JPH05105983A - 溶接部の靱性の優れた溶接構造用鋼の製造方法 - Google Patents
溶接部の靱性の優れた溶接構造用鋼の製造方法Info
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- JPH05105983A JPH05105983A JP26778791A JP26778791A JPH05105983A JP H05105983 A JPH05105983 A JP H05105983A JP 26778791 A JP26778791 A JP 26778791A JP 26778791 A JP26778791 A JP 26778791A JP H05105983 A JPH05105983 A JP H05105983A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 溶接部の靱性の優れた溶接構造用鋼を製造す
る。 【構成】 C:0.02〜0.20％、 Si:0.05〜0.80％、 Mn:0.
50〜2.00％、Al: 0.010％以下、Ti:0.005〜0.030 ％、Z
r:0.001〜0.030 ％を含有し、残部Feおよび不可避的不
純物からなる溶鋼をSi、Mn等で１次脱酸したのち、下記
式を満足する真空度Ｐの減圧下で脱ガスおよび成分調整
を行うときに、溶鋼中の溶存酸素量が10〜50ppm となる
ようにZrで２次脱酸を行い、その後、Tiを添加し、鋳造
する。Ｐ≧７６０Ｋ〔Ｃ％〕〔Ｏ％〕MIN (Torr) ただ
し、Ｋ：1600℃におけるC-O平衡定数で102.62、〔Ｃ
％〕：目標 C量、〔Ｏ％〕MIN ：必要溶存 O量の下限値
で0.001 ％。
る。 【構成】 C:0.02〜0.20％、 Si:0.05〜0.80％、 Mn:0.
50〜2.00％、Al: 0.010％以下、Ti:0.005〜0.030 ％、Z
r:0.001〜0.030 ％を含有し、残部Feおよび不可避的不
純物からなる溶鋼をSi、Mn等で１次脱酸したのち、下記
式を満足する真空度Ｐの減圧下で脱ガスおよび成分調整
を行うときに、溶鋼中の溶存酸素量が10〜50ppm となる
ようにZrで２次脱酸を行い、その後、Tiを添加し、鋳造
する。Ｐ≧７６０Ｋ〔Ｃ％〕〔Ｏ％〕MIN (Torr) ただ
し、Ｋ：1600℃におけるC-O平衡定数で102.62、〔Ｃ
％〕：目標 C量、〔Ｏ％〕MIN ：必要溶存 O量の下限値
で0.001 ％。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、船舶、海洋構造物、中
高層ビル、貯槽等に使用される溶接部の靱性の優れた溶
接構造用鋼の製造方法に関するものである。
高層ビル、貯槽等に使用される溶接部の靱性の優れた溶
接構造用鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】船舶、海洋構造物、中高層ビル、貯槽等
の大型構造物の建造においては、溶接施工能率の向上の
ために大入熱のサブマージアーク溶接、エレガス溶接、
エレスラ溶接等の採用されることが多い。しかし、一般
に溶接継手部の靱性は溶接入熱量の増大につれて劣化す
る傾向にあるので、この面から入熱量が制限されている
のが実情である。
の大型構造物の建造においては、溶接施工能率の向上の
ために大入熱のサブマージアーク溶接、エレガス溶接、
エレスラ溶接等の採用されることが多い。しかし、一般
に溶接継手部の靱性は溶接入熱量の増大につれて劣化す
る傾向にあるので、この面から入熱量が制限されている
のが実情である。
【０００３】この問題の解決のめに、これまで多くの研
究がなされた結果、鋼中に微細な窒化物あるいは酸化物
を分散させることによって、溶接後の冷却過程において
これらを核として微細フェライトを生成させ、溶接熱影
響部の組織を微細化することによって、靱性の劣化が防
止できるという知見が得られている。
究がなされた結果、鋼中に微細な窒化物あるいは酸化物
を分散させることによって、溶接後の冷却過程において
これらを核として微細フェライトを生成させ、溶接熱影
響部の組織を微細化することによって、靱性の劣化が防
止できるという知見が得られている。
【０００４】具体例を示すと、鉄と鋼 Vol.61 No.11 P1
5 ではTiの窒化物に関する研究成果が、また、特開昭61
-79745号ではTiの酸化物に関する研究成果が公表されて
いる。ただし、Tiの窒化物に関しては、特開昭61-79745
