JPH09310119A - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法Info
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- JPH09310119A JPH09310119A JP14848296A JP14848296A JPH09310119A JP H09310119 A JPH09310119 A JP H09310119A JP 14848296 A JP14848296 A JP 14848296A JP 14848296 A JP14848296 A JP 14848296A JP H09310119 A JPH09310119 A JP H09310119A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 広範な溶接条件および母材材質において良好
なＨＡＺ靭性を有する鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｍｇ含有量が５０重量％以下であるＮｉ
−Ｍｇ合金を用いて低Ａｌ鋼にＴｉとＭｇを複合添加
し、酸化物を微細分散させて溶融線近傍ＨＡＺにおける
加熱γの細粒化とＧＢＦおよびＦＳＰの微細化によって
ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を向上させる。広範
な溶接条件および母材材質において良好なＨＡＺ靭性が
達成されるため、各種の溶接構造物の安全性が格段に向
上する。また、成分設計の自由度が広がり、鋼種統合に
よる製造コスト低減が可能となる。
なＨＡＺ靭性を有する鋼板の製造方法を提供する。 【解決手段】 Ｍｇ含有量が５０重量％以下であるＮｉ
−Ｍｇ合金を用いて低Ａｌ鋼にＴｉとＭｇを複合添加
し、酸化物を微細分散させて溶融線近傍ＨＡＺにおける
加熱γの細粒化とＧＢＦおよびＦＳＰの微細化によって
ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靭性を向上させる。広範
な溶接条件および母材材質において良好なＨＡＺ靭性が
達成されるため、各種の溶接構造物の安全性が格段に向
上する。また、成分設計の自由度が広がり、鋼種統合に
よる製造コスト低減が可能となる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接熱影響部（Ｈｅ
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた厚鋼板の製造方法であり、鉄鋼業において適用され
る。本発明によって製造された鋼板は、建築、橋梁、造
船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなど
の各種溶接構造物に用いられる。
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた厚鋼板の製造方法であり、鉄鋼業において適用され
る。本発明によって製造された鋼板は、建築、橋梁、造
船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなど
の各種溶接構造物に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】溶接熱影響部（ＨＡＺ）においては溶融
線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融
線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オー
ステナイト（γ）が著しく粗大化してしまうため、冷却
後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化してしまう。
線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融
線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オー
ステナイト（γ）が著しく粗大化してしまうため、冷却
後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化してしまう。
【０００３】鋼の加熱γ粒を細粒化する方法として、
「鉄と鋼」第６２年（１９７６）第９号ｐ．１２０９−
ｐ．１２１８「低炭素・低合金鋼のオーステナイト粒度
に及ぼすＴｉＮの分散状態の影響」に記載されているよ
うに、ＴｉＮなどの高湿で安定な析出物を鋼中に微細分
散させてγ粒の成長をピンニングすることは一般に広く
知られている。しかしながら、各種の炭化物・窒化物の
中で鋼中で最も高い温度までピンニング効果があるとさ
れるＴｉＮでも、その溶解度積から判断されるように１
４００℃以上の高温ではＴｉＮの粗大化・溶解によって
その効果の大部分を失う。
「鉄と鋼」第６２年（１９７６）第９号ｐ．１２０９−
ｐ．１２１８「低炭素・低合金鋼のオーステナイト粒度
