JPH01159356A - 溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼Info
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- JPH01159356A JPH01159356A JP31614287A JP31614287A JPH01159356A JP H01159356 A JPH01159356 A JP H01159356A JP 31614287 A JP31614287 A JP 31614287A JP 31614287 A JP31614287 A JP 31614287A JP H01159356 A JPH01159356 A JP H01159356A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分！［！Ｆ ）
本発明は小人熱溶接から大入熱溶接に至るまで熱影響部
（Ｉ（Ａ Ｚ ）の低温靭性が優れた高張力鋼に関する
。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できる。
（Ｉ（Ａ Ｚ ）の低温靭性が優れた高張力鋼に関する
。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できる。
（従来の技術）
低合金鋼の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（Ｍｏ）、上部ベイナイト
（Ｂ ｕ）など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学的要因
に支配される。
）高炭素島状マルテンサイト（Ｍｏ）、上部ベイナイト
（Ｂ ｕ）など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学的要因
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、ＨＡ Ｚ組織を微細化
する数多くの技術が開発実用化されている。
響を与えることが知られており、ＨＡ Ｚ組織を微細化
する数多くの技術が開発実用化されている。
たとえば、Ｔ ｉ Ｎ ｓ Ｚ ｒ Ｎなど高温でも比
較的安定な窒化物を鋼中に微細分１１にさせ、これによ
ってＨＡ Ｚのオーステナイト（ｒ）粒の粗大化を抑制
する技術が開発されているが、鋼が溶融する溶融線近傍
では、ＴｉＮ、ＺｒＮは粗大化もしくは溶解しγ粒の粗
大化抑制能力は消失する。
較的安定な窒化物を鋼中に微細分１１にさせ、これによ
ってＨＡ Ｚのオーステナイト（ｒ）粒の粗大化を抑制
する技術が開発されているが、鋼が溶融する溶融線近傍
では、ＴｉＮ、ＺｒＮは粗大化もしくは溶解しγ粒の粗
大化抑制能力は消失する。
これに対して 特開昭５９−１９０３１３号公報によれ
ば、溶鋼をＴｉあるいはＴｉ合金で脱酸し、次いでＺｒ
を添加することにより、Ｔｉ酸化物とＺｒＮを分散させ
た鋼は、溶融線近傍でのＴｉ酸化物を主成分とした微細
な放射状アシキュラーフェライト（ＡＦ）の生成と、Ｚ
ｒＮによるγ粒の粗大化抑制効果によってＨＡＺｍ織を
小さくすることができ、Ｔ ｉ ＮあるいはＺｒＮ鋼に
比較して優れた低温靭性が得られる。
ば、溶鋼をＴｉあるいはＴｉ合金で脱酸し、次いでＺｒ
を添加することにより、Ｔｉ酸化物とＺｒＮを分散させ
た鋼は、溶融線近傍でのＴｉ酸化物を主成分とした微細
な放射状アシキュラーフェライト（ＡＦ）の生成と、Ｚ
ｒＮによるγ粒の粗大化抑制効果によってＨＡＺｍ織を
小さくすることができ、Ｔ ｉ ＮあるいはＺｒＮ鋼に
比較して優れた低温靭性が得られる。
（発明が解決しようとする問題点）
しかしながら本発明者らはその後の研究によれば、Ｔｉ
酸化物を微細分散させた鋼は溶融線近傍の１粒が粗大化
した（粗粒域： １４００℃以上に加熱される領域）領
域のＨＡＺ組織を小さくする効果は大きいが、ＴｉＮ、
ＺｒＮの一部が粗大化したγ粒がやや大きい領域（亜粗
粒域：ｔｚｏ。
酸化物を微細分散させた鋼は溶融線近傍の１粒が粗大化
した（粗粒域： １４００℃以上に加熱される領域）領
域のＨＡＺ組織を小さくする効果は大きいが、ＴｉＮ、
ＺｒＮの一部が粗大化したγ粒がやや大きい領域（亜粗
粒域：ｔｚｏ。
〜１４００℃に加熱される領域）では、Ｔｉ酸化物によ
るＨへｚｍｍの微細化効果は粗粒域に比較して小さく、
＋１ Ａ Ｚ靭性が劣化することがわかってきた。
るＨへｚｍｍの微細化効果は粗粒域に比較して小さく、
＋１ Ａ Ｚ靭性が劣化することがわかってきた。
とくに大入熱溶接を行なった場合には、亜粗粒域の幅が
大きくなるためにＨＡ Ｚ全域で安定して高靭性を得る
ことができない。
大きくなるためにＨＡ Ｚ全域で安定して高靭性を得る
ことができない。
本発明は溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼を堤案する
もので、本発明の高張力鋼は溶融線近傍を含めたＨＡＺ
全域でｍ織が微細化し、優れた低温靭性を有する。
もので、本発明の高張力鋼は溶融線近傍を含めたＨＡＺ
全域でｍ織が微細化し、優れた低温靭性を有する。
（問題点を解決するための手段）
本発明は、重量％で、ｃ：ｏ、ｏｏｔ〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ ： ０．５〜２．２％、ｐ：
。