号でも述べられているように、溶接部のうち最高到達温
度が1350℃を超える部分では一部固溶してしまうので、
靱性劣化防止効果が低下してしまうという問題がある。
5 ではTiの窒化物に関する研究成果が、また、特開昭61
-79745号ではTiの酸化物に関する研究成果が公表されて
いる。ただし、Tiの窒化物に関しては、特開昭61-79745
号でも述べられているように、溶接部のうち最高到達温
度が1350℃を超える部分では一部固溶してしまうので、
靱性劣化防止効果が低下してしまうという問題がある。
【０００５】一方、Tiの酸化物に関しては、1350℃を超
えてもほとんど固溶することなく、優れた靱性劣化防止
効果があるとされている。しかし、Tiの酸化物を利用し
た鋼においても、入熱量100kJ/mmのエレスラ溶接等極め
て過酷な条件の下では十分な靱性劣化防止効果を有する
とは言いがたく、より一層の研究がまたれているのが現
状である。
えてもほとんど固溶することなく、優れた靱性劣化防止
効果があるとされている。しかし、Tiの酸化物を利用し
た鋼においても、入熱量100kJ/mmのエレスラ溶接等極め
て過酷な条件の下では十分な靱性劣化防止効果を有する
とは言いがたく、より一層の研究がまたれているのが現
状である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】以上のような状況に鑑
み、本発明はTi酸化物分散鋼の溶製に際して、２次脱酸
で溶鋼中の溶存 O量を調整した後、Tiを添加することに
よって、Ti酸化物分散鋼の溶接継手靱性をさらに改善
し、例えば、入熱量100kJ/mmのエレスラ溶接等極めて過
酷な条件の下でも良好な溶接継手靱性を有する鋼の製造
方法を提示することを目的とする。
み、本発明はTi酸化物分散鋼の溶製に際して、２次脱酸
で溶鋼中の溶存 O量を調整した後、Tiを添加することに
よって、Ti酸化物分散鋼の溶接継手靱性をさらに改善
し、例えば、入熱量100kJ/mmのエレスラ溶接等極めて過
酷な条件の下でも良好な溶接継手靱性を有する鋼の製造
方法を提示することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記の課題を
解決するために、Zrによる２次脱酸で溶鋼中の溶存 O量
を調整した後、Tiを添加して、微細なTi酸化物を鋼中に
分散させることによって、例えば、入熱量100kJ/mmのエ
レスラ溶接等極めて過酷な条件の下でも良好な溶接継手
靱性を有する鋼の製造が可能であるという知見を得て完
成されたもので、第１発明は、 C:0.02 〜0.20％、 Si:
0.05〜0.80％、 Mn:0.50〜2.00％、Al:0.010 ％以下、T
i:0.005〜0.030 ％、Zr:0.001〜0.030 ％を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製するに際
し、溶鋼をSi、Mn等で１次脱酸したのち、下記式を満足
する真空度Ｐの減圧下で脱ガスおよび成分調整を行うと
きに、溶鋼中の溶存 O量が10〜50ppm となるようにZrで
２次脱酸を行い、その後、Tiを添加し、鋳造する溶接部
の靱性の優れた溶接構造用鋼の製造方法である。 Ｐ≧７６０Ｋ〔Ｃ％〕〔Ｏ％〕MIN (Torr) ただし、Ｋ：1600℃におけるC-O 平衡定数で102.62 〔Ｃ％〕：目標 C量 〔Ｏ％〕MIN ：必要溶存 O量の下限値で0.001 ％
解決するために、Zrによる２次脱酸で溶鋼中の溶存 O量
を調整した後、Tiを添加して、微細なTi酸化物を鋼中に
分散させることによって、例えば、入熱量100kJ/mmのエ
レスラ溶接等極めて過酷な条件の下でも良好な溶接継手
靱性を有する鋼の製造が可能であるという知見を得て完
成されたもので、第１発明は、 C:0.02 〜0.20％、 Si:
0.05〜0.80％、 Mn:0.50〜2.00％、Al:0.010 ％以下、T
i:0.005〜0.030 ％、Zr:0.001〜0.030 ％を含有し、残
部Feおよび不可避的不純物からなる鋼を溶製するに際
し、溶鋼をSi、Mn等で１次脱酸したのち、下記式を満足
する真空度Ｐの減圧下で脱ガスおよび成分調整を行うと
きに、溶鋼中の溶存 O量が10〜50ppm となるようにZrで
２次脱酸を行い、その後、Tiを添加し、鋳造する溶接部
の靱性の優れた溶接構造用鋼の製造方法である。 Ｐ≧７６０Ｋ〔Ｃ％〕〔Ｏ％〕MIN (Torr) ただし、Ｋ：1600℃におけるC-O 平衡定数で102.62 〔Ｃ％〕：目標 C量 〔Ｏ％〕MIN ：必要溶存 O量の下限値で0.001 ％