に及ぼすＴｉＮの分散状態の影響」に記載されているよ
うに、ＴｉＮなどの高湿で安定な析出物を鋼中に微細分
散させてγ粒の成長をピンニングすることは一般に広く
知られている。しかしながら、各種の炭化物・窒化物の
中で鋼中で最も高い温度までピンニング効果があるとさ
れるＴｉＮでも、その溶解度積から判断されるように１
４００℃以上の高温ではＴｉＮの粗大化・溶解によって
その効果の大部分を失う。
【０００４】従って、ＨＡＺの溶融線近傍のように１４
００℃を超えて加熱される領域でのγ粒成長抑制の手段
は従来なく、この領域でのＨＡＺ脆化が大きな問題であ
った。このような問題点を解決する手段として、特開昭
６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６
号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−
２５０９１７号公報などは、粗大γ粒内に粒内変態フェ
ライト（ＩｎｔｒａＧｒａｎｕｌｅｒ Ｆｅｒｒｉｔ
ｅ：ＩＧＦ）を積極的に生成させることでＨＡＺ靭性の
向上をはかってきた。このような場合、γ粒界からは粒
界フェライト（Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ Ｆｅｒ
ｒｉｔｅ：ＧＢＦ）や粗大なフェライトサイドプレート
（Ｆｅｒｒｉｔｅ ｓｉｄｅ Ｐｌａｔｅ：ＦＳＰ）が
粗大に生成しやすいため、これらの脆化組織とＩＧＦと
の生成が競合し、ＩＧＦの体積分率を大きくするほどＨ
ＡＺ靭性は向上する。粗大なＧＢＦやＦＳＰの生成を抑
制するためにはγ粒界の焼入性を高めることが必要であ
るが、過度に焼入性を高めると島状マルテンサイトを含
有する粗大な上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ Ｂａｉｎｉ
ｔｅ：Ｂｕ）が生成しＩＧＦ分率を低めてしまう。従っ
て、ＨＡＺ靭性の観点からは溶接条件（冷却速度）に対
応した適正な焼入性を確保することが重要である。一方
で母材材質の観点からも焼入性は考慮されなければなら
ない。しかしながら、両者を満足する化学成分を選定す
ることは困難でありＨＡＺ靭性にも限界があった。
００℃を超えて加熱される領域でのγ粒成長抑制の手段
は従来なく、この領域でのＨＡＺ脆化が大きな問題であ
った。このような問題点を解決する手段として、特開昭
６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６
号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−
２５０９１７号公報などは、粗大γ粒内に粒内変態フェ
ライト（ＩｎｔｒａＧｒａｎｕｌｅｒ Ｆｅｒｒｉｔ
ｅ：ＩＧＦ）を積極的に生成させることでＨＡＺ靭性の
向上をはかってきた。このような場合、γ粒界からは粒
界フェライト（Ｇｒａｉｎ Ｂｏｕｎｄａｒｙ Ｆｅｒ
ｒｉｔｅ：ＧＢＦ）や粗大なフェライトサイドプレート
（Ｆｅｒｒｉｔｅ ｓｉｄｅ Ｐｌａｔｅ：ＦＳＰ）が
粗大に生成しやすいため、これらの脆化組織とＩＧＦと
の生成が競合し、ＩＧＦの体積分率を大きくするほどＨ
ＡＺ靭性は向上する。粗大なＧＢＦやＦＳＰの生成を抑
制するためにはγ粒界の焼入性を高めることが必要であ
るが、過度に焼入性を高めると島状マルテンサイトを含
有する粗大な上部ベイナイト（Ｕｐｐｅｒ Ｂａｉｎｉ
ｔｅ：Ｂｕ）が生成しＩＧＦ分率を低めてしまう。従っ
て、ＨＡＺ靭性の観点からは溶接条件（冷却速度）に対
応した適正な焼入性を確保することが重要である。一方
で母材材質の観点からも焼入性は考慮されなければなら
ない。しかしながら、両者を満足する化学成分を選定す
ることは困難でありＨＡＺ靭性にも限界があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、広範な溶接
条件において良好なＨＡＺ靭性を有する引張強度が４０
０ＭＰａ以上の厚鋼板を製造することを課題とする。
条件において良好なＨＡＺ靭性を有する引張強度が４０
０ＭＰａ以上の厚鋼板を製造することを課題とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、鋼を精
錬して連続鋳造する際、Ｍｇ含有量が５０重量％以下で
あるＮｉ−Ｍｇ合金を溶鋼中に添加することで、重量％
でＣ ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ ：０．４％以
下、Ｍｎ ：０．５〜２．０％、Ｐ ：０．０１５％
以下、Ｓ ：０．００６％以下、Ａｌ ：０．００６
％以下、Ｔｉ ：０．００５〜０．０３％、Ｍｇ ：
０．０００５〜０．００５％、Ｎｉ ：ｌ．５％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：０．００
２〜０．００６％、を含有し、さらに必要に応じて、Ｃ
ｕ ：１．５％以下、Ｃｒ ：０．５％以下、Ｍｏ ：
０．５％以下、Ｎｂ ：０．０５％以下、Ｖ ：０．
０５％以下、Ｃａ ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．
