JPH01180948A - 溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼 - Google Patents
溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼Info
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- JPH01180948A JPH01180948A JP311888A JP311888A JPH01180948A JP H01180948 A JPH01180948 A JP H01180948A JP 311888 A JP311888 A JP 311888A JP 311888 A JP311888 A JP 311888A JP H01180948 A JPH01180948 A JP H01180948A
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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】
［産業上の利用分野］
本発明は、溶接性の優れた強靭性高張力鋼に係わり、特
に、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称する）の低温靭性の
優れた鋼材に関するものである。
に、溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称する）の低温靭性の
優れた鋼材に関するものである。
［従来の技術］
低合金鋼の溶接ＨＡＺ靭性は、（１）有効結晶粒の大き
さ（オーステナイト粒径、ミクロ組織）、（２）硬化相
の粒径および体積分率（炭化物、高炭素マルテンサイト
、介在物） 、（３）母相の硬さおよび靭性（フェライ
ト中の固溶Ｃ，Ｎ）等の冶金学要因によって支配されて
いる。これらの中でＨＡＺ靭性の向上策として、ＨＡＺ
組織を微細化し、有効結晶粒を細粒化する方法が簡便で
あり、高温で安定な種々の析出物を活用した各種の方法
が提案されている。
さ（オーステナイト粒径、ミクロ組織）、（２）硬化相
の粒径および体積分率（炭化物、高炭素マルテンサイト
、介在物） 、（３）母相の硬さおよび靭性（フェライ
ト中の固溶Ｃ，Ｎ）等の冶金学要因によって支配されて
いる。これらの中でＨＡＺ靭性の向上策として、ＨＡＺ
組織を微細化し、有効結晶粒を細粒化する方法が簡便で
あり、高温で安定な種々の析出物を活用した各種の方法
が提案されている。
例えば、ＴｉＮを微細分散させ、５０ｋｇ Ｉ ｆ／−
高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する手段が
とられている（昭和５４年６月発行「鉄と鋼」第６５巻
第８号１２３２頁）。しかしこれらの析出物は、大入熱
溶接においては大部分が溶解され、ＨＡＺ組織の粗粒化
と固溶Ｎの増加を生じ、ＨＡＺ靭性を劣化させるという
欠点が存在する。
高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靭性を改善する手段が
とられている（昭和５４年６月発行「鉄と鋼」第６５巻
第８号１２３２頁）。しかしこれらの析出物は、大入熱
溶接においては大部分が溶解され、ＨＡＺ組織の粗粒化
と固溶Ｎの増加を生じ、ＨＡＺ靭性を劣化させるという
欠点が存在する。
一方、本発明者の一部は、溶鉄のＡΩ脱酸に替わるＴ１
脱酸により、鋼中にＴ１酸化物を微細分散させ、溶接時
のＨＡＺ部において、粒内フェライト変態組織（以下Ｉ
ＦＰと称する）を発達させることにより、ＨＡＺ靭性を
著しく改善できることを、特開昭８０−２４５７６８号
、特開昭Ｇｏ −７９７４５号、特開昭［ｉｌ −１１
７２４５号、特開昭６２−１８４２号各公報において示
した。