【０００８】第２発明は、鋼の化学成分として、さらに
Cu:0.05〜1.00％、 Ni:0.05〜2.00％、 Cr:0.05〜1.00
％、 Mo:0.05〜1.00％、Nb:0.005〜0.100 ％、 V:0.005
〜0.100 ％、B:0.0003〜0.0030％の内から選んだ１種ま
たは２種以上を含有する請求項１記載の溶接部の靱性の
優れた溶接構造用鋼の製造方法である。
Cu:0.05〜1.00％、 Ni:0.05〜2.00％、 Cr:0.05〜1.00
％、 Mo:0.05〜1.00％、Nb:0.005〜0.100 ％、 V:0.005
〜0.100 ％、B:0.0003〜0.0030％の内から選んだ１種ま
たは２種以上を含有する請求項１記載の溶接部の靱性の
優れた溶接構造用鋼の製造方法である。
【０００９】
【作用】以下、本発明について発明者の研究結果等に基
づいて詳述することにする。本発明者は、従来のTi酸化
物分散鋼の析出物の粒度分布を調査した。その結果を図
１に示す。なお、調査した鋼の化学成分は 0.09C-0.15S
i-1.50Mn-0.013Nb-0.014Tiである。
づいて詳述することにする。本発明者は、従来のTi酸化
物分散鋼の析出物の粒度分布を調査した。その結果を図
１に示す。なお、調査した鋼の化学成分は 0.09C-0.15S
i-1.50Mn-0.013Nb-0.014Tiである。
【００１０】同図からわかるように、析出物は直径20μ
m 以下のものが主体であるが、一部80〜180 μm の粗大
な析出物も存在する。これらの析出物の組成を同定した
結果、直径20μm 以下のものは微量のSi、Mn、Alを含有
するTiの酸化物であるのに対し、直径80〜180 μm のも
のは、微量のMnを含有するSi酸化物であることが判明し
た。
m 以下のものが主体であるが、一部80〜180 μm の粗大
な析出物も存在する。これらの析出物の組成を同定した
結果、直径20μm 以下のものは微量のSi、Mn、Alを含有
するTiの酸化物であるのに対し、直径80〜180 μm のも
のは、微量のMnを含有するSi酸化物であることが判明し
た。
【００１１】Si酸化物については、Ti酸化物のような溶
接後の空冷過程におけるフェライトの析出核としての機
能は報告されておらず、したがって、Si酸化物は溶接継
手靱性の改善に対して寄与することはないと考えられ
る。むしろ、Si酸化物は破壊の起点としての作用が考え
られ、Ti酸化物分散鋼の溶接継手靱性を阻害しているこ
とが推察される。
接後の空冷過程におけるフェライトの析出核としての機
能は報告されておらず、したがって、Si酸化物は溶接継
手靱性の改善に対して寄与することはないと考えられ
る。むしろ、Si酸化物は破壊の起点としての作用が考え
られ、Ti酸化物分散鋼の溶接継手靱性を阻害しているこ
とが推察される。
【００１２】粗大なSi酸化物の生成機構は明確ではない
が、従来のTi酸化物分散鋼を溶製する際に生じた１次脱
酸生成物が鋼中に残存したものと推察される。すなわ
ち、従来のTi酸化物分散鋼の溶製過程は概略つぎの２過
程に分けられる。 Si、Mnによる１次脱酸 Ti添加
が、従来のTi酸化物分散鋼を溶製する際に生じた１次脱
酸生成物が鋼中に残存したものと推察される。すなわ
ち、従来のTi酸化物分散鋼の溶製過程は概略つぎの２過
程に分けられる。 Si、Mnによる１次脱酸 Ti添加
【００１３】主に、Si酸化物からなる１次脱酸生成物の
大部分は浮上するかまたはTiにより還元され、最終的に
は鋼中の酸化物はほとんどTi酸化物となるが、Tiの還元
能力（ Oとの親和力）は必ずしも十分でなく、一部の１
次脱酸生成物は鋼中に残存するものと考えられる。
大部分は浮上するかまたはTiにより還元され、最終的に
は鋼中の酸化物はほとんどTi酸化物となるが、Tiの還元
能力（ Oとの親和力）は必ずしも十分でなく、一部の１
次脱酸生成物は鋼中に残存するものと考えられる。
【００１４】以上の検討結果から、１次脱酸生成物の残
存を防止することにより微細なTi酸化物を鋼中に分散さ
せることが可能であることが明らかである。
存を防止することにより微細なTi酸化物を鋼中に分散さ
せることが可能であることが明らかである。
【００１５】発明者は、１次脱酸生成物の残存防止法と
して、１次脱酸後Ti添加前に、Tiよりも Oとの親和力の