００５％以下、Ｂ ：０．００１５％以下、の内の一
種以上を含有し残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼
片を造り、これを１２５０℃以下に再加熱した後に加工
熱処理することである。
錬して連続鋳造する際、Ｍｇ含有量が５０重量％以下で
あるＮｉ−Ｍｇ合金を溶鋼中に添加することで、重量％
でＣ ：０．０２〜０．２０％、Ｓｉ ：０．４％以
下、Ｍｎ ：０．５〜２．０％、Ｐ ：０．０１５％
以下、Ｓ ：０．００６％以下、Ａｌ ：０．００６
％以下、Ｔｉ ：０．００５〜０．０３％、Ｍｇ ：
０．０００５〜０．００５％、Ｎｉ ：ｌ．５％以下、
Ｎ ：０．００１〜０．００５％、Ｏ ：０．００
２〜０．００６％、を含有し、さらに必要に応じて、Ｃ
ｕ ：１．５％以下、Ｃｒ ：０．５％以下、Ｍｏ ：
０．５％以下、Ｎｂ ：０．０５％以下、Ｖ ：０．
０５％以下、Ｃａ ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．
００５％以下、Ｂ ：０．００１５％以下、の内の一
種以上を含有し残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼
片を造り、これを１２５０℃以下に再加熱した後に加工
熱処理することである。
【０００７】
【発明の実施の形態】発明者らは実質的にＡｌを含有し
ない鋼にＴｉとＭｇを添加することにより、以下に示す
全く新しい知見を得た。図１は酸化物分散状態に及ぼす
Ｍｇ量の影響を示し、Ｍｇ量の増加とともに酸化物の個
数は増加し粒径は減少する。このような酸化物の微細分
散は低Ａｌの場合にのみ発現されることを初めて見出し
た。酸化物が微細分散するのは、Ｍｇ特有の強脱酸作用
によって溶鋼中の酸化物が微細化し、さらに凝固時に生
成する微細な酸化物が増加するためと考えられる。図２
は１４５０℃加熱γ粒径に及ぼすＭｇ量の影響を示す図
である。Ｍｇ量の増加によってγ粒は細粒化する。これ
は、微細分散した酸化物が１４５０℃で安定に存在し、
γ粒成長をピンニングしているためである。図３はＧＢ
ＦとＦＳＰの個数と粒径に及ぼすγ粒界上の酸化物個数
の影響を示す図である。γ粒界上の酸化物個数の増加に
よってＧＢＦとＦＳＰは微細化する。これは、γ粒界上
の酸化物がＧＢＦとＦＳＰの核生成サイトとして作用す
るためである。図４は酸化物粒径分布に及ぼすＭｇ量の
影響を示す。Ｍｇ量の増加によって粗大な酸化物の個数
が減少する。大きな酸化物ほど破壊の起点として作用し
やすく、このような酸化物の個数増加は鋼を脆化させ
る。ここで、Ｍｇは蒸気圧の非常に高い元素であり、溶
鋼中に添加しても歩留まりが著しく小さいことが実用化
の課題である。
ない鋼にＴｉとＭｇを添加することにより、以下に示す
全く新しい知見を得た。図１は酸化物分散状態に及ぼす
Ｍｇ量の影響を示し、Ｍｇ量の増加とともに酸化物の個
数は増加し粒径は減少する。このような酸化物の微細分
散は低Ａｌの場合にのみ発現されることを初めて見出し
た。酸化物が微細分散するのは、Ｍｇ特有の強脱酸作用
によって溶鋼中の酸化物が微細化し、さらに凝固時に生
成する微細な酸化物が増加するためと考えられる。図２
は１４５０℃加熱γ粒径に及ぼすＭｇ量の影響を示す図
である。Ｍｇ量の増加によってγ粒は細粒化する。これ
は、微細分散した酸化物が１４５０℃で安定に存在し、
γ粒成長をピンニングしているためである。図３はＧＢ
ＦとＦＳＰの個数と粒径に及ぼすγ粒界上の酸化物個数
の影響を示す図である。γ粒界上の酸化物個数の増加に
よってＧＢＦとＦＳＰは微細化する。これは、γ粒界上
の酸化物がＧＢＦとＦＳＰの核生成サイトとして作用す
るためである。図４は酸化物粒径分布に及ぼすＭｇ量の
影響を示す。Ｍｇ量の増加によって粗大な酸化物の個数
が減少する。大きな酸化物ほど破壊の起点として作用し
やすく、このような酸化物の個数増加は鋼を脆化させ
る。ここで、Ｍｇは蒸気圧の非常に高い元素であり、溶
鋼中に添加しても歩留まりが著しく小さいことが実用化
の課題である。
【０００８】Ｍｇ歩留まり向上技術として、例えば、特
開平７−４８６１６号公報では添加合金の種類を検討し
ており、Ｓｉ−Ｍｇ合金、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｍｇ合金、Ａｌ
−Ｍｇ合金がＭｇ歩留まりの向上に有効としているが、
本発明鋼は実質的にＡｌを含有しないことから、Ａｌー
Ｍｇ合金は使えない。そこで、本願発明の化学成分の範
囲において最も効率良くＭｇが歩留まる添加合金を検討
した結果、表ｌに示されるようにＮｉ−Ｍｇ合金が非常
に有効であることを見いだした。この理由は、溶鋼中に
当該合金が添加された瞬間に合金表層のＭｇが蒸発し、
表層が溶融状態でＮｉリッチとなり、このＮｉリッチ層
が合金内部のＭｇの蒸発を抑制するためと考えられる。
当該合金の添加場所としては溶鋼取鍋、連続鋳造のタン
ディッシュやモ−ルドが考えられるが、合金添加から凝
固までの時間が短い方が歩留まりに有利なため、連続鋳
