に限定されるものではない。
まず、本実施形態において製造される溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材について説明する。
本実施形態における溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材は、質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．２％以下、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００７％以上０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００１％超え０．００６％以下、
Ｏ：０．００１％以上０．００４％以下、
Ｎ：０．００２５％以上０．００６％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有する。
本実施形態における溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材は、質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．２％以下、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００７％以上０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００１％超え０．００６％以下、
Ｏ：０．００１％以上０．００４％以下、
Ｎ：０．００２５％以上０．００６％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有する。
また、本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材においては、〔Ｏ〕、〔Ｍｇ〕、〔Ａｌ〕、〔Ｔｉ〕、〔Ｎ〕をそれぞれの元素の質量％とした場合に、下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が、−０．０１％以上＋０．００５％以下の範囲内とされている。
〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝〔Ｔｉ〕−２×（〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕）−３．４×〔Ｎ〕・・・（１）
〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝〔Ｔｉ〕−３．４×〔Ｎ〕・・・（２）
〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝〔Ｔｉ〕−２×（〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕）−３．４×〔Ｎ〕・・・（１）
〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝〔Ｔｉ〕−３．４×〔Ｎ〕・・・（２）
さらに、本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材においては、質量％で、さらに、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下、
の１種または２種以上を含有していてもよい。
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下、
の１種または２種以上を含有していてもよい。
そして、本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材においては、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する粒径０．０１μｍ以上０．５μｍ未満のＴｉＮ粒子が、１００００個／ｍｍ２以上の個数密度で存在するとともに、Ｍｇを質量％で５０％以上含む粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子が、５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在する。
以下に、化学成分、及び、ＴｉＮ粒子、Ｍｇ含有酸化物粒子を上述のように規定した理由について説明する。
（Ｃ：炭素）
Ｃは、母材及び溶接部の強度、靭性を向上させる作用効果を有する元素である。ここで、Ｃの含有量が０．０３％未満では、上述の作用効果を奏功せしめることができない。一方、Ｃの含有量が０．２％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が劣化してしまうおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｃの含有量を０．０３％以上０．２％以下の範囲内に限定している。
Ｃは、母材及び溶接部の強度、靭性を向上させる作用効果を有する元素である。ここで、Ｃの含有量が０．０３％未満では、上述の作用効果を奏功せしめることができない。一方、Ｃの含有量が０．２％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が劣化してしまうおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｃの含有量を０．０３％以上０．２％以下の範囲内に限定している。
（Ｓｉ：ケイ素）
