JPH02125812A - 溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法Info
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- JPH02125812A JPH02125812A JP18083989A JP18083989A JPH02125812A JP H02125812 A JPH02125812 A JP H02125812A JP 18083989 A JP18083989 A JP 18083989A JP 18083989 A JP18083989 A JP 18083989A JP H02125812 A JPH02125812 A JP H02125812A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は小人熱溶接から大入熱溶接に至るまで熱影響部
（ＨＡＺ）の低温靭性が優れた高張力鋼の製造法に関す
るもので、鉄鋼業においては厚板ミルに適用することが
最も好ましいが、ホラトコイル、形鋼などにも適用可能
である。また、この方法で製造した厚鋼板は圧力容器、
海洋構造物、ラインパイプなど厳しい環境下で使用され
る溶接鋼構造物に用いることができる。
（ＨＡＺ）の低温靭性が優れた高張力鋼の製造法に関す
るもので、鉄鋼業においては厚板ミルに適用することが
最も好ましいが、ホラトコイル、形鋼などにも適用可能
である。また、この方法で製造した厚鋼板は圧力容器、
海洋構造物、ラインパイプなど厳しい環境下で使用され
る溶接鋼構造物に用いることができる。
（従来の技術）
低合金鋼のＨ２Ａ靭性は、（１）結晶粒のサイズ、（２
）高炭素島状マルテンサイト（Ｍｎ）、上部ベイナイト
（Ｂｕ ）など硬化相の分散状態、（３）粒界脆化の有
無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金学的要因に
支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒のサイズは低温靭
性に大きく影響をりえることが知られており、ＨＡＺ組
織を微細化するために数多くの技術が開発実用化されて
いる。
）高炭素島状マルテンサイト（Ｍｎ）、上部ベイナイト
（Ｂｕ ）など硬化相の分散状態、（３）粒界脆化の有
無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金学的要因に
支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒のサイズは低温靭
性に大きく影響をりえることが知られており、ＨＡＺ組
織を微細化するために数多くの技術が開発実用化されて
いる。
最近、微細なＴｉ酸化物（主としてＴｉ２０３）を鋼中
に分散させ、溶接後の冷却中にＴｉ酸化物を核として放
射状にアシキュラーフェライト（ＡＦ）を生成させ、Ｈ
ＡＺ組織を微細化する方法が開発された（特開昭８１−
７９７４５号、特願昭８２−１８８５７７号など）。
に分散させ、溶接後の冷却中にＴｉ酸化物を核として放
射状にアシキュラーフェライト（ＡＦ）を生成させ、Ｈ
ＡＺ組織を微細化する方法が開発された（特開昭８１−
７９７４５号、特願昭８２−１８８５７７号など）。
この技術では、Ｔｉ酸化物が１４００℃以上の高温で安
定なため、溶融線近傍までＨＡＺ組織を制御することが
でき、ＴｉＮ鋼などに比較して優れた低温靭性が得られ
る。しかし、Ｔｉ酸化物を分散させた鋼においても、当
然ながらＨＡＺ靭性は基本となる成分に大きく影響され
る。
定なため、溶融線近傍までＨＡＺ組織を制御することが
でき、ＴｉＮ鋼などに比較して優れた低温靭性が得られ
る。しかし、Ｔｉ酸化物を分散させた鋼においても、当
然ながらＨＡＺ靭性は基本となる成分に大きく影響され
る。
すなわち従来のＴｉ酸化物含有鋼では、引張強さ５５ｋ
ｇ ｆ ／ ＋ｎｌ１以上の高強度鋼や大入熱溶接、か
つ低温において安定したＨＡＺ靭性を得ることは困難で
あった。
ｇ ｆ ／ ＋ｎｌ１以上の高強度鋼や大入熱溶接、か
つ低温において安定したＨＡＺ靭性を得ることは困難で
あった。
（発明が解決しようとする課題）
本発明は、Ｔｉ酸化物含有鋼に最適の基本成分を見出し
、その強度、低温靭性を画期的に向上させることに成功
したもので、小〜大人熱溶接において、ＨＡＺ靭性の極
めて優れた高張力鋼を安価に製造する技術を提供するも
のである。本発明法で製造した鋼は溶接部（接合部、Ｈ
Ａ Ｚ）の組織が微細化し、全域で優れた低温靭性を示
す。
、その強度、低温靭性を画期的に向上させることに成功
したもので、小〜大人熱溶接において、ＨＡＺ靭性の極
めて優れた高張力鋼を安価に製造する技術を提供するも
のである。本発明法で製造した鋼は溶接部（接合部、Ｈ
Ａ Ｚ）の組織が微細化し、全域で優れた低温靭性を示
す。
（課題を解決するための手段）
本発明の要旨は、重量％で、Ｃ： ０．０３〜０．１２
％、ｓ ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、
Ｐ ：０．０２５％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ｃ
ｕ：０．８−１．５％、ＡΩ：０．００４％以下、Ｔｉ
：０．００５〜０．０２５％、Ｎ ：０．００Ｉ〜０．
００８５％、Ｏ：０．００１〜ｏ、ｏｏｅ％に、粒子径