造モールドでの添加が望ましい。このとき、当該合金を
鉄製ワイヤーに充墳して溶鋼内部に連続的に添加するこ
とはＭｇ歩留まり向上に効果的である。
開平７−４８６１６号公報では添加合金の種類を検討し
ており、Ｓｉ−Ｍｇ合金、Ｆｅ−Ｍｎ−Ｍｇ合金、Ａｌ
−Ｍｇ合金がＭｇ歩留まりの向上に有効としているが、
本発明鋼は実質的にＡｌを含有しないことから、Ａｌー
Ｍｇ合金は使えない。そこで、本願発明の化学成分の範
囲において最も効率良くＭｇが歩留まる添加合金を検討
した結果、表ｌに示されるようにＮｉ−Ｍｇ合金が非常
に有効であることを見いだした。この理由は、溶鋼中に
当該合金が添加された瞬間に合金表層のＭｇが蒸発し、
表層が溶融状態でＮｉリッチとなり、このＮｉリッチ層
が合金内部のＭｇの蒸発を抑制するためと考えられる。
当該合金の添加場所としては溶鋼取鍋、連続鋳造のタン
ディッシュやモ−ルドが考えられるが、合金添加から凝
固までの時間が短い方が歩留まりに有利なため、連続鋳
造モールドでの添加が望ましい。このとき、当該合金を
鉄製ワイヤーに充墳して溶鋼内部に連続的に添加するこ
とはＭｇ歩留まり向上に効果的である。
【０００９】以上、本発明の技術的思想は、Ｎｉ−Ｍｇ
合金を用いて低Ａｌ鋼にＴｉとＭｇを複合添加すること
で酸化物を微細分散させ、溶融線近傍ＨＡＺにおける加
熱γの細粒化とＧＢＦおよびＦＳＰの微細化によってＨ
ＡＺ組織を微細化し、さらに粗大な酸化物を減少させ、
ＨＡＺ靭性を向上させることである。本効果は広範な溶
接条件において発現されるため母材材質を優先した成分
設計が可能となる。従って、本発明は鋼種統合による製
造コスト低減と良好なＨＡＺ靭性とを同時に達成する。
合金を用いて低Ａｌ鋼にＴｉとＭｇを複合添加すること
で酸化物を微細分散させ、溶融線近傍ＨＡＺにおける加
熱γの細粒化とＧＢＦおよびＦＳＰの微細化によってＨ
ＡＺ組織を微細化し、さらに粗大な酸化物を減少させ、
ＨＡＺ靭性を向上させることである。本効果は広範な溶
接条件において発現されるため母材材質を優先した成分
設計が可能となる。従って、本発明は鋼種統合による製
造コスト低減と良好なＨＡＺ靭性とを同時に達成する。
【００１０】以下、化学成分の限定理由について説明す
る。
る。
【００１１】Ｃの下限の０．０２％は母材及び溶接部の
強度、靭性を確保するための最小量である。しかし、Ｃ
が多すぎると母材及びＨＡＺの靭性を低下させるととも
に溶接性を劣化させるのでその上限を０．２０％とし
た。
強度、靭性を確保するための最小量である。しかし、Ｃ
が多すぎると母材及びＨＡＺの靭性を低下させるととも
に溶接性を劣化させるのでその上限を０．２０％とし
た。
【００１２】Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とした。鋼の脱酸はＴｉだけでも十分可能で
あり、良好なＨＡＺ靭性を得るためには０．３％以下の
Ｓｉとするのが望ましい。
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とした。鋼の脱酸はＴｉだけでも十分可能で
あり、良好なＨＡＺ靭性を得るためには０．３％以下の
Ｓｉとするのが望ましい。
【００１３】Ｍｎは母材及び溶接部の強度、靭性を確保
するために不可欠であるため下限を０．５％とした。し
かし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブ
の中心偏折を助長し、溶接性を劣化させるので上限を
２．０％とした。
するために不可欠であるため下限を０．５％とした。し
かし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブ
の中心偏折を助長し、溶接性を劣化させるので上限を
２．０％とした。
【００１４】本発明鋼において不純物元素であるＰ、Ｓ
をそれぞれ０．１５％以下、０．００６％以下とした理
由はスラブ中心偏折の軽減などを通じて母材およびＨＡ
Ｚの機械的性質を改善するためである。Ｐの低減はＨＡ
Ｚの粒界破壊を抑制し、Ｓの低減はＭｎＳの減少を通じ
て母材およびＨＡＺの板厚方向材質を向上させる。好ま
しいＰ、Ｓはそれぞれ０．０１％以下、０．００３％以
下である。
をそれぞれ０．１５％以下、０．００６％以下とした理
由はスラブ中心偏折の軽減などを通じて母材およびＨＡ
Ｚの機械的性質を改善するためである。Ｐの低減はＨＡ
Ｚの粒界破壊を抑制し、Ｓの低減はＭｎＳの減少を通じ
て母材およびＨＡＺの板厚方向材質を向上させる。好ま
しいＰ、Ｓはそれぞれ０．０１％以下、０．００３％以
下である。
【００１５】Ａｌは本発明では好ましくない元素であり
０．００６％以下とした。これは、Ａｌを０．００６％
を超えて含有すると本発明の本質であるＭｇの効果が発
現されないからである。Ａｌは脱酸元素として通常用い
られるが、脱酸はＴｉだけでも可能である。本発明にお
いてＡｌは不純物元素であり少ないほどよい。
０．００６％以下とした。これは、Ａｌを０．００６％
を超えて含有すると本発明の本質であるＭｇの効果が発
現されないからである。Ａｌは脱酸元素として通常用い
られるが、脱酸はＴｉだけでも可能である。本発明にお