Ｓｉは、溶鋼の脱酸のために添加されるが、その含有量が０．４％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性も劣化してしまうおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｓｉの含有量を０．４％以下の範囲内に限定している。
Ｓｉは、溶鋼の脱酸のために添加されるが、その含有量が０．４％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性も劣化してしまうおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｓｉの含有量を０．４％以下の範囲内に限定している。
（Ｍｎ：マンガン）
Ｍｎは、母材及び溶接部の強度及び靭性を向上させる作用効果を有する元素である。ここで、Ｍｎの含有量が０．５％未満では、上述の作用効果を奏功せしめることができない。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が劣化してしまう。
以上のことから、本実施形態では、Ｍｎの含有量を０．５％以上２．０％以下の範囲内に限定している。
Ｍｎは、母材及び溶接部の強度及び靭性を向上させる作用効果を有する元素である。ここで、Ｍｎの含有量が０．５％未満では、上述の作用効果を奏功せしめることができない。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するとともに、溶接性が劣化してしまう。
以上のことから、本実施形態では、Ｍｎの含有量を０．５％以上２．０％以下の範囲内に限定している。
（Ｐ：リン）
Ｐは、母材の靭性に影響を与える元素であるが、不可避的に含有されることから、本実施形態では、その上限値を０．０１５％に規定している。
Ｐは、母材の靭性に影響を与える元素であるが、不可避的に含有されることから、本実施形態では、その上限値を０．０１５％に規定している。
（Ｓ：硫黄）
Ｓは、母材の靭性に影響を与える元素であるが、不可避的に含有されることから、本実施形態では、その上限値を０．００６％に規定している。
Ｓは、母材の靭性に影響を与える元素であるが、不可避的に含有されることから、本実施形態では、その上限値を０．００６％に規定している。
（Ａｌ：アルミニウム）
Ａｌは、溶鋼の脱酸を促進するために投入される元素である。さらに、粒界をピンニングするＴｉＮ粒子の析出核となる酸化物に含有される元素である。ここで、Ａｌの含有量が０．００１％未満では、十分に脱酸をすることができないとともに、ＴｉＮ粒子の析出核となる酸化物を十分に生成することができないおそれがある。一方、Ａｌの含有量が０．０１％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ａｌの含有量を０．００１％以上０．０１％以下の範囲内に限定している。
Ａｌは、溶鋼の脱酸を促進するために投入される元素である。さらに、粒界をピンニングするＴｉＮ粒子の析出核となる酸化物に含有される元素である。ここで、Ａｌの含有量が０．００１％未満では、十分に脱酸をすることができないとともに、ＴｉＮ粒子の析出核となる酸化物を十分に生成することができないおそれがある。一方、Ａｌの含有量が０．０１％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ａｌの含有量を０．００１％以上０．０１％以下の範囲内に限定している。
（Ｔｉ：チタン）
Ｔｉは、ピンニング粒子を形成し、オーステナイト相の粗大化を抑制する作用効果を有する元素である。ここで、Ｔｉの含有量が０．００７％未満では、上述の作用効果を奏することができないおそれがある。一方、Ｔｉの含有量が０．０２％を超えると、炭化物等が過剰に生成し、溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｔｉの含有量を０．００７％以上０．０２％以下の範囲内に限定している。
Ｔｉは、ピンニング粒子を形成し、オーステナイト相の粗大化を抑制する作用効果を有する元素である。ここで、Ｔｉの含有量が０．００７％未満では、上述の作用効果を奏することができないおそれがある。一方、Ｔｉの含有量が０．０２％を超えると、炭化物等が過剰に生成し、溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｔｉの含有量を０．００７％以上０．０２％以下の範囲内に限定している。
（Ｍｇ：マグネシウム）
Ｍｇは、上述のピンニング粒子の析出核となる酸化物、及び、ＩＧＦ変態核となるＭｇ含有酸化物粒子を形成する元素である。ここで、Ｍｇの含有量が０．００１％以下では、上述の作用効果を奏することができないおそれがある。一方、Ｍｇの含有量が０．００６％を超えると、酸化物が多量に発生し、介在物起因による製品欠陥が多発するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｍｇの含有量を０．００１％超え０．００６％以下の範囲内に限定している。
Ｍｇは、上述のピンニング粒子の析出核となる酸化物、及び、ＩＧＦ変態核となるＭｇ含有酸化物粒子を形成する元素である。ここで、Ｍｇの含有量が０．００１％以下では、上述の作用効果を奏することができないおそれがある。一方、Ｍｇの含有量が０．００６％を超えると、酸化物が多量に発生し、介在物起因による製品欠陥が多発するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｍｇの含有量を０．００１％超え０．００６％以下の範囲内に限定している。
（Ｏ：酸素）
Ｏは、上述のピンニング粒子の析出核となる酸化物、及び、ＩＧＦ変態核となるＭｇ含有酸化物粒子を形成する元素である。ここで、Ｏの含有量が０．００１％未満では、上述の作用効果を奏することができないおそれがある。一方、Ｏの含有量が０．００４％を超えると、溶鋼の清浄度が低下して機械的特性が低下するとともに、介在物起因による製品欠陥が多発するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｏの含有量を０．００１％以上０．００４％以下の範囲内に限定している。