強い元素により２次脱酸を行い、粗大なSi酸化物を完全
に還元してしまう方法を見出した。２次脱酸元素として
は、Ca、Ce、Zr等が考えられるが、ここで注意を要する
のは、２次脱酸後のTi添加によりTi酸化物を生成させる
ために２次脱酸後においても所定の量の溶存 Oを確保す
る必要のある点である。
して、１次脱酸後Ti添加前に、Tiよりも Oとの親和力の
強い元素により２次脱酸を行い、粗大なSi酸化物を完全
に還元してしまう方法を見出した。２次脱酸元素として
は、Ca、Ce、Zr等が考えられるが、ここで注意を要する
のは、２次脱酸後のTi添加によりTi酸化物を生成させる
ために２次脱酸後においても所定の量の溶存 Oを確保す
る必要のある点である。
【００１６】そこで、発明者は１次脱酸後、２次脱酸後
の溶存 O量を変化させるために、溶鋼にZrを 0.005〜0.
015 ％添加して２次脱酸を行った後、Tiを添加した0.09
C-0.15Si-1.50Mn-0.013Nb-0.014Ti-0.005 〜0.015 Zr鋼
についてTi酸化物の個数、直径および溶接継手靱性を調
べた。その結果を図２に示す。なお、溶接継手靱性は溶
接熱サイクルを付与して調べた。溶接熱サイクル条件
は、1450℃×5 秒加熱で、 800から500 ℃までの冷却時
間は 160秒である。
の溶存 O量を変化させるために、溶鋼にZrを 0.005〜0.
015 ％添加して２次脱酸を行った後、Tiを添加した0.09
C-0.15Si-1.50Mn-0.013Nb-0.014Ti-0.005 〜0.015 Zr鋼
についてTi酸化物の個数、直径および溶接継手靱性を調
べた。その結果を図２に示す。なお、溶接継手靱性は溶
接熱サイクルを付与して調べた。溶接熱サイクル条件
は、1450℃×5 秒加熱で、 800から500 ℃までの冷却時
間は 160秒である。
【００１７】図２はTi酸化物の個数、直径および溶接継
手靱性に及ぼすTi添加前の溶存 O量の影響を示してお
り、同図から明らかなように、溶存 O量が10ppm 未満で
はTi酸化物の個数が減少し溶接継手靱性が劣化する。ま
た、溶存 O量が50ppm を超えるとTi酸化物の直径が増大
し、同じく溶接継手靱性が劣化する。すなわち、良好な
溶接継手靱性を得るためには、Ti添加前の溶存 O量を10
〜50ppm とする必要がある。
手靱性に及ぼすTi添加前の溶存 O量の影響を示してお
り、同図から明らかなように、溶存 O量が10ppm 未満で
はTi酸化物の個数が減少し溶接継手靱性が劣化する。ま
た、溶存 O量が50ppm を超えるとTi酸化物の直径が増大
し、同じく溶接継手靱性が劣化する。すなわち、良好な
溶接継手靱性を得るためには、Ti添加前の溶存 O量を10
〜50ppm とする必要がある。
【００１８】つぎに、溶存 O量を制御する観点からCa、
Ce、Zrの Oとの溶解度積を調査した。その結果を図３〜
図５に示す。これらの図からわかるように、Ca（図３）
およびCe（図４）は平衡する O濃度が極端に低く、Ti添
加前の２次脱酸後の溶存 O量を10〜50ppm に制御するこ
とは事実上不可能である。一方、Zr（図５）は平衡する
O量が比較的高く、２次脱酸元素として使用可能であ
る。
Ce、Zrの Oとの溶解度積を調査した。その結果を図３〜
図５に示す。これらの図からわかるように、Ca（図３）
およびCe（図４）は平衡する O濃度が極端に低く、Ti添
加前の２次脱酸後の溶存 O量を10〜50ppm に制御するこ
とは事実上不可能である。一方、Zr（図５）は平衡する
O量が比較的高く、２次脱酸元素として使用可能であ
る。
【００１９】図６はZrによる２次脱酸の有無による析出
物の粒度分布の変化を示しており、同図からわかるよう
に、Zrによる２次脱酸により粗大な析出物の生成は防止
されている。なお、鋼の成分は、２次脱酸有りは0.09C-
0.15Si-1.50Mn-0.013Nb-0.014Ti-0.007Zr であり、２次
脱酸無しは0.09C-0.15Si-1.50Mn-0.013Nb-0.014Ti であ
る。
物の粒度分布の変化を示しており、同図からわかるよう
に、Zrによる２次脱酸により粗大な析出物の生成は防止
されている。なお、鋼の成分は、２次脱酸有りは0.09C-
0.15Si-1.50Mn-0.013Nb-0.014Ti-0.007Zr であり、２次
脱酸無しは0.09C-0.15Si-1.50Mn-0.013Nb-0.014Ti であ
る。
【００２０】また、上記２次脱酸有り無しの鋼に溶接熱