０．０５〜１ＯｕｒｒＩのＴｉを主成分とする酸化物を
５×１０３〜１×１０６個／−を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなる実質的にＡ１１を含有しない
鋼あるいはこの鋼に、さらにＮｉ：０．０５〜１．０％
、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ ： ０．０５〜
０．１０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｍｏ：０．
０５〜０．３０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の
１種またはＮｉ：０．０５〜１．０％、Ｎ ｂ：０．０
０５〜０．０５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ
：ｏ、００１〜０．００５％のうちいずれか２種を含有
させた鋼を連続鋳造法によって鋳片とし、これを９００
〜１１００℃の温度範囲で再加熱後、９００℃以下の累
積圧下量３０〜９０％、圧延終了温度７００〜８５０℃
で圧延を行ない、放冷または水冷後、５００ ’Ｃ−Ａ
ｃ １点の温度で時効処理することである。
％、ｓ ｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、
Ｐ ：０．０２５％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ｃ
ｕ：０．８−１．５％、ＡΩ：０．００４％以下、Ｔｉ
：０．００５〜０．０２５％、Ｎ ：０．００Ｉ〜０．
００８５％、Ｏ：０．００１〜ｏ、ｏｏｅ％に、粒子径
０．０５〜１ＯｕｒｒＩのＴｉを主成分とする酸化物を
５×１０３〜１×１０６個／−を含有し、残部が鉄およ
び不可避的不純物からなる実質的にＡ１１を含有しない
鋼あるいはこの鋼に、さらにＮｉ：０．０５〜１．０％
、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ ： ０．０５〜
０．１０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、Ｍｏ：０．
０５〜０．３０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％の
１種またはＮｉ：０．０５〜１．０％、Ｎ ｂ：０．０
０５〜０．０５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、Ｃａ
：ｏ、００１〜０．００５％のうちいずれか２種を含有
させた鋼を連続鋳造法によって鋳片とし、これを９００
〜１１００℃の温度範囲で再加熱後、９００℃以下の累
積圧下量３０〜９０％、圧延終了温度７００〜８５０℃
で圧延を行ない、放冷または水冷後、５００ ’Ｃ−Ａ
ｃ １点の温度で時効処理することである。
（作 用）
以下、本発明について説明する。
発明者らの研究によれば、ＨＡＺ靭性は、ｌ）鋼の化学
成分、２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状態）
に大きく依存し、鋼成分の適正化と結晶粒の微細化が高
靭性化に不可欠であると考えられた。
成分、２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状態）
に大きく依存し、鋼成分の適正化と結晶粒の微細化が高
靭性化に不可欠であると考えられた。
ＨＡＺ組織を微細化する方法としては、鋼中にＴｉ酸化
物（主としてＴｉ２０３）を微細に分散させる技術がす
でに開発されている（特願昭５９２０３０９９号、特願
昭８２−１８８５７７号など）。
物（主としてＴｉ２０３）を微細に分散させる技術がす
でに開発されている（特願昭５９２０３０９９号、特願
昭８２−１８８５７７号など）。
この方法では、ＨＡＺのγ−α変態時にγ粒内に再析出
したＴｉ２Ｏ３を核として放射状に微細なアシキュラー
フェライト（ＡＦ）が生成し、ＨＡＺ組織は著しく微細
化する。
したＴｉ２Ｏ３を核として放射状に微細なアシキュラー
フェライト（ＡＦ）が生成し、ＨＡＺ組織は著しく微細
化する。
またＴ ｌ ２０ ａは溶融線近傍の高温に加熱させる
領域（粗粒域ＨＡＺ）でも溶解せずに安定であり、この
領域でも組織が微細化する。さらにＴＩ。
領域（粗粒域ＨＡＺ）でも溶解せずに安定であり、この
領域でも組織が微細化する。さらにＴＩ。
０、Ｎのバランスが適正であると微細なＴｉＮも生成し
、これは１３５０℃以下に加熱されたＨＡＺ（亜粗粒域
）γ粒の粗大化を抑制してＨＡＺ組織を微細化する。そ
の結果、溶接部は全域にわたって微細化し、優れた低温
靭性が得られる。
、これは１３５０℃以下に加熱されたＨＡＺ（亜粗粒域
）γ粒の粗大化を抑制してＨＡＺ組織を微細化する。そ
の結果、溶接部は全域にわたって微細化し、優れた低温
靭性が得られる。
以上のようなＴｉ酸化物によるＩ（Ａ２組織の微細化効
果を得るためには、鋼中に適当な大きさの酸化物を均一
に分散させなければならない。Ｔｉ酸化物の粒子径は０
．０５〜１０ρが適当である。径が０．０５虜以下にな
るとＡＦ生成能力が弱くなり、また径がｌローＥｒ１以
上になるとＴｉ酸化物自体が脆性き裂の発生起点となり
、ＨＡＺ靭性を劣化させる。
果を得るためには、鋼中に適当な大きさの酸化物を均一
に分散させなければならない。Ｔｉ酸化物の粒子径は０