いてＡｌは不純物元素であり少ないほどよい。
【００１６】Ｔｉは本発明の必須元素であり、ＨＡＺ組
織微細化に有効なＴｉ系酸化物およびＴｉＮを形成する
ために０．００５％以上必要である。本発明では、低温
加熱域でより一層の加熱γ細粒化をはかるため、酸化物
に加えてＴｉＮも最大限に活用し、１３５０℃以下で強
力なピンニング効果を発現させる。Ｔｉの上限は過剰の
ＴｉＣの折出によるＨＡＺ脆化を防止するためであり、
０．０３％とした。
織微細化に有効なＴｉ系酸化物およびＴｉＮを形成する
ために０．００５％以上必要である。本発明では、低温
加熱域でより一層の加熱γ細粒化をはかるため、酸化物
に加えてＴｉＮも最大限に活用し、１３５０℃以下で強
力なピンニング効果を発現させる。Ｔｉの上限は過剰の
ＴｉＣの折出によるＨＡＺ脆化を防止するためであり、
０．０３％とした。
【００１７】Ｍｇは本発明の最も重要な元素であり、Ｍ
ｇ含有量が５０重量％以下であるＮｉ−Ｍｇ合金を用い
て低Ａｌ鋼へＴｉと複合的に添加することで酸化物が微
細分散し、１４００℃を超えて加熱される溶融線近傍Ｈ
ＡＺにおいても微細な組織が得られる。Ｎｉ−Ｍｇ合金
のＭｇ含有量が５０重量％を超えると、添加時に溶鋼と
の反応が激しく、実製造ラインで使用困難である。ま
た、鋼中Ｍｇ量の下限の０．０００５％はＨＡＺ組織微
細効果が発現される最小量であり、上限の０．００５％
はこの効果が飽和する量である。上限を超えるＭｇの添
加は合金コストの上昇を伴うだけであり好ましくない。
ｇ含有量が５０重量％以下であるＮｉ−Ｍｇ合金を用い
て低Ａｌ鋼へＴｉと複合的に添加することで酸化物が微
細分散し、１４００℃を超えて加熱される溶融線近傍Ｈ
ＡＺにおいても微細な組織が得られる。Ｎｉ−Ｍｇ合金
のＭｇ含有量が５０重量％を超えると、添加時に溶鋼と
の反応が激しく、実製造ラインで使用困難である。ま
た、鋼中Ｍｇ量の下限の０．０００５％はＨＡＺ組織微
細効果が発現される最小量であり、上限の０．００５％
はこの効果が飽和する量である。上限を超えるＭｇの添
加は合金コストの上昇を伴うだけであり好ましくない。
【００１８】ＮｉはＮｉ−Ｍｇ合金を使用するために必
然的に含まれる。ただし、Ｎｉ量が１．５％を超えると
溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を１．５
％とする。ＮはＴｉＮを形成してＨＡＺ靭性を向上させ
るために必須の元素である。下限は十分な量のＴｉＮを
確保するための最小量であり、上限は固溶ＮによるＨＡ
Ｚ脆化を防止するための量である。本発明ではＴｉＮの
ピンニング効果を最大限に活用する。
然的に含まれる。ただし、Ｎｉ量が１．５％を超えると
溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を１．５
％とする。ＮはＴｉＮを形成してＨＡＺ靭性を向上させ
るために必須の元素である。下限は十分な量のＴｉＮを
確保するための最小量であり、上限は固溶ＮによるＨＡ
Ｚ脆化を防止するための量である。本発明ではＴｉＮの
ピンニング効果を最大限に活用する。
【００１９】ＯはＭｇやＴｉと結びついて微細な酸化物
を形成するために必須である。下限は十分な量の酸化物
を確保するための最小量であり、上限は鋼の清浄度を確
保して機械的性質の劣化を回避するための最大量であ
る。
を形成するために必須である。下限は十分な量の酸化物
を確保するための最小量であり、上限は鋼の清浄度を確
保して機械的性質の劣化を回避するための最大量であ
る。
【００２０】つぎにＣｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、
Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂの内の一種以上を添加する理由に
ついて説明する。
Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｂの内の一種以上を添加する理由に
ついて説明する。
【００２１】Ｃｕは溶接性および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。上限の
１．５％は溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を防止するた
めの最大量である。
及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。上限の
１．５％は溶接性およびＨＡＺ靭性の劣化を防止するた
めの最大量である。
【００２２】Ｍｏは母材の強度、靭性を向上させる。し
かしその添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性を損なう。
かしその添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性
およびＨＡＺ靭性を損なう。
【００２３】Ｃｒは母材の強度を向上させる。しかしそ
の添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性および