サイクルを付与して、溶接継手靱性を調べた。その結果
を図７に示す。なお、溶接熱サイクル条件は、1450℃×
5 秒加熱で、 800から500 ℃までの冷却時間は 160秒で
ある。
サイクルを付与して、溶接継手靱性を調べた。その結果
を図７に示す。なお、溶接熱サイクル条件は、1450℃×
5 秒加熱で、 800から500 ℃までの冷却時間は 160秒で
ある。
【００２１】図７は溶接継手靱性に及ぼすZrによる２次
脱酸の影響を示したものであり、同図からわかるよう
に、Zrによる２次脱酸によって溶接継手靱性は大幅に改
善される。
脱酸の影響を示したものであり、同図からわかるよう
に、Zrによる２次脱酸によって溶接継手靱性は大幅に改
善される。
【００２２】以上の調査結果から、１次脱酸のあとTiを
添加する前に、Zrによる２次脱酸を行い、粗大な１次脱
酸生成物をZrにより完全に還元することにより溶接継手
靱性を改善することができる。また、この２次脱酸後の
溶存 O量を10〜50ppm に制御することにより、微細なTi
酸化物を多数生成させ溶接継手靱性を改善することが可
能である。しかし、２次脱酸後の溶存 O量を安定して10
〜50ppm に制御することは至難の業である。そこで、本
発明者は、溶存 O量の安定化の方法について研究を重
ね、以下の知見を得るに到った。
添加する前に、Zrによる２次脱酸を行い、粗大な１次脱
酸生成物をZrにより完全に還元することにより溶接継手
靱性を改善することができる。また、この２次脱酸後の
溶存 O量を10〜50ppm に制御することにより、微細なTi
酸化物を多数生成させ溶接継手靱性を改善することが可
能である。しかし、２次脱酸後の溶存 O量を安定して10
〜50ppm に制御することは至難の業である。そこで、本
発明者は、溶存 O量の安定化の方法について研究を重
ね、以下の知見を得るに到った。
【００２３】通常２次脱酸は、脱ガス処理を兼ねて減圧
下において行うが、減圧下における溶存 O量は図８に示
すように、 C量および真空度によって大きく左右され
る。つまり、従来行われているように、常に一定の真空
度で操業する場合には、溶製する鋼種の C量によって溶
存 O量は大きく変動することになる。
下において行うが、減圧下における溶存 O量は図８に示
すように、 C量および真空度によって大きく左右され
る。つまり、従来行われているように、常に一定の真空
度で操業する場合には、溶製する鋼種の C量によって溶
存 O量は大きく変動することになる。
【００２４】したがって、溶存 O量を適正量に制御する
ためには、目標とする C量に応じて真空度を調整する必
要がある。先に述べたように、十分な個数のTi酸化物を
生成させるための必要溶存 O量の下限値は10ppm であ
り、これを確保するには、図８中に示す平衡式から、真
空度Ｐは次式を満足する必要がある。 Ｐ≧７６０Ｋ〔Ｃ％〕〔Ｏ％〕MIN (Torr) ただし、Ｋ：1600℃におけるC-O 平衡定数で102.62 〔Ｃ％〕：目標 C量 〔Ｏ％〕MIN ：必要溶存 O量の下限値で0.001 ％
ためには、目標とする C量に応じて真空度を調整する必
要がある。先に述べたように、十分な個数のTi酸化物を
生成させるための必要溶存 O量の下限値は10ppm であ
り、これを確保するには、図８中に示す平衡式から、真
空度Ｐは次式を満足する必要がある。 Ｐ≧７６０Ｋ〔Ｃ％〕〔Ｏ％〕MIN (Torr) ただし、Ｋ：1600℃におけるC-O 平衡定数で102.62 〔Ｃ％〕：目標 C量 〔Ｏ％〕MIN ：必要溶存 O量の下限値で0.001 ％
【００２５】すなわち、２次脱酸時に真空度Ｐを上式を
満足するように調整する理由は、COの生成による溶存 O
量の減少を抑え、十分なTi酸化物を生成させるに必要な
溶存O量の下限値10ppm を確保するためである。
満足するように調整する理由は、COの生成による溶存 O
量の減少を抑え、十分なTi酸化物を生成させるに必要な
溶存O量の下限値10ppm を確保するためである。
【００２６】つぎに、化学成分の限定理由について説明
する。C は、強度確保のために0.02％以上の添加が必要
であるが、0.20％を超えて添加すると溶接性を損なうの
で、添加量は0.02〜0.20％の範囲とする。
する。C は、強度確保のために0.02％以上の添加が必要
であるが、0.20％を超えて添加すると溶接性を損なうの
で、添加量は0.02〜0.20％の範囲とする。
【００２７】Siは、１次脱酸および強度確保のために0.