．０５〜１０ρが適当である。径が０．０５虜以下にな
るとＡＦ生成能力が弱くなり、また径がｌローＥｒ１以
上になるとＴｉ酸化物自体が脆性き裂の発生起点となり
、ＨＡＺ靭性を劣化させる。
一方ＨＡＺ組織を均一に微細化するには、Ｔｉ酸化物の
個数として５×１０３〜１×１０°個／−が必要である
。粒子数が少ないと均一で微細なＨＡＺ組織が得られな
い、また粒子数が多過ぎると鋼の清浄度が劣化してＨＡ
Ｚだけでなく、母材の低温靭性も劣化する。
個数として５×１０３〜１×１０°個／−が必要である
。粒子数が少ないと均一で微細なＨＡＺ組織が得られな
い、また粒子数が多過ぎると鋼の清浄度が劣化してＨＡ
Ｚだけでなく、母材の低温靭性も劣化する。
通常の製鋼法において鋼中にＴ ｌ ２０ ａ 、Ｔ
ｉＮを微細分散させるには、とくにＴｉ 、 Ｏ，Ｎ量
の適正化が必須である。このためＴｉ 、Ｏ，ＮＲをそ
れぞれＴ Ｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ ：０．
００１〜０．００６５％、０ ：０．００１〜０．００
６％に限定する必要がある。
ｉＮを微細分散させるには、とくにＴｉ 、 Ｏ，Ｎ量
の適正化が必須である。このためＴｉ 、Ｏ，ＮＲをそ
れぞれＴ Ｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｎ ：０．
００１〜０．００６５％、０ ：０．００１〜０．００
６％に限定する必要がある。
ＴＩ 、 Ｏ，Ｎ量の下限はＴｉ２Ｏ３，ＴｉＮを生成
するための必要最小量である。Ｔｉｆｆ１の上限はＴｉ
Ｃの生成によるＨＡＺ靭性の劣化を防止するためであり
、Ｎ量の上限は固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化を防ぐた
めである。またＯ量の上限は非金属介在物の生成による
鋼の清浄度、靭性の劣化を防止するためである。
するための必要最小量である。Ｔｉｆｆ１の上限はＴｉ
Ｃの生成によるＨＡＺ靭性の劣化を防止するためであり
、Ｎ量の上限は固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化を防ぐた
めである。またＯ量の上限は非金属介在物の生成による
鋼の清浄度、靭性の劣化を防止するためである。
しかし、たとえＴｉ２Ｏ３，ＴｉＮが鋼中に微細分散し
ていても基本成分が適当でないと優れた靭性は得られな
い。以下この点について説明する。
ていても基本成分が適当でないと優れた靭性は得られな
い。以下この点について説明する。
発明者らの研究の結果、とくに高強度鋼（引張強さ５５
ｋｇ ｆ ／−以上）や入熱５０ｋＪ／Ｃｍ以上の大入
熱溶接において、−６０℃以上の極低温域で優れたＨＡ
Ｚ靭性を得るには、基本成分の厳密かつ適切な選定が必
須であることがわかった。
ｋｇ ｆ ／−以上）や入熱５０ｋＪ／Ｃｍ以上の大入
熱溶接において、−６０℃以上の極低温域で優れたＨＡ
Ｚ靭性を得るには、基本成分の厳密かつ適切な選定が必
須であることがわかった。
すなわち基本成分が適切でないと、たとえＴｉ２Ｏ３を
核として微細なＡＦが生成しても優れたＨＡＺ靭性は得
られない。またＴｉ２Ｏ３を核にＡＦが生成しにくくな
ることがわかった。
核として微細なＡＦが生成しても優れたＨＡＺ靭性は得
られない。またＴｉ２Ｏ３を核にＡＦが生成しにくくな
ることがわかった。
そこで本発明者らは高強度鋼や大入熱溶接部ＨＡＺの極
低温靭性を画期的に改善可能な新しい鋼の開発に着手し
、これらの問題を完全に解決できる方法としてＣｕ析出
硬化の利用が有効であることを見出した。
低温靭性を画期的に改善可能な新しい鋼の開発に着手し
、これらの問題を完全に解決できる方法としてＣｕ析出
硬化の利用が有効であることを見出した。
Ｃｕ析出硬化を利用することによって、基本成分の焼入
性を大幅に低減できるので、Ｔｉ２Ｏ３からの微細なＡ
Ｆの発生が極めて容易となる。またＣｕは１％程度の添
加であれば、鋼の焼入性をわずかに高めるだけで、ＨＡ
Ｚ靭性に有害な硬化組織を生成しないことが明らかにな
った。
性を大幅に低減できるので、Ｔｉ２Ｏ３からの微細なＡ
Ｆの発生が極めて容易となる。またＣｕは１％程度の添
加であれば、鋼の焼入性をわずかに高めるだけで、ＨＡ
Ｚ靭性に有害な硬化組織を生成しないことが明らかにな
った。
このようなＣｕ添加の優れた効果を得るには、その添加
量を０．８〜１．５％とする必要がある。
量を０．８〜１．５％とする必要がある。
Ｃｕｆｉｔの上限はＣｕ析出物の粗大化や焼入性の増大
などによるＨＡＺ靭性の劣化を防止するため□である。
などによるＨＡＺ靭性の劣化を防止するため□である。
また下限は十分な析出硬化を得るための最小量である。
以下にそのほかの基本成分の限定理由について説明する
。
。
Ｃ量は下限０，０３％は、母材および溶接部の強度の確
保ならびにＮｂ、Ｖなどの添加時に、これらの効果を発
揮させるための最小量である。しかしＣ量が多過ぎると
、ＨＡＺの低温靭性に悪影響をおよぼすだけでなく、母
材靭性、溶接性をも劣化させるので、上限を０．１２％
とした。Ｃ量が多いと溶接部にＭ＊、擬似パーライト（
Ｐ量）が生成して低温靭性を著しく劣化させる。
保ならびにＮｂ、Ｖなどの添加時に、これらの効果を発
揮させるための最小量である。しかしＣ量が多過ぎると
、ＨＡＺの低温靭性に悪影響をおよぼすだけでなく、母
材靭性、溶接性をも劣化させるので、上限を０．１２％
とした。Ｃ量が多いと溶接部にＭ＊、擬似パーライト（