Ｏは、上述のピンニング粒子の析出核となる酸化物、及び、ＩＧＦ変態核となるＭｇ含有酸化物粒子を形成する元素である。ここで、Ｏの含有量が０．００１％未満では、上述の作用効果を奏することができないおそれがある。一方、Ｏの含有量が０．００４％を超えると、溶鋼の清浄度が低下して機械的特性が低下するとともに、介在物起因による製品欠陥が多発するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｏの含有量を０．００１％以上０．００４％以下の範囲内に限定している。
（Ｎ：窒素）
Ｎは、Ｔｉとともにピンニング粒子を形成し、オーステナイト相の粗大化を抑制する作用効果を有する元素である。ここで、Ｎの含有量が０．００２５％未満では、上述の作用効果を奏することができないおそれがある。一方、Ｎの含有量が０．００６％を超えると、炭化物等が過剰に生成し、溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｎの含有量を０．００２５％以上０．００６％以下の範囲内に限定している。
Ｎは、Ｔｉとともにピンニング粒子を形成し、オーステナイト相の粗大化を抑制する作用効果を有する元素である。ここで、Ｎの含有量が０．００２５％未満では、上述の作用効果を奏することができないおそれがある。一方、Ｎの含有量が０．００６％を超えると、炭化物等が過剰に生成し、溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。
以上のことから、本実施形態では、Ｎの含有量を０．００２５％以上０．００６％以下の範囲内に限定している。
（Ｃｕ、Ｎｉ）
Ｃｕ及びＮｉは、母材の強度及び靭性を向上させる作用効果を有する元素であることから、適宜添加してもよい。ただし、Ｃｕの含有量及びＮｉの含有量がそれぞれ１．５％を超えると、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｃｕ及びＮｉを添加する場合には、それぞれの含有量を１．５％以下に制限することが好ましい。
Ｃｕ及びＮｉは、母材の強度及び靭性を向上させる作用効果を有する元素であることから、適宜添加してもよい。ただし、Ｃｕの含有量及びＮｉの含有量がそれぞれ１．５％を超えると、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｃｕ及びＮｉを添加する場合には、それぞれの含有量を１．５％以下に制限することが好ましい。
（Ｍｏ，Ｃｒ）
Ｍｏ及びＣｒは、母材の強度及び靭性を向上させる作用効果を有する元素であることから、適宜添加してもよい。ただし、Ｍｏの含有量及びＣｒの含有量がそれぞれ１．０％を超えると、母材の靭性、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｍｏ及びＣｒを添加する場合には、それぞれの含有量を１．０％以下に制限することが好ましい。
Ｍｏ及びＣｒは、母材の強度及び靭性を向上させる作用効果を有する元素であることから、適宜添加してもよい。ただし、Ｍｏの含有量及びＣｒの含有量がそれぞれ１．０％を超えると、母材の靭性、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｍｏ及びＣｒを添加する場合には、それぞれの含有量を１．０％以下に制限することが好ましい。
（Ｎｂ）
Ｎｂは、母材の結晶粒を微細化させる作用効果を有する元素であることから、適宜添加してもよい。ただし、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｎｂを添加する場合には、Ｎｂの含有量を０．０５％以下に制限することが好ましい。
Ｎｂは、母材の結晶粒を微細化させる作用効果を有する元素であることから、適宜添加してもよい。ただし、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｎｂを添加する場合には、Ｎｂの含有量を０．０５％以下に制限することが好ましい。
（Ｖ）
Ｖは、母材の強度を向上させる作用効果を有する元素であることから、適宜添加してもよい。ただし、Ｖの含有量が０．０５％を超えると、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｖを添加する場合には、Ｖの含有量を０．０５％以下に制限することが好ましい。
Ｖは、母材の強度を向上させる作用効果を有する元素であることから、適宜添加してもよい。ただし、Ｖの含有量が０．０５％を超えると、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｖを添加する場合には、Ｖの含有量を０．０５％以下に制限することが好ましい。
（Ｂ）
Ｂは、焼き入れ性を高めて母材や溶接熱影響部の機械的性質を向上させる作用効果を有する元素であることから、適宜添加してもよい。ただし、Ｂの含有量が０．００２％を超えると、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｂを添加する場合には、Ｂの含有量を０．００２％以下に制限することが好ましい。
Ｂは、焼き入れ性を高めて母材や溶接熱影響部の機械的性質を向上させる作用効果を有する元素であることから、適宜添加してもよい。ただし、Ｂの含有量が０．００２％を超えると、溶接性及び溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、Ｂを添加する場合には、Ｂの含有量を０．００２％以下に制限することが好ましい。