ＨＡＺ靭性を損なう。
の添加量が０．５％を超えると母材靭性、溶接性および
ＨＡＺ靭性を損なう。
【００２４】Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であ
り、鋼の強度、靭性を向上させる。しかしその添加量が
０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
り、鋼の強度、靭性を向上させる。しかしその添加量が
０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
【００２５】Ｖは母材の強度を向上させるが０．０５％
を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性を損なう。
を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性を損なう。
【００２６】Ｃａ、ＲＥＭを添加するのは延伸介在物
（ＭｎＳ）の形態を制御して靭性を向上させるためであ
る。しかしながら、これらの添加量が０．００５０％を
超えると粗大な酸化物が多量に生成して母材およびＨＡ
Ｚの靭性を劣化させる。
（ＭｎＳ）の形態を制御して靭性を向上させるためであ
る。しかしながら、これらの添加量が０．００５０％を
超えると粗大な酸化物が多量に生成して母材およびＨＡ
Ｚの靭性を劣化させる。
【００２７】Ｂは焼入性を向上させて、母材やＨＡＺの
強度、靭性を向上させる。しかし０．００１５％を超え
て添加するとＨＡＺ靭性や溶接性を劣化させる。
強度、靭性を向上させる。しかし０．００１５％を超え
て添加するとＨＡＺ靭性や溶接性を劣化させる。
【００２８】鋼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酸化物やＴｉＮ
を分散させることはできない。このため、製造条件につ
いても限定する必要がある。
適切でなければ、溶接前の鋼中に微細な酸化物やＴｉＮ
を分散させることはできない。このため、製造条件につ
いても限定する必要がある。
【００２９】鋼は工業的に連続鋳造法で製造することが
必須である。この理由は、連続鋳造法では凝固速度が大
きいため、スラブ中に微細な酸化物やＴｉＮが多量に得
られるからである。このとき、スラブ厚によって冷却速
度が異なり、ＨＡＺ靭性の観点からは３５０ｍｍ以下の
スラブ厚みが望ましい。さらに、スラブの再加熱温度を
１２５０℃以下とする必要がある。１２５０℃を超える
温度まで加熱するとＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺの加熱γ
粒粗大抑制に効かなくなる。なお、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ない。圧延方法について
は加工熱処理が必須である。これは、たとえ優れたＨＡ
Ｚ靭性が得られたとしても、母材の機械的性質が劣って
いると鋼材として不十分なためである。加工熱処理によ
って母材の構成相や結晶粒径を制御して、目的とする強
度、靭性を達成する必要がある。加工熱処理の方法とし
ては、１）制御圧延、２）制御圧延−加速冷却、３）制
御圧延−焼人−焼戻、などがある。なお、この鋼を製造
後に脱水素などの目的でＡｃ1以下の温度に再加熱して
も本発明の特徴を損なうものではない。
必須である。この理由は、連続鋳造法では凝固速度が大
きいため、スラブ中に微細な酸化物やＴｉＮが多量に得
られるからである。このとき、スラブ厚によって冷却速
度が異なり、ＨＡＺ靭性の観点からは３５０ｍｍ以下の
スラブ厚みが望ましい。さらに、スラブの再加熱温度を
１２５０℃以下とする必要がある。１２５０℃を超える
温度まで加熱するとＴｉＮが粗大化し、ＨＡＺの加熱γ
粒粗大抑制に効かなくなる。なお、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ない。圧延方法について
は加工熱処理が必須である。これは、たとえ優れたＨＡ
Ｚ靭性が得られたとしても、母材の機械的性質が劣って
いると鋼材として不十分なためである。加工熱処理によ
って母材の構成相や結晶粒径を制御して、目的とする強
度、靭性を達成する必要がある。加工熱処理の方法とし
ては、１）制御圧延、２）制御圧延−加速冷却、３）制
御圧延−焼人−焼戻、などがある。なお、この鋼を製造
後に脱水素などの目的でＡｃ1以下の温度に再加熱して
も本発明の特徴を損なうものではない。
【００３０】
【実施例】表２に連続鋳造した鋼の化学成分を、表３に
鋼板製造条件と母材材質を、表４にＨＡＺ靭性を示す。
種々の溶接条件で鋼板を溶接し、ＨＡＺの最脆化部であ
る溶融線（ＦＬ）とＨＡＺ１ｍｍのシャルピー衝撃特性
を調査した。本発明鋼はＴＳが４５０〜８２０ＭＰａで
ＶＴｒｓが−８０℃以下である良好な母材材質を有し、
溶接入熱量が３０〜１０００ｋＪ／ｃｍであるＦＬ近傍
において良好なＨＡＺ靭性を有する。一方、比較鋼は添
加Ｍｇ合金、化学成分、スラブ加熱条件が適当でないた