Ｐ量）が生成して低温靭性を著しく劣化させる。
Ｓｉは脱酸上、鋼に含まれる元素であるが、多く添加す
ると溶接性、溶接部の靭性が劣化するため、上限を０．
６％に限定した。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分可能であ
り、Ｍ＊の生成を防止して靭性を改善する観点から０．
１５％以下が望ましい。
ると溶接性、溶接部の靭性が劣化するため、上限を０．
６％に限定した。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分可能であ
り、Ｍ＊の生成を防止して靭性を改善する観点から０．
１５％以下が望ましい。
Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠な元素であり、
その下限は０．８％である。ＨＡＺ靭性を改善するには
、γ粒界に生成する粗大な初析フェライトを防止する必
要があるが、Ｍｎ添加は、これを抑制する効果がある。
その下限は０．８％である。ＨＡＺ靭性を改善するには
、γ粒界に生成する粗大な初析フェライトを防止する必
要があるが、Ｍｎ添加は、これを抑制する効果がある。
しかしＭｎ量が多過ぎると焼入性が増加して溶接性、Ｈ
ＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、スラブの中心偏析を
助長するので上限を２．０％とした。
ＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、スラブの中心偏析を
助長するので上限を２．０％とした。
本発明鋼において不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０
２５％以下、０．００５％以下とした理由は、母材、Ｈ
ＡＺの低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量
の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を減少させ、Ｓ
量の低減は、粒界フェライトの生成を抑制する傾向があ
る。最も好ましいＰ量量は、それぞれ０．０１０％、０
．００２０％以下である。
２５％以下、０．００５％以下とした理由は、母材、Ｈ
ＡＺの低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐ量
の低減は、ＨＡＺにおける粒界破壊傾向を減少させ、Ｓ
量の低減は、粒界フェライトの生成を抑制する傾向があ
る。最も好ましいＰ量量は、それぞれ０．０１０％、０
．００２０％以下である。
Ａｌｌは、一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本
発明鋼では好ましくない元素であり、その上限を０．０
０４％とした。これはＡΩが鋼中に含まれているとＯと
結合してＴｉ２Ｏ３ができないためである。脱酸はＴｉ
だけでも可能であり、本発明においてＡｌｌ量は少ない
ほど良く、０．００２％以下が望ましい。
発明鋼では好ましくない元素であり、その上限を０．０
０４％とした。これはＡΩが鋼中に含まれているとＯと
結合してＴｉ２Ｏ３ができないためである。脱酸はＴｉ
だけでも可能であり、本発明においてＡｌｌ量は少ない
ほど良く、０．００２％以下が望ましい。
つぎにＮｉ 、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａのいずれか
１種、Ｎｉ 、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃａのうちいずれか２種ま
たは３種を添加する理由について説明する。基本となる
成分にさらに、これらの元素を添加する主たる目的は、
本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性な
ど特性の向上をはかるためである。したがって、その添
加量は自ら制限されるべき性質のものである。
１種、Ｎｉ 、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃａのうちいずれか２種ま
たは３種を添加する理由について説明する。基本となる
成分にさらに、これらの元素を添加する主たる目的は、
本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度、靭性な
ど特性の向上をはかるためである。したがって、その添
加量は自ら制限されるべき性質のものである。
Ｎ１は溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響をおよほすことなく
、母材の強度、靭性を向上させる重要な元素であり、ま
たＣｕによる熱間圧延時のクラ・ツク防止にも効果があ
る。然し、添加量が１．０％を超えると溶接性に好まし
くないため上限を１．０％とした。
、母材の強度、靭性を向上させる重要な元素であり、ま
たＣｕによる熱間圧延時のクラ・ツク防止にも効果があ
る。然し、添加量が１．０％を超えると溶接性に好まし
くないため上限を１．０％とした。
Ｎｂは本発明において重要な元素であり、高強度鋼にお
いてはＮｂを添加することなく優れた接合部の靭性を得
ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に生成するフェライ
