JPH101744A - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた鋼Info
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- JPH101744A JPH101744A JP8336174A JP33617496A JPH101744A JP H101744 A JPH101744 A JP H101744A JP 8336174 A JP8336174 A JP 8336174A JP 33617496 A JP33617496 A JP 33617496A JP H101744 A JPH101744 A JP H101744A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 ＨＡＺ靭性の優れた造船、建築、圧力容器、
ラインパイプ用鋼を提供する。 【解決手段】 Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系で０．００１〜５．０
μｍで４０個／mm2 以上のＴｉとＭｇの酸化物および複
合酸化物を有する鋼とすることによって、ＨＡＺ靭性の
優れた鋼材の製造が可能になり、これらを用いた構造物
の安全性が著しく向上する。
ラインパイプ用鋼を提供する。 【解決手段】 Ｔｉ−Ｍｇ−Ｏ系で０．００１〜５．０
μｍで４０個／mm2 以上のＴｉとＭｇの酸化物および複
合酸化物を有する鋼とすることによって、ＨＡＺ靭性の
優れた鋼材の製造が可能になり、これらを用いた構造物
の安全性が著しく向上する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接熱影響部（ＨＡ
Ｚ）における低温靭性の優れた鋼に関するもので、アー
ク溶接、電子ビーム溶接、レーザー溶接などを行う構造
用鋼材に適用できる。特に本発明はＴｉとＭｇを添加
し、かつＯ量を制御してこれらの元素の酸化物および複
合酸化物を微細に分散させて、優れたＨＡＺ靭性を有す
る鋼に関するものである。なお、以下の本発明の説明に
おいて、Ｔｉ，Ｍｇ複合酸化物という場合には、特別な
記述がない限り、ＴｉあるいはＭｇの酸化物およびＴ
ｉ，Ｍｇ複合酸化物の両方を含むものとして用いる。
Ｚ）における低温靭性の優れた鋼に関するもので、アー
ク溶接、電子ビーム溶接、レーザー溶接などを行う構造
用鋼材に適用できる。特に本発明はＴｉとＭｇを添加
し、かつＯ量を制御してこれらの元素の酸化物および複
合酸化物を微細に分散させて、優れたＨＡＺ靭性を有す
る鋼に関するものである。なお、以下の本発明の説明に
おいて、Ｔｉ，Ｍｇ複合酸化物という場合には、特別な
記述がない限り、ＴｉあるいはＭｇの酸化物およびＴ
ｉ，Ｍｇ複合酸化物の両方を含むものとして用いる。
【０００２】
【従来の技術】造船、建築、圧力容器、ラインパイプな
ど構造物に使用する鋼材に求められる重要な特性の一つ
はＨＡＺ靭性である。近年、熱処理技術や制御圧延、加
工熱処理法（ＴＭＣＰ）が高度に発展し、鋼材それ自体
の低温靭性を改善することは容易となった。しかし溶接
ＨＡＺは高温に再加熱されるため、鋼材の微細な組織が
完全に失われ、そのミクロ組織は著しく粗大化してＨＡ
Ｚ靭性の大幅な劣化を招く。そこで、これまでにＨＡＺ
組織を微細化する手段として、ＴｉＮによるオーステ
ナイト粒の粗大化抑制技術、Ｔｉ酸化物による粒内フ
ェライト生成技術などが研究、実用化された。しかしな
がら、これらの技術によっても、ＨＡＺ靭性のレベルは
必ずしも十分でなかった。溶接施工面から、より高強
度、低温かつ大入熱まで使用可能な鋼材が強く求められ
ている。
ど構造物に使用する鋼材に求められる重要な特性の一つ
はＨＡＺ靭性である。近年、熱処理技術や制御圧延、加
工熱処理法（ＴＭＣＰ）が高度に発展し、鋼材それ自体
の低温靭性を改善することは容易となった。しかし溶接
ＨＡＺは高温に再加熱されるため、鋼材の微細な組織が
完全に失われ、そのミクロ組織は著しく粗大化してＨＡ
Ｚ靭性の大幅な劣化を招く。そこで、これまでにＨＡＺ
組織を微細化する手段として、ＴｉＮによるオーステ
ナイト粒の粗大化抑制技術、Ｔｉ酸化物による粒内フ
ェライト生成技術などが研究、実用化された。しかしな
がら、これらの技術によっても、ＨＡＺ靭性のレベルは
必ずしも十分でなかった。溶接施工面から、より高強
度、低温かつ大入熱まで使用可能な鋼材が強く求められ
ている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明はＨＡＺ靭性の
優れた鋼材（厚鋼板、ホットコイル、形鋼、鋼管など）
を提供するものである。
優れた鋼材（厚鋼板、ホットコイル、形鋼、鋼管など）
を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、鋼材のＨ
ＡＺ靭性を向上させるために、化学成分（組成）とその
ミクロ組織について鋭意研究を行い、新しい高ＨＡＺ靭
性鋼を発明するに至った。すなわち、本発明の要旨は、
