JP2000234139A - 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 - Google Patents
溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法Info
- Publication number
- JP2000234139A JP2000234139A JP11031491A JP3149199A JP2000234139A JP 2000234139 A JP2000234139 A JP 2000234139A JP 11031491 A JP11031491 A JP 11031491A JP 3149199 A JP3149199 A JP 3149199A JP 2000234139 A JP2000234139 A JP 2000234139A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- oxide
- steel
- welding
- toughness
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 ＨＡＺ靱性の優れた鋼材を提供する。
【解決手段】 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、Ａｌ：０．
０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．
００６％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物か
らなり、粒径が０．０００１〜１μｍのＭｇ酸化物或い
はＭｇとＡｌの複合酸化物が０．０１個／μｍ2 以上分
散していることを特徴とする。
Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．
０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．
００６％、を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物か
らなり、粒径が０．０００１〜１μｍのＭｇ酸化物或い
はＭｇとＡｌの複合酸化物が０．０１個／μｍ2 以上分
散していることを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ）における低温靱性に優れた鋼材とその製造方法に
関するもので、特に、アーク溶接、電子ビーム溶接、レ
ーザー溶接等を行うに最適な大入熱溶接鋼材および超大
入熱溶接鋼材とその製造方法に関するものである。
ＡＺ）における低温靱性に優れた鋼材とその製造方法に
関するもので、特に、アーク溶接、電子ビーム溶接、レ
ーザー溶接等を行うに最適な大入熱溶接鋼材および超大
入熱溶接鋼材とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】最近の建築構造物の高層化に伴ない鋼製
柱部材への厚手の厚板材が使用される場合、四面ボック
スの製造にサブマージアーク溶接など５０kJ／mm以上を
超える超大入熱溶接が適用されている。特に、最近では
建築構造物の安全性の観点から建築用鋼板に対しても母
材およびＨＡＺの靱性レベル向上の必要性が指摘されて
いる。一方、海洋構造物についても海洋構造物用鋼とし
て、ＹＰ３６０〜４６０MPa 級の強度を有する高ＨＡＺ
靱性が開発されている。更に、天然ガス輸送用長距離パ
イプラインでは、輸送効率向上のための高圧化や使用鋼
管量の低減の理由からラインパイプの高強度化が検討さ
れている。これら用途に使用される鋼材に要求される重
要な特性の一つがＨＡＺ靱性である。
柱部材への厚手の厚板材が使用される場合、四面ボック
スの製造にサブマージアーク溶接など５０kJ／mm以上を
超える超大入熱溶接が適用されている。特に、最近では
建築構造物の安全性の観点から建築用鋼板に対しても母
材およびＨＡＺの靱性レベル向上の必要性が指摘されて
いる。一方、海洋構造物についても海洋構造物用鋼とし
て、ＹＰ３６０〜４６０MPa 級の強度を有する高ＨＡＺ
靱性が開発されている。更に、天然ガス輸送用長距離パ
イプラインでは、輸送効率向上のための高圧化や使用鋼
管量の低減の理由からラインパイプの高強度化が検討さ
れている。これら用途に使用される鋼材に要求される重
要な特性の一つがＨＡＺ靱性である。
【０００３】近年、熱処理技術或いは制御圧延、加工熱
処理法（ＴＭＣＰ）が高度に発展し、鋼材それ自体の低
温靱性を改善することは容易になったが、反面、溶接Ｈ
ＡＺは溶接時に高温に再加熱されるため、鋼材の微細組
織が完全に失われ、その微細組織は著しく粗大化してＨ
ＡＺ靱性の大幅な劣化を招いている。従来から上記大入
熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関しては多種、多様の知見・技
術が開発されているが、超大入熱溶接と大入熱溶接とで
はＨＡＺが受ける熱履歴が大きく異なるために、大入熱
溶接ＨＡＺ靱性向上技術がそのまま超大入熱溶接のＨＡ
Ｚ靱性向上に適用できない場合が多く見られる。上述の
大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術を分類すると、主に二つ
の技術に大別できる。その一つは、鋼中粒子によるピン
止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技術で
あり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変態利
用による有効結晶粒微細化技術である。それらの技術を
開示したものとして代表的な提案を以下に示すこととす
る。
処理法（ＴＭＣＰ）が高度に発展し、鋼材それ自体の低
温靱性を改善することは容易になったが、反面、溶接Ｈ
ＡＺは溶接時に高温に再加熱されるため、鋼材の微細組
織が完全に失われ、その微細組織は著しく粗大化してＨ
ＡＺ靱性の大幅な劣化を招いている。従来から上記大入
熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関しては多種、多様の知見・技
術が開発されているが、超大入熱溶接と大入熱溶接とで
はＨＡＺが受ける熱履歴が大きく異なるために、大入熱
溶接ＨＡＺ靱性向上技術がそのまま超大入熱溶接のＨＡ
Ｚ靱性向上に適用できない場合が多く見られる。上述の
大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術を分類すると、主に二つ
の技術に大別できる。その一つは、鋼中粒子によるピン
止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技術で
あり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変態利
用による有効結晶粒微細化技術である。それらの技術を
開示したものとして代表的な提案を以下に示すこととす
る。
【０００４】先ず、鉄と鋼、第６１年（１９７５）第１
１号、第６８頁には、各種の鋼中窒化物・炭化物につい
てオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加
した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶
接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制
する技術が開示されている。特開昭６０−１８４６６３
号公報には、鋼中に、Ａｌ：０．０４〜０．１０％、Ｔ
ｉ：０．００２〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００３〜