トを抑制し、Ｔ ｌ ２０ ｇを核とする微細なＡＦの
生成を促進する働きがある。
いてはＮｂを添加することなく優れた接合部の靭性を得
ることは困難である。Ｎｂはγ粒界に生成するフェライ
トを抑制し、Ｔ ｌ ２０ ｇを核とする微細なＡＦの
生成を促進する働きがある。
この効果を得るためには最低０．００５％のＮｂ量が必
要である。しかしながらＮｂ量が多過ぎると、逆に微細
なＡＦの生成を妨げるので、その上限は０．０５％であ
る。
要である。しかしながらＮｂ量が多過ぎると、逆に微細
なＡＦの生成を妨げるので、その上限は０．０５％であ
る。
■はＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．００
５％以下では効果が少なく、上限は０．１［１％まで許
容できる。
５％以下では効果が少なく、上限は０．１［１％まで許
容できる。
Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、多過ぎると溶接
性や溶接部靭性を劣化させる。その上限は０，３０％で
ある。
性や溶接部靭性を劣化させる。その上限は０，３０％で
ある。
Ｍｏは母材の強度、靭性をもとに向上させる元素である
が、多過ぎるとＣｒと同様に母材、溶接部の靭性、溶接
性の劣化を招き好ましくない。その上限は０．３０％で
ある。
が、多過ぎるとＣｒと同様に母材、溶接部の靭性、溶接
性の劣化を招き好ましくない。その上限は０．３０％で
ある。
なおＮｊ 、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏの添加量の下限は、
材質上での効果が得られるための最小量とすべきで、Ｎ
ｉ 、Ｃｒ 、Ｍｏは０．０５％、Ｎｂ、Ｖは０．００
５％である。
材質上での効果が得られるための最小量とすべきで、Ｎ
ｉ 、Ｃｒ 、Ｍｏは０．０５％、Ｎｂ、Ｖは０．００
５％である。
Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向
上（シャルピー吸収エネルギーを増加）させるほか、耐
水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣａ
量０．００１％以下では実用上効果がなく、また０、０
０５％を超えて添加するとＣａｂ、ＣａＳが多量に生成
して大型介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度も害
し、また溶接性にも悪影響を与える。このため添加量の
範囲を０．００１〜０．００５％に制限した。
上（シャルピー吸収エネルギーを増加）させるほか、耐
水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣａ
量０．００１％以下では実用上効果がなく、また０、０
０５％を超えて添加するとＣａｂ、ＣａＳが多量に生成
して大型介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度も害
し、また溶接性にも悪影響を与える。このため添加量の
範囲を０．００１〜０．００５％に制限した。
鋼の成分を上記のように限定しても、製造法が適切でな
ければ溶接前の鋼中に微細なＴ １２０ ａＴｉＮを分
散させることはできないし、ＨＡＺの１ ＾ 特性に見合った母材特性が得られない。このため製造条
件についても限定する必要がある。
ければ溶接前の鋼中に微細なＴ １２０ ａＴｉＮを分
散させることはできないし、ＨＡＺの１ ＾ 特性に見合った母材特性が得られない。このため製造条
件についても限定する必要がある。
まず、この鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが
必須である。この理由は、連続鋳造法では溶鋼の凝固冷
却速度が速くスラブ中に微細なＴｉ２Ｏ３，ＴｉＮが多
量に得られるためである。
必須である。この理由は、連続鋳造法では溶鋼の凝固冷
却速度が速くスラブ中に微細なＴｉ２Ｏ３，ＴｉＮが多
量に得られるためである。
大型鋼塊による造塊−分塊法では、Ｔｉ２Ｏ３゜ＴｉＮ
をスラブ中に微細分散させることは難しい。
をスラブ中に微細分散させることは難しい。
連続鋳造法の場合、スラブ厚によって冷却速度が異なる
が、溶接部靭性の観点からその厚みは３５０ ｍｍ以下
が望ましい。さらにスラブの再加熱温度を９００〜１１
００℃以下とする必要がある。これ以上の温度で再加熱
するとＴｉＮが粗大化して、溶接前の鋼中に微細なＴｉ
Ｎがなくなり、溶接部の境界やＨＡＺにおける組織の微
細化が不可能になり、また極低温域において優れた母材
靭性も得られない。
が、溶接部靭性の観点からその厚みは３５０ ｍｍ以下
が望ましい。さらにスラブの再加熱温度を９００〜１１
００℃以下とする必要がある。これ以上の温度で再加熱
するとＴｉＮが粗大化して、溶接前の鋼中に微細なＴｉ
Ｎがなくなり、溶接部の境界やＨＡＺにおける組織の微
細化が不可能になり、また極低温域において優れた母材
靭性も得られない。
なお本発明においては、ホットチャージ圧延やダイレク
ト圧延を行なっても全く問題はない。
ト圧延を行なっても全く問題はない。
つぎに圧延法であるが、強度、靭性の観点から適度の制
御圧延が必須である。このために９００℃以下の累積圧
下量３０〜９０％、圧延終了温度７００〜８５０℃で圧
延する。累積圧下量が３０％以下ではγ組織の微細化が
不十分で優れた低温靭性が得られない。一般に低温靭性