重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５、 Ｐ ：０．０３０以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５、 Ａｌ：０．０２以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００１０、 Ｏ ：０．００１〜０．００４、 Ｎ ：０．００１〜０．００６、 を含有し、さらに必要に応じて、 Ｎｂ：０．００５〜０．１０、 Ｖ ：０．０１〜０．１０、 Ｎｉ：０．０５〜２．０、 Ｃｕ：０．０５〜１．２、 Ｃｒ：０．０５〜１．０、 Ｍｏ：０．０５〜０．８ の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなり、かつ粒径が０．００１〜５．０μｍ
のＴｉとＭｇの酸化物および複合酸化物を４０個／mm2
以上を含有させた鋼である。また、上記の鋼を溶製する
際に、鉄箔で包含した金属ＭｇをＭｇ添加元素として用
いる。
ＡＺ靭性を向上させるために、化学成分（組成）とその
ミクロ組織について鋭意研究を行い、新しい高ＨＡＺ靭
性鋼を発明するに至った。すなわち、本発明の要旨は、
重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５、 Ｐ ：０．０３０以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５、 Ａｌ：０．０２以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００１０、 Ｏ ：０．００１〜０．００４、 Ｎ ：０．００１〜０．００６、 を含有し、さらに必要に応じて、 Ｎｂ：０．００５〜０．１０、 Ｖ ：０．０１〜０．１０、 Ｎｉ：０．０５〜２．０、 Ｃｕ：０．０５〜１．２、 Ｃｒ：０．０５〜１．０、 Ｍｏ：０．０５〜０．８ の１種または２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物からなり、かつ粒径が０．００１〜５．０μｍ
のＴｉとＭｇの酸化物および複合酸化物を４０個／mm2
以上を含有させた鋼である。また、上記の鋼を溶製する
際に、鉄箔で包含した金属ＭｇをＭｇ添加元素として用
いる。
【０００５】
【発明の実施の形態】以下、本発明の内容について説明
する。なお、以下の説明において％とあるのは全て重量
％を意味する。本発明の特徴は、低炭素の鋼に微量Ｔｉ
とＭｇを同時に添加し、かつＯ量を制御して、鋼中にＴ
ｉとＭｇを含有する酸化物および複合酸化物（この他、
ＭｎＳ，ＣｕＳ，ＴｉＮなども含む）を微細に分散させ
ることである。微細に分散したＴｉ，Ｍｇ複合酸化物
は、粗大化したオーステナイト粒内における微細な粒
内フェライトの生成、および／あるいは、オーステナ
イト粒の粗大化を抑制して、ＨＡＺ組織を微細化し、Ｈ
ＡＺ靭性を大幅に改善することを明らかにした。しかも
ＨＡＺ靭性の向上を鋼中のＭｇ量とＭｇ添加元素の種類
で整理できた。すなわち純Ｍｇ金属（９９％以上）を鉄
箔で包含して添加した場合、はＭｇ量が０．００２０
％以下の場合にその効果が現れ、はＭｇ量が０．００
２０％を超える場合にその効果が現れることがわかっ
た。しかも、そのＴｉ，Ｍｇ複合酸化物のサイズと密度
が大きなポイントとなる。
する。なお、以下の説明において％とあるのは全て重量
％を意味する。本発明の特徴は、低炭素の鋼に微量Ｔｉ
とＭｇを同時に添加し、かつＯ量を制御して、鋼中にＴ
ｉとＭｇを含有する酸化物および複合酸化物（この他、
ＭｎＳ，ＣｕＳ，ＴｉＮなども含む）を微細に分散させ
ることである。微細に分散したＴｉ，Ｍｇ複合酸化物
は、粗大化したオーステナイト粒内における微細な粒
内フェライトの生成、および／あるいは、オーステナ
イト粒の粗大化を抑制して、ＨＡＺ組織を微細化し、Ｈ
ＡＺ靭性を大幅に改善することを明らかにした。しかも
ＨＡＺ靭性の向上を鋼中のＭｇ量とＭｇ添加元素の種類
で整理できた。すなわち純Ｍｇ金属（９９％以上）を鉄
箔で包含して添加した場合、はＭｇ量が０．００２０
％以下の場合にその効果が現れ、はＭｇ量が０．００
２０％を超える場合にその効果が現れることがわかっ
た。しかも、そのＴｉ，Ｍｇ複合酸化物のサイズと密度
が大きなポイントとなる。
【０００６】ただし、Ｍｇ量が多い場合には、ＴｉとＭ
ｇの複合酸化物以外にＭｇ単独の酸化物が存在するケー
スがあるし、Ｍｇ量が少ない場合にはＴｉとＭｇの複合
酸化物以外にＴｉ単独の酸化物が存在するケースがあ
る。しかしＴｉとＭｇの単独および複合酸化物のサイズ
が０．００１〜５．０μｍである場合であれば微細に分
散しているので問題はない。
ｇの複合酸化物以外にＭｇ単独の酸化物が存在するケー
スがあるし、Ｍｇ量が少ない場合にはＴｉとＭｇの複合
酸化物以外にＴｉ単独の酸化物が存在するケースがあ
る。しかしＴｉとＭｇの単独および複合酸化物のサイズ
が０．００１〜５．０μｍである場合であれば微細に分
散しているので問題はない。