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ ： ０．５〜２．２％、ｐ：
。
、０２５％以下、ｓ：ｏ、０１０％以下、ＡＩｌ：０．
００５％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、Ｚ「
：ｏ、ｏｏ２〜０．０１８％、Ｎ：０．００４０％以下
、ｏ ： ０．００１０−０．００８０％、０．００５
％≦Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．０２２％を満足し、残部鉄および
不可避的不純物を含みかつ粒子径が０．０５〜ｌＯｐｍ
、粒子数が３Ｘ１０’−ＩＸＩＯ”ケ／鶴３のＴｉとＺ
ｒの複合酸化物を含有する溶接熱影響部靭性の優れた高
張力鋼を特定発明とする。
００５％以下、Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、Ｚ「
：ｏ、ｏｏ２〜０．０１８％、Ｎ：０．００４０％以下
、ｏ ： ０．００１０−０．００８０％、０．００５
％≦Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．０２２％を満足し、残部鉄および
不可避的不純物を含みかつ粒子径が０．０５〜ｌＯｐｍ
、粒子数が３Ｘ１０’−ＩＸＩＯ”ケ／鶴３のＴｉとＺ
ｒの複合酸化物を含有する溶接熱影響部靭性の優れた高
張力鋼を特定発明とする。
以下本発明について説明する。
本発明者らの研究によれば、ＨＡＺ靭性は、ｌ）鋼の化
学成分、２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状Ｂ
）に大きく依存し、鋼成分の適正化とこれによる結晶粒
の微細化が高靭性化に不可欠であると考えられる。
学成分、２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状Ｂ
）に大きく依存し、鋼成分の適正化とこれによる結晶粒
の微細化が高靭性化に不可欠であると考えられる。
そこで実質的にＡ１を含有しない溶鋼中にＴｉとＺｒを
同時に添加し、微細なＴｉとＺｒの複合酸化物（Ｔｉ−
Ｚｒ−０系）を形成、分散させ、これによってＭＬ織を
微細化する新しい方法を発明した。
同時に添加し、微細なＴｉとＺｒの複合酸化物（Ｔｉ−
Ｚｒ−０系）を形成、分散させ、これによってＭＬ織を
微細化する新しい方法を発明した。
ＴｉとＺｒの複合酸化物はＴｉ酸化物（Ｔｉ −Ｏ系）
あるいはＺｒ１ｌｌ化物（Ｚｒ−０系）に比較して生成
温度が高く、凝固冷却速度の影響を受は難いので鋼中に
微細に分散される。とくに鋳片中心部のＴｉとＺｒの複
合酸化物の個数は従来のＴｉあるいはＺｒの酸化物に比
較して著しく増加する。
あるいはＺｒ１ｌｌ化物（Ｚｒ−０系）に比較して生成
温度が高く、凝固冷却速度の影響を受は難いので鋼中に
微細に分散される。とくに鋳片中心部のＴｉとＺｒの複
合酸化物の個数は従来のＴｉあるいはＺｒの酸化物に比
較して著しく増加する。
微細なＴｉとＺｒの複合酸化物はγ粒の粗大抑制効果が
極めて大きく、１４００℃以下に加熱される領域では１
粒の粗大化がＴｉＮ、ＺｒＮ、ＴｉＭ化物およびＺｒ酸
化物に比較して極力抑制されるために、亜粗粒域の幅が
非常に小さくなる。
極めて大きく、１４００℃以下に加熱される領域では１
粒の粗大化がＴｉＮ、ＺｒＮ、ＴｉＭ化物およびＺｒ酸
化物に比較して極力抑制されるために、亜粗粒域の幅が
非常に小さくなる。
このためＨＡ Ｚ Ｍｉ織は微細化し、Ｔ ｉ Ｎ鋼、
ＺｒＮ鋼、Ｔｉ酸化物あるいはＺｒ酸化物を含有する鋼
に比較して極めて優れた低温靭性が得られる。
ＺｒＮ鋼、Ｔｉ酸化物あるいはＺｒ酸化物を含有する鋼
に比較して極めて優れた低温靭性が得られる。
７’ｉとＺ「の複合酸化物を微細分散した鋼は、溶融線
近傍の１４００℃以上に加熱される領域においても、γ
−α変態時にγ粒内に存在するＴｉとＺ「の複合酸化物
を核として、放射状に微細なアシキエラーフェライトを
生成し、ＨＡＺ組織を著しく微細化する。その結果、溶
接部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。
近傍の１４００℃以上に加熱される領域においても、γ
−α変態時にγ粒内に存在するＴｉとＺ「の複合酸化物
を核として、放射状に微細なアシキエラーフェライトを
生成し、ＨＡＺ組織を著しく微細化する。その結果、溶
接部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。
このようにＴｉとＺ「の複合酸化物がＨＡＺ組織を微細
化する効果を有するためには、まずＴｉとＺ「の複合酸
化物の粒子径が０．０５〜１０μｍの範囲にあることが
必要である。
化する効果を有するためには、まずＴｉとＺ「の複合酸
化物の粒子径が０．０５〜１０μｍの範囲にあることが
必要である。
本発明者らの抽出レプリカによる電子顕微鏡観察結果に
よれば、該粒子径が０．０５μｍ未満ではγ粒の粗大化
抑制効果および粒内アシュキラーフェライト核としての
生成効果が極めて弱く、また１０μｍｌｉになるとそれ
自身が破壊の発生点となりやすいためＨＡＺ靭性は低下
する。
よれば、該粒子径が０．０５μｍ未満ではγ粒の粗大化
抑制効果および粒内アシュキラーフェライト核としての
生成効果が極めて弱く、また１０μｍｌｉになるとそれ
自身が破壊の発生点となりやすいためＨＡＺ靭性は低下
する。