脱酸により、鋼中にＴ１酸化物を微細分散させ、溶接時
のＨＡＺ部において、粒内フェライト変態組織（以下Ｉ
ＦＰと称する）を発達させることにより、ＨＡＺ靭性を
著しく改善できることを、特開昭８０−２４５７６８号
、特開昭Ｇｏ −７９７４５号、特開昭［ｉｌ −１１
７２４５号、特開昭６２−１８４２号各公報において示
した。
しかし、その後ＨＡＺ組織と靭性の関係を詳細に調べた
ところ、Ｔ１脱酸により、鋼中にＴ１酸化物を微細分散
させた鋼においても、ＨＡＺ部を完全にＩＦＰ組織で覆
うことは出来ず、北極海域、ＬＰＧタンクのような極低
温環境で使用される低温用鋼の溶接部靭性を保証するに
は、さらに、ＨＡＺ靭性を飛躍的に向上させる技術思想
の導入が必要であることが判明した。
ところ、Ｔ１脱酸により、鋼中にＴ１酸化物を微細分散
させた鋼においても、ＨＡＺ部を完全にＩＦＰ組織で覆
うことは出来ず、北極海域、ＬＰＧタンクのような極低
温環境で使用される低温用鋼の溶接部靭性を保証するに
は、さらに、ＨＡＺ靭性を飛躍的に向上させる技術思想
の導入が必要であることが判明した。
［発明が解決しようとする課題］
本発明者らは上記の現状を踏まえ、ＨＡＺ靭性に及はす
脆性破壊の発生起点となる高炭素マルテンサイト（以下
Ｍ＊と称する）の生成とフェライト母相の靭性に注目し
、それらの制御方法について鋭意検討を加え、以下の結
果を得た。
脆性破壊の発生起点となる高炭素マルテンサイト（以下
Ｍ＊と称する）の生成とフェライト母相の靭性に注目し
、それらの制御方法について鋭意検討を加え、以下の結
果を得た。
Ｔ１酸化物粒子を均一微細分散させた鋼においても、鋼
の低温脆性破壊は粒界近傍に生成する比較的粗大な硬化
相、炭化物、Ｍ＊から発生、伝播することかはとんとで
ある。特に鋼の高強度化、厚肉化のために、合金添加さ
れた場合はＭ＊の生成が顕著になり、靭性が低下するこ
とが判明した。
の低温脆性破壊は粒界近傍に生成する比較的粗大な硬化
相、炭化物、Ｍ＊から発生、伝播することかはとんとで
ある。特に鋼の高強度化、厚肉化のために、合金添加さ
れた場合はＭ＊の生成が顕著になり、靭性が低下するこ
とが判明した。
それらの添加合金の中でもＳｉ添加の影響が顕著である
ことが明らかになった。また、Ｍ＊を生成しない成分、
冷却条件でも、固溶Ｎの存在は母相の靭性を悪化させる
ことも明らかになった。
ことが明らかになった。また、Ｍ＊を生成しない成分、
冷却条件でも、固溶Ｎの存在は母相の靭性を悪化させる
ことも明らかになった。
しかし、Ｓｌは強化および脱酸元素として有用な元素で
あり、またＮもＴｉ、Ｚｒ等の窒化物として、母材の強
化およびオーステナイト粒の細粒化に有効な場合もあり
、その両者の含有適量範囲を検討し、ＨＡＺの低温靭性
を向上させた溶接性の優れた海洋構造物、船舶、貯槽、
輸送用パイプなどの構造物用鋼の開発か可能であるとの
結論に達し、本発明を成したものである。
あり、またＮもＴｉ、Ｚｒ等の窒化物として、母材の強
化およびオーステナイト粒の細粒化に有効な場合もあり
、その両者の含有適量範囲を検討し、ＨＡＺの低温靭性
を向上させた溶接性の優れた海洋構造物、船舶、貯槽、
輸送用パイプなどの構造物用鋼の開発か可能であるとの
結論に達し、本発明を成したものである。
［課題を解決するための手段］
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、
その要旨は、重量％で、Ｃ： ０．０２〜０．１８％、
Ｍｎ：０．４〜２．０ ％、 Ｓ ： ０．０００
７〜０．００６０％。
その要旨は、重量％で、Ｃ： ０．０２〜０．１８％、
Ｍｎ：０．４〜２．０ ％、 Ｓ ： ０．０００
７〜０．００６０％。
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％を含有し、Ａｊ！ ＜
０．００３％。
０．００３％。
Ｐ ＜ ０．０１５％に制限し、特ｉ：Ｎ ： ０．０