【０００７】この複合酸化物は、Ｔｉ単独添加時に生成
するＴｉ酸化物に比べて、より多量・微細に分散してお
り、，に対する効果もより大きいことがわかった。
しかし、このような効果を得るには、まずＴｉ，Ｍｇ量
をそれぞれ０．００５〜０．０２５％、０．０００１〜
０．００１０％限定する必要がある。これらの下限は、
複合酸化物を多量・微細に分散させるための最小量であ
る。Ｔｉ量はＯ，Ｎ量にもよるが、ＨＡＺでのＴｉＣ生
成による低温靭性劣化を防止するため、その上限は０．
０２５％としなければならない。またＭｇ量は多量に酸
化物を分散させるには製鋼上非常な困難を要するので、
その上限を０．００１０％とした。
するＴｉ酸化物に比べて、より多量・微細に分散してお
り、，に対する効果もより大きいことがわかった。
しかし、このような効果を得るには、まずＴｉ，Ｍｇ量
をそれぞれ０．００５〜０．０２５％、０．０００１〜
０．００１０％限定する必要がある。これらの下限は、
複合酸化物を多量・微細に分散させるための最小量であ
る。Ｔｉ量はＯ，Ｎ量にもよるが、ＨＡＺでのＴｉＣ生
成による低温靭性劣化を防止するため、その上限は０．
０２５％としなければならない。またＭｇ量は多量に酸
化物を分散させるには製鋼上非常な困難を要するので、
その上限を０．００１０％とした。
【０００８】ＴｉとＭｇの複合酸化物の大きさが０．０
０１μｍ未満では酸化物が小さすぎてオーステナイト粒
粗大化の抑制効果あるいは粒内フェライト生成の効果が
なく、５．０μｍを超えた大きさでは酸化物が大きすぎ
るためにこれまたオーステナイト粒粗大化の抑制効果あ
るいは粒内フェライト生成の効果がなくなる。またＴ
ｉ，Ｍｇの複合酸化物の密度は、４０個／mm2 未満では
酸化物分散の数が少なく粒内変態に効かないので４０個
／mm2 以上必要である。さらに、微細なＴｉ，Ｍｇ酸化
物を多量に得るためには、Ｏ量の限定が重要である。Ｏ
量が少な過ぎると、多量に複合酸化物が得られず、多過
ぎると、鋼の清浄度の劣化がする。このため、Ｏ量を
０．００１〜０．００４％に限定した。
０１μｍ未満では酸化物が小さすぎてオーステナイト粒
粗大化の抑制効果あるいは粒内フェライト生成の効果が
なく、５．０μｍを超えた大きさでは酸化物が大きすぎ
るためにこれまたオーステナイト粒粗大化の抑制効果あ
るいは粒内フェライト生成の効果がなくなる。またＴ
ｉ，Ｍｇの複合酸化物の密度は、４０個／mm2 未満では
酸化物分散の数が少なく粒内変態に効かないので４０個
／mm2 以上必要である。さらに、微細なＴｉ，Ｍｇ酸化
物を多量に得るためには、Ｏ量の限定が重要である。Ｏ
量が少な過ぎると、多量に複合酸化物が得られず、多過
ぎると、鋼の清浄度の劣化がする。このため、Ｏ量を
０．００１〜０．００４％に限定した。
【０００９】以下に成分元素の限定理由について説明す
る。Ｃ量は、０．０１〜０．１５％に限定する。炭素は
鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、結晶粒の微細
化効果の発現のために最低０．０１％は必要である。し
かしＣ量が多過ぎると母材、ＨＡＺの低温靭性の著しい
劣化を招くので、その上限を０．１５％とした。
る。Ｃ量は、０．０１〜０．１５％に限定する。炭素は
鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、結晶粒の微細
化効果の発現のために最低０．０１％は必要である。し
かしＣ量が多過ぎると母材、ＨＡＺの低温靭性の著しい
劣化を招くので、その上限を０．１５％とした。
【００１０】Ｓｉは、脱酸や強度向上のため添加する元
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靭性を著しく劣化さ
せるので、上限を０．６％とした、鋼の脱酸はＴｉある
いはＡｌでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する
必要はない。
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靭性を著しく劣化さ
せるので、上限を０．６％とした、鋼の脱酸はＴｉある
いはＡｌでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する
必要はない。
【００１１】Ｍｎは、強度・低温靭性バランスを確保す
る上で不可欠な元素であり、その下限は０．５％であ
る。しかしＭｎ量が多過ぎると鋼の焼入性が増加してＨ
ＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造片（鋳片）
の中心偏析を助長し、母材の低温靭性をも劣化させるの
で上限を２．５％とした。
る上で不可欠な元素であり、その下限は０．５％であ
る。しかしＭｎ量が多過ぎると鋼の焼入性が増加してＨ
ＡＺ靭性を劣化させるだけでなく、連続鋳造片（鋳片）
の中心偏析を助長し、母材の低温靭性をも劣化させるの
で上限を２．５％とした。
【００１２】Ｔｉ添加は、微細なＴｉＮを形成し、スラ
ブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大
化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺ
の低温靭性を改善する。またＡｌ量が少ないとき（たと
えば０．００５％以下）、Ｔｉは酸化物を形成しＨＡＺ
において粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ組
織を微細化する効果も有する。このようなＴｉ添加効果
を発現させるには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要
である。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化や
ＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性を劣化させるの
で、その上限を０．０２５％に限定した。
ブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大
化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺ
の低温靭性を改善する。またＡｌ量が少ないとき（たと
えば０．００５％以下）、Ｔｉは酸化物を形成しＨＡＺ
において粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ組
織を微細化する効果も有する。このようなＴｉ添加効果
を発現させるには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要
である。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化や
ＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靭性を劣化させるの
で、その上限を０．０２５％に限定した。
【００１３】Ａｌは、通常脱酸剤として鋼に含まれる元
素である。しかしＡｌ量が０．０２０％を超えるとＴｉ
とＭｇの複合酸化物が形成されにくくなるので、上限を
０．０２０％とした。脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能
であり、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。
素である。しかしＡｌ量が０．０２０％を超えるとＴｉ
とＭｇの複合酸化物が形成されにくくなるので、上限を
０．０２０％とした。脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能
であり、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。
【００１４】Ｍｇは、強脱酸元素であり、酸素と結合し
て微細な酸化物（微量のＴｉなどを含んだ複合酸化物）
を形成する。鋼中に微細分散したＭｇ酸化物はＴｉＮに
比べて高温でも安定であり、ＨＡＺ全域のγ粒の粗大化
を抑制することあるいは粗大化したオーステナイト粒内
における微細な粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ靭性を
改善する。このためにはＭｇは最低０．０００１％必要
である。しかしＭｇ量を多量に鋼の中に入れることは製
鋼上非常に難しいので、その上限は０．００１０％とし
た。
て微細な酸化物（微量のＴｉなどを含んだ複合酸化物）
を形成する。鋼中に微細分散したＭｇ酸化物はＴｉＮに
比べて高温でも安定であり、ＨＡＺ全域のγ粒の粗大化
を抑制することあるいは粗大化したオーステナイト粒内
における微細な粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ靭性を
改善する。このためにはＭｇは最低０．０００１％必要
である。しかしＭｇ量を多量に鋼の中に入れることは製
鋼上非常に難しいので、その上限は０．００１０％とし
た。
【００１５】なおＯ量については、Ｔｉ，Ｍｇ添加時に
微細酸化物を十分に得るために、強脱酸元素Ａｌの量を
極力低下し、０．００１〜０．０１％に制御することが
有効である。Ｎは、ＴｉＮを形成しスラブ再加熱時およ
び溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母
材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な
最小量は０．００１％である。しかしＮ量が多過ぎると
スラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化の原因と
なるので、その上限は０．００６％に抑える必要があ
る。
微細酸化物を十分に得るために、強脱酸元素Ａｌの量を
極力低下し、０．００１〜０．０１％に制御することが
有効である。Ｎは、ＴｉＮを形成しスラブ再加熱時およ
び溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して母
材、ＨＡＺの低温靭性を向上させる。このために必要な
最小量は０．００１％である。しかしＮ量が多過ぎると
スラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化の原因と
なるので、その上限は０．００６％に抑える必要があ
る。
【００１６】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
Ｓ量をそれぞれ０．０３０％以下、０．００５％以下と
する。この主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靭性を
より一層向上させるためである。Ｐ量の低減は鋳片の中
心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靭
性を向上させる。またＳ量の低減は制御圧延で延伸化し
たＭｎＳを低減して延靭性を向上させる効果がある。
Ｓ量をそれぞれ０．０３０％以下、０．００５％以下と
する。この主たる理由は母材およびＨＡＺの低温靭性を
より一層向上させるためである。Ｐ量の低減は鋳片の中
心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靭
性を向上させる。またＳ量の低減は制御圧延で延伸化し
たＭｎＳを低減して延靭性を向上させる効果がある。
【００１７】次にＮｂ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭ
ｏを添加する目的について説明する。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・低温靭性、ＨＡＺ
靭性などの特性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの
拡大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。
ｏを添加する目的について説明する。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・低温靭性、ＨＡＺ
靭性などの特性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの
拡大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。
【００１８】Ｎｂは、Ｍｏと共存して制御圧延時にオー
ステナイトの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけ
でなく、析出硬化や焼入性増大にも寄与し、鋼を強靭化
する作用を有する。Ｎｂは最低０．００５％以上必要で
ある。しかしＮｂ添加量が多過ぎると、ＨＡＺ靭性に悪
影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。Ｖ
は、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂ
に比較して弱いと考えられていた。最低０．０１％のＶ
添加が必須であり、Ｖの上限はＨＡＺ靭性の点から０．
１０％まで許容できる。
ステナイトの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけ
でなく、析出硬化や焼入性増大にも寄与し、鋼を強靭化
する作用を有する。Ｎｂは最低０．００５％以上必要で
ある。しかしＮｂ添加量が多過ぎると、ＨＡＺ靭性に悪
影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。Ｖ
は、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂ
に比較して弱いと考えられていた。最低０．０１％のＶ
添加が必須であり、Ｖの上限はＨＡＺ靭性の点から０．
１０％まで許容できる。
【００１９】Ｎｉを添加する目的は強度や低温靭性を向
上させるためである。Ｎｉ添加は、ＭｎやＣｒ，Ｍｏ添
加に比較して圧延組織（特に鋳片の中心偏析帯）中に低
温靭性に有害な硬化組織を形成することが少ないだけで
なく、微量のＮｉ添加がＨＡＺ靭性の改善にも有効であ
ることが判明した（ＨＡＺ靭性上、特に有効なＮｉ添加
量は０．３％以上である）。しかし添加量が多過ぎる
と、ＨＡＺ靭性を劣化させるばかりでなく、経済性をも
損なわれるので、その上限を２．０％とした。またＮｉ
添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの
防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の１／３
以上添加する必要がある。
上させるためである。Ｎｉ添加は、ＭｎやＣｒ，Ｍｏ添
加に比較して圧延組織（特に鋳片の中心偏析帯）中に低
温靭性に有害な硬化組織を形成することが少ないだけで