05％以上の添加が必要であるが、0.80％を超えて添加す
ると靱性が劣化するので、添加量は0.05〜0.80％の範囲
とする。
05％以上の添加が必要であるが、0.80％を超えて添加す
ると靱性が劣化するので、添加量は0.05〜0.80％の範囲
とする。
【００２８】Mnは、強度確保のために0.50％以上の添加
が必要であるが、2.00％を超えて添加すると溶接性を損
なうので、添加量は0.50〜2.00％の範囲とする。
が必要であるが、2.00％を超えて添加すると溶接性を損
なうので、添加量は0.50〜2.00％の範囲とする。
【００２９】Alは、溶鋼中の溶存 Oを確保しTi酸化物を
生成させるために実質的に無添加とし、範囲としては0.
010 ％以下に限定する。
生成させるために実質的に無添加とし、範囲としては0.
010 ％以下に限定する。
【００３０】Tiは、Ti酸化物を形成し溶接後の空冷過程
において微細なフェライトの生成核として作用すること
により溶接部の細粒化を図り、溶接継手を改善するため
に0.005 ％以上の添加が必要であるが、0.030 ％を超え
て過度に添加するとTi酸化物が粗大化し、上記の効果が
消失するのみならず、逆に破壊の起点となり母材および
溶接継手部の靱性を害するので、添加量は 0.005〜0.03
0 ％の範囲とする。
において微細なフェライトの生成核として作用すること
により溶接部の細粒化を図り、溶接継手を改善するため
に0.005 ％以上の添加が必要であるが、0.030 ％を超え
て過度に添加するとTi酸化物が粗大化し、上記の効果が
消失するのみならず、逆に破壊の起点となり母材および
溶接継手部の靱性を害するので、添加量は 0.005〜0.03
0 ％の範囲とする。
【００３１】Zrは、先に述べたように、２次脱酸元素と
して粗大な１次脱酸生成物を還元し、溶接継手靱性の改
善を図るために0.001 ％以上の添加が必要であるが、0.
030％を超えて過度に添加すると粗大な酸化物を形成
し、母材および溶接継手部の靱性を害するので、添加量
は 0.001〜0.030 ％の範囲とする。
して粗大な１次脱酸生成物を還元し、溶接継手靱性の改
善を図るために0.001 ％以上の添加が必要であるが、0.
030％を超えて過度に添加すると粗大な酸化物を形成
し、母材および溶接継手部の靱性を害するので、添加量
は 0.001〜0.030 ％の範囲とする。
【００３２】Cuは、0.05％以上の添加により高強度化に
有効であるが、過多に添加すると溶接性を損なうととも
に熱間割れの問題も生じるので、添加量は0.05〜1.00％
の範囲とする。
有効であるが、過多に添加すると溶接性を損なうととも
に熱間割れの問題も生じるので、添加量は0.05〜1.00％
の範囲とする。
【００３３】Niは、0.05％以上の添加により強度と靱性
を同時に高める効果があるが、過度に添加すると効果が
飽和し、製造コストも大幅に上昇するので、添加量は0.
05〜2.00％の範囲とする。
を同時に高める効果があるが、過度に添加すると効果が
飽和し、製造コストも大幅に上昇するので、添加量は0.