（有効Ｔｉ量）
Ｔｉは、まず酸素と結合してＴｉ酸化物を形成し、その後ピンニング粒子となるＴｉＮ（Ｔｉ窒化物）を形成する。そして、Ｔｉ酸化物及びＴｉ窒化物を形成した後に過剰にＴｉが存在すると、ＴｉＣを形成して析出脆化するおそれがある。また、Ｔｉ量が少なく未反応のＮが存在する場合には、固溶Ｎとなって脆化をもたらす。そこで、本実施形態では、酸化物及び窒化物を形成した後のＴｉ量を上述の（１）式及び（２）式によって「有効Ｔｉ量」を定義しているのである。なお、（１）式及び（２）式の各元素の係数は、想定される酸化物及び窒化物から化学量論的に決定された値である。
ここで、有効Ｔｉ量が−０．０１％未満の場合には固溶Ｎ量が過剰となり、有効Ｔｉ量が＋０．００５％を超える場合にはＴｉＣ析出量が過剰となり、いずれも溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、本実施形態では、有効Ｔｉ量を−０．０１％以上＋０．００５％以下の範囲内に規定している。
Ｔｉは、まず酸素と結合してＴｉ酸化物を形成し、その後ピンニング粒子となるＴｉＮ（Ｔｉ窒化物）を形成する。そして、Ｔｉ酸化物及びＴｉ窒化物を形成した後に過剰にＴｉが存在すると、ＴｉＣを形成して析出脆化するおそれがある。また、Ｔｉ量が少なく未反応のＮが存在する場合には、固溶Ｎとなって脆化をもたらす。そこで、本実施形態では、酸化物及び窒化物を形成した後のＴｉ量を上述の（１）式及び（２）式によって「有効Ｔｉ量」を定義しているのである。なお、（１）式及び（２）式の各元素の係数は、想定される酸化物及び窒化物から化学量論的に決定された値である。
ここで、有効Ｔｉ量が−０．０１％未満の場合には固溶Ｎ量が過剰となり、有効Ｔｉ量が＋０．００５％を超える場合にはＴｉＣ析出量が過剰となり、いずれも溶接熱影響部の靭性が劣化するおそれがある。このため、本実施形態では、有効Ｔｉ量を−０．０１％以上＋０．００５％以下の範囲内に規定している。
（ＴｉＮ粒子）
ＴｉＮ粒子は、粒界をピン止めしてオーステナイト相の粗大化を抑制するピンニング粒子である。
ここで、ＭｇとＡｌからなる酸化物は、ＴｉＮ粒子の析出核となる。そして、ＭｇとＡｌからなる酸化物に析出して形成されＴｉＮ粒子は、１４００℃以上の高温域で非常に強力なピンニング力を発揮する。また、ＭｇとＡｌからなる酸化物は、非常に微細であることから、このＭｇとＡｌからなる酸化物を析出核として形成されたＴｉＮ粒子は、粒径０．０１μｍ以上０．５μｍ未満と微細となり、ピンニング効果を十分に発揮させることが可能となる。
以上のことから、本実施形態においては、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する粒径０．０１μｍ以上０．５μｍ未満のＴｉＮ粒子が、１００００個／ｍｍ２以上の個数密度で存在する構成としている。
ＴｉＮ粒子は、粒界をピン止めしてオーステナイト相の粗大化を抑制するピンニング粒子である。
ここで、ＭｇとＡｌからなる酸化物は、ＴｉＮ粒子の析出核となる。そして、ＭｇとＡｌからなる酸化物に析出して形成されＴｉＮ粒子は、１４００℃以上の高温域で非常に強力なピンニング力を発揮する。また、ＭｇとＡｌからなる酸化物は、非常に微細であることから、このＭｇとＡｌからなる酸化物を析出核として形成されたＴｉＮ粒子は、粒径０．０１μｍ以上０．５μｍ未満と微細となり、ピンニング効果を十分に発揮させることが可能となる。
以上のことから、本実施形態においては、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する粒径０．０１μｍ以上０．５μｍ未満のＴｉＮ粒子が、１００００個／ｍｍ２以上の個数密度で存在する構成としている。
（Ｍｇ含有酸化物粒子）
Ｍｇ含有酸化物粒子は、ＩＧＦ変態核（粒内フェライトの析出核）として作用する粒子である。
ここで、Ｍｇを質量％で５０％以上含む場合には、フェライトの析出が促進されることになる。また、粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子は、粒内変態を促進させるのに効果的である。
以上のことから、本実施形態においては、Ｍｇを質量％で５０％以上含む粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子が、５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在する構成としている。
Ｍｇ含有酸化物粒子は、ＩＧＦ変態核（粒内フェライトの析出核）として作用する粒子である。
ここで、Ｍｇを質量％で５０％以上含む場合には、フェライトの析出が促進されることになる。また、粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子は、粒内変態を促進させるのに効果的である。
以上のことから、本実施形態においては、Ｍｇを質量％で５０％以上含む粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子が、５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在する構成としている。
以下に、本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法について、図１を参照して説明する。
まず、転炉吹錬を行い、所定の組成の溶鋼を溶製する（溶製工程Ｓ０１）。
次に、転炉から取鍋に溶鋼を移送し、真空脱ガスを行う（真空脱ガス工程Ｓ０２）。
まず、転炉吹錬を行い、所定の組成の溶鋼を溶製する（溶製工程Ｓ０１）。
次に、転炉から取鍋に溶鋼を移送し、真空脱ガスを行う（真空脱ガス工程Ｓ０２）。
次に、溶鋼中にＭｇを添加し、Ｍｇ濃度を質量％で０．００２％超え０．００７％以下の範囲内とする（Ｍｇ添加工程Ｓ０３）。