また酸化物の個数に関して粒子数が少なすぎると、溶接
時に１粒の粗大化抑制効果および粒内アシュキラーフェ
ライト核としての生成効果が得られないので、３ＸＩＯ
’以上の粒子を存在させることが必要である。ｌＸ１０
”を超えた過剰な酸化物は母材およびＨＡＺの靭性ある
いは延性の低下を招くのでその１現はｌＸｌ０”でなけ
ればならない。
時に１粒の粗大化抑制効果および粒内アシュキラーフェ
ライト核としての生成効果が得られないので、３ＸＩＯ
’以上の粒子を存在させることが必要である。ｌＸ１０
”を超えた過剰な酸化物は母材およびＨＡＺの靭性ある
いは延性の低下を招くのでその１現はｌＸｌ０”でなけ
ればならない。
ＴｉとＺｒの複合酸化物を微細に分散させるためには、
溶鋼中にＴｉとＺｒを同時に添加し脱酸することが特に
重要である。特開昭５９−１９０３１３号公報に開示さ
れているように、ＴｉあるいはＴｉ合金で脱酸し、次い
でＺｒを添加した場合、Ｔ ｉ ｉ２化物とＺｒＮが生
成し、ＴＩとＺｒの複合酸化物は生成しない。
溶鋼中にＴｉとＺｒを同時に添加し脱酸することが特に
重要である。特開昭５９−１９０３１３号公報に開示さ
れているように、ＴｉあるいはＴｉ合金で脱酸し、次い
でＺｒを添加した場合、Ｔ ｉ ｉ２化物とＺｒＮが生
成し、ＴＩとＺｒの複合酸化物は生成しない。
酸化物によってＨＡＺ靭性を改善する方法には、特開昭
６１−７９７４５号公報のようにＴｉ酸化物を利用する
ものがあるが、Ｔｉと２「の複合酸化物は、Ｔｉ酸化物
に比較して生成温度が高いために凝固冷却速度の影響を
受は難いので、鋳片全１７にわたって微細均一分散が可
能な点、さらにはγ粒の粗大化抑制効果が極めて大きい
点で優れている。
６１−７９７４５号公報のようにＴｉ酸化物を利用する
ものがあるが、Ｔｉと２「の複合酸化物は、Ｔｉ酸化物
に比較して生成温度が高いために凝固冷却速度の影響を
受は難いので、鋳片全１７にわたって微細均一分散が可
能な点、さらにはγ粒の粗大化抑制効果が極めて大きい
点で優れている。
この結果、板厚中心部を含めた全ての板厚位置において
、ＨＡＺの全域で＆ｌＩ織が微細化され、極めて優れた
低温靭性を存する°。
、ＨＡＺの全域で＆ｌＩ織が微細化され、極めて優れた
低温靭性を存する°。
鋼中にＴｉとＺｒの複合酸化物を微細分散させるために
は、とくにＴｉ、Ｚｒおよび０量とＴ ｓ ％Ｚｒ量の
バランスの適正化が必須である。このためＴｉ、Ｚｒお
よびＯ量をそれぞれＴｉ：Ｑ、ＱＱ３〜０．０２０％、
Ｚ ｒ ： ０．００２〜０．０１８％、ｏ：ｏ、ｏｏ
ｔｏ〜０．０８０％に限定し、かつＴｉ、Ｚｒ量のバラ
ンスを０．００５％≦Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．０２２％とする
必要がある。
は、とくにＴｉ、Ｚｒおよび０量とＴ ｓ ％Ｚｒ量の
バランスの適正化が必須である。このためＴｉ、Ｚｒお
よびＯ量をそれぞれＴｉ：Ｑ、ＱＱ３〜０．０２０％、
Ｚ ｒ ： ０．００２〜０．０１８％、ｏ：ｏ、ｏｏ
ｔｏ〜０．０８０％に限定し、かつＴｉ、Ｚｒ量のバラ
ンスを０．００５％≦Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．０２２％とする
必要がある。
Ｔｉ１ｉの下限０．００３％はＨＡ Ｚ ｋ： オイテ
Ｔ ｉとＺｒの複合酸化物を生成するための必要最小量
である。またＴｉＣの生成による低温靭性の劣化を防止
するため上限を０．０２０％とした。
Ｔ ｉとＺｒの複合酸化物を生成するための必要最小量
である。またＴｉＣの生成による低温靭性の劣化を防止
するため上限を０．０２０％とした。
Ｚｒ量の下限は０．００２％はＨＡＺにおいてＴｉとＺ
ｒの複合酸化物を生成するための必要最小量である。ま
たＨＡＺ靭性の劣化を防止するため上限を０．０１８％
とした。
ｒの複合酸化物を生成するための必要最小量である。ま
たＨＡＺ靭性の劣化を防止するため上限を０．０１８％
とした。
０量の下限はｏ、ｏｏｉｏ％はＨＡＺにおいてＴｉとＺ
ｒの複合酸化物を生成するための必要最小量である。ま
た非金属介在物の生成による鋼の清浄度靭性の劣化を防
止するため０の上限を０．００８０％とした。
ｒの複合酸化物を生成するための必要最小量である。ま
た非金属介在物の生成による鋼の清浄度靭性の劣化を防
止するため０の上限を０．００８０％とした。
Ｔ ｉ ＋、Ｚ ｒ ｆｆｔの下限０．００５％はＨＡ
ＺにおいてＴｉ？！：Ｚｒの複合酸化物を生成するた
めの必要最小■である。また低温靭性およびＨＡＺ靭性
の劣化を防止するため上限を０．０２２％とした。
ＺにおいてＴｉ？！：Ｚｒの複合酸化物を生成するた
めの必要最小■である。また低温靭性およびＨＡＺ靭性
の劣化を防止するため上限を０．０２２％とした。
たとえＴｉとＺｒの複合酸化物が鋼中に微細分散してい
ても基本成分が適当でないと優れたＨＡ２靭性は得られ
ない。
ても基本成分が適当でないと優れたＨＡ２靭性は得られ
ない。
以下この点について説明する。
Ｃ量の下限０．００５％は母材および溶接部の強度の確
保ならびにＮｂ、Ｖなどの添加時にこれらの効果を発揮
させるための最小量である。しかしＣ量が多すぎると、
母材、溶接部の低温靭性に悪影響を及ぼすだけでなく溶
接性、ＨＡＺ靭性も劣化させる元素であるため、その上
限を０．２０％に限定した。
保ならびにＮｂ、Ｖなどの添加時にこれらの効果を発揮
させるための最小量である。しかしＣ量が多すぎると、
母材、溶接部の低温靭性に悪影響を及ぼすだけでなく溶