め良好なＨＡＺ靭性が得られない。鋼６はＡｌが多すぎ
るためにＭｇ添加による酸化物微細分散効果が発現され
ずＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼７
はＴｉが少なすぎるためにＴｉ系酸化物やＴｉＮが十分
に生成せずＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣
る。鋼８はＴｉが多すぎるために１４００℃を超えて加
熱されるＨＡＺで一旦固溶したＴｉが冷却過程でＴｉＣ
として過剰に析出しＨＡＺを脆化させる。鋼９はＦｅ−
Ｓｉ−１０重量％Ｍｇ合金を用いてＭｇを添加したため
鋼中Ｍｇ量が少なく、酸化物徽細分散が不十分でＨＡＺ
加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性か劣る。鋼１０はＮが
少なすぎるためＴｉＮの生成が不十分でＨＡＺ加熱γ粒
が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１１はＮが多すぎる
ため固溶Ｎの増加によってＨＡＺ靭性が劣化する。鋼１
２はＯが少なすぎるために十分な量の酸化物が生成せず
ＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３
はＯが多すぎるため鋼の清浄度が低下して破壊の起点と
なるような粗大酸化物が増加しＨＡＺ靭性が劣る。鋼１
４はスラブ加熱温度が高すぎるためにＴｉＮが粗大化し
てしまいＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣
る。
鋼板製造条件と母材材質を、表４にＨＡＺ靭性を示す。
種々の溶接条件で鋼板を溶接し、ＨＡＺの最脆化部であ
る溶融線（ＦＬ）とＨＡＺ１ｍｍのシャルピー衝撃特性
を調査した。本発明鋼はＴＳが４５０〜８２０ＭＰａで
ＶＴｒｓが−８０℃以下である良好な母材材質を有し、
溶接入熱量が３０〜１０００ｋＪ／ｃｍであるＦＬ近傍
において良好なＨＡＺ靭性を有する。一方、比較鋼は添
加Ｍｇ合金、化学成分、スラブ加熱条件が適当でないた
め良好なＨＡＺ靭性が得られない。鋼６はＡｌが多すぎ
るためにＭｇ添加による酸化物微細分散効果が発現され
ずＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼７
はＴｉが少なすぎるためにＴｉ系酸化物やＴｉＮが十分
に生成せずＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣
る。鋼８はＴｉが多すぎるために１４００℃を超えて加
熱されるＨＡＺで一旦固溶したＴｉが冷却過程でＴｉＣ
として過剰に析出しＨＡＺを脆化させる。鋼９はＦｅ−
Ｓｉ−１０重量％Ｍｇ合金を用いてＭｇを添加したため
鋼中Ｍｇ量が少なく、酸化物徽細分散が不十分でＨＡＺ
加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性か劣る。鋼１０はＮが
少なすぎるためＴｉＮの生成が不十分でＨＡＺ加熱γ粒
が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１１はＮが多すぎる
ため固溶Ｎの増加によってＨＡＺ靭性が劣化する。鋼１
２はＯが少なすぎるために十分な量の酸化物が生成せず
ＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３
はＯが多すぎるため鋼の清浄度が低下して破壊の起点と
なるような粗大酸化物が増加しＨＡＺ靭性が劣る。鋼１
４はスラブ加熱温度が高すぎるためにＴｉＮが粗大化し
てしまいＨＡＺ加熱γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣
る。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】
【発明の効果】本発明によって広範な溶接条件および母
材材質において良好なＨＡＺ靭性が達成され、各種の溶
接構造物の安全性が格段に向上した。
材材質において良好なＨＡＺ靭性が達成され、各種の溶
接構造物の安全性が格段に向上した。
【図１】酸化物分数状態に及ぼすＭｇ量の影響を示す図
である。
である。
【図２】１４５０℃加熱γ粒径に及ぼすＭｇ量の影響を
示す図である。
示す図である。
【図３】ＧＢＦとＦＳＰの個数と粒径に及ぼすγ粒界上
の酸化物個数の影響を示す図である。
の酸化物個数の影響を示す図である。
【図４】酸化物粒径分布に及ぼすＭｇ量の影響を示す図
である。
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14
Claims (2)
- 【請求項１】 鋼を精錬して連続鋳造する際、Ｍｇ含有
量が５０重量％以下であるＮｉ−Ｍｇ合金を溶鋼中に添