05〜2.00％の範囲とする。
【００３４】Crは、0.05％以上の添加により強度上昇の
効果があるが、1.00％を超えて添加すると溶接性を損な
うので、添加量は0.05〜1.00％の範囲とする。
効果があるが、1.00％を超えて添加すると溶接性を損な
うので、添加量は0.05〜1.00％の範囲とする。
【００３５】Moは、0.05％以上の添加により強度上昇に
有効であるが、1.00％を超えて過度に添加すると溶接性
を損なうので、添加量は0.05〜1.00％の範囲とする。
有効であるが、1.00％を超えて過度に添加すると溶接性
を損なうので、添加量は0.05〜1.00％の範囲とする。
【００３６】Nbは、0.005 ％以上の添加により強度上昇
に有効であるが、0.100 ％を超えて過度に添加すると溶
接性を損なうので添加量は 0.005〜0.100 ％の範囲とす
る。
に有効であるが、0.100 ％を超えて過度に添加すると溶
接性を損なうので添加量は 0.005〜0.100 ％の範囲とす
る。
【００３７】V は、0.005 ％以上の添加で強度上昇に有
効であるが、0.100 ％を超えて過度に添加すると溶接性
を損なうので、添加量は 0.005〜0.100 ％の範囲とす
る。
効であるが、0.100 ％を超えて過度に添加すると溶接性
を損なうので、添加量は 0.005〜0.100 ％の範囲とす
る。
【００３８】B は、0.0003％以上の添加により強度上昇
に有効であるとともに、溶接部の靱性改善に有効である
が、0.0030％を超えて過度に添加しても効果が飽和する
ので、添加量は0.0003〜0.0030％の範囲とする。
に有効であるとともに、溶接部の靱性改善に有効である
が、0.0030％を超えて過度に添加しても効果が飽和する
ので、添加量は0.0003〜0.0030％の範囲とする。
【００３９】
【実施例】以下に、実施例を挙げて本発明を説明する
が、本発明はこれら実施例によって何ら限定されるもの
ではない。本発明法および比較例の供試鋼の溶製条件を
表１に示す。これらの供試鋼を板厚50mmの鋼板に圧延
し、この鋼板から試験片を採取し、エレスラ溶接継手部
のシャルピ衝撃試験を行った。その結果を溶製条件とと
もに表１に併記する。なお、溶接入熱量は 100kJ/mm で
ある。
が、本発明はこれら実施例によって何ら限定されるもの
ではない。本発明法および比較例の供試鋼の溶製条件を
表１に示す。これらの供試鋼を板厚50mmの鋼板に圧延
し、この鋼板から試験片を採取し、エレスラ溶接継手部
のシャルピ衝撃試験を行った。その結果を溶製条件とと
もに表１に併記する。なお、溶接入熱量は 100kJ/mm で
ある。
【００４０】
【表１】
【００４１】表１に示すように、No.1〜4 は本発明法に
よる鋼であり、いずれもエレスラ溶接継手ボンド部のシ
ャルピ吸収エネルギ（vE-40)は100J以上であり極めて優
れた靱性を示している。
よる鋼であり、いずれもエレスラ溶接継手ボンド部のシ
ャルピ吸収エネルギ（vE-40)は100J以上であり極めて優
れた靱性を示している。
【００４２】これに対して、比較例のZrによる２次脱酸
を行っていない鋼No.5、6 、２次脱酸時の真空度が適正
範囲をはずれているために、Ti添加前の溶存 O量が低す
ぎる鋼No.7および脱酸不足のためTi添加前の溶存 O量が
高すぎる鋼8 はいずれも溶接継手靱性改善に必要な十分
な微細なTi酸化物が得られず、vE-40 は50J 以下であ
り、本発明鋼に比べて溶接継手部の靱性が劣っている。
を行っていない鋼No.5、6 、２次脱酸時の真空度が適正
範囲をはずれているために、Ti添加前の溶存 O量が低す
ぎる鋼No.7および脱酸不足のためTi添加前の溶存 O量が
高すぎる鋼8 はいずれも溶接継手靱性改善に必要な十分
な微細なTi酸化物が得られず、vE-40 は50J 以下であ
り、本発明鋼に比べて溶接継手部の靱性が劣っている。
【００４３】
【発明の効果】以上説明したように本発明は鋼溶製時
に、溶鋼を１次脱酸し成分調整した後、Zrで２次脱酸し
溶鋼中の溶存 O量を制御し、その後、Tiを添加して鋼中
に微細なTi酸化物を生成させるもので、このTi酸化物が
溶接後の冷却過程において、これを核として微細フェラ
イトを生成させ、溶接熱影響部の組織を微細化すること
によって、溶接継手靱性の改善に大きく作用する。した
がって、本発明は、エレスラ溶接等の大入熱溶接継手部
の靱性が優れた鋼材の製造に大きな効果をもたらすもの
である。
に、溶鋼を１次脱酸し成分調整した後、Zrで２次脱酸し
溶鋼中の溶存 O量を制御し、その後、Tiを添加して鋼中
に微細なTi酸化物を生成させるもので、このTi酸化物が
溶接後の冷却過程において、これを核として微細フェラ
イトを生成させ、溶接熱影響部の組織を微細化すること
によって、溶接継手靱性の改善に大きく作用する。した
がって、本発明は、エレスラ溶接等の大入熱溶接継手部
の靱性が優れた鋼材の製造に大きな効果をもたらすもの
である。
【図１】従来のTi酸化物分散鋼の析出物の粒度分布を示
す図である。
す図である。
【図２】Ti酸化物の個数、直径および溶接継手靱性に及
ぼすTi添加前の溶存 O量の影響を示す図である。
ぼすTi添加前の溶存 O量の影響を示す図である。
【図３】Caの溶解度積を示す図である。
【図４】Ceの溶解度積を示す図である。
【図５】Zrの溶解度積を示す図である。
【図６】Zrによる２次脱酸の有無による析出物の粒度分