接性、ＨＡＺ靭性も劣化させる元素であるため、その上
限を０．２０％に限定した。
ＳｉはＰＩＬ酸上鋼に含まれる元素であるが、溶接性、
ＨＡ Ｚ靭性を劣化させる元素であるため上限を０．５
％とした。
ＨＡ Ｚ靭性を劣化させる元素であるため上限を０．５
％とした。
Ｍｎは強度靭性を確保する上で不可欠な元素であり、そ
の下限は０．６％である。しかしＭｎが多すぎると鋼の
焼入れ性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるの
で上限を２．２％とした。
の下限は０．６％である。しかしＭｎが多すぎると鋼の
焼入れ性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性を劣化させるの
で上限を２．２％とした。
本発明鋼において不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０
２％以下、０．０１０％以下とした理由は、母材、ＨＡ
Ｚの低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐｌ
の低減は、接合部における粒界破壊四向を減少させ、Ｓ
ｌの低減は、粒界フェライトの生成を抑制する傾向があ
る。最も好ましいＰ。
２％以下、０．０１０％以下とした理由は、母材、ＨＡ
Ｚの低温靭性をより一層向上させるためである。Ｐｌ
の低減は、接合部における粒界破壊四向を減少させ、Ｓ
ｌの低減は、粒界フェライトの生成を抑制する傾向があ
る。最も好ましいＰ。
Ｓ量は、それぞれ０．０１％、０．００５０％以下であ
る。
る。
Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本発明
では好ましくない元素であり、０．００５％以下と限定
した。これはＡＩ！、が鋼中に含まれているとＯと結合
して、ＴｉとＺｒの複合酸化物ができないためである。
では好ましくない元素であり、０．００５％以下と限定
した。これはＡＩ！、が鋼中に含まれているとＯと結合
して、ＴｉとＺｒの複合酸化物ができないためである。
脱酸はＴｉおよびＺｒだけでも可能であり、本発明にお
いてＡＡＩは少ないほど良く、０．００３％以下が望ま
しい。
いてＡＡＩは少ないほど良く、０．００３％以下が望ま
しい。
Ｎは鋼中に不可避的に混入し、鋼の低温靭性を低下させ
る。とくに多量の固溶ＮはＨＡＺに高炭素の島状マルテ
ンサイトを生成し易く、靭性を大幅に劣化させる。この
ためＮの上限を０．００４０％に限定した。
る。とくに多量の固溶ＮはＨＡＺに高炭素の島状マルテ
ンサイトを生成し易く、靭性を大幅に劣化させる。この
ためＮの上限を０．００４０％に限定した。
つぎにＣｕ、Ｎｉ％Ｎｂｂ Ｃｒ％Ｍｏ、ＶＳＢ。
Ｃａ 、を添加する理由について説明する。
基本成分にさらに、これらの元素を添加する主たる目的
は本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性など特
性の向上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。
は本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性など特
性の向上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。
ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果とともに耐食性、耐水素誘
起割れ性などにも効果があるが、１．０％を超えると熱
間圧延時にＣｕ−クランクが発生し〜製造困難となる。
起割れ性などにも効果があるが、１．０％を超えると熱
間圧延時にＣｕ−クランクが発生し〜製造困難となる。
このため上限を１．０％とした。
Ｎｉは溶接性、接合部靭性に悪影響をおよぼすことなく
、母材の強度、靭性を向上させるが、４．０％を超える
と溶接性に好ましくないため上限を４．０％とした。
、母材の強度、靭性を向上させるが、４．０％を超える
と溶接性に好ましくないため上限を４．０％とした。
Ｎｂは１粒界に生成するフェライトを抑制し、ＴｉとＺ
ｒの複合酸化物を核とする微細なＡＦの生成を促進する
働きがある。この効果を得るためには最低０．００３％
のＮｂｉが必要である。しかしながらＮｂ量が多すぎる
と、逆に微細なＡＦの生成を妨げるのでその上限を０．
０６％とした。
ｒの複合酸化物を核とする微細なＡＦの生成を促進する
働きがある。この効果を得るためには最低０．００３％
のＮｂｉが必要である。しかしながらＮｂ量が多すぎる
と、逆に微細なＡＦの生成を妨げるのでその上限を０．
０６％とした。
Ｃｒは母材、溶接部の強度を高めるが、多すぎると溶接
性や接合部靭性を劣化させる。その上限は１．０％であ
る。
性や接合部靭性を劣化させる。その上限は１．０％であ
る。
Ｍｏは母材の強度、靭性をともに向上させる元素である
が、多すぎるとＣ「と同様に母材、接合部の靭性、溶接
性の劣化を招き好ましくない、その上限は０．４％であ
る。
が、多すぎるとＣ「と同様に母材、接合部の靭性、溶接
性の劣化を招き好ましくない、その上限は０．４％であ
る。
ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．０１
％以下では効果が少なく、上限は０．０８％まで許容で
きる。
％以下では効果が少なく、上限は０．０８％まで許容で