は累積圧下量が大きいほど向上するが、実際に９０％を
超えて圧延することは不可能である。これは累積圧下量
が９０％以上になると圧延時間の延長にともなって温度
低下が著しくなり、適切な圧延終了温度が確保できない
ためである。
御圧延が必須である。このために９００℃以下の累積圧
下量３０〜９０％、圧延終了温度７００〜８５０℃で圧
延する。累積圧下量が３０％以下ではγ組織の微細化が
不十分で優れた低温靭性が得られない。一般に低温靭性
は累積圧下量が大きいほど向上するが、実際に９０％を
超えて圧延することは不可能である。これは累積圧下量
が９０％以上になると圧延時間の延長にともなって温度
低下が著しくなり、適切な圧延終了温度が確保できない
ためである。
圧延終了温度７００℃以上としたのは、過度の（γ−α
）域圧延による低温靭性の劣化や材質の異方性を防止す
るためである。しかし圧延終了温度が高過ぎると十分な
強度、靭性が得られないので、その上限を８５０℃とし
た。
）域圧延による低温靭性の劣化や材質の異方性を防止す
るためである。しかし圧延終了温度が高過ぎると十分な
強度、靭性が得られないので、その上限を８５０℃とし
た。
本発明では、とくに圧延後の冷却法は限定しない。これ
は本発明鋼の特性に大きな影響を与えないからである。
は本発明鋼の特性に大きな影響を与えないからである。
放冷のばか圧延後の加速冷却や焼入も可能である。
つぎに本発明ではＣｕ析出硬化を得るため、５００℃〜
Ａ ｃ １点の温度範囲で時効処理する必要がある。こ
のように温度を限定したのは、５００℃以下では十分な
Ｃｕ析出硬化が得られないためであり、ＡＣ１点以上で
は変態が開始して本発明鋼の特徴が失われるからである
（時効温度での保持時間としては０〜６０分が適当であ
る）。
Ａ ｃ １点の温度範囲で時効処理する必要がある。こ
のように温度を限定したのは、５００℃以下では十分な
Ｃｕ析出硬化が得られないためであり、ＡＣ１点以上で
は変態が開始して本発明鋼の特徴が失われるからである
（時効温度での保持時間としては０〜６０分が適当であ
る）。
なお時効処理は、たとえば鋼板を圧延後加工して鋼管と
し、鋼管状態で行っても差支えない。また、鋼を圧延後
、焼入などの熱処理をし、時効処理するとしても本発明
の特徴を損なうものではない。
し、鋼管状態で行っても差支えない。また、鋼を圧延後
、焼入などの熱処理をし、時効処理するとしても本発明
の特徴を損なうものではない。
（実 施 例）
転炉一連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚み
１５〜６０ｍｍ）を製造し、各種の条件で潜弧溶接して
ＨＡＺ靭性を２ ｍｍ Ｖノツチシャルピー試験によっ
て調査した。
１５〜６０ｍｍ）を製造し、各種の条件で潜弧溶接して
ＨＡＺ靭性を２ ｍｍ Ｖノツチシャルピー試験によっ
て調査した。
試験片は１／４を位置から採取し、ノツチ位置は溶融線
近傍のＨＡＺとした。
近傍のＨＡＺとした。
表１５表２に実施例を示す。
本発明法で製造した鋼板（本発明鋼）は全て良好な母材
特性および接合部靭性を有するのに対して、本発明法に
よらない比較鋼は母材特性あるいはＨＡＺ靭性が劣り、
厳しい環境下で使用される鋼板として適切でない。
特性および接合部靭性を有するのに対して、本発明法に
よらない比較鋼は母材特性あるいはＨＡＺ靭性が劣り、
厳しい環境下で使用される鋼板として適切でない。
（発明の効果）
本発明により、高強度鋼、大入熱溶接においてもＨＡＺ
全域において優れた極低温靭性を有する鋼を大量、且つ
安価に製造することが可能になった。その結果、溶接構
造物の施工能率が著しく向上するとともにその安全性を
大きく向上させることができた。
全域において優れた極低温靭性を有する鋼を大量、且つ
安価に製造することが可能になった。その結果、溶接構
造物の施工能率が著しく向上するとともにその安全性を
大きく向上させることができた。
代
理
人
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ｃｕ：０．８〜１．５％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎ：０．００１〜０．００６５％、 Ｏ：０．００１〜０．００６％、 粒子径０．０５〜１０μｍのＴｉを主成分とする酸化物
を５×１０＾３〜１×１０＾６個／ｍｍ＾３、残部が鉄
および不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しな
い鋼を連続鋳造法によって鋳片とし、これを９００〜１
１００℃の温度範囲で再加熱後、９００℃以下の累積圧
下量３０〜９０％、圧延終了温度７００〜８５０℃で圧
延を行ない、放冷または水冷後、５００℃〜Ａｃ＿１点
の温度で時効処理することを特徴とする溶接熱影響部靭
性の優れたＣｕ添加鋼の製造法。 ２、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ｃｕ：０．８〜１．５％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎ：０．００１〜０．００６５％、 Ｏ：０．００１〜０．００６％、 粒子径０．０５〜１０μｍのＴｉを主成分とする酸化物