このＭｇ添加工程Ｓ０３においては、Ｍｇを、例えば、Ｓｉ−Ｍｇ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金等のＭｇ含有合金として添加することが好ましい。
このＭｇ添加工程Ｓ０３においては、Ｍｇを、例えば、Ｓｉ−Ｍｇ合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ｍｇ合金等のＭｇ含有合金として添加することが好ましい。
次に、質量％で０．００１％以上のＭｇを酸化させる酸素源を溶鋼中に添加する（酸素源添加工程Ｓ０４）。
この酸素源添加工程Ｓ０４においては、スラグ中にＳｉＯ２を添加することによって、Ｍｇを酸化させている。なお、この酸素源添加工程Ｓ０４前後のスラグの具体的な組成は、例えば、ＳｉＯ２添加前のスラグ組成は、質量％で１０〜２０％、ＳｉＯ２添加後のスラグ組成が、２０〜２５％となる。
ここで、本実施形態では、酸素源添加工程Ｓ０４において、質量％で０．００１％以上
０．００３％以下のＭｇを酸化させる酸素源を溶鋼中に添加する。
この酸素源添加工程Ｓ０４においては、スラグ中にＳｉＯ２を添加することによって、Ｍｇを酸化させている。なお、この酸素源添加工程Ｓ０４前後のスラグの具体的な組成は、例えば、ＳｉＯ２添加前のスラグ組成は、質量％で１０〜２０％、ＳｉＯ２添加後のスラグ組成が、２０〜２５％となる。
ここで、本実施形態では、酸素源添加工程Ｓ０４において、質量％で０．００１％以上
０．００３％以下のＭｇを酸化させる酸素源を溶鋼中に添加する。
なお、これらＭｇ添加工程Ｓ０３におけるＭｇ添加量及び酸素源添加工程Ｓ０４における酸化源添加量を調整することで、溶鋼中のＭｇの含有量を０．００１％超え０．００６％以下の範囲内に制御することになる。
このようにして成分調整された溶鋼を、タンディッシュを介して連続鋳造装置の鋳型内に注湯して連続鋳造を行う（鋳造工程Ｓ０５）。
以上のような工程により、本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材が製造される。
以上のような工程により、本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材が製造される。
以上のような構成とされた本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材によれば、ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する粒径０．０１μｍ以上０．５μｍ未満のＴｉＮ粒子が、１００００個／ｍｍ２以上の個数密度で存在するので、粒界のピン止め効果により、オーステナイト粒の粗大化を確実に抑制することができる。
また、本実施形態では、Ｍｇを質量％で５０％以上含む粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子が、５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在する構成とされているので、このＭｇ含有酸化物粒子を核として粒内フェライトの析出を促進することができ、溶接熱影響部における結晶粒径をさらに微細化することができる。
よって、本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材においては、溶接熱影響部における靭性を大幅に向上させることが可能となる。
また、本実施形態では、Ｍｇを質量％で５０％以上含む粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子が、５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在する構成とされているので、このＭｇ含有酸化物粒子を核として粒内フェライトの析出を促進することができ、溶接熱影響部における結晶粒径をさらに微細化することができる。
よって、本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材においては、溶接熱影響部における靭性を大幅に向上させることが可能となる。
また、本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材においては、上述の（１）式及び（２）式で定義される「有効Ｔｉ量」が、−０．０１％以上＋０．００５％以下の範囲内に設定されているので、Ｎ量に応じてＴｉ量を最適化することができ、固溶ＮやＴｉＣの析出による溶接熱影響部の靭性の劣化を抑制することができる。
本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材においては、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂを添加し、その含有量が上述の範囲内に規定されているので、溶接熱影響部の靭性を劣化させることなく、各種特性を向上させることが可能となる。
本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法によれば、溶鋼中にＭｇを添加し、Ｍｇ濃度を質量％で０．００２％超えて０．００７％以下の範囲内とするＭｇ添加工程Ｓ０３と、質量％で０．００１％以上のＭｇを酸化させる酸素源を溶鋼中に添加する酸素源添加工程Ｓ０４と、を備えているので、Ｍｇを質量％で５０％以上含むＭｇ含有酸化物粒子を確実に形成することが可能となる。
また、本実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法によれば、酸素源添加工程Ｓ０４において、スラグ中にＳｉＯ２を添加しているので、スラグと溶鋼との反応によってＭｇ酸化物が緩やかに形成されることになり、粒径０．５μｍ以上５μｍ以下の比較的微細なＭｇ含有酸化物粒子を確実に形成することができる。