きる。
なおＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの添加域の下限は、材質上
での効果が得られるための最小量とすべきで、いずれも
０．０５％である。
での効果が得られるための最小量とすべきで、いずれも
０．０５％である。
Ｂは鋼の焼入れ性を増大させ強度を増加させる元素であ
る。接合部のγ粒界に偏析した固溶Ｂはフェライトの生
成を抑制し、ＴｉとＺｒの複合酸化物からの倣細なＡＦ
の生成を助ける。
る。接合部のγ粒界に偏析した固溶Ｂはフェライトの生
成を抑制し、ＴｉとＺｒの複合酸化物からの倣細な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
をもちＨＡＺｍ織を微細化する。このようなりの効果を
得るためには、最低０．０００５％のＢ量が必要である
。しかしＢｌが多すぎるとＦｅｚｓ（ＣＢ＞ｈなどの粗
大な析出物がγ粒界に析出して低温靭性を劣化させる。
をもちＨＡＺｍ織を微細化する。このようなりの効果を
得るためには、最低０．０００５％のＢ量が必要である
。しかしＢｌが多すぎるとＦｅｚｓ（ＣＢ＞ｈなどの粗
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Ｂｍの上限を０．００２０％に制限する必要が
ある。
ある。
Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、低温靭性を向
上（シャルピー吸収エネルギーを増加）させるほか、耐
水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。
上（シャルピー吸収エネルギーを増加）させるほか、耐
水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。
しかしＣａ、１０．００１％以下では実用上効果がなく
、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ１ＣａＳ
が多量に生成して大型介在物となり、鋼の靭性のみなら
ず清浄度も害し、また溶接性にも悪影響を与える。この
ため添加量の範囲を０．００１〜０．００５％に制限し
た。
、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ１ＣａＳ
が多量に生成して大型介在物となり、鋼の靭性のみなら
ず清浄度も害し、また溶接性にも悪影響を与える。この
ため添加量の範囲を０．００１〜０．００５％に制限し
た。
さて、この鋼は工業的には連続鋳造法、大型鋼塊による
造塊−分塊法のいずれの方法で製造してもかまわない、
また鋳片の再加熱は必ずしも実施する必要はなく、ホン
トチャーヂ圧延やダイレクト圧延を行なっても全く問題
ない。
造塊−分塊法のいずれの方法で製造してもかまわない、
また鋳片の再加熱は必ずしも実施する必要はなく、ホン
トチャーヂ圧延やダイレクト圧延を行なっても全く問題
ない。
本発明における鋳片再加熱後の圧延方法としては、とく
に限定しないが、いわゆる加工熱処理や圧延後の焼入れ
焼戻し、焼きならし処理が強度、靭性を確保する上で適
切である。これは、たとえ優れたＨ Ａ Ｚ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とするには
、鋼の結晶粒を微細化する必要がある。
に限定しないが、いわゆる加工熱処理や圧延後の焼入れ
焼戻し、焼きならし処理が強度、靭性を確保する上で適
切である。これは、たとえ優れたＨ Ａ Ｚ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とするには
、鋼の結晶粒を微細化する必要がある。
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）圧延直接焼入れ一焼戻しなどがある
。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、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の特徴を損なうものではない
。
延−加速冷却、３）圧延直接焼入れ一焼戻しなどがある
。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、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の特徴を損なうものではない
。
このようにして製造された鋼板は、鋼中にＴｉとＺ「を
含有する複合酸化物が微細分散しており、溶接入熱の広
い範囲にわたり極めて優れた低温靭性を有する。また鋼
板の溶接方法としてはサブマージアーク溶接、電子ビー
ム溶接等が挙げられ、いずれの溶接方法で溶接を行って
も本発明の特徴を損なうものではない。
含有する複合酸化物が微細分散しており、溶接入熱の広
い範囲にわたり極めて優れた低温靭性を有する。また鋼
板の溶接方法としてはサブマージアーク溶接、電子ビー
ム溶接等が挙げられ、いずれの溶接方法で溶接を行って
も本発明の特徴を損なうものではない。
（実施例）
転炉一連続鋳造または（造塊−分塊）−厚板工程におい
て種々の成分の鋼板（厚み３０ｕ）を製造し、溶接熱サ
イクル再現装置を使用して、ＨＡＺ靭性を２１鳳■ノツ
チシヤルピー試験によって調査した。
て種々の成分の鋼板（厚み３０ｕ）を製造し、溶接熱サ