布の変化を示す図である。
布の変化を示す図である。
【図７】溶接継手靱性に及ぼすZrによる２次脱酸の影響
を示す図である。
を示す図である。
【図８】1600℃におけるC-O 溶解度積に及ぼす真空度の
影響を示す図である。
影響を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】 C:0.02〜0.20％、 Si:0.05〜0.80％、 M
n:0.50〜2.00％、Al: 0.010 ％以下、Ti:0.005〜0.030
％、Zr:0.001〜0.030 ％を含有し、残部Feおよび不可避
的不純物からなる鋼を溶製するに際し、溶鋼をSi、Mn等
で１次脱酸したのち、下記式を満足する真空度Ｐの減圧
下で脱ガスおよび成分調整を行うときに、溶鋼中の溶存
O量が10〜50ppm となるようにZrで２次脱酸を行い、そ
の後、Tiを添加し、鋳造することを特徴とする溶接部の
靱性の優れた溶接構造用鋼の製造方法。 Ｐ≧７６０Ｋ〔Ｃ％〕〔Ｏ％〕MIN (Torr) ただし、Ｋ：1600℃におけるC-O 平衡定数で102.62 〔Ｃ％〕：目標 C量 〔Ｏ％〕MIN ：必要溶存 O量の下限値で0.001 ％ - 【請求項２】 鋼の化学成分として、さらに Cu:0.05〜
1.00％、 Ni:0.05〜2.00％、 Cr:0.05〜1.00％、 Mo:0.
05〜1.00％、Nb:0.005〜0.100 ％、 V:0.005〜0.100
％、B:0.0003〜0.0030％の内から選んだ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記載の溶接部
の靱性の優れた溶接構造用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26778791A JPH05105983A (ja) | 1991-10-16 | 1991-10-16 | 溶接部の靱性の優れた溶接構造用鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26778791A JPH05105983A (ja) | 1991-10-16 | 1991-10-16 | 溶接部の靱性の優れた溶接構造用鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05105983A true JPH05105983A (ja) | 1993-04-27 |
Family
ID=17449586
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26778791A Pending JPH05105983A (ja) | 1991-10-16 | 1991-10-16 | 溶接部の靱性の優れた溶接構造用鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05105983A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011136724A1 (en) * | 2010-04-26 | 2011-11-03 | Keiji Nakajima | Ferritic stainless steel, with high and stable grain refining potency, and its production method. |
| JP2019023322A (ja) * | 2017-07-21 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
| JP2019023323A (ja) * | 2017-07-21 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
| JP2019023324A (ja) * | 2017-07-21 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
-
1991
- 1991-10-16 JP JP26778791A patent/JPH05105983A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011136724A1 (en) * | 2010-04-26 | 2011-11-03 | Keiji Nakajima | Ferritic stainless steel, with high and stable grain refining potency, and its production method. |
| JP2019023322A (ja) * | 2017-07-21 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
| JP2019023323A (ja) * | 2017-07-21 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
| JP2019023324A (ja) * | 2017-07-21 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
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