を５×１０＾３〜１×１０＾６個／ｍｍ＾３、さらに Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｖ：０．０５〜０．１０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．３０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 のうちいずれか１種、 残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡｌを
含有しない鋼を用いる請求項１記載の溶接熱影響部靭性
の優れたＣｕ添加鋼の製造法。 ３、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ｃｕ：０．８〜１．５％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎ：０．００１〜０．００６５％、 Ｏ：０．００１〜０．００８％、 粒子径０．０５〜１０μｍのＴｉを主成分とする酸化物
を５×１０＾３〜１×１０＾６個／ｍｍ＾３、さらに Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 のうちいずれか２種、 残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡｌを
含有しない鋼を用いる請求項１記載の溶接熱影響部靭性
の優れたＣｕ添加鋼の製造法。 ４、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１２％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ｃｕ：０．８〜１．５％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 Ｎ：０．００１〜０．００６５％、 Ｏ：０．００１〜０．００６％、 粒子径０．０５〜１０μｍのＴｉを主成分とする酸化物
を５×１０＾３〜１×１０＾６個／ｍｍ＾３、さらに Ｎｉ：０．０５〜１．０％、 Ｎｂ：０．０５〜０．０５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 のうちいずれか３種、 残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡｌを
含有しない鋼を用いる請求項１記載の溶接熱影響部靭性
の優れたＣｕ添加鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1180839A JPH0757886B2 (ja) | 1988-07-14 | 1989-07-13 | 溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17587688 | 1988-07-14 | ||
| JP63-175876 | 1988-07-14 | ||
| JP1180839A JPH0757886B2 (ja) | 1988-07-14 | 1989-07-13 | 溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02125812A true JPH02125812A (ja) | 1990-05-14 |
| JPH0757886B2 JPH0757886B2 (ja) | 1995-06-21 |
Family
ID=26496992
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1180839A Expired - Lifetime JPH0757886B2 (ja) | 1988-07-14 | 1989-07-13 | 溶接熱影響部靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0757886B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05247531A (ja) * | 1992-03-06 | 1993-09-24 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 |
| EP0589424A3 (en) * | 1992-09-24 | 1994-09-14 | Nippon Steel Corp | Shape steel material having high strength, high toughness and excellent fire resistance and process for producing rolled shape steel of said material |
| EP0849372A1 (fr) * | 1996-12-19 | 1998-06-24 | A.G. der Dillinger Hüttenwerke | Acier de construction faiblement allié à particules actives |
| WO2002040731A1 (en) * | 2000-11-17 | 2002-05-23 | Posco | STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN+CuS FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME, WELDING FABRIC USING THE SAME |