イクル再現装置を使用して、ＨＡＺ靭性を２１鳳■ノツ
チシヤルピー試験によって調査した。
再現熱サイクル試験は、板厚１／４ｔから採取したシャ
ルピー試験片を用い、ピーク温度（最高到達温度）を１
４００℃および１３００℃とし、８００〜５００℃の冷
却時間を１９２秒の条件で行なった。゛ この条件は溶接入熱２００ＫＪ／ｅ１１に相当し、それ
ぞれ溶融線近傍の粗粒域および亜粗粒域の熱サイクルを
模したものである。
ルピー試験片を用い、ピーク温度（最高到達温度）を１
４００℃および１３００℃とし、８００〜５００℃の冷
却時間を１９２秒の条件で行なった。゛ この条件は溶接入熱２００ＫＪ／ｅ１１に相当し、それ
ぞれ溶融線近傍の粗粒域および亜粗粒域の熱サイクルを
模したものである。
表１に実施例を示す。
本発明法で製造した鋼板（本発明鋼）は全て良好な母材
特性およびＨＡＺ靭硅を有するのに対して、本発明法に
よらない比較鋼はＨＡＺ靭性が劣り、厳しい環境下で使
用される溶接構造物用鋼として適切であい。
特性およびＨＡＺ靭硅を有するのに対して、本発明法に
よらない比較鋼はＨＡＺ靭性が劣り、厳しい環境下で使
用される溶接構造物用鋼として適切であい。
比較鋼において鋼１９はＡ４ｆｉが多すぎるために、Ｔ
ｉとＺｒの複合酸化物の個数が不足し、ＨＡＺの組織が
微細化されず、ＨＡＺ靭性が悪い。
ｉとＺｒの複合酸化物の個数が不足し、ＨＡＺの組織が
微細化されず、ＨＡＺ靭性が悪い。
鋼２０はＴｉ酸化物が生成しているためＰＴ１４００℃
の粗粒域では良好な靭性が得られるが、２７１３００℃
の亜粗粒域ではＨＡＺの組織の微細化効果が小さく靭性
が悪い。
の粗粒域では良好な靭性が得られるが、２７１３００℃
の亜粗粒域ではＨＡＺの組織の微細化効果が小さく靭性
が悪い。
鋼２１はＺｒ酸化物が生成するが、ＨＡＺの組織の微細
化効果が小さく靭性が悪い。鋼２２はＴｉｌが多すぎる
ためにＴｉＣが生成して、靭性が悪い。鋼２３はＺｒ量
が多すぎるために母材およびＨＡ Ｚの靭性が悪い。
化効果が小さく靭性が悪い。鋼２２はＴｉｌが多すぎる
ためにＴｉＣが生成して、靭性が悪い。鋼２３はＺｒ量
が多すぎるために母材およびＨＡ Ｚの靭性が悪い。
鋼２４はＴｉ＋Ｚｒｌが多いためにＨＡＺ靭性が悪い。
鋼２５はＴｉ＋Ｚｒ量が少なく Ｔ ｉとＺｒの複合酸
化物が少ないためにＨＡＺ靭性が悪い。
化物が少ないためにＨＡＺ靭性が悪い。
鋼２６はＡＡ脱酸によるＴｉＮ鋼であるが、ＰＴ１４０
０℃の粗粒域で組織が微細化されず、靭性が悪い。
０℃の粗粒域で組織が微細化されず、靭性が悪い。
鋼２７はＴｉとＺｒの複合酸化物の個数が少ないためＨ
ＡＺのＭｉ織が微細化されず、ＨＡ Ｚ靭性が悪い。鋼
２８はＴｉとＺｒの複合酸化物の個数が多すぎるために
、ＨＡＺ靭性が悪い。
ＡＺのＭｉ織が微細化されず、ＨＡ Ｚ靭性が悪い。鋼
２８はＴｉとＺｒの複合酸化物の個数が多すぎるために
、ＨＡＺ靭性が悪い。
が悪い、鋼２９はＴｉとＺｒの複合酸化物の粒子径が小
さく、ＨＡＺ靭性が悪い。
さく、ＨＡＺ靭性が悪い。
［３０はＴｉとＺｒの複合酸化物の粒子径が大きく、Ｈ
Ａ Ｚ靭性が悪い。鋼３１は溶鋼をＴｉで脱酸した後Ｚ
「を添加しているために、Ｔｉ酸化物とＺｒＮが生成し
、２７１３００℃の亜粗粒域でＨＡＺの組織の微細化効
果が小さく靭性が悪い。
Ａ Ｚ靭性が悪い。鋼３１は溶鋼をＴｉで脱酸した後Ｚ
「を添加しているために、Ｔｉ酸化物とＺｒＮが生成し
、２７１３００℃の亜粗粒域でＨＡＺの組織の微細化効
果が小さく靭性が悪い。
鋼３２は？８鋼をＺｒで脱酸した後Ｔｉを添加している
ために、Ｚｒ酸化物とＴｉＮが生成し、２７１３００℃
の亜粗粒域でＨＡＺの組織の微細化効果が小さ（靭性が
悪い。
ために、Ｚｒ酸化物とＴｉＮが生成し、２７１３００℃
の亜粗粒域でＨＡＺの組織の微細化効果が小さ（靭性が
悪い。
（以下余白、次頁へつづく）
（発明の効果）
本発明により溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼は、厳
しい環境下で使用される圧力容器、造船、橋梁、建築、
ラインパイプなど溶接構造物の施工能率を著しく向上さ
せるとともに、その安全性を大きくさせることができた
。
しい環境下で使用される圧力容器、造船、橋梁、建築、
ラインパイプなど溶接構造物の施工能率を著しく向上さ
せるとともに、その安全性を大きくさせることができた
。
代理人 弁理士 茶 野 木 立 夫
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５％〜２．２％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、 Ｚｒ：０．００２〜０．０１８％、 Ｎ：０．００４０％以下、 Ｏ：０．００１０〜０．００８０％、 ０．００５％≦Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．０２２％、 を満足し、残部鉄および不可避的不純物を含みかつ粒子
径が０．０５〜１０μｍ、粒子数が３×１０＾５〜１×
１０＾１＾０ケ／ｍｍ＾３のＴｉとＺｒの複合酸化物を