加することで、重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ ：０．４％以下、 Ｍｎ ：０．５〜２．０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００６％以下、 Ａｌ ：０．００６％以下、 Ｔｉ ：０．００５〜０．０３％、 Ｍｇ ：０．０００５〜０．００５％、 Ｎｉ ：ｌ．５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００２〜０．００６％、 を含有し残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を造
り、これを１２５０℃以下に再加熱した後に加工熱処理
することを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の
製造方法。 - 【請求項２】 鋼を精錬して連続鋳造する際、Ｍｇ含有
量が５０重量％以下であるＮｉ−Ｍｇ合金を溶鋼中に添
加することで、重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ ：０．４％以下、 Ｍｎ ：０．５〜２．０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００６％以下、 Ａｌ ：０．００６％以下、 Ｔｉ ：０．００５〜０．０３％、 Ｍｇ ：０．０００５〜０．００５％、 Ｎｉ ：１．５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００５％、 Ｏ ：０．００２〜０．００６％、 を含有し、さらに Ｃｕ ：１．５％以下、 Ｃｒ ：０．５％以下、 Ｍｏ ：０．５％以下、 Ｎｂ ：０．０５％以下、 Ｖ ：０．０５％以下、 Ｃａ ：０．００５％以下、 ＲＥＭ：０．００５％以下、 Ｂ ：０．００１５％以下、 のうち一種以上を含有し残部が鉄及び不可避的不純物か
らなる鋼片を造り、これを１２５０℃以下に再加熱した
後に加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部靭性
の優れた鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14848296A JPH09310119A (ja) | 1996-05-21 | 1996-05-21 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14848296A JPH09310119A (ja) | 1996-05-21 | 1996-05-21 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09310119A true JPH09310119A (ja) | 1997-12-02 |
Family
ID=15453752
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14848296A Pending JPH09310119A (ja) | 1996-05-21 | 1996-05-21 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09310119A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009127104A (ja) * | 2007-11-27 | 2009-06-11 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 |
| CN104762559A (zh) * | 2015-05-07 | 2015-07-08 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 一种临氢设备用钢板的生产方法 |
-
1996
- 1996-05-21 JP JP14848296A patent/JPH09310119A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009127104A (ja) * | 2007-11-27 | 2009-06-11 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部の靭性が優れた鋼およびその製造方法 |
| CN104762559A (zh) * | 2015-05-07 | 2015-07-08 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 一种临氢设备用钢板的生产方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20050823 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
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| A02 | Decision of refusal |
Effective date: 20060104 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 |