０．０５％を含有させ、ＲＥＭの硫化物・酸化物形成を
利用し、大入熱溶接時のＨＡＺ部組織の粗大化を防止
し、入熱：１５０kJ／cmの大入熱溶接でもＨＡＺ靱性向
上の技術が開示されている。また、特開昭６０−２４５
７６８号公報では、粒子径：０．１〜３．０μｍ、粒子
数：５×１０ 3 〜１×１０7 個／mm3 のＴｉ酸化物、Ｔ
ｉ酸化物・Ｔｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する
鋼では、入熱：１５０kJ／cmの大入熱溶接ＨＡＺ内でこ
れら粒子がフェライト変態核として作用することにより
ＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靱性向上の技術が開示さ
れている。特開平２−２５４１１８号公報では、Ｔｉ，
Ｓを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中に
ＴｉＮ，ＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライト
が生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ靱
性向上の技術が開示されている。特開昭６１−２５３３
４４号公報には、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｂ：
０．０００３〜０．００５０％に加え、Ｔｉ，Ｃａ，Ｒ
ＥＭの少なくとも１種を０．０３％以下含有する鋼が、
大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ．Ｃａ酸化・硫化物
或いはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成させ、
ここからフェライトを生成させることにより大入熱ＨＡ
Ｚ靱性向上の技術が開示されている。更に、ＣＡＭＰ−
ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．３（１９９０）８０８頁には、Ｔｉ
オキサイド鋼における粒内フェライト変態に及ぼすＮの
影響が、また、鉄と鋼第７９年（１９９３）第１０号に
は、Ｔｉオキサイドを含む鋼における粒内フェライト変
態に及ぼすＢの影響が報告されている。また、特開平９
−１５７７８７号公報には、Ｔｉ，Ｍｇを含有する鋼
で、粒子径：０．０１〜０．２０μｍのＭｇ含有酸化物
を４０，０００〜１００，０００個／mm2含み、かつ粒
子径：０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有酸化物とＭｎＳ
とからなる複合体を２０〜４００／mm2 して、γ粒成長
抑制と粒内フェライト変態促進を図ることにより５００
kJ／cm以上の超大入熱溶接ＨＡＺ靱性に優れた高張力鋼
を開示している。
１号、第６８頁には、各種の鋼中窒化物・炭化物につい
てオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加
した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶
接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制
する技術が開示されている。特開昭６０−１８４６６３
号公報には、鋼中に、Ａｌ：０．０４〜０．１０％、Ｔ
ｉ：０．００２〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００３〜
０．０５％を含有させ、ＲＥＭの硫化物・酸化物形成を
利用し、大入熱溶接時のＨＡＺ部組織の粗大化を防止
し、入熱：１５０kJ／cmの大入熱溶接でもＨＡＺ靱性向
上の技術が開示されている。また、特開昭６０−２４５
７６８号公報では、粒子径：０．１〜３．０μｍ、粒子
数：５×１０ 3 〜１×１０7 個／mm3 のＴｉ酸化物、Ｔ
ｉ酸化物・Ｔｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する
鋼では、入熱：１５０kJ／cmの大入熱溶接ＨＡＺ内でこ
れら粒子がフェライト変態核として作用することにより
ＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靱性向上の技術が開示さ
れている。特開平２−２５４１１８号公報では、Ｔｉ，
Ｓを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中に
ＴｉＮ，ＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライト
が生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ靱
性向上の技術が開示されている。特開昭６１−２５３３
４４号公報には、Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｂ：
０．０００３〜０．００５０％に加え、Ｔｉ，Ｃａ，Ｒ
ＥＭの少なくとも１種を０．０３％以下含有する鋼が、
大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ．Ｃａ酸化・硫化物
或いはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成させ、
ここからフェライトを生成させることにより大入熱ＨＡ
Ｚ靱性向上の技術が開示されている。更に、ＣＡＭＰ−
ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．３（１９９０）８０８頁には、Ｔｉ
オキサイド鋼における粒内フェライト変態に及ぼすＮの
影響が、また、鉄と鋼第７９年（１９９３）第１０号に
は、Ｔｉオキサイドを含む鋼における粒内フェライト変
態に及ぼすＢの影響が報告されている。また、特開平９
−１５７７８７号公報には、Ｔｉ，Ｍｇを含有する鋼
で、粒子径：０．０１〜０．２０μｍのＭｇ含有酸化物
を４０，０００〜１００，０００個／mm2含み、かつ粒
子径：０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有酸化物とＭｎＳ
とからなる複合体を２０〜４００／mm2 して、γ粒成長
抑制と粒内フェライト変態促進を図ることにより５００
kJ／cm以上の超大入熱溶接ＨＡＺ靱性に優れた高張力鋼
を開示している。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た技術にはそれぞれ以下に記すような問題点が指摘され
ている。まず、鉄と鋼、第６１年（１９７５）第１１
号、第６８頁で開示された技術ではＴｉＮを始めとする
窒化物を利用してオーステナイト粒成長を図るものであ
るが、大入熱溶接では効果が発揮されるも、超大入熱溶
接では１３５０℃以上の滞留時間が長いために殆どのＴ
ｉＮが固溶し、粒成長効果が喪失するという欠点があ
る。特開昭６０−１８４６６３号公報で開示された技術
は、硫・酸化物は、窒化物に比べて１３５０℃以上の高
温における安定性は高いために粒成長抑制効果は維持さ
れるが、硫・酸化物を微細を微細に分散させることは困
難である。この硫・酸化物は密度が低いために個々の粒
子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接Ｈ
ＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度が
あり、これだけで靱性向上を図ることはできない。特開
昭６０−２４５７６８号公報で開示された技術では、Ｔ
ｉ酸化物の高温安定性を考慮すると大入熱溶接において
もその効果は維持されるも、超大入熱溶接ＨＡＺではオ
ーステナイト粒が粗大化する場合には粒内変態だけでＨ
ＡＺ組織を微細化することには限度がある。特開平２−