以上、本発明の実施形態である溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法について具体的に説明したが、本発明はこれに限定されることはなく、その発明の技術的思想を逸脱しない範囲で適宜変更可能である。
（実施例１）
表１に鋼材の化学成分と介在物の分散状態を、表２に鋼材の製造条件と機械的性質を示す。
表１のピンニング粒子の個数の測定は、鋼材母材の板厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し、これを、３００００倍の倍率で２０００μｍ２の面積に渡ってＴＥＭ 観察することで行った。
表１の０ ．５〜５μｍの大きさの酸化物の個数の測定は、同じく、鋼材母材の板厚中心部から小片を切り出して１４００℃で２０分間保定した後に水冷し、鏡面研磨面を１０００倍の倍率で４ｍｍ２の面積に渡って光学顕微鏡観察することで行った。
表１の０ ．５〜５μｍの大きさの酸化物のＭｇ量は、ＥＰＭＡ−ＷＤＳによって、０．５〜５μｍの２０個の酸化物について組成を分析し、地鉄（Ｆｅ）の分析値を差し引いて平均組成を求めた。
表１に鋼材の化学成分と介在物の分散状態を、表２に鋼材の製造条件と機械的性質を示す。
表１のピンニング粒子の個数の測定は、鋼材母材の板厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し、これを、３００００倍の倍率で２０００μｍ２の面積に渡ってＴＥＭ 観察することで行った。
表１の０ ．５〜５μｍの大きさの酸化物の個数の測定は、同じく、鋼材母材の板厚中心部から小片を切り出して１４００℃で２０分間保定した後に水冷し、鏡面研磨面を１０００倍の倍率で４ｍｍ２の面積に渡って光学顕微鏡観察することで行った。
表１の０ ．５〜５μｍの大きさの酸化物のＭｇ量は、ＥＰＭＡ−ＷＤＳによって、０．５〜５μｍの２０個の酸化物について組成を分析し、地鉄（Ｆｅ）の分析値を差し引いて平均組成を求めた。
本発明鋼は溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接部あるいはエレクトロスラグ溶接部の溶融線において従来にない良好なＨＡＺ靭性を有する。本発明鋼は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｏ、Ｎの量を厳密に制御し、有効Ｔｉ量なる概念を用いてＨＡＺにおけるＴｉとＮの存在形態を適正化し、さらに、γ粒成長抑制に有効な酸化物の分散状態を有することで大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を達成している。一方、比較鋼は化学成分や酸化物の分散状態が適正でないため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣っている。
鋼１２は、Ｃの量が低すぎるために、鋼１３はＣ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺ の靭性が劣る。鋼１４は、Ｓｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靭性が劣る。鋼１５はＭｎ量が低すぎるために、鋼１６はＭｎ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣る。鋼１７はＰ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣る。鋼１８は、Ｓが高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣る。鋼１９は、Ａｌ量が低すぎるためにピンニング粒子の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２０は、Ａｌ量が高すぎるために０ ．５〜５μｍの酸化物中のＭｇが低く、ピンニング粒子の個数が少ないため， ＨＡＺ靭性が劣る。
鋼２１はＴｉ量が低すぎるため、ピンニング粒子であるＴｉＮの個数が少なく、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２２はＴｉ量が高すぎるため、ＴｉＣ析出脆化によってＨＡＺ靭性が劣る。鋼２３はＭｇ量が低すぎるため， ＴｉＮの析出核であるのＭｇ含有酸化物粒子の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。
鋼２４は、Ｏ量が低すぎるため、Ｍｇ含有酸化物粒子の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２５はＯ量が高すぎるため、鋼の清浄度が悪くなり、破壊起点が増えてＨＡＺ靭性が劣る。鋼２６はＮ量が低すぎるためピンニング粒子であるＴｉＮの個数が少なく、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２７はＮ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量の適正範囲から外れ、固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靭性が劣る。鋼２８はＴｉ量が高すぎるため、鋼２９はＴｉ量が低すぎるため、有効Ｔｉ量が不適当である。また、Ｍｇ含有酸化物粒子の個数も少ない。このため、ＨＡＺ靭性が劣る。
（実施例２）
表１の本発明鋼１の組成の鋼を溶製するに際して、Ｍｇを添加しＭｇ濃度を質量％で０．００６％とした後、取鍋スラグにＳｉＯ２源を添加して、スラグ中のＳｉＯ２濃度を質量％で１７％から２２％に増加させた。その後、連続鋳造した鋳片を圧延し、板厚７０ｍｍの鋼板を製造した。