| WO2002044436A1 (en) * | 2000-12-01 | 2002-06-06 | Posco | Steel plate to be precipitating tin+mns for welded structures, method for manufacturing the same and welding fabric using the same |
| WO2002048417A1 (en) * | 2000-12-14 | 2002-06-20 | Posco | STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN + ZrN FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME AND WELDING FABRIC USING THE SAME |
| JP2004360074A (ja) * | 2004-08-06 | 2004-12-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 超大入熱溶接特性に優れた鋼材 |
| EP1052303A3 (en) * | 1999-05-10 | 2006-03-22 | JFE Steel Corporation | High tensile strength steel product for high heat input welding, having excellent toughness in heat-affected zone |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4656417B2 (ja) * | 2006-01-18 | 2011-03-23 | 株式会社神戸製鋼所 | 低降伏比耐火鋼材 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60149722A (ja) * | 1984-01-14 | 1985-08-07 | Nippon Steel Corp | 溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
-
1989
- 1989-07-13 JP JP1180839A patent/JPH0757886B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60149722A (ja) * | 1984-01-14 | 1985-08-07 | Nippon Steel Corp | 溶接部低温靭性の優れたＣｕ添加鋼の製造法 |
Cited By (12)
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| US6686061B2 (en) | 2000-11-17 | 2004-02-03 | Posco | Steel plate having TiN+CuS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom |
| WO2002044436A1 (en) * | 2000-12-01 | 2002-06-06 | Posco | Steel plate to be precipitating tin+mns for welded structures, method for manufacturing the same and welding fabric using the same |
| US6946038B2 (en) | 2000-12-01 | 2005-09-20 | Posco | Steel plate having Tin+MnS precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure |
| WO2002048417A1 (en) * | 2000-12-14 | 2002-06-20 | Posco | STEEL PLATE TO BE PRECIPITATING TiN + ZrN FOR WELDED STRUCTURES, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME AND WELDING FABRIC USING THE SAME |
| US6966955B2 (en) | 2000-12-14 | 2005-11-22 | Posco | Steel plate having TiN+ZrN precipitates for welded structures, method for manufacturing same and welded structure made therefrom |
| JP2004360074A (ja) * | 2004-08-06 | 2004-12-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 超大入熱溶接特性に優れた鋼材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0757886B2 (ja) | 1995-06-21 |
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