２５４１１８号公報に開示された技術では、大入熱溶接
のように１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合に
は効果を発揮するが、超大入熱溶接の場合で前述の温度
以上での滞留時間が長い場合には、この間にＴｉＮが固
溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その効
果が発揮できないという問題がある。特開昭６１−２５
３３４４号公報に開示された技術では、ＲＥＭ，Ｃａの
酸化・硫化物或いはＴｉＮ上にＢＮを形成させても、Ｒ
ＥＭ，Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは困
難な上に、ＴｉＮは固溶してしてフェライト生成核とし
て作用せず、その効果が発揮できないという問題があ
る。更に、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．３（１９９
０）８０８頁、および鉄と鋼第７９年（１９９３）第１
０号に開示された技術においても、ＨＡＺ靱性のレベル
は必ずしも十分でなかった。
た技術にはそれぞれ以下に記すような問題点が指摘され
ている。まず、鉄と鋼、第６１年（１９７５）第１１
号、第６８頁で開示された技術ではＴｉＮを始めとする
窒化物を利用してオーステナイト粒成長を図るものであ
るが、大入熱溶接では効果が発揮されるも、超大入熱溶
接では１３５０℃以上の滞留時間が長いために殆どのＴ
ｉＮが固溶し、粒成長効果が喪失するという欠点があ
る。特開昭６０−１８４６６３号公報で開示された技術
は、硫・酸化物は、窒化物に比べて１３５０℃以上の高
温における安定性は高いために粒成長抑制効果は維持さ
れるが、硫・酸化物を微細を微細に分散させることは困
難である。この硫・酸化物は密度が低いために個々の粒
子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接Ｈ
ＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度が
あり、これだけで靱性向上を図ることはできない。特開
昭６０−２４５７６８号公報で開示された技術では、Ｔ
ｉ酸化物の高温安定性を考慮すると大入熱溶接において
もその効果は維持されるも、超大入熱溶接ＨＡＺではオ
ーステナイト粒が粗大化する場合には粒内変態だけでＨ
ＡＺ組織を微細化することには限度がある。特開平２−
２５４１１８号公報に開示された技術では、大入熱溶接
のように１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合に
は効果を発揮するが、超大入熱溶接の場合で前述の温度
以上での滞留時間が長い場合には、この間にＴｉＮが固
溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その効
果が発揮できないという問題がある。特開昭６１−２５
３３４４号公報に開示された技術では、ＲＥＭ，Ｃａの
酸化・硫化物或いはＴｉＮ上にＢＮを形成させても、Ｒ
ＥＭ，Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは困
難な上に、ＴｉＮは固溶してしてフェライト生成核とし
て作用せず、その効果が発揮できないという問題があ
る。更に、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．３（１９９
０）８０８頁、および鉄と鋼第７９年（１９９３）第１
０号に開示された技術においても、ＨＡＺ靱性のレベル
は必ずしも十分でなかった。
【０００６】また、特開平９−１５７７８７号公報に
は、Ｔｉ，Ｍｇを含有する鋼で、粒子径：０．０１〜
０．２０μｍのＭｇ含有酸化物を４０，０００〜１０
０，０００個／mm2 含み、かつ粒子径：０．２０〜５．
０μｍのＴｉ含有酸化物とＭｎＳとからなる複合体を２
０〜４００／mm2 して、γ粒成長抑制と粒内フェライト
変態促進を図ることにより５００kJ／cm以上の超大入熱
溶接ＨＡＺ靱性に優れた高張力鋼を開示している。
は、Ｔｉ，Ｍｇを含有する鋼で、粒子径：０．０１〜
０．２０μｍのＭｇ含有酸化物を４０，０００〜１０
０，０００個／mm2 含み、かつ粒子径：０．２０〜５．
０μｍのＴｉ含有酸化物とＭｎＳとからなる複合体を２
０〜４００／mm2 して、γ粒成長抑制と粒内フェライト
変態促進を図ることにより５００kJ／cm以上の超大入熱
溶接ＨＡＺ靱性に優れた高張力鋼を開示している。
【０００７】本発明は、溶接熱影響部（ＨＡＺ）におけ
る低温靱性に優れた鋼材とその製造方法に関するもの
で、特に、アーク溶接、電子ビーム溶接、レーザー溶接
等を行うに最適な大入熱溶接鋼および超大入熱溶接鋼材
とその製造方法を提供するものである。ここで、上述の
鋼材とは厚鋼板、熱延鋼板、形鋼、鋼管等を含めたもの
を指す。
る低温靱性に優れた鋼材とその製造方法に関するもの
で、特に、アーク溶接、電子ビーム溶接、レーザー溶接
等を行うに最適な大入熱溶接鋼および超大入熱溶接鋼材
とその製造方法を提供するものである。ここで、上述の
鋼材とは厚鋼板、熱延鋼板、形鋼、鋼管等を含めたもの
を指す。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、鋼材のＨ
ＡＺ靱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研究（オキサイドメタラジー）を行
い、新しい高ＨＡＺ靱性を開発した。このオキサイドメ
タラジーの研究は、酸化物の組成と分布を制御して硫化
物、窒化物などの不均質核生成サイトとして作用させる
ことにより、結晶粒の成長制御、粒内フェライト変態、
マトリックスの清浄化などが可能となるばかりか、酸化
物自体の組成を変えて、その変態能を目的とす鋼材特性
に応じて制御することができる技術である。しかしなが
ら、この実用化はこの分野で先駆的な役割を果たした厚
板、条鋼、鋼管分野でも数が少なく、その主たる技術が
上述した先行技術に開示されたもので、１）Ｔｉ複合酸
化物を核として生成する粒内変態フェライトを利用した
ＨＡＺにおける低温靱性の改善技術（Ｔｉ脱酸鋼および
Ｔｉ−Ａｌ複合脱酸鋼）と、２）複合析出物：ＭｎＳ＋
ＶＮを核として生成する粒内変態フェライトによる熱処
理時の靱性改善技術（熱間鍛造用非調質鋼）に過ぎな
い。また、これらの技術が実用化されてから久しいにも
拘わらず、オキサイドメタラジーの研究は停滞気味で、
その優れた概念を十分生かしきれないでいた。
ＡＺ靱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研究（オキサイドメタラジー）を行
い、新しい高ＨＡＺ靱性を開発した。このオキサイドメ
タラジーの研究は、酸化物の組成と分布を制御して硫化
物、窒化物などの不均質核生成サイトとして作用させる
ことにより、結晶粒の成長制御、粒内フェライト変態、
マトリックスの清浄化などが可能となるばかりか、酸化
物自体の組成を変えて、その変態能を目的とす鋼材特性
に応じて制御することができる技術である。しかしなが
ら、この実用化はこの分野で先駆的な役割を果たした厚
板、条鋼、鋼管分野でも数が少なく、その主たる技術が
上述した先行技術に開示されたもので、１）Ｔｉ複合酸
化物を核として生成する粒内変態フェライトを利用した
ＨＡＺにおける低温靱性の改善技術（Ｔｉ脱酸鋼および
Ｔｉ−Ａｌ複合脱酸鋼）と、２）複合析出物：ＭｎＳ＋
ＶＮを核として生成する粒内変態フェライトによる熱処
理時の靱性改善技術（熱間鍛造用非調質鋼）に過ぎな
い。また、これらの技術が実用化されてから久しいにも
拘わらず、オキサイドメタラジーの研究は停滞気味で、
その優れた概念を十分生かしきれないでいた。
【０００９】本発明者らは、上記問題を打破すべく更に
研究を重ね、従来よりも更に有効な酸化物を多量・微細
に分散させ、前述の目的に適う酸化物種の選定およびそ
の分散技術について研究した結果、粒内変態フェライト
密度の増加や生成能力の向上に加えて、再加熱時のオー
ステナイト粒の成長抑制（微細化）効果が期待できるこ
と、また、鋼材中に含まれる不純物元素、例えば、Ｐ，
Ｓ、或いは水素トラップが可能な酸化物が発見できれば
マトリックスの清浄化や鋳片表面疵の防止などにも利用
しうること、更に、適切な酸化物を高密度で分散するこ
とができれば、高温クリープ強度を改善することが可能
であるとの期待しうるとの知見を得た。そして、このオ
キサイドメタラジーが完成すれば、鋼材製造プロセスで
は溶銑予備処理・製鋼工程での脱Ｐ、脱Ｓ処理や脱水素
処理の簡省略、圧延工程での低温加熱、ＴＣＭＰの軽減
や成形加工での溶接時の予熱、熱処理の簡省略が可能と
なる。また、材料開発の面でも超大入熱溶接用鋼、ＨＡ
Ｚ靱性の優れた高強度ラインパイプ、予熱低減型高張力
鋼など新しい鋼材の開発も期待しうるとの知見を得た。
研究を重ね、従来よりも更に有効な酸化物を多量・微細
に分散させ、前述の目的に適う酸化物種の選定およびそ
の分散技術について研究した結果、粒内変態フェライト
密度の増加や生成能力の向上に加えて、再加熱時のオー
ステナイト粒の成長抑制（微細化）効果が期待できるこ
と、また、鋼材中に含まれる不純物元素、例えば、Ｐ，
Ｓ、或いは水素トラップが可能な酸化物が発見できれば
マトリックスの清浄化や鋳片表面疵の防止などにも利用
しうること、更に、適切な酸化物を高密度で分散するこ
とができれば、高温クリープ強度を改善することが可能
であるとの期待しうるとの知見を得た。そして、このオ
キサイドメタラジーが完成すれば、鋼材製造プロセスで
は溶銑予備処理・製鋼工程での脱Ｐ、脱Ｓ処理や脱水素
処理の簡省略、圧延工程での低温加熱、ＴＣＭＰの軽減
や成形加工での溶接時の予熱、熱処理の簡省略が可能と
なる。また、材料開発の面でも超大入熱溶接用鋼、ＨＡ
Ｚ靱性の優れた高強度ラインパイプ、予熱低減型高張力
鋼など新しい鋼材の開発も期待しうるとの知見を得た。
【００１０】本発明者らは、上述したような効果を有す
る酸化物種に関して探索的な検討を行ったところ、Ｍｇ
の酸化物が最も有望であるとの知見を得、Ｍｇオキサイ
ドメタラジーの研究を続行した。その結果、Ｍｇ酸化物
（ＭｇＯ）或いはＭｇとＡｌの複合酸化物（ＭｇＡｌＯ
4 ）は、強力な粒内フェライト変態生成能を有する他、
再加熱時のオーステナイト粒の成長抑制（微細化）や、
不純物元素Ｐ，Ｓの固定など種々の効果を併せもってい
ることも解明した。
る酸化物種に関して探索的な検討を行ったところ、Ｍｇ
の酸化物が最も有望であるとの知見を得、Ｍｇオキサイ
ドメタラジーの研究を続行した。その結果、Ｍｇ酸化物
（ＭｇＯ）或いはＭｇとＡｌの複合酸化物（ＭｇＡｌＯ
4 ）は、強力な粒内フェライト変態生成能を有する他、
再加熱時のオーステナイト粒の成長抑制（微細化）や、
不純物元素Ｐ，Ｓの固定など種々の効果を併せもってい
ることも解明した。
【００１１】本発明は、上述した研究の結果得られた成
果であり、従来全く解明されていなかった新しいオキサ
イドメタラジー技術を発明した。その特徴は、溶鋼溶製
時にＭｇ酸化物或いはＭｇとＡｌの複合酸化物を添加
し、鋼中にこのＭｇ酸化物或いはＭｇとＡｌの複合酸化
物を微細に分散させ、粒内フェライト変態生成能を有
し、かつ再加熱時のオーステナイト粒の成長抑制（微細
化）や不純物元素Ｐ，Ｓを固定することを特徴とする溶
接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方
法である。その具体的要旨は以下のとおりである。
果であり、従来全く解明されていなかった新しいオキサ
イドメタラジー技術を発明した。その特徴は、溶鋼溶製
時にＭｇ酸化物或いはＭｇとＡｌの複合酸化物を添加
し、鋼中にこのＭｇ酸化物或いはＭｇとＡｌの複合酸化
物を微細に分散させ、粒内フェライト変態生成能を有
し、かつ再加熱時のオーステナイト粒の成長抑制（微細
化）や不純物元素Ｐ，Ｓを固定することを特徴とする溶
接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方
法である。その具体的要旨は以下のとおりである。
【００１２】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、Ａ
ｌ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１〜０．００
６０％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００
１〜０．００４％、を主成分とし、その他不可避的不純
物からなり、Ｍｇ酸化物或いはＭｇとＡｌの複合酸化物
を含むことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接
用高張力鋼材。
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ
：０．０３０％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ａ
ｌ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１〜０．００
６０％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００
１〜０．００４％、を主成分とし、その他不可避的不純
物からなり、Ｍｇ酸化物或いはＭｇとＡｌの複合酸化物
を含むことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接
用高張力鋼材。
【００１３】２）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、Ａ
ｌ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１〜０．００
６０％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００
１〜０．００４％、を主成分とし、その他不可避的不純
物からなり、粒径が０．０００１〜１μｍのＭｇ酸化物
或いはＭｇとＡｌの複合酸化物を０．０１個／μｍ2 以
上含むことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接
用高張力鋼材。
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ
：０．０３０％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ａ
ｌ：０．０１０％以下、Ｍｇ：０．０００１〜０．００
６０％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、Ｏ：０．００
１〜０．００４％、を主成分とし、その他不可避的不純
物からなり、粒径が０．０００１〜１μｍのＭｇ酸化物
或いはＭｇとＡｌの複合酸化物を０．０１個／μｍ2 以
上含むことを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接
用高張力鋼材。
【００１４】３）前記主成分に、更に、重量％で、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｚｒ：０．０５〜０．
０２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｍｏ：０．
０５〜０．８％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％の
１種または２種以上を含有することを特徴とする１）ま
たは２）記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力
鋼材。
ｉ：０．００５〜０．０２５％、Ｚｒ：０．０５〜０．
０２５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｍｏ：０．
０５〜０．８％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％の
１種または２種以上を含有することを特徴とする１）ま
たは２）記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力
鋼材。
【００１５】４）上記１）１〜３）の何れかに記載の鋼
の製造方法において、溶鋼溶製時にＭｇ酸化物或いはＭ
ｇとＡｌの複合酸化物を添加することを特徴とする溶接
熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材の製造方法。
の製造方法において、溶鋼溶製時にＭｇ酸化物或いはＭ
ｇとＡｌの複合酸化物を添加することを特徴とする溶接
熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】本発明は、前述したように、酸化
物としてＭｇ酸化物或いはＭｇとＡｌの複合酸化物に着
眼し、粒径０．０００１〜１μｍのＭｇ酸化物或いはＭ
ｇとＡｌの複合酸化物を０．０１個／μｍ2 以上鋼中に
微細分散させることができれば、粒成長を抑制するピン
ニング効果により、ＨＡＺ靱性を向上させることが判明
した。なお、前述した酸化物の他に、例えばＭｎＳ，Ｃ
ｕＳ等の酸化物や、ＴｉＮ，ＺｎＮ等の窒化物を含んで
もよい。
物としてＭｇ酸化物或いはＭｇとＡｌの複合酸化物に着
眼し、粒径０．０００１〜１μｍのＭｇ酸化物或いはＭ
ｇとＡｌの複合酸化物を０．０１個／μｍ2 以上鋼中に
微細分散させることができれば、粒成長を抑制するピン
ニング効果により、ＨＡＺ靱性を向上させることが判明
した。なお、前述した酸化物の他に、例えばＭｎＳ，Ｃ
ｕＳ等の酸化物や、ＴｉＮ，ＺｎＮ等の窒化物を含んで
もよい。
【００１７】微細に分散したＭｇ酸化物（ＭｇＯ）或い
はＭｇとＡｌの複合酸化物（ＭｇＡｌＯ4 ）は、オース
テナイト粒成長を抑制し、ＨＡＺ靱性を大幅に改善する
ことを明らかにした。その理由を本発明者らは以下のよ
うに考えている。結晶粒成長が大幅に抑制された鋼板を
電子顕微鏡で観察した結果、前述したように０．１μｍ
以下の面心立方構造のＭｇＯやスピネル型構造のＭｇＡ
ｌ2 Ｏ4粒子が多数認められ、あるいはＭｇ含有酸化物
−窒化物［ＴｉＮ，（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｎ，ＺｒＮ等］の複
合粒子が多数存在することがわかった。電子顕微鏡観察
において、Ｍｇ含有酸化物−窒化物粒子間の結晶学的な
方位関係を調べると、いずれも［００１］酸化物‖［０
１０］窒化物の方位関係を持っていることも明らかにな
った。このことは、Ｍｇの微細酸化物が窒化物の優先析
出サイトとして作用していることを示しており、この析
出サイトが多数存在するために、結晶粒のピニングに有
効な窒化物を増加させているものと考えられる。さら
に、超大入熱溶接時のような高温での滞留時間が長い場
合、窒化物粒子の溶解が生じるが、本発明では、多数の
ＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物が存在しており、たとえ
窒化物粒子が溶解したとしても、依然として微細な酸化
物粒子が存在するために、高温でも従来鋼以上に優れた
ピニング効果を発揮できると考えられる。
はＭｇとＡｌの複合酸化物（ＭｇＡｌＯ4 ）は、オース
テナイト粒成長を抑制し、ＨＡＺ靱性を大幅に改善する
ことを明らかにした。その理由を本発明者らは以下のよ
うに考えている。結晶粒成長が大幅に抑制された鋼板を
電子顕微鏡で観察した結果、前述したように０．１μｍ
以下の面心立方構造のＭｇＯやスピネル型構造のＭｇＡ
ｌ2 Ｏ4粒子が多数認められ、あるいはＭｇ含有酸化物
−窒化物［ＴｉＮ，（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｎ，ＺｒＮ等］の複
合粒子が多数存在することがわかった。電子顕微鏡観察
において、Ｍｇ含有酸化物−窒化物粒子間の結晶学的な
方位関係を調べると、いずれも［００１］酸化物‖［０
１０］窒化物の方位関係を持っていることも明らかにな
った。このことは、Ｍｇの微細酸化物が窒化物の優先析
出サイトとして作用していることを示しており、この析
出サイトが多数存在するために、結晶粒のピニングに有
効な窒化物を増加させているものと考えられる。さら
に、超大入熱溶接時のような高温での滞留時間が長い場
合、窒化物粒子の溶解が生じるが、本発明では、多数の
ＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物が存在しており、たとえ
窒化物粒子が溶解したとしても、依然として微細な酸化
物粒子が存在するために、高温でも従来鋼以上に優れた
ピニング効果を発揮できると考えられる。
【００１８】さらに、微細なＭｇ酸化物或いはＭｇとＡ
ｌの複合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。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の低温靱性の著しい劣化を招くので、
その上限を０．１５％とした。
ｌの複合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。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の低温靱性の著しい劣化を招くので、
その上限を０．１５％とした。
【００１９】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靱性を著しく劣化さ
せるので、上限を０．６％とした。Ｓｉは必ずしも添加
する必要はない。Ｍｎは、強度・低温靱性バランスを確
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
ＨＡＺ靱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、母材の低温靱性をも劣化させ
るので上限を２．５％とした。
素であるが、多く添加するとＨＡＺ靱性を著しく劣化さ
せるので、上限を０．６％とした。Ｓｉは必ずしも添加
する必要はない。Ｍｎは、強度・低温靱性バランスを確
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
ＨＡＺ靱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、母材の低温靱性をも劣化させ
るので上限を２．５％とした。
【００２０】Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であ
り、主に脱酸材として添加されるが、前述したように
０．００６０％を越えて添加されると、粗大な酸化物が
生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたら
す。しかしながら、０．０００１％未満の添加では、ピ
ニング粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待でき
なくなるため、その添加範囲を０．０００１〜０．００
６０％と限定する。
り、主に脱酸材として添加されるが、前述したように
０．００６０％を越えて添加されると、粗大な酸化物が
生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたら
す。しかしながら、０．０００１％未満の添加では、ピ
ニング粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待でき
なくなるため、その添加範囲を０．０００１〜０．００
６０％と限定する。
【００２１】Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、本
発明においては、０．０１％越えて添加されるとＭｇの
添加の効果を阻害するために、これを上限とする。微細
なＭｇ酸化物（ＭｇＯ）或いはＭｇとＡｌの複合酸化物
（ＭｇＡｌＯ4 ）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。ま
た、Ｏ量については、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、０．００１〜０．０
０４％に制御することが有効である。
発明においては、０．０１％越えて添加されるとＭｇの
添加の効果を阻害するために、これを上限とする。微細
なＭｇ酸化物（ＭｇＯ）或いはＭｇとＡｌの複合酸化物
（ＭｇＡｌＯ4 ）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。ま
た、Ｏ量については、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、０．００１〜０．０
０４％に制御することが有効である。
【００２２】Ｎは、例えばＴｉＮなどの窒化物を形成し
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の低温靱性を向上させ
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ＨＡ
Ｚ靱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。
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の低温靱性を向上させ
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ＨＡ
Ｚ靱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。
【００２３】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の低温靱性を
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靱
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を低減して延靱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の低温靱性を
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靱
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を低減して延靱性を向上させる効果がある。
【００２４】つぎにＴｉ，Ｚｒ，Ｎｂ，ＭｏおよびＢ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・低温靱性、ＨＡＺ靱性
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。
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・低温靱性、ＨＡＺ靱性
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。
【００２５】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
の低温靱性を改善する。またＡｌ量が少ないとき（たと
えば０．０１０％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、低温靱性を劣化させるの
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
の低温靱性を改善する。またＡｌ量が少ないとき（たと
えば０．０１０％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、低温靱性を劣化させるの
で、その上限を０．０２５％に限定した。
【００２６】Ｚｒ添加は、微細なＺｒＮ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
の低温靱性を改善する。またＡｌ量が少ないとき（たと
えば０．０１０％以下）、Ｚｒ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Ｚｒ添加効果
を発現させるには、最低０．００５％のＺｒ添加が必要
である。しかしＺｒ量が多過ぎると、ＺｒＮの粗大化や
ＺｒＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるの
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
の低温靱性を改善する。またＡｌ量が少ないとき（たと
えば０．０１０％以下）、Ｚｒ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Ｚｒ添加効果
を発現させるには、最低０．００５％のＺｒ添加が必要
である。しかしＺｒ量が多過ぎると、ＺｒＮの粗大化や
ＺｒＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるの
で、その上限を０．０２５％に限定した。
【００２７】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、鋼を強靱化
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靱性に悪
影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。Ｍ
ｏ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ＨＡＺ靱性を劣化
させるので、その上限を０．８０％とした。また、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、鋼を強靱化
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靱性に悪
影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。Ｍ
ｏ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ＨＡＺ靱性を劣化
させるので、その上限を０．８０％とした。また、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。
【００２８】Ｂは、極微量で鋼の焼き入れ性を飛躍的に
高め、上部ベイナイトの生成を抑制し、下部ベイナイト
主体の組織を得るために、極めて有効な元素である。１
％Ｍｎに相当する効果がある。さらに、ＢはＭｏの焼き
入れ性向上効果を高めるとともにＮｂと共存して相乗的
に焼入れ性を増す。このような効果を得るためには、Ｂ
は最低でも０．０００３％が必要である。一方過剰に添
加すると低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢ
の焼き入れ性向上効果を消失せしめることもあるのでそ
の上限を０．００２０％とした。オーステナイト粒粗大
化抑制効果に効果があるＭｇ酸化物あるいはＭｇとＡｌ
の酸化物は０．１μｍ程度と非常に微細なためＣＭＡ等
では測定不可能である。また、Ｚｅｎｅｒの関係からピ
ニングは酸化物の半径と体積で決まってくるので密度の
概念を導入することは難しい。従って、Ｍｇ量が０．０
００１％以上有れば可とする。Ｍｇ添加素材は純金属Ｍ
ｇあるいはＭｇ合金を用いてもよい。Ｍｇ酸化物あるい
はＭｇとＡｌの酸化物を溶鋼中に投入する素材の製造方
法は例えば以下の通りである。Ｍｇの酸化物とＭｇとＡ
ｌを含有する酸化物粉末を長時間、ボールミル等でメカ
ニカルミリングさせたのち鋼の中に挿入し熱間圧延にて
圧延し、Ｍｇ酸化物あるいはＭｇとＡｌの酸化物をバル
ク化させる。こうしてバルク化したＭｇ酸化物あるいは
ＭｇとＡｌの酸化物を溶鋼中に投入する。この時できる
だけ溶鋼中の底までバルク化したＭｇ酸化物あるいはＭ
ｇとＡｌの酸化物を投入することが好ましい。
高め、上部ベイナイトの生成を抑制し、下部ベイナイト
主体の組織を得るために、極めて有効な元素である。１
％Ｍｎに相当する効果がある。さらに、ＢはＭｏの焼き
入れ性向上効果を高めるとともにＮｂと共存して相乗的
に焼入れ性を増す。このような効果を得るためには、Ｂ
は最低でも０．０００３％が必要である。一方過剰に添
加すると低温靱性を劣化させるだけでなく、かえってＢ
の焼き入れ性向上効果を消失せしめることもあるのでそ
の上限を０．００２０％とした。オーステナイト粒粗大
化抑制効果に効果があるＭｇ酸化物あるいはＭｇとＡｌ
の酸化物は０．１μｍ程度と非常に微細なためＣＭＡ等
では測定不可能である。また、Ｚｅｎｅｒの関係からピ
ニングは酸化物の半径と体積で決まってくるので密度の
概念を導入することは難しい。従って、Ｍｇ量が０．０
００１％以上有れば可とする。Ｍｇ添加素材は純金属Ｍ
ｇあるいはＭｇ合金を用いてもよい。Ｍｇ酸化物あるい
はＭｇとＡｌの酸化物を溶鋼中に投入する素材の製造方
法は例えば以下の通りである。Ｍｇの酸化物とＭｇとＡ
ｌを含有する酸化物粉末を長時間、ボールミル等でメカ
ニカルミリングさせたのち鋼の中に挿入し熱間圧延にて
圧延し、Ｍｇ酸化物あるいはＭｇとＡｌの酸化物をバル
ク化させる。こうしてバルク化したＭｇ酸化物あるいは
ＭｇとＡｌの酸化物を溶鋼中に投入する。この時できる
だけ溶鋼中の底までバルク化したＭｇ酸化物あるいはＭ
ｇとＡｌの酸化物を投入することが好ましい。
【００２９】
【実施例】つぎ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）で種々の鋼成分の鋼
を製造した。これら供試鋼の化学成分を表１に示した。
バルク化したＭｇ酸化物あるいはＭｇとＡｌの酸化物を
溶鋼中の底まで投入した。その後このバルク化した酸化
物が溶けたのを確認したのち鋳造した。
室溶解（５０kg，１２０mm厚鋼塊）で種々の鋼成分の鋼
を製造した。これら供試鋼の化学成分を表１に示した。
バルク化したＭｇ酸化物あるいはＭｇとＡｌの酸化物を
溶鋼中の底まで投入した。その後このバルク化した酸化
物が溶けたのを確認したのち鋳造した。
【００３０】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。ＨＡ
Ｚ靱性（シャルピー衝撃試験の−２０℃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ＨＡ
Ｚで評価した（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５
００℃の冷却時間〔Δｔ800-500 〕：２８秒）。Ｍｇ酸
化物およびＭｇとＡｌの複合酸化物の大きさ、数は電子
顕微鏡観察（ＴＥＭ）を行い、調査した。その結果を表
１に示した。
３０mmの鋼板に圧延し、諸機械的性質を調査した。ＨＡ
Ｚ靱性（シャルピー衝撃試験の−２０℃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ＨＡ
Ｚで評価した（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５
００℃の冷却時間〔Δｔ800-500 〕：２８秒）。Ｍｇ酸
化物およびＭｇとＡｌの複合酸化物の大きさ、数は電子
顕微鏡観察（ＴＥＭ）を行い、調査した。その結果を表
１に示した。
【００３１】
【表１】
【表２】
【００３２】本発明に従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を越
え、優れたＨＡＺ靱性を有する。これに対して比較鋼は
化学成分またはＭｇ酸化物あるいはＭｇとＡｌ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。
のＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが１５０Ｊを越
え、優れたＨＡＺ靱性を有する。これに対して比較鋼は
化学成分またはＭｇ酸化物あるいはＭｇとＡｌ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。
【００３３】
【発明の効果】本発明によりＨＡＺ靱性の優れた造船、
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。
Claims (4)
- 【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、 Ａｌ：０．０１０％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ：０．００１〜０．００４％、 を主成分とし、その他不可避的不純物からなり、Ｍｇ酸
化物或いはＭｇとＡｌの複合酸化物を含むことを特徴と
する溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材。 - 【請求項２】 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、 Ａｌ：０．０１０％以下、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００６０％、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ：０．００１〜０．００４％、 を主成分とし、その他不可避的不純物からなり、粒径が
０．０００１〜１μｍのＭｇ酸化物或いはＭｇとＡｌの
複合酸化物を０．０１個／μｍ2 以上含むことを特徴と
する溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材。 - 【請求項３】 前記主成分に、更に、重量％で、Ｔｉ：
０．００５〜０．０２５％、Ｚｒ：０．０５〜０．０２
５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｍｏ：０．０５
〜０．８％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％の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ま
たは２記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼
材。 - 【請求項４】 請求項１〜３の何れかに記載の鋼の製造
方法において、溶鋼溶製時に、Ｍｇ酸化物或いはＭｇと
Ａｌの複合酸化物を添加することを特徴とする溶接熱影
響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11031491A JP2000234139A (ja) | 1999-02-09 | 1999-02-09 | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11031491A JP2000234139A (ja) | 1999-02-09 | 1999-02-09 | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000234139A true JP2000234139A (ja) | 2000-08-29 |
Family
ID=12332738
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11031491A Withdrawn JP2000234139A (ja) | 1999-02-09 | 1999-02-09 | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000234139A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002241888A (ja) * | 2001-02-16 | 2002-08-28 | Nippon Steel Corp | 高温強度が高く且つ溶損が少ない溶融亜鉛釜用鋼 |
| WO2012070358A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 新日本製鐵株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| EP2298950A4 (en) * | 2008-07-15 | 2014-01-29 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL MATERIAL FOR WELDING |
| KR20190022845A (ko) | 2016-08-09 | 2019-03-06 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 후강판 및 그의 제조 방법 |
-
1999
- 1999-02-09 JP JP11031491A patent/JP2000234139A/ja not_active Withdrawn
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002241888A (ja) * | 2001-02-16 | 2002-08-28 | Nippon Steel Corp | 高温強度が高く且つ溶損が少ない溶融亜鉛釜用鋼 |
| EP2298950A4 (en) * | 2008-07-15 | 2014-01-29 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | STEEL MATERIAL FOR WELDING |
| WO2012070358A1 (ja) * | 2010-11-22 | 2012-05-31 | 新日本製鐵株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| JP5135560B2 (ja) * | 2010-11-22 | 2013-02-06 | 新日鐵住金株式会社 | 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法 |
| CN103221564A (zh) * | 2010-11-22 | 2013-07-24 | 新日铁住金株式会社 | 电子束焊接接头及电子束焊接用钢材和其制造方法 |
| KR101423445B1 (ko) * | 2010-11-22 | 2014-07-24 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 전자 빔 용접 조인트 및 전자 빔 용접용 강재와 그의 제조 방법 |
| KR20190022845A (ko) | 2016-08-09 | 2019-03-06 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 후강판 및 그의 제조 방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3408385B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼 | |
| JP4547044B2 (ja) | 靭性、溶接性に優れた高強度厚鋼材及び高強度極厚ｈ形鋼とそれらの製造方法 | |
| JP2009138255A (ja) | 大入熱溶接時の熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力厚鋼板 | |
| JP2003213366A (ja) | 母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 | |
| JP4507669B2 (ja) | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 | |
| JP2013204118A (ja) | 熱影響部低温靭性に優れる超大入熱溶接用高張力鋼 | |
| JP3802810B2 (ja) | Ｈａｚ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼とその製造方法 | |
| JP3842836B2 (ja) | 低温靱性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JPWO2001027342A1 (ja) | Ｈａｚ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼とその製造方法 | |
| JP3064865B2 (ja) | 耐ｈｉｃ性の優れた高強度高靱性鋼の製造法 | |
| JP3752075B2 (ja) | 超大入熱溶接用高張力鋼 | |
| JPH0527703B2 (ja) | ||
| JPH11293382A (ja) | Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼 | |
| JP2000119797A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 | |
| JP4981262B2 (ja) | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 | |
| JP2003313628A (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材 | |
| JPH09194990A (ja) | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力鋼 | |
| JP2000234139A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 | |
| JP3520241B2 (ja) | Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼 | |
| JP4105990B2 (ja) | 大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| JP2002371338A (ja) | レーザー溶接部の靭性に優れた鋼 | |
| JP2000054065A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 | |
| JP4105991B2 (ja) | 超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 | |
| JP2000096182A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 | |
| JP4105989B2 (ja) | 母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20060509 |