比較として、表１の本発明鋼１の組成の鋼を溶製するに際して、Ｍｇを添加しＭｇ濃度を質量％で０．００５％とした後、取鍋スラグにＳｉＯ２源を添加せず、スラグ中のＳｉＯ２濃度を質量％で１７％としたまま、連続鋳造した鋳片を圧延し、板厚７０ｍｍの鋼板を製造した。このときの０ ．５〜５μｍの大きさの酸化物の個数と平均組成を測定した。
表１の本発明鋼１の組成の鋼を溶製するに際して、Ｍｇを添加しＭｇ濃度を質量％で０．００６％とした後、取鍋スラグにＳｉＯ２源を添加して、スラグ中のＳｉＯ２濃度を質量％で１７％から２２％に増加させた。その後、連続鋳造した鋳片を圧延し、板厚７０ｍｍの鋼板を製造した。
比較として、表１の本発明鋼１の組成の鋼を溶製するに際して、Ｍｇを添加しＭｇ濃度を質量％で０．００５％とした後、取鍋スラグにＳｉＯ２源を添加せず、スラグ中のＳｉＯ２濃度を質量％で１７％としたまま、連続鋳造した鋳片を圧延し、板厚７０ｍｍの鋼板を製造した。このときの０ ．５〜５μｍの大きさの酸化物の個数と平均組成を測定した。
これらの測定は、鋼材母材の板厚中心部から小片を切り出して１４００℃で２０分間保定した後に水冷し、鏡面研磨面を１０００倍の倍率で４ｍｍ２の面積に渡って光学顕微鏡観察することによって求めた。さらに、ＥＰＭＡ−ＷＤＳによって、０．５〜５μｍの２０個の酸化物について組成を分析し、地鉄（Ｆｅ）の分析値を差し引いて平均組成を求めた。
スラグ中のＳｉＯ２濃度を増大させた本発明では、０．５〜５μｍの大きさの酸化物の個数が６０個／ｍｍ２、Ｍｇ濃度が６０％となったのみ対して、スラグ中のＳｉＯ２濃度を増大させない場合は、０．５〜５μｍの大きさの酸化物の個数が５０個／ｍｍ２、Ｍｇ濃度が５６％となった。スラグ中のＳｉＯ２濃度を増大させることにより、フェライトの生成核として有効に作用する酸化物個数を増大させることができた。
Ｓ０３ Ｍｇ添加工程
Ｓ０４ 酸素源添加工程
Ｓ０４ 酸素源添加工程
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３％以上０．２％以下、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５％以上２．０％以下、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００６％以下、
Ａｌ：０．００１％以上０．０１％以下、
Ｔｉ：０．００７％以上０．０２％以下、
Ｍｇ：０．００１％超え０．００６％以下、
Ｏ：０．００１％以上０．００４％以下、
Ｎ：０．００２５％以上０．００６％以下、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる化学成分を有し、
ＭｇとＡｌからなる酸化物を内包する粒径０．０１μｍ以上０．５μｍ未満のＴｉＮ粒子が、１００００個／ｍｍ２以上の個数密度で存在するとともに、
Ｍｇを質量％で５０％以上含む粒径０．５μｍ以上５μｍ以下のＭｇ含有酸化物粒子が、５０個／ｍｍ２以上の個数密度で存在することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。 - さらに、〔Ｏ〕、〔Ｍｇ〕、〔Ａｌ〕、〔Ｔｉ〕、〔Ｎ〕をそれぞれの元素の質量％とした場合に、下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が、−０．０１％以上＋０．００５％以下の範囲内であることを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝〔Ｔｉ〕−２×（〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕）−３．４×〔Ｎ〕・・・（１）
〔Ｏ〕−０．６６×〔Ｍｇ〕−０．８９×〔Ａｌ〕＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝〔Ｔｉ〕−３．４×〔Ｎ〕・・・（２） - 質量％で、さらに、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は請求項２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。 - 請求項１から請求項３のいずれか一項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材を製造する溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法であって、
溶鋼中にＭｇを添加し、Ｍｇ濃度を質量％で０．００２％超えて０．００７％以下の範囲内とするＭｇ添加工程と、
質量％で０．００１％以上のＭｇを酸化させる酸素源を溶鋼中に添加する酸素源添加工程と、
を備えていることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法。 - 前記酸素源添加工程では、スラグ中にＳｉＯ２を添加することで、質量％で０．００１％以上のＭｇを酸化させることを特徴とする請求項４に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016015462A JP6627536B2 (ja) | 2016-01-29 | 2016-01-29 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016015462A JP6627536B2 (ja) | 2016-01-29 | 2016-01-29 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2017133079A JP2017133079A (ja) | 2017-08-03 |