０１０−０．００４０％、 Ｓ ｉ：０．０３〜０．
２５％に限定し、これらに、さらに必要に応じてＮｉ＜
３．０％、Ｃｕ＜１．５％。
０１０−０．００４０％、 Ｓ ｉ：０．０３〜０．
２５％に限定し、これらに、さらに必要に応じてＮｉ＜
３．０％、Ｃｕ＜１．５％。
Ｎｂ＜０．０５％、Ｖ＜０．１％、Ｃｒ＜１．０％。
Ｍｏ＜０．５％、 Ｂ＜０．００２％の１種または２
種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物がらな
り、主に粒子径か０１〜３０睡にある数％のＭｎを固溶
したＴｌ２Ｏ３，Ｔｉ３Ｏ５のチタン酸化物および、こ
れらの酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合体の合計と、Ｔｉ
Ｎ＋ＭｎＳの複合体とを、夫々３×１０〜ｌＸｌ０”個
／ｍｎｉの粒子数範囲で同時に含有することを特徴とす
る溶接部靭性の優れた強靭性高張力鋼である。
種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物がらな
り、主に粒子径か０１〜３０睡にある数％のＭｎを固溶
したＴｌ２Ｏ３，Ｔｉ３Ｏ５のチタン酸化物および、こ
れらの酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合体の合計と、Ｔｉ
Ｎ＋ＭｎＳの複合体とを、夫々３×１０〜ｌＸｌ０”個
／ｍｎｉの粒子数範囲で同時に含有することを特徴とす
る溶接部靭性の優れた強靭性高張力鋼である。
以下、本発明について詳細に説明する。
最初に本発明鋼の基本成分範囲の限定理由について述べ
る。
る。
まず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分として添加
するもので、０．０２％未満では溶接構造用鋼として必
要な強度が得られず、また、０．１８％を超える過剰の
添加は、溶接割れ性、ＨＡＺ靭性などを著しく低下させ
るので、上限を０．１８％とした。
するもので、０．０２％未満では溶接構造用鋼として必
要な強度が得られず、また、０．１８％を超える過剰の
添加は、溶接割れ性、ＨＡＺ靭性などを著しく低下させ
るので、上限を０．１８％とした。
Ｓｉは母材の強度確保、溶鋼の予備脱酸などに必要であ
るが、０２５％を超えるとＨＡＺにＭ＊を生成し、ＨＡ
Ｚ靭性を著しく低下させる。また、０．０３％以下では
Ｍ＊は生成しないがＨＡＺ靭性の低下が生じる。従って
、Ｓｊ含有量をこの範囲に制限した。
るが、０２５％を超えるとＨＡＺにＭ＊を生成し、ＨＡ
Ｚ靭性を著しく低下させる。また、０．０３％以下では
Ｍ＊は生成しないがＨＡＺ靭性の低下が生じる。従って
、Ｓｊ含有量をこの範囲に制限した。
Ｎは含有量が０．００４０％を超えるとＭ＊が存在しな
い条件でも、母相を脆化させＨＡＺ靭性を低下させる。
い条件でも、母相を脆化させＨＡＺ靭性を低下させる。
また、Ｎが０．００１０％以下ではＨＡＺで窒化物を生
成せず、ＩＦＰ組織の生成量が減少しＨＡＺ靭性が低下
する。
成せず、ＩＦＰ組織の生成量が減少しＨＡＺ靭性が低下
する。
Ｍｎは母材の強度、靭性の確保には０．４％以上の添加
が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容でき
る範囲で上限を２．０％とした。
が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容でき
る範囲で上限を２．０％とした。
Ｓについては、複合体のＭｎＳを析出させるために０．
０００７％以上必要であるが、０．００６０％超の過剰
の添加は、粗大な硫化物系介在物を形成し、母材の延性
低下と異方性の増加を招くため、０．０００７〜０．０
０６０％とした。
０００７％以上必要であるが、０．００６０％超の過剰
の添加は、粗大な硫化物系介在物を形成し、母材の延性
低下と異方性の増加を招くため、０．０００７〜０．０
０６０％とした。
Ｔｉは、Ｔ１酸化物とＴ１窒化物の形成に必須の元素で
あるか、０．０３％超の添加は、過剰なＴ１炭化物の析
出をともない、ＨＡＺ硬さを上昇させ、靭性低下をもた
らすため、００３％以下とした。
あるか、０．０３％超の添加は、過剰なＴ１炭化物の析
出をともない、ＨＡＺ硬さを上昇させ、靭性低下をもた
らすため、００３％以下とした。
Ｐは、凝固偏析による溶接割れ性、靭性などの低下を防
止する上から、極力低減すべきであり、上限を００１５
％に制限した。
止する上から、極力低減すべきであり、上限を００１５
％に制限した。
ＡΩは強力な脱酸元素であり、０．００３％以上の添加
によりＴｉ脱酸により形成されるＴｉ酸化物が形成され
なくなり、ＨＡＺにＩＦＰが形成されず、ＨＡＺ靭性の
低下がもたらされるので、０．００３％以下に制限した
。
によりＴｉ脱酸により形成されるＴｉ酸化物が形成され
なくなり、ＨＡＺにＩＦＰが形成されず、ＨＡＺ靭性の
低下がもたらされるので、０．００３％以下に制限した
。
以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度の上昇、
および母相、ＨＡＺの靭性向上の目的で、Ｎｉ 、Ｃｕ
、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの１種又は２種以上を含有
することができる。
および母相、ＨＡＺの靭性向上の目的で、Ｎｉ 、Ｃｕ
、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂの１種又は２種以上を含有
することができる。
まず、Ｎ１は、母材の強靭性とＨＡＺの靭性を同時に高
める極めて有効な元素であるが、３．０％を超す添加は
、焼き入れ性の増加により、ＩＦＰ組織の形成が抑制さ
れること、Ｍ＊が生成されることによりＨＡＺ靭性の低
下をもたらすため、上限を３０％とした。
める極めて有効な元素であるが、３．０％を超す添加は
、焼き入れ性の増加により、ＩＦＰ組織の形成が抑制さ
れること、Ｍ＊が生成されることによりＨＡＺ靭性の低
下をもたらすため、上限を３０％とした。
Ｃｕは母材の強化のわりには、ＨＡＺの硬化が少なく、
有効な元素であるが、応力除去焼鈍による焼き戻し脆性
、溶接割れ性などを考慮して、上限を１．５％とした。
有効な元素であるが、応力除去焼鈍による焼き戻し脆性
、溶接割れ性などを考慮して、上限を１．５％とした。
Ｎｂ、Ｖは母材の強靭化、粒界フェライトの生成抑制な
どによるＨＡＺ靭性の改善などに有効であるが、各成分
の上限を超える過剰の添加は、靭性および硬化性の観点
から有害となるため、Ｎｂ。
どによるＨＡＺ靭性の改善などに有効であるが、各成分
の上限を超える過剰の添加は、靭性および硬化性の観点
から有害となるため、Ｎｂ。
■のそれぞれについて、上限を００５％、０．１％とし
た。
た。
Ｃｒ、Ｍｏは焼き入れ性の向上と析出硬化により、母相
の強化に有効である。また、ＴＭＣＰのような適切なプ
ロセスを付加することにより、母材の低温靭性の向上に
有効である。
の強化に有効である。また、ＴＭＣＰのような適切なプ
ロセスを付加することにより、母材の低温靭性の向上に
有効である。
しかし、各成分の上限を超える過剰の添加は、ＨＡＺ靭
性および硬化性の観点から有害となるため、Ｃｒ、Ｍｏ
の各々について、上限を１．０％。
性および硬化性の観点から有害となるため、Ｃｒ、Ｍｏ
の各々について、上限を１．０％。
０．５％とした。
Ｂは焼き入れ性の向上による母材強度の上昇と、粒界フ
ェライトの成長の抑制によるＨＡＺ靭性の向上が期待さ
れるが、０．００２％を超える添加は、Ｆｅ２３（ＣＢ
）６の析出による靭性低下とＨＡＺの硬化を招くため、
上限を０．００２％とした。
ェライトの成長の抑制によるＨＡＺ靭性の向上が期待さ
れるが、０．００２％を超える添加は、Ｆｅ２３（ＣＢ
）６の析出による靭性低下とＨＡＺの硬化を招くため、
上限を０．００２％とした。
次に、ＨＡＺにＩＦＰを生成し組織を微細化しＨＡＺ靭
性を向上させる基となるＩＦＰ核析出物について以下に
説明する。
性を向上させる基となるＩＦＰ核析出物について以下に
説明する。
ＩＦＰは主に粒子径か０，１〜３．Ｏｔｌｍにある数％
のＭｎを固溶したＴｉ２Ｏ３，Ｔｉ３Ｏ５のチタン酸化
物およびこれらの酸化物とＴ ｉ Ｎ。
のＭｎを固溶したＴｉ２Ｏ３，Ｔｉ３Ｏ５のチタン酸化
物およびこれらの酸化物とＴ ｉ Ｎ。
ＭｎＳの複合体、ＴｉＮ＋ＭｎＳの複合体から生成する
。
。
該粒子径が０１ｕｍ未満てはＩＦＰ生成効果は極めて弱
く、また、３．０μｍ超になるとＩＦＰ生成能は有する
ものの、それ自身が破壊の発生箇所となり易くなり、Ｈ
ＡＺ靭性の低下をもたらす。
く、また、３．０μｍ超になるとＩＦＰ生成能は有する
ものの、それ自身が破壊の発生箇所となり易くなり、Ｈ
ＡＺ靭性の低下をもたらす。
その粒子数については、Ｔｉ酸化物およびＴｉＮ＋Ｍｎ
Ｓの複合体の粒子数が少ないと、ＨＡＺにおいて十分に
ＩＦＰを生成させることが出来ないので、それぞれにつ
いて３×１０３個／−以上存在させることが必要である
。
Ｓの複合体の粒子数が少ないと、ＨＡＺにおいて十分に
ＩＦＰを生成させることが出来ないので、それぞれにつ
いて３×１０３個／−以上存在させることが必要である
。
該粒子数の増加にともないＩＦＰの個数も増加するが、
該粒子数のそれぞれについて、１×１０６個／ｍｍを超
える過剰な存在は、母材および溶接部の延性低下を招く
傾向があるので、該粒子数の上限は１×１０６個／＋ｎ
ｍでなければならない。
該粒子数のそれぞれについて、１×１０６個／ｍｍを超
える過剰な存在は、母材および溶接部の延性低下を招く
傾向があるので、該粒子数の上限は１×１０６個／＋ｎ
ｍでなければならない。
上記における鋼中のＴｉ酸化物の生成方法は、溶鋼の溶
存酸素濃度を１０〜６０ｐｐｍに予備脱酸後、Ｔ１脱酸
し、かつ、溶鋼を凝固時の冷却速度２０〜４００℃／ｍ
ｉｎで鋳造することにより得られる。またＴｉＮ＋Ｍｎ
Ｓの複合体は、鋳造後の冷却途中の１１００−８００°
Ｃの範囲を、２℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却するこ
とによって得られる。
存酸素濃度を１０〜６０ｐｐｍに予備脱酸後、Ｔ１脱酸
し、かつ、溶鋼を凝固時の冷却速度２０〜４００℃／ｍ
ｉｎで鋳造することにより得られる。またＴｉＮ＋Ｍｎ
Ｓの複合体は、鋳造後の冷却途中の１１００−８００°
Ｃの範囲を、２℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却するこ
とによって得られる。
これらの生成条件からはずれた場合、例えば、Ｔ１脱酸
前の［○］濃度が６０ｐｐｍを超える場合は、他の条件
を満たしていても、Ｔｉ酸化物が粗粒化し脆性破壊の起
点となり、靭性は向上しない。
前の［○］濃度が６０ｐｐｍを超える場合は、他の条件
を満たしていても、Ｔｉ酸化物が粗粒化し脆性破壊の起
点となり、靭性は向上しない。
また、このような限定条件内で製造された鋼塊は、その
後の通常の鋼材製造過程での熱履歴によって該化合物の
効果は何ら影響を受けることがない。
後の通常の鋼材製造過程での熱履歴によって該化合物の
効果は何ら影響を受けることがない。
［実 施 例］
第１表は、試作鋼の化学成分値およびＴｉ酸化物、複合
化合物の分散度を表わしたものであり、５０キロから７
０キロ級鋼まで試作した。試作材は圧延により３０＋＋
＋ｍ鋼板とし、板厚１／４ ｔから１２×１２Ｘ６０ｍ
ｍの試験片を採取し、溶接再現熱サイクル試験によりＨ
ＡＺ靭性を評価した。
化合物の分散度を表わしたものであり、５０キロから７
０キロ級鋼まで試作した。試作材は圧延により３０＋＋
＋ｍ鋼板とし、板厚１／４ ｔから１２×１２Ｘ６０ｍ
ｍの試験片を採取し、溶接再現熱サイクル試験によりＨ
ＡＺ靭性を評価した。
溶接再現熱サイクル試験は、試験片の中央部を高周波誘
導加熱により１４００°Ｃに急速加熱し、８００℃から
５００℃の冷却時間１６１秒の条件で冷却した。
導加熱により１４００°Ｃに急速加熱し、８００℃から
５００℃の冷却時間１６１秒の条件で冷却した。
この条件は溶接入熱量１３０ＫＪ／ｃｍに相当し、加熱
温度１４００℃は実際のＨＡＺの溶融縁近傍の加熱領域
に相当する。
温度１４００℃は実際のＨＡＺの溶融縁近傍の加熱領域
に相当する。
さらに靭性はこの試験片から２ ｍｍ Ｖノツチ・シャ
ルピーに加工し、衝撃破面遷移温度（ｖＴ ｒｓ）を求
め評価した。
ルピーに加工し、衝撃破面遷移温度（ｖＴ ｒｓ）を求
め評価した。
第２表には鋼材の機械特性を示す。
鋼１〜鋼６は溶接再現熱サイクルにおいても硬化相のＭ
＊がほとんど生成しない成分である。またＴ１酸化物、
複合化合物の密度は十分に本発明の範囲を満足しており
、Ｎの適正範囲を求めるために試作した鋼材である。
＊がほとんど生成しない成分である。またＴ１酸化物、
複合化合物の密度は十分に本発明の範囲を満足しており
、Ｎの適正範囲を求めるために試作した鋼材である。
゛ 第１図から明らかなように、Ｎ含有量が１０
ｐｐｍ以下の比較鋼の鋼１は固溶Ｎは低いもののＴｉＮ
の生成量が少なく、ＩＦＰ生成能が低下するためｖＴｒ
ｓは上昇しＨＡＺ靭性は悪化する。
ｐｐｍ以下の比較鋼の鋼１は固溶Ｎは低いもののＴｉＮ
の生成量が少なく、ＩＦＰ生成能が低下するためｖＴｒ
ｓは上昇しＨＡＺ靭性は悪化する。
またＮ含有量か４０ｐｐｒｔｌを超える鋼６ではＴｉＮ
は存在するものの、分解するＴｉＮも多く、固溶Ｎの増
加により母相の靭性が低下しＨＡＺ靭性が悪化する。そ
れに比べＮ含有量が本発明の範囲内にある鋼２〜鋼５は
いずれも高い靭性を示す。
は存在するものの、分解するＴｉＮも多く、固溶Ｎの増
加により母相の靭性が低下しＨＡＺ靭性が悪化する。そ
れに比べＮ含有量が本発明の範囲内にある鋼２〜鋼５は
いずれも高い靭性を示す。
鋼７〜鋼１２はＮ含有量、Ｔｉ酸化物、複合化合物の密
度が本発明の要件の範囲内であるが、Ｃｕ。
度が本発明の要件の範囲内であるが、Ｃｕ。
Ｎ１を添加しており、溶接再現熱サイクルにおいて硬化
相のＭ＊を生成する成分である。特にＳｉ添加はＭ＊を
生成し易いので、その影響を検討し、適正範囲を求めた
。
相のＭ＊を生成する成分である。特にＳｉ添加はＭ＊を
生成し易いので、その影響を検討し、適正範囲を求めた
。
第２図に示すように、Ｓｉを極端に低減した鋼７てはＭ
＊は減少するものの、ＨＡＺ靭性は悪化する。この原因
は母相の靭性に関係する固溶Ｃ１ＮとＳｉとの相互関係
によるものと考えられるが不明である。
＊は減少するものの、ＨＡＺ靭性は悪化する。この原因
は母相の靭性に関係する固溶Ｃ１ＮとＳｉとの相互関係
によるものと考えられるが不明である。
Ｓｉが本発明の要件の範囲外の鋼１１．１２はＳｉ量の
増加とともにＭ＊か増加し、ＨＡＺ靭性が著しく低下す
る。
増加とともにＭ＊か増加し、ＨＡＺ靭性が著しく低下す
る。
さらに、本発明鋼の特徴を明らかにするため、Ｎ含有量
は本発明の要件の範囲内であるが、Ｔ１酸化物、複合化
合物の密度か低く本発明の要件の範囲外である比較鋼１
３〜１７鋼を用い・Ｓｉの影響を調べた。
は本発明の要件の範囲内であるが、Ｔ１酸化物、複合化
合物の密度か低く本発明の要件の範囲外である比較鋼１
３〜１７鋼を用い・Ｓｉの影響を調べた。
それを第２図に発明鋼と重ねて示す。
図から明らかなように、比較鋼においてはＮ。
Ｓｉ含有量ともに本発明の要件の範囲内である場合でも
、ｖＴｒｓは高＜ＨＡＺ靭性は低下する。これはＩＦＰ
核となるＴｉ酸化物、複合化合物の密度が極端に低くＩ
ＦＰ組織を生成しないためである。
、ｖＴｒｓは高＜ＨＡＺ靭性は低下する。これはＩＦＰ
核となるＴｉ酸化物、複合化合物の密度が極端に低くＩ
ＦＰ組織を生成しないためである。
即ち、本発明鋼の３つの要件が総て満たされた時に、鋼
２５に示されるような一８０’Ｃ（ｖＴ ｒｓ＝−８５
°Ｃ）での使用可能な溶接部靭性に優れた低温用鋼材の
製造か可能になる。
２５に示されるような一８０’Ｃ（ｖＴ ｒｓ＝−８５
°Ｃ）での使用可能な溶接部靭性に優れた低温用鋼材の
製造か可能になる。
［発明の効果］
本発明により、溶接ＨＡＺ低温靭性の優れた鋼の製造が
可能になり、北海のような極低温環境で使用される、海
洋構造物、ラインパイプ、低温容器、等の鋼材に適用が
できる。その結果、構造物の安全性の確保、溶接性能の
向上による経済効果等の産業上の効果は極めて顕著なも
のがある。
可能になり、北海のような極低温環境で使用される、海
洋構造物、ラインパイプ、低温容器、等の鋼材に適用が
できる。その結果、構造物の安全性の確保、溶接性能の
向上による経済効果等の産業上の効果は極めて顕著なも
のがある。
第１図はＮ含有量とｖＴｒｓ（’Ｃ）値との図表、第２
図はＳ１含有量とｖＴｒｓ（’Ｃ）値との図表である。
図はＳ１含有量とｖＴｒｓ（’Ｃ）値との図表である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％で Ｃ：０．０２〜０．１８％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｓ：０．０００７〜０．００６０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 を含有し、 Ａｌ＜０．００３％、Ｐ＜０．０１５％に制限し、さら
にＮ：０．００１０〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０３
〜０．２５％に限定し、 残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、主に粒子径が
０．１〜３．０μｍにある数％のＭｎを固溶したＴｉ＿
２Ｏ＿３、Ｔｉ＿３Ｏ＿５のチタン酸化物およびこれら
の酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合体の合計と、ＴｉＮ＋
ＭｎＳの複合体とを、夫々３×１０＾３〜１×１０＾６
個／ｍｍ＾３の粒子数範囲で同時に含有することを特徴
とする溶接部靭性の優れた強靭性高張力鋼。 ２、重量％で Ｃ：０．０２〜０．１８％、 Ｍｎ：０．４〜２．０％、 Ｓ：０．０００７〜０．００６０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 を含有し、 Ａｌ＜０．００３％、Ｐ＜０．０１５％に制限し、特に
Ｎ：０．００１０〜０．００４０％、Ｓｉ：０．０３〜
０．２５％に限定し、 これらに、さらに Ｎｉ＜３．０％、Ｃｕ＜１．５％、 Ｎｂ＜０．０５％、Ｖ＜０．１％、 Ｃｒ＜１．０％、Ｍｏ＜０．５％、 Ｂ＜０．００２％、 の１種または２種以上を含有し、 残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、主に粒子径が
０．１〜３．０μｍにある数％のＭｎを固溶したＴｉ＿
２Ｏ＿３、Ｔｉ＿３Ｏ＿５のチタン酸化物および、これ
らの酸化物とＴｉＮ、ＭｎＳの複合体の合計と、ＴｉＮ
＋ＭｎＳの複合体とを、夫々３×１０＾３〜１×１０＾
６個／ｍｍ＾３の粒子数範囲で同時に含有することを特
徴とする溶接部靭性の優れた強靭性高張力鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP311888A JPH01180948A (ja) | 1988-01-12 | 1988-01-12 | 溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP311888A JPH01180948A (ja) | 1988-01-12 | 1988-01-12 | 溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01180948A true JPH01180948A (ja) | 1989-07-18 |
Family
ID=11548439
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP311888A Pending JPH01180948A (ja) | 1988-01-12 | 1988-01-12 | 溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01180948A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01188652A (ja) * | 1988-01-25 | 1989-07-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性にすぐれた溶接用鋼とその製造方法 |
| US5985051A (en) * | 1992-09-24 | 1999-11-16 | Nippon Steel Corporation | Shape steel material having high strength, high toughness and excellent fire resistance and process for producing rolled shape steel of said material |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60245768A (ja) * | 1984-05-22 | 1985-12-05 | Nippon Steel Corp | 溶接用高靭性鋼 |
| JPS61117245A (ja) * | 1984-11-12 | 1986-06-04 | Nippon Steel Corp | 溶接用低温強靭鋼 |
| JPS621842A (ja) * | 1985-06-26 | 1987-01-07 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた強靭性高張力鋼 |
| JPS6256518A (ja) * | 1985-09-04 | 1987-03-12 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 大入熱溶接用高張力鋼板の製造方法 |
| JPS62214126A (ja) * | 1986-03-17 | 1987-09-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部ｃｏｄ特性に優る高張力鋼の製造方法 |
-
1988
- 1988-01-12 JP JP311888A patent/JPH01180948A/ja active Pending
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US5985051A (en) * | 1992-09-24 | 1999-11-16 | Nippon Steel Corporation | Shape steel material having high strength, high toughness and excellent fire resistance and process for producing rolled shape steel of said material |
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