含有する溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼。 （２）重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５％〜２．２％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、 Ｚｒ：０．００２〜０．０１８％、 Ｎ：０．００４０％以下、 Ｏ：０．００１０〜０．００８０％、 ０．００５％≦Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．０２２％、 を満足し、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 Ｖ：０．００５〜０．０８０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 のうちいずれか一種を含有し、残部鉄および不可避的不
純物を含み、かつ粒子径が０．０５〜１０μｍ、粒子数
が３×１０＾５〜１×１０＾１＾０ケ／ｍｍ＾３のＴｉ
とＺｒの複合酸化物を含有する溶接熱影響部靭性の優れ
た高張力鋼。 （３）重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５％〜２．２％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、 Ｚｒ：０．００２〜０．０１８％、 Ｎ：０．００４０％以下、 Ｏ：０．００１０〜０．００８０％、 ０．００５％≦Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．０２２％、 を満足し、 Ｃｕ：０．０５〜１．０％、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｖ：０．００５〜０．０８０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、 のうちいずれか二種を含有し、残部鉄および不可避的不
純物を含み、かつ粒子径が０．０５〜１０μｍ、粒子数
が３×１０＾５〜１×１０＾１＾０ケ／ｍｍ＾３のＴｉ
とＺｒの複合酸化物を含有する溶接熱影響部靭性の優れ
た高張力鋼。 （４）重量％で Ｃ：０．０１〜０．２０％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．５％〜２．２％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｔｉ：０．００３〜０．０２０％、 Ｚｒ：０．００２〜０．０１８％、 Ｎ：０．００４０％以下、 Ｏ：０．００１０〜０．００８０％、 ０．００５％≦Ｔｉ＋Ｚｒ≦０．０２２％、 を満足し、次の（イ）〜（ヘ）の３元素からなる組合せ
のいずれか一種を含有し、残部鉄および不可避的不純物
を含み、かつ粒子径が０．０５〜１０μｍ、粒子数が３
×１０＾５〜１×１０＾１＾０ケ／ｍｍ＾３のＴｉとＺ
ｒの複合酸化物を含有する溶接熱影響部靭性の優れた高
張力鋼。 （イ）Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜４
．０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 （ロ）Ｃｕ：０．０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１
．０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、 （ハ）Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｍｏ：０．０５〜０
．４％、Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 （ニ）Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０
．４％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、 （ホ）Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｃｒ：０．０５〜１
．０％、Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 （ヘ）Ｎｉ：０．０５〜４．０％、Ｃｒ：０．０５〜１
．０％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31614287A JPH01159356A (ja) | 1987-12-16 | 1987-12-16 | 溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31614287A JPH01159356A (ja) | 1987-12-16 | 1987-12-16 | 溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01159356A true JPH01159356A (ja) | 1989-06-22 |
| JPH0527703B2 JPH0527703B2 (ja) | 1993-04-22 |
Family
ID=18073728
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31614287A Granted JPH01159356A (ja) | 1987-12-16 | 1987-12-16 | 溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01159356A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH03162522A (ja) * | 1989-11-22 | 1991-07-12 | Nippon Steel Corp | 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法 |
| JPH03291356A (ja) * | 1990-04-06 | 1991-12-20 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材 |
| JPH06207243A (ja) * | 1993-01-08 | 1994-07-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接構造物用鋼 |
| US5367226A (en) * | 1991-08-14 | 1994-11-22 | Matsushita Electric Works, Ltd. | Electrodeless discharge lamp having a concave recess and foil electrode formed therein |
| US5519285A (en) * | 1992-12-15 | 1996-05-21 | Matsushita Electric Works, Ltd. | Electrodeless discharge lamp |
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| WO2009072663A1 (ja) * | 2007-12-07 | 2009-06-11 | Nippon Steel Corporation | 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性が優れた鋼およびその製造方法 |
| US8668784B2 (en) | 2009-05-19 | 2014-03-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welded structure and producing method thereof |
| JP2017133081A (ja) * | 2016-01-29 | 2017-08-03 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接熱影響部靱性に優れた厚板鋼材 |
| KR20180002875A (ko) | 2016-04-19 | 2018-01-08 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강재 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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-
1987
- 1987-12-16 JP JP31614287A patent/JPH01159356A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6179745A (ja) * | 1984-09-28 | 1986-04-23 | Nippon Steel Corp | 溶接継手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法 |
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| JPWO2009072663A1 (ja) * | 2007-12-07 | 2011-04-28 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性が優れた鋼およびその製造方法 |
| US8361248B2 (en) | 2007-12-07 | 2013-01-29 | Nippon Steel Corporation | Steel superior in CTOD properties of weld heat-affected zone and method of production of same |
| US8668784B2 (en) | 2009-05-19 | 2014-03-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welded structure and producing method thereof |
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| KR20180002875A (ko) | 2016-04-19 | 2018-01-08 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 강재 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0527703B2 (ja) | 1993-04-22 |
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