| JP6627536B2 true JP6627536B2 (ja) | 2020-01-08 |
Family
ID=59502461
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2016015462A Active JP6627536B2 (ja) | 2016-01-29 | 2016-01-29 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6627536B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109576440A (zh) * | 2018-10-30 | 2019-04-05 | 河钢股份有限公司 | 一种提高大线能量焊接用钢氧化物夹杂数量的控制方法 |
-
2016
- 2016-01-29 JP JP2016015462A patent/JP6627536B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2017133079A (ja) | 2017-08-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5231042B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP5651090B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP6245417B1 (ja) | 鋼材 | |
| TWI761096B (zh) | 金屬箔用不鏽鋼、不鏽鋼箔及此等之製造方法 | |
| JP2011127220A (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材の製造方法 | |
| KR20230173158A (ko) | 철계 합금박 및 그 제조 방법과 그것을 이용한 부품 | |
| TWI752837B (zh) | 不鏽鋼、不鏽鋼材及不鏽鋼的製造方法 | |
| JP4074536B2 (ja) | 母材および溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材 | |
| JP2005105322A (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板とその製造方法 | |
| JP3699639B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP6627536B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、及び、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法 | |
| JP5520105B2 (ja) | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2019104955A (ja) | 炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法 | |
| JPH09310147A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板 | |
| KR102103382B1 (ko) | 강재 및 그 제조방법 | |
| JP3699630B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP3699624B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2002371338A (ja) | レーザー溶接部の靭性に優れた鋼 | |
| JP6662174B2 (ja) | 厚鋼板 | |
| TWI748883B (zh) | 鏡面研磨性優異的不鏽鋼及其製造方法 | |
| JP3699631B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| WO2024127494A1 (ja) | 溶接継手および溶接構造体 | |
| JP3699633B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
| JP2018034178A (ja) | 構造用Ａｌ−Ｚｒ添加鋼とその製造方法 | |
| JP2018193595A (ja) | 炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20180905 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20181019 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20190619 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20190625 |
|
| 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: 20191105 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20191118 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6627536 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |