JPH05287374A - 溶接熱影響部の低温靱性の優れた鋼の製造法 - Google Patents
溶接熱影響部の低温靱性の優れた鋼の製造法Info
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- JPH05287374A JPH05287374A JP8240492A JP8240492A JPH05287374A JP H05287374 A JPH05287374 A JP H05287374A JP 8240492 A JP8240492 A JP 8240492A JP 8240492 A JP8240492 A JP 8240492A JP H05287374 A JPH05287374 A JP H05287374A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は小入熱溶接から中入熱溶接に至るま
で溶接熱影響部の低温靭性が優れた高張力鋼板に関す
る。 【構成】 重量％でＣａを０．０００１〜０．００４０
％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Ａｌを添加しない組成の鋼を連続鋳造法によって
スラブとし、該スラブを１０００〜１２５０℃の温度領
域で再加熱後、熱間加工を施すことを特徴とする溶接熱
影響部の低温靭性の優れた製造法。
で溶接熱影響部の低温靭性が優れた高張力鋼板に関す
る。 【構成】 重量％でＣａを０．０００１〜０．００４０
％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Ａｌを添加しない組成の鋼を連続鋳造法によって
スラブとし、該スラブを１０００〜１２５０℃の温度領
域で再加熱後、熱間加工を施すことを特徴とする溶接熱
影響部の低温靭性の優れた製造法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は小入熱溶接から中入熱溶
接に至るまで溶接熱影響部（以後ＨＡＺ）の低温靭性が
優れた高張力鋼板に関する。また、この鋼は圧力容器、
造船、橋梁、建築、ラインパイプなど溶接鋼構造物に用
いることが出来る。
接に至るまで溶接熱影響部（以後ＨＡＺ）の低温靭性が
優れた高張力鋼板に関する。また、この鋼は圧力容器、
造船、橋梁、建築、ラインパイプなど溶接鋼構造物に用
いることが出来る。
【０００２】
【従来の技術】低合金のＨＡＺ靭性は、（１）結晶粒の
サイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ+）、上
部ベイナイト（Ｂｕ）等の硬化相の分散状態、（３）粒
界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金
的要因に支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒のサイズ
は低温靭性に大きな影響を与えることが知られており、
ＨＡＺ組織を微細かするために多くの技術が開発され実
用化されている。ＴｉＮ等高温でも比較的安定な窒化物
を鋼中に微細に分散させ、これによってＨＡＺのオース
テナイト（γ）粒の粗大化を抑制する技術は、とくに有
名である。さらに、Ｔｉ酸化物とＴｉＮを微細分散させ
た鋼（特開昭６２−４２７６９号）が知られている。こ
の鋼では、溶接後の冷却過程でγ粒内のＴｉ酸化物より
フェライトを発生させてミクロ組織を微細化させて靭性
を向上させている。
サイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ+）、上
部ベイナイト（Ｂｕ）等の硬化相の分散状態、（３）粒
界脆化の有無、（４）元素のミクロ偏析など種々の冶金
的要因に支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒のサイズ
は低温靭性に大きな影響を与えることが知られており、
ＨＡＺ組織を微細かするために多くの技術が開発され実
用化されている。ＴｉＮ等高温でも比較的安定な窒化物
を鋼中に微細に分散させ、これによってＨＡＺのオース
テナイト（γ）粒の粗大化を抑制する技術は、とくに有
名である。さらに、Ｔｉ酸化物とＴｉＮを微細分散させ
た鋼（特開昭６２−４２７６９号）が知られている。こ
の鋼では、溶接後の冷却過程でγ粒内のＴｉ酸化物より
フェライトを発生させてミクロ組織を微細化させて靭性
を向上させている。
【０００３】しかしＨＡＺが１４００℃以上に加熱され
た溶融線近傍のごく狭い領域では溶接熱によりＴｉ酸化
物は溶解しないが、ＴｉＮは溶解し、その後の溶解熱で
ＴｉＣとして生成するため、靭性の劣化が生ずる。Ｔｉ
Ｃのような局部的な脆化領域が存在した場合、その悪影
響はシャルビー試験では極めて小さいが、ＣＴＯＤ試験
で大きな差がみられる。従って、この鋼の多パス溶接部
のＣＴＯＤ特性は鋼の成分系にもよるが−１０〜−３０
℃程度でＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ程度を満足させるこ
とが限界であった。このように現在のところ小入熱から
中入熱溶接に於て、−４０℃以下の良好なＣＴＯＤを満
足できる鋼の製造技術は存在せず、新知見に基づいた新
しい鋼の開発が強く望まれていた。
た溶融線近傍のごく狭い領域では溶接熱によりＴｉ酸化
物は溶解しないが、ＴｉＮは溶解し、その後の溶解熱で
ＴｉＣとして生成するため、靭性の劣化が生ずる。Ｔｉ
Ｃのような局部的な脆化領域が存在した場合、その悪影
響はシャルビー試験では極めて小さいが、ＣＴＯＤ試験
で大きな差がみられる。従って、この鋼の多パス溶接部
のＣＴＯＤ特性は鋼の成分系にもよるが−１０〜−３０
℃程度でＣＴＯＤ値が０．２５ｍｍ程度を満足させるこ
とが限界であった。このように現在のところ小入熱から
中入熱溶接に於て、−４０℃以下の良好なＣＴＯＤを満
足できる鋼の製造技術は存在せず、新知見に基づいた新
しい鋼の開発が強く望まれていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は小入熱溶接お
よび中入熱溶接においてＨＡＺ靭性の極めて優れた鋼を
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、溶接時に溶融線近傍においてもＨＡＺ組織が微
細化し、ＨＡＺの全域で優れた低温靭性を示す。
よび中入熱溶接においてＨＡＺ靭性の極めて優れた鋼を
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、溶接時に溶融線近傍においてもＨＡＺ組織が微
細化し、ＨＡＺの全域で優れた低温靭性を示す。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明はＣａ酸化物およ
びＣａオキシサルファイドによりＨＡＺ全量域で低温靭
性の優れた鋼を製造することを目的とした発明である。
本発明者らがＣａ添加による熱影響部の低温靭性（ＣＴ
ＯＤ特性）と酸化物およびオキシサルファイドとによる
組織生成の関係を詳しく検討した結果、次の事を見いだ
した。 γ−α変態時にγ粒内に存在するＣａ酸化物および
Ｃａオキシサルファイドは、それを核としてアシキュラ
ーフェライト（ＡＦ）を生成させる。また、Ｔｉ添加鋼
と異なり窒化物を生成しない。 その結果、ＨＡＺ全域にわたって優れた低温靭性が
得られる。 Ｔｉ酸化物および他のＲＥＭと比較してＣａ酸化物
およびＣａオキシサルファイドは微細分布効果が高い。
びＣａオキシサルファイドによりＨＡＺ全量域で低温靭
性の優れた鋼を製造することを目的とした発明である。
本発明者らがＣａ添加による熱影響部の低温靭性（ＣＴ
ＯＤ特性）と酸化物およびオキシサルファイドとによる
組織生成の関係を詳しく検討した結果、次の事を見いだ
した。 γ−α変態時にγ粒内に存在するＣａ酸化物および
Ｃａオキシサルファイドは、それを核としてアシキュラ
ーフェライト（ＡＦ）を生成させる。また、Ｔｉ添加鋼
と異なり窒化物を生成しない。 その結果、ＨＡＺ全域にわたって優れた低温靭性が
得られる。 Ｔｉ酸化物および他のＲＥＭと比較してＣａ酸化物
およびＣａオキシサルファイドは微細分布効果が高い。
【０００６】つまり、Ｃａ酸化物およびＣａオキシサル
ファイドは良好なＡＦ核になり、ＨＡＺ組織を微細化し
優れた低温靭性が得られる。Ｃａ酸化物およびＣａオキ
シサルファイドはγ粒の粗大化学式抑制能力は小さい
が、γ−α変態時にγ内に存在するＣａ酸化物およびＣ
ａオキシサルファイドを核として、放射状に微細なＡＦ
が生成し、ＨＡＺ組織を著しく微細化する。Ｃａ酸化物
およびＣａオキシサルファイドは溶融線近傍の１４００
℃以上の加熱される領域（粗粒域）で安定であり、この
領域でも組織の微細化に効果を発揮する。また、Ｔｉ添
加によるＴｉＮのような１４００℃以上の温度で溶解し
ＴｉＣに代表される局部的な脆化領域を生成することは
Ｃａ添加では起こらない。このＣａ酸化物およびＣａオ
キシサルファイドによるＨＡＺ組織の微細化と局部脆化
領域の消失により、ＨＡＺ組織は全域にわたって微細化
し、極めて優れた低温靭性が得られる。
ファイドは良好なＡＦ核になり、ＨＡＺ組織を微細化し
優れた低温靭性が得られる。Ｃａ酸化物およびＣａオキ
シサルファイドはγ粒の粗大化学式抑制能力は小さい
が、γ−α変態時にγ内に存在するＣａ酸化物およびＣ
ａオキシサルファイドを核として、放射状に微細なＡＦ
が生成し、ＨＡＺ組織を著しく微細化する。Ｃａ酸化物
およびＣａオキシサルファイドは溶融線近傍の１４００
℃以上の加熱される領域（粗粒域）で安定であり、この
領域でも組織の微細化に効果を発揮する。また、Ｔｉ添
加によるＴｉＮのような１４００℃以上の温度で溶解し
ＴｉＣに代表される局部的な脆化領域を生成することは
Ｃａ添加では起こらない。このＣａ酸化物およびＣａオ
キシサルファイドによるＨＡＺ組織の微細化と局部脆化
領域の消失により、ＨＡＺ組織は全域にわたって微細化
し、極めて優れた低温靭性が得られる。
【０００７】よって、本発明の要旨とするところは、 １） 重量％で Ｃ：０．０１〜０．１５％ Si：０．５％以
下 Mn：０．５〜２．０％ Ｐ：０．０２５
％以下 Ｓ：０．００５％以下 Al：０．００７
％以下 Ca：０．０００１〜０．００４０％ Ｎ：０．００６
５％以下 Ｏ：０．００４０％以下 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Ａｌを添加しない組成の鋼を連続鋳造法によってス
ラブとし、該スラブを１０００〜１２５０℃の温度領域
で再加熱後、熱間加工を施すことを特徴とする溶接熱影
響部の低温靭性の優れた鋼の製造法。 ２） 重量％で Ｃ：０．０１〜０．１５％ Si：０．５％以
下 Mn：０．５〜２．０％ Ｐ：０．０２５
％以下 Ｓ：０．００５％以下 Al：０．００７
％以下 Ca：０．０００１〜０．００４０％ Ｎ：０．００６
５％以下 Ｏ：０．００４０％以下 さらに Nb：０．００５〜０．０４％ Ｖ：０．００５
〜０．１％ Ni：０．０５〜２．０％ Cu：０．０５〜
１．０％ Cr：０．０５〜１．０％ Mo：０．０５〜
０．４０％ Ｂ：０．０００３〜０．００２％ REM：０．００
０５〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる実質的にＡｌを添加しない組成の鋼を
連続鋳造法によってスラブとし、該スラブを１０００〜
１２５０℃の温度領域で再加熱後、熱間加工を施すこと
を特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製造
法。
下 Mn：０．５〜２．０％ Ｐ：０．０２５
％以下 Ｓ：０．００５％以下 Al：０．００７
％以下 Ca：０．０００１〜０．００４０％ Ｎ：０．００６
５％以下 Ｏ：０．００４０％以下 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Ａｌを添加しない組成の鋼を連続鋳造法によってス
ラブとし、該スラブを１０００〜１２５０℃の温度領域
で再加熱後、熱間加工を施すことを特徴とする溶接熱影
響部の低温靭性の優れた鋼の製造法。 ２） 重量％で Ｃ：０．０１〜０．１５％ Si：０．５％以
下 Mn：０．５〜２．０％ Ｐ：０．０２５
％以下 Ｓ：０．００５％以下 Al：０．００７
％以下 Ca：０．０００１〜０．００４０％ Ｎ：０．００６
５％以下 Ｏ：０．００４０％以下 さらに Nb：０．００５〜０．０４％ Ｖ：０．００５
〜０．１％ Ni：０．０５〜２．０％ Cu：０．０５〜
１．０％ Cr：０．０５〜１．０％ Mo：０．０５〜
０．４０％ Ｂ：０．０００３〜０．００２％ REM：０．００
０５〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる実質的にＡｌを添加しない組成の鋼を
連続鋳造法によってスラブとし、該スラブを１０００〜
１２５０℃の温度領域で再加熱後、熱間加工を施すこと
を特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製造
法。
【０００８】本発明において鋼組成を上述のように限定
した理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃは母材および溶接部の強度保証のために０．０１
％以下では効果が薄れるので下限は０．０１％とする。
さらに、Ｃ量が多すぎると溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低
温靭性に悪影響を及ぼすだけでなく、母材靭性、溶接性
をも劣化させるので、０．１５％が上限となる。 Ｓｉ：Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素で、Ｓｉが多くな
ると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を
０．５％とした。本発明鋼はＡｌ脱酸で十分であり、さ
らにＴｉ脱酸でも良い。ＳｉについてＨＡＺ靭性の点か
らは含有量を０．１５％程度とすることが望ましい。
した理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃは母材および溶接部の強度保証のために０．０１
％以下では効果が薄れるので下限は０．０１％とする。
さらに、Ｃ量が多すぎると溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低
温靭性に悪影響を及ぼすだけでなく、母材靭性、溶接性
をも劣化させるので、０．１５％が上限となる。 Ｓｉ：Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素で、Ｓｉが多くな
ると溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を
０．５％とした。本発明鋼はＡｌ脱酸で十分であり、さ
らにＴｉ脱酸でも良い。ＳｉについてＨＡＺ靭性の点か
らは含有量を０．１５％程度とすることが望ましい。
【０００９】Ｍｎ：Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不
可避の元素であり、その下限は０．５％である。しか
し、Ｍｎ量が多すぎると焼入性が増加して溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性が劣化するだけでなく、目標とする規格に適合す
る母材強度を得ることが出来ない。このためＭｎ量の上
限を２．０％とした。 Ｐ：Ｐは多すぎると靭性、板厚方向強度を劣化させるの
で、その上限を０．０２５％以下とした。 Ｓ：ＳもＰと同様に多すぎると靭性、板厚方向強度を劣
化させるので、その上限を０．００５％以下とした。 Ａｌ：Ａｌ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
０．００７％とした。これはＡｌが鋼中に含まれている
とＯと結合してＣａ酸化物が出来ないためである。脱酸
はＳｉ、Ｍｎ、Ｃａでも可能であり、本発明鋼において
Ａｌは少ないほどよい。
可避の元素であり、その下限は０．５％である。しか
し、Ｍｎ量が多すぎると焼入性が増加して溶接性、ＨＡ
Ｚ靭性が劣化するだけでなく、目標とする規格に適合す
る母材強度を得ることが出来ない。このためＭｎ量の上
限を２．０％とした。 Ｐ：Ｐは多すぎると靭性、板厚方向強度を劣化させるの
で、その上限を０．０２５％以下とした。 Ｓ：ＳもＰと同様に多すぎると靭性、板厚方向強度を劣
化させるので、その上限を０．００５％以下とした。 Ａｌ：Ａｌ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
０．００７％とした。これはＡｌが鋼中に含まれている
とＯと結合してＣａ酸化物が出来ないためである。脱酸
はＳｉ、Ｍｎ、Ｃａでも可能であり、本発明鋼において
Ａｌは少ないほどよい。
【００１０】Ｃａ：Ｃａ酸化物およびＣａオキシサルフ
ァイドを生成させるため、本発明鋼において必須の元素
であり、Ｃａを添加することなく優れたＨＡＺ靭性を得
ることは不可能である。Ｃａ酸化物およびＣａオキシサ
ルファイドを生成させるためには最低０．０００１％の
Ｃａが必要である。しかしながら、０．００４０％超に
なると非金属介在物の生成による鋼の清浄度が下がり、
靭性の劣化を招くため、上限を０．００４０％とする。
但し、ラインパイプ材のようなＣＯ2ガス（シールガ
ス）による低入熱の現地溶接を行なうような場合、望ま
しくはＣａ量を０．００３０％以下にする。
ァイドを生成させるため、本発明鋼において必須の元素
であり、Ｃａを添加することなく優れたＨＡＺ靭性を得
ることは不可能である。Ｃａ酸化物およびＣａオキシサ
ルファイドを生成させるためには最低０．０００１％の
Ｃａが必要である。しかしながら、０．００４０％超に
なると非金属介在物の生成による鋼の清浄度が下がり、
靭性の劣化を招くため、上限を０．００４０％とする。
但し、ラインパイプ材のようなＣＯ2ガス（シールガ
ス）による低入熱の現地溶接を行なうような場合、望ま
しくはＣａ量を０．００３０％以下にする。
【００１１】Ｎ：Ｎは一般に不可避的不純物として鋼中
に含まれるものである。Ｎ量が多くなるとＨＡＺ靭性の
劣化や連続鋳造スラブの表面疵の発生などを助長するの
で、その上限を０．００６５％とした。 Ｏ：ＯはＣａ酸化物およびＣａオキシサルファイドを生
成するため必須の元素であるが、Ｏが０．００４０％を
超えると酸化物が粗大化し靭性亀裂が発生し安くなる。
に含まれるものである。Ｎ量が多くなるとＨＡＺ靭性の
劣化や連続鋳造スラブの表面疵の発生などを助長するの
で、その上限を０．００６５％とした。 Ｏ：ＯはＣａ酸化物およびＣａオキシサルファイドを生
成するため必須の元素であるが、Ｏが０．００４０％を
超えると酸化物が粗大化し靭性亀裂が発生し安くなる。
【００１２】本発明鋼の基本成分は以上の通りであり、
十分に目的を達成できるが、さらに目的に対し特性を高
めるため、以下に述べる元素すなわちＮｂ、Ｖ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、ＲＥＭを１種または２種以上選
択的に添加すると強度、靭性の向上について、さらに好
ましい結果が得られる。 Ｎｂ：靭性確保に有効であり、０．００５％以下では効
果がなく、０．０５％を超えて含有されると溶接部の靭
性を劣化させる。よって、Ｎｂの含有量を０．００５〜
０．０４％と限定した。 Ｖ：０．００５〜０．１％の範囲においてＨＡＺ靭性を
向上させる。しかし、０．００５％以下では効果がなく
０．１％を超えるとＨＡＺ靭性に好ましくない影響があ
る。 Ｎｉ：Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすこと
なく、母材の強度、靭性を向上させるが０．０５％以下
では効果が薄く、２．０％を超えると溶接性に好ましく
ないため上限を２．０％とした。
十分に目的を達成できるが、さらに目的に対し特性を高
めるため、以下に述べる元素すなわちＮｂ、Ｖ、Ｎｉ、
Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、ＲＥＭを１種または２種以上選
択的に添加すると強度、靭性の向上について、さらに好
ましい結果が得られる。 Ｎｂ：靭性確保に有効であり、０．００５％以下では効
果がなく、０．０５％を超えて含有されると溶接部の靭
性を劣化させる。よって、Ｎｂの含有量を０．００５〜
０．０４％と限定した。 Ｖ：０．００５〜０．１％の範囲においてＨＡＺ靭性を
向上させる。しかし、０．００５％以下では効果がなく
０．１％を超えるとＨＡＺ靭性に好ましくない影響があ
る。 Ｎｉ：Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすこと
なく、母材の強度、靭性を向上させるが０．０５％以下
では効果が薄く、２．０％を超えると溶接性に好ましく
ないため上限を２．０％とした。
【００１３】Ｃｕ：ＣｕはＮｉはほぼ同様の効果を持つ
ほか、Ｃｕ析出物による高強度の増加や耐食性、耐候性
の向上にも効果を有する。しかし、Ｃｕ量が１．０％を
超えると熱間圧延時にＣｕ割れが発生し製造が困難にな
り、また０．０５％以下では効果がないのでＣｕ量は
０．０５〜１．０％に限定する。 Ｃｒ：Ｃｒは母材および溶接部の強度を高め、０．０５
％以上で耐食性、耐候性を向上させるが１．０％を超え
ると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させ、また０．０５％以
下では効果が薄い。従って、Ｃｒ量を０．０５〜１．０
％に限定した。
ほか、Ｃｕ析出物による高強度の増加や耐食性、耐候性
の向上にも効果を有する。しかし、Ｃｕ量が１．０％を
超えると熱間圧延時にＣｕ割れが発生し製造が困難にな
り、また０．０５％以下では効果がないのでＣｕ量は
０．０５〜１．０％に限定する。 Ｃｒ：Ｃｒは母材および溶接部の強度を高め、０．０５
％以上で耐食性、耐候性を向上させるが１．０％を超え
ると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させ、また０．０５％以
下では効果が薄い。従って、Ｃｒ量を０．０５〜１．０
％に限定した。
【００１４】Ｍｏ：Ｍｏは強度、靭性とも向上させる元
素であるが、０．４％超になると母材、溶接部の靭性、
溶接性の劣化を招き好ましくなく、また０．０５％以下
では効果が薄い。従ってＭｏ量を０．０５〜０．４％に
限定する。 Ｂ：Ｂは焼入性を増大させ、強度を増加させる元素であ
る。ＨＡＺのγ粒界に偏析した固溶Ｂはフェライトの生
成を抑制し、微細なＡＦの生成を助ける。また、Ｎと結
合したＢＮはフェライト発生核としての作用を持ちＨＡ
Ｚ組織を微細化する。このようなＢの効果を得るために
は、最低０．０００３％のＢ量が必要である。しかし、
Ｂ量が多すぎると粗大な析出物がγ粒界に析出して低温
靭性を劣化させる。このため、Ｂ量の上限を０．００２
％に制限する。
素であるが、０．４％超になると母材、溶接部の靭性、
溶接性の劣化を招き好ましくなく、また０．０５％以下
では効果が薄い。従ってＭｏ量を０．０５〜０．４％に
限定する。 Ｂ：Ｂは焼入性を増大させ、強度を増加させる元素であ
る。ＨＡＺのγ粒界に偏析した固溶Ｂはフェライトの生
成を抑制し、微細なＡＦの生成を助ける。また、Ｎと結
合したＢＮはフェライト発生核としての作用を持ちＨＡ
Ｚ組織を微細化する。このようなＢの効果を得るために
は、最低０．０００３％のＢ量が必要である。しかし、
Ｂ量が多すぎると粗大な析出物がγ粒界に析出して低温
靭性を劣化させる。このため、Ｂ量の上限を０．００２
％に制限する。
【００１５】ＲＥＭ：ＲＥＭはＭｎＳの形態を制御し、
シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温靭性を向上さ
せる効果がある。しかし、０．０００５％以下では実用
上効果がなく、また、０．００５％を超えるとＣａＯ、
ＣａＳが多量に生成して大形介在物となり、鋼の靭性の
みならず清浄度も害し、さらに溶接性にも悪影響を与え
るので、ＲＥＭ添加量の範囲を０．０００５〜０．００
５％とする。
シャルピー吸収エネルギーを増加させ低温靭性を向上さ
せる効果がある。しかし、０．０００５％以下では実用
上効果がなく、また、０．００５％を超えるとＣａＯ、
ＣａＳが多量に生成して大形介在物となり、鋼の靭性の
みならず清浄度も害し、さらに溶接性にも悪影響を与え
るので、ＲＥＭ添加量の範囲を０．０００５〜０．００
５％とする。
【００１６】次に製造条件について限定する理由を次に
示す。この鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが
必要である。この理由は、連続鋳造法では溶鋼の凝固冷
速が早くスラブ中に微細なＣａ酸化物およびＣａオキシ
サルファイド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、Ｃａ酸化物およびＣａオキシサ
ルファイド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、ＨＡＺ靭性の観点からその厚みは３５０ｍｍ以下が
望ましい。さらに、スラブの再加熱温度を１２５０℃以
下とする必要がある。これ以上の温度で加熱するとγ粒
が粗大化し母材の靭性確保が不可能になるためである。
また、１０００℃以下でスラブを長時間再加熱すること
は現実的ではない。
示す。この鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが
必要である。この理由は、連続鋳造法では溶鋼の凝固冷
速が早くスラブ中に微細なＣａ酸化物およびＣａオキシ
サルファイド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、Ｃａ酸化物およびＣａオキシサ
ルファイド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、ＨＡＺ靭性の観点からその厚みは３５０ｍｍ以下が
望ましい。さらに、スラブの再加熱温度を１２５０℃以
下とする必要がある。これ以上の温度で加熱するとγ粒
が粗大化し母材の靭性確保が不可能になるためである。
また、１０００℃以下でスラブを長時間再加熱すること
は現実的ではない。
【００１７】なお、本発明においては、スラブの再加熱
は必ずしも実施する必要はなく、ホットチャージ圧延や
ダイレクト圧延を行っても全く問題はない。次に、スラ
ブ再加熱後の圧延方法については、いわゆる加工熱処理
が必須である。これは、たとえ優れたＨＡＺ靭性が得ら
れても、母材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分
なためである。母材の低温靭性を優れたものにするため
には加工熱処理によって鋼の結晶粒を微細化する必要が
ある。熱間圧延法としては、１）制御圧延、２）制御圧
延−加速冷却、３）圧延直後焼入−焼戻等が上げられる
が、母材特性を向上させる最も好ましいのは制御圧延と
加速冷却の組合せである。なお、この鋼を製造後、脱水
素などの目的でＡｃ１変態点以下の温度に再加熱して
も、本発明を損なうものではない。