なく、微量のＮｉ添加がＨＡＺ靭性の改善にも有効であ
ることが判明した（ＨＡＺ靭性上、特に有効なＮｉ添加
量は０．３％以上である）。しかし添加量が多過ぎる
と、ＨＡＺ靭性を劣化させるばかりでなく、経済性をも
損なわれるので、その上限を２．０％とした。またＮｉ
添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの
防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の１／３
以上添加する必要がある。
【００２０】Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様な効果をもつとと
もに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。また約０．５％以上のＣｕ添加は析出硬化によって
強度を大幅に増加させる。しかし過剰に添加すると、析
出硬化により母材、ＨＡＺの靭性低下や熱間圧延時にＣ
ｕクラックが生じるので、その上限を１．２％とした。
Ｃｒは、母材、溶接部の強度を増加させるが、多過ぎる
とＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上
限は１．０％である。
もに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。また約０．５％以上のＣｕ添加は析出硬化によって
強度を大幅に増加させる。しかし過剰に添加すると、析
出硬化により母材、ＨＡＺの靭性低下や熱間圧延時にＣ
ｕクラックが生じるので、その上限を１．２％とした。
Ｃｒは、母材、溶接部の強度を増加させるが、多過ぎる
とＨＡＺ靭性を著しく劣化させる。このためＣｒ量の上
限は１．０％である。
【００２１】Ｍｏは、Ｎｂと共存して制御圧延時にオー
ステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト組
織の微細化にも効果がある。しかし過剰なＭｏ添加はＨ
ＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．８０％とし
た。Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏ量の下限０．０５％
は、それぞれの元素添加による材質上の効果が顕著にな
る最小量である。
ステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト組
織の微細化にも効果がある。しかし過剰なＭｏ添加はＨ
ＡＺ靭性を劣化させるので、その上限を０．８０％とし
た。Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｒおよびＭｏ量の下限０．０５％
は、それぞれの元素添加による材質上の効果が顕著にな
る最小量である。
【００２２】次にＴｉとＭｇの複合酸化物のサイズと個
数について説明する。ＴｉとＭｇの複合酸化物の大きさ
は、０．００１μｍ未満では粒内フェライト生成の効果
あるいはオーステナイト粒径の粗大化抑制効果がなく、
５．０μｍを超えた大きさでは酸化物が大きすぎるため
にこれも粒内フェライト生成に効かず、かつオーステナ
イト粒径の粗大化抑制にも効果がなくなる。またＴｉ，
Ｍｇの複合酸化物の密度は、４０個／mm2 未満では酸化
物分散の数が少なく粒内変態に効かないので４０個／mm
2 以上とした。なお、ＴｉとＭｇの単独または複合酸化
物の密度は、例えば板厚の１／４の箇所から試料を採取
し、ＣＭＡ（コンピュータマイクロアナライザー）を用
いて、試料表面の５mm×０．５mmの範囲に１μｍ径のビ
ームを照射し、単位面積当たりの酸化物数を計算して求
める。
数について説明する。ＴｉとＭｇの複合酸化物の大きさ
は、０．００１μｍ未満では粒内フェライト生成の効果
あるいはオーステナイト粒径の粗大化抑制効果がなく、
５．０μｍを超えた大きさでは酸化物が大きすぎるため
にこれも粒内フェライト生成に効かず、かつオーステナ
イト粒径の粗大化抑制にも効果がなくなる。またＴｉ，
Ｍｇの複合酸化物の密度は、４０個／mm2 未満では酸化
物分散の数が少なく粒内変態に効かないので４０個／mm
2 以上とした。なお、ＴｉとＭｇの単独または複合酸化
物の密度は、例えば板厚の１／４の箇所から試料を採取
し、ＣＭＡ（コンピュータマイクロアナライザー）を用
いて、試料表面の５mm×０．５mmの範囲に１μｍ径のビ
ームを照射し、単位面積当たりの酸化物数を計算して求
める。
【００２３】次に、Ｍｇ添加素材について説明する。本
発明は、Ｍｎ添加素材として、鉄箔で包含した金属Ｍｇ
（９９％以上）を用い、溶製して鋼とする。金属Ｍｇを
直接溶鋼に投入すると反応が激しく、溶鋼が飛散する恐
れがあるため、金属Ｍｇを鉄箔で包含する。鉄箔を用い
るのは溶鋼中に不純物元素が混入するのを避けるためで
あるが、製品組成とほぼ同じ組成の鉄合金の箔を用いて
も問題ない。
発明は、Ｍｎ添加素材として、鉄箔で包含した金属Ｍｇ
（９９％以上）を用い、溶製して鋼とする。金属Ｍｇを
直接溶鋼に投入すると反応が激しく、溶鋼が飛散する恐
れがあるため、金属Ｍｇを鉄箔で包含する。鉄箔を用い
るのは溶鋼中に不純物元素が混入するのを避けるためで
あるが、製品組成とほぼ同じ組成の鉄合金の箔を用いて
も問題ない。
【００２４】
【実施例】次に本発明の実施例について述べる。実験室
溶解（５０kg，１２０mm厚鋼塊）で純Ｍｇ金属（９９％
以上）を鉄箔で包んで添加した種々のＭｇ含有鋼の鋼塊
を製造した。これらの鋼塊を種々の条件で厚みが１３〜
３０mmの鋼板に圧延し、諸機械的性質を調査した。鋼板
の機械的性質（降伏強さ：ＹＳ、引張強さ：ＴＳ、シャ
ルピー衝撃試験の−４０℃での吸収エネルギー：ｖＥ
-40 と５０％破面遷移温度：ｖＴｒｓ）は圧延と直角方
向で調査した。ＨＡＺ靭性（シャルピー衝撃試験の−２
０℃での吸収エネルギー：ｖＥ-20 ）は再現熱サイクル
装置で再現したＨＡＺで評価した（最高加熱温度：１４
００℃、８００〜５００℃の冷却時間［Δ
ｔ800-500 ］：２７秒）。Ｔｉ，Ｍｇ複合酸化物の大き
さ、数は１μｍのビーム径を用いてＣＭＡ分析を行い、
調査した。また酸化物の同定は電子顕微鏡観察を行っ
た。
溶解（５０kg，１２０mm厚鋼塊）で純Ｍｇ金属（９９％
以上）を鉄箔で包んで添加した種々のＭｇ含有鋼の鋼塊
を製造した。これらの鋼塊を種々の条件で厚みが１３〜
３０mmの鋼板に圧延し、諸機械的性質を調査した。鋼板
の機械的性質（降伏強さ：ＹＳ、引張強さ：ＴＳ、シャ
ルピー衝撃試験の−４０℃での吸収エネルギー：ｖＥ
-40 と５０％破面遷移温度：ｖＴｒｓ）は圧延と直角方
向で調査した。ＨＡＺ靭性（シャルピー衝撃試験の−２
０℃での吸収エネルギー：ｖＥ-20 ）は再現熱サイクル
装置で再現したＨＡＺで評価した（最高加熱温度：１４
００℃、８００〜５００℃の冷却時間［Δ
ｔ800-500 ］：２７秒）。Ｔｉ，Ｍｇ複合酸化物の大き
さ、数は１μｍのビーム径を用いてＣＭＡ分析を行い、
調査した。また酸化物の同定は電子顕微鏡観察を行っ
た。
【００２５】実施例を表１に示す。本発明にしたがって
製造した鋼板は−２０℃でのＨＡＺのシャルピー吸収エ
ネルギーが１５０Ｊを超え、優れたＨＡＺ靭性を有す
る。これに対して比較鋼は化学成分またはＴｉ，Ｍｇ複
合酸化物の大きさ、密度が不適切なため、−２０℃での
ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが著しく劣る。
製造した鋼板は−２０℃でのＨＡＺのシャルピー吸収エ
ネルギーが１５０Ｊを超え、優れたＨＡＺ靭性を有す
る。これに対して比較鋼は化学成分またはＴｉ，Ｍｇ複
合酸化物の大きさ、密度が不適切なため、−２０℃での
ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが著しく劣る。
【００２６】鋼１５はＯ量が少ないためにＴｉ，Ｍｇ複
合酸化物の密度が少ないのでＨＡＺのシャルピー吸収エ
ネルギーが低い。鋼１６はＡｌ量が多すぎるためにＴ
ｉ，Ｍｇ複合酸化物の密度がほとんどなく、ＨＡＺのシ
ャルピー吸収エネルギーが低い。鋼１７はＴｉ量が少な
すぎるために、Ｔｉ，Ｍｇの複合酸化物の密度が少な
く、ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが低い。鋼１８
はＴｉ量が多いためにＨＡＺのシャルピー吸収エネルギ
ーが若干低い。鋼１９はＯ量が多いためにＴｉ，Ｍｇの
複合酸化物の粒径が大きく、ＨＡＺのシャルピー吸収エ
ネルギーが低い。鋼２０はＭｇ添加がないため、ＨＡＺ
のシャルピー吸収エネルギーが若干低い。
合酸化物の密度が少ないのでＨＡＺのシャルピー吸収エ
ネルギーが低い。鋼１６はＡｌ量が多すぎるためにＴ
ｉ，Ｍｇ複合酸化物の密度がほとんどなく、ＨＡＺのシ
ャルピー吸収エネルギーが低い。鋼１７はＴｉ量が少な
すぎるために、Ｔｉ，Ｍｇの複合酸化物の密度が少な
く、ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが低い。鋼１８
はＴｉ量が多いためにＨＡＺのシャルピー吸収エネルギ
ーが若干低い。鋼１９はＯ量が多いためにＴｉ，Ｍｇの
複合酸化物の粒径が大きく、ＨＡＺのシャルピー吸収エ
ネルギーが低い。鋼２０はＭｇ添加がないため、ＨＡＺ
のシャルピー吸収エネルギーが若干低い。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【表４】
【００３１】
【発明の効果】本発明によりＨＡＺ靭性の優れた造船、
建築、圧力容器、ラインパイプなど構造物に使用する鋼
材が安定して大量に製造できるようになった。その結
果、造船、建築、圧力容器、パイプラインの安全性が著
しく向上することが可能となった。
建築、圧力容器、ラインパイプなど構造物に使用する鋼
材が安定して大量に製造できるようになった。その結
果、造船、建築、圧力容器、パイプラインの安全性が著
しく向上することが可能となった。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 植森 龍治 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 斉藤 直樹 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５、 Ｓｉ：０．６以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５、 Ｐ ：０．０３０以下、 Ｓ ：０．００５以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５、 Ａｌ：０．０２以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００１０、 Ｏ ：０．００１〜０．００４、 Ｎ ：０．００１〜０．００６、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物を含有し、かつ粒径が０．００１〜５．０μｍ
のＴｉとＭｇの酸化物および複合酸化物を４０個／mm2
以上含有する溶接熱影響部靭性の優れた鋼。 - 【請求項２】 請求項１に記載の鋼にさらに、重量％
で、 Ｎｂ：０．００５〜０．１０、 Ｖ ：０．０１〜０．１０、 Ｎｉ：０．０５〜２．０、 Ｃｕ：０．０５〜１．２、 Ｃｒ：０．０５〜１．０、 Ｍｏ：０．０５〜０．８の１種または２種以上を含有
し、かつ粒径が０．００１〜５．０μｍのＴｉとＭｇの
酸化物および複合酸化物を４０個／mm2 以上を含有する
溶接熱影響部靭性の優れた鋼。 - 【請求項３】 鉄箔で包含した金属ＭｇをＭｇ添加素材
として用い、溶製した鋼であることを特徴とする請求項
１または請求項２に記載の溶接熱影響部靭性の優れた
鋼。
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|---|---|---|---|
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| CN97190373A CN1081679C (zh) | 1996-04-17 | 1997-04-17 | 焊接热影响区有优异韧性的钢及其制造方法 |
| RU98101124A RU2135622C1 (ru) | 1996-12-16 | 1997-04-17 | Сталь, имеющая высокую ударную вязкость в зоне термического воздействия при сварке |
| EP97917423A EP0839921B1 (en) | 1996-04-17 | 1997-04-17 | Steel having improved toughness in welding heat-affected zone |
| KR1019970709457A KR100259797B1 (ko) | 1996-04-17 | 1997-04-17 | 용접영향부 인성이 우수한 강 및 그의 제조방법 |
| DE69723204T DE69723204T2 (de) | 1996-04-17 | 1997-04-17 | Stahl mit verbesserter zähigkeit in durch schwei en wärmebeaufschlagter zonen |
| US08/973,446 US5985053A (en) | 1996-04-17 | 1997-04-17 | Steel having improved toughness in welding heat-affected zone |
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| JP9562596 | 1996-04-17 | ||
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|---|---|
| JPH101744A true JPH101744A (ja) | 1998-01-06 |
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| KR100368243B1 (ko) * | 2000-08-16 | 2003-01-24 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 용접구조용 강재 및 그제조방법, 이를 이용한 용접구조물 |
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| RU2458174C1 (ru) | 2009-05-19 | 2012-08-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Сталь для сварных конструкций и способ ее получения |
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