は必ずしも実施する必要はなく、ホットチャージ圧延や
ダイレクト圧延を行っても全く問題はない。次に、スラ
ブ再加熱後の圧延方法については、いわゆる加工熱処理
が必須である。これは、たとえ優れたＨＡＺ靭性が得ら
れても、母材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分
なためである。母材の低温靭性を優れたものにするため
には加工熱処理によって鋼の結晶粒を微細化する必要が
ある。熱間圧延法としては、１）制御圧延、２）制御圧
延−加速冷却、３）圧延直後焼入−焼戻等が上げられる
が、母材特性を向上させる最も好ましいのは制御圧延と
加速冷却の組合せである。なお、この鋼を製造後、脱水
素などの目的でＡｃ１変態点以下の温度に再加熱して
も、本発明を損なうものではない。
【００１８】
【実施例】次に本発明を実施例によってさらに説明す
る。転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の板厚
（厚み３２ｍｍ）を製造し、溶接継手を作成しシャルピ
ーやＣＴＯＤ試験を実施した。溶接は一般に試験溶接法
として用いられる潜弧溶接（ＳＡＷ）法で溶接溶け込み
線（ＦＬ）が垂直になる様なＫ開先で実施した。すなわ
ち、表１に示す組成のスラブを製造し、これを表２に示
す条件で製造を行い溶接を行った。シャルピー試験は板
厚の１／４ｔよりＢＯＮＤノッチ（溶接金属とＨＡＺが
５０％）で実施し、ＣＴＯＤ試験はｔ（板厚）×２ｔの
断面疲労ノッチを実施した。得られた鋼の機会的性質を
表２にまとめて示す。なお、ＣＴＯＤ値は５水準の最低
値を示す。ＨＡＺ靭性は本発明法で製造した鋼（本発明
鋼）はすべて良好な母材特性および実継手部特性を有す
るのに対して、本発明によらない比較鋼は母材特性ある
いはＨＡＺ靭性が劣り、激しい環境下で使用される鋼板
として適切でない。
る。転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の板厚
（厚み３２ｍｍ）を製造し、溶接継手を作成しシャルピ
ーやＣＴＯＤ試験を実施した。溶接は一般に試験溶接法
として用いられる潜弧溶接（ＳＡＷ）法で溶接溶け込み
線（ＦＬ）が垂直になる様なＫ開先で実施した。すなわ
ち、表１に示す組成のスラブを製造し、これを表２に示
す条件で製造を行い溶接を行った。シャルピー試験は板
厚の１／４ｔよりＢＯＮＤノッチ（溶接金属とＨＡＺが
５０％）で実施し、ＣＴＯＤ試験はｔ（板厚）×２ｔの
断面疲労ノッチを実施した。得られた鋼の機会的性質を
表２にまとめて示す。なお、ＣＴＯＤ値は５水準の最低
値を示す。ＨＡＺ靭性は本発明法で製造した鋼（本発明
鋼）はすべて良好な母材特性および実継手部特性を有す
るのに対して、本発明によらない比較鋼は母材特性ある
いはＨＡＺ靭性が劣り、激しい環境下で使用される鋼板
として適切でない。
【００１９】比較鋼１６はＡｌが多いため、ミクロ組織
が微細化せず、このため−５０℃のＣＴＯＤ値が低値で
ある。また、鋼１７は酸素量が多いためＣＴＯＤ特性の
劣化が認められた。鋼１８はＣａが多いため、鋼１８は
Ｃａ量が少ないためＨＡＺ靭性およびＣＴＯＤ特性は悪
かった。また、鋼１９はＣａ量が多く溶接性が悪くＨＡ
Ｚ靭性が低下した。鋼２０はＳ量が高くＨＡＺ靭性およ
びＣＴＯＤ特性は悪かった。本発明は厚板ミルに適用す
ることが最も好ましいが、ホットコイル、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海
洋構造物、圧力容器、ラインパイプなど厳しい環境で使
用される溶接鋼構造物に用いることができる。
が微細化せず、このため−５０℃のＣＴＯＤ値が低値で
ある。また、鋼１７は酸素量が多いためＣＴＯＤ特性の
劣化が認められた。鋼１８はＣａが多いため、鋼１８は
Ｃａ量が少ないためＨＡＺ靭性およびＣＴＯＤ特性は悪
かった。また、鋼１９はＣａ量が多く溶接性が悪くＨＡ
Ｚ靭性が低下した。鋼２０はＳ量が高くＨＡＺ靭性およ
びＣＴＯＤ特性は悪かった。本発明は厚板ミルに適用す
ることが最も好ましいが、ホットコイル、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海
洋構造物、圧力容器、ラインパイプなど厳しい環境で使
用される溶接鋼構造物に用いることができる。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【発明の効果】以上、説明したように本発明により、母
材はもとより溶接部全域において優れた靭性を有する鋼
を多量に製造することが可能となった。その結果、極寒
地、海上などの厳しい環境下で使用される溶接鋼構造物
の安全性を向上させることができた。
材はもとより溶接部全域において優れた靭性を有する鋼
を多量に製造することが可能となった。その結果、極寒
地、海上などの厳しい環境下で使用される溶接鋼構造物
の安全性を向上させることができた。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０１〜０．１５％ Si：０．５％以
下 Mn：０．５〜２．０％ Ｐ：０．０２５
％以下 Ｓ：０．００５％以下 Al：０．００７
％以下 Ca：０．０００１〜０．００４０％ Ｎ：０．００６
５％以下 Ｏ：０．００４０％以下 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Ａｌを添加しない組成の鋼を連続鋳造法によってス
ラブとし、該スラブを１０００〜１２５０℃の温度領域
で再加熱後、熱間加工を施すことを特徴とする溶接熱影
響部の低温靭性の優れた鋼の製造法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０１〜０．１５％ Si：０．５％以
下 Mn：０．５〜２．０％ Ｐ：０．０２５
％以下 Ｓ：０．００５％以下 Al：０．００７
％以下 Ca：０．０００１〜０．００４０％ Ｎ：０．００６
５％以下 Ｏ：０．００４０％以下 さらに Nb：０．００５〜０．０４％ Ｖ：０．００５
〜０．１％ Ni：０．０５〜２．０％ Cu：０．０５〜
１．０％ Cr：０．０５〜１．０％ Mo：０．０５〜
０．４０％ Ｂ：０．０００３〜０．００２％ REM：０．００
０５〜０．００５％ の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる実質的にＡｌを添加しない組成の鋼を
連続鋳造法によってスラブとし、該スラブを１０００〜
１２５０℃の温度領域で再加熱後、熱間加工を施すこと
を特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8240492A JPH05287374A (ja) | 1992-04-03 | 1992-04-03 | 溶接熱影響部の低温靱性の優れた鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8240492A JPH05287374A (ja) | 1992-04-03 | 1992-04-03 | 溶接熱影響部の低温靱性の優れた鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05287374A true JPH05287374A (ja) | 1993-11-02 |
Family
ID=13773661
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8240492A Pending JPH05287374A (ja) | 1992-04-03 | 1992-04-03 | 溶接熱影響部の低温靱性の優れた鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05287374A (ja) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6415320A (en) * | 1987-07-08 | 1989-01-19 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile steel for low temperature use having excellent toughness of weld zone |
-
1992
- 1992-04-03 JP JP8240492A patent/JPH05287374A/ja active Pending
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6415320A (en) * | 1987-07-08 | 1989-01-19 | Nippon Steel Corp | Production of high tensile steel for low temperature use having excellent toughness of weld zone |
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