JPH03202422A - 溶接熱影響部靱性の優れた高張力厚鋼板の製造法 - Google Patents
溶接熱影響部靱性の優れた高張力厚鋼板の製造法Info
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- JPH03202422A JPH03202422A JP34340889A JP34340889A JPH03202422A JP H03202422 A JPH03202422 A JP H03202422A JP 34340889 A JP34340889 A JP 34340889A JP 34340889 A JP34340889 A JP 34340889A JP H03202422 A JPH03202422 A JP H03202422A
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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）
本発明は溶接熱影響部（以下ＨＡＺと呼ぶ）の低温靭性
が優れた高張力厚鋼板の製造法に関する。
が優れた高張力厚鋼板の製造法に関する。
この方法で製造した鋼は圧力容器、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。
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（Ｍ’Ｌ上部ベイナイト（
Ｂｕ）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と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、ＨＡＺＭ織
を微細化する数多くの技術が開発実用化されている。
）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ’Ｌ上部ベイナイト（
Ｂｕ）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と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、ＨＡＺＭ織
を微細化する数多くの技術が開発実用化されている。
例えば、ＴｉＮを微細分散させ、５０ｋｇ ｆ ／ ｍ
ｊ１級高張力鋼の溶接時のＨＡＺ靭性を改善する手段が
開示されている（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溶接時
には溶融線（以下ＦＬと呼ぶ）近傍では大部分が溶解さ
れ、ＨＡＺ組織の粗粒化を生じＨＡＺ靭性が劣化すると
いう欠点を有する。
ｊ１級高張力鋼の溶接時のＨＡＺ靭性を改善する手段が
開示されている（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溶接時
には溶融線（以下ＦＬと呼ぶ）近傍では大部分が溶解さ
れ、ＨＡＺ組織の粗粒化を生じＨＡＺ靭性が劣化すると
いう欠点を有する。
この問題に対して、本発明者の一部は鋼中にＴｉ酸化物
を微細分散させ、溶接時のＨＡＺにおいて粒内アシキュ
ラーフェライト（以下ＩＦＰと呼ぶ）を生成させること
によりＨＡＺ組織が微細化され、ＨＡＺ靭性を著しく改
善できることを、特開昭６３−２１０２３５号、特開平
１−１５１２１号各公報に示した。
を微細分散させ、溶接時のＨＡＺにおいて粒内アシキュ
ラーフェライト（以下ＩＦＰと呼ぶ）を生成させること
によりＨＡＺ組織が微細化され、ＨＡＺ靭性を著しく改
善できることを、特開昭６３−２１０２３５号、特開平
１−１５１２１号各公報に示した。
しかしながら、その後溶接ＨＡＺ組織と靭性の関係を鋭
意検討した結果、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させた鋼
においても、北海域やＬＰＧタンクなどの極低温の環境
で使用される鋼板のＨＡＺ靭性を飛躍的に改善するため
には、新しい技術思想の導入が必要であることが判明し
た。
意検討した結果、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させた鋼
においても、北海域やＬＰＧタンクなどの極低温の環境
で使用される鋼板のＨＡＺ靭性を飛躍的に改善するため
には、新しい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）
本発明は溶接ＨＡＺ靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法
を提案するものである。本発明の高張力鋼は溶融線樋近
傍を含めたＨＡＺ全域で組織が微細化し、優れた低温靭
性を有する。
を提案するものである。本発明の高張力鋼は溶融線樋近
傍を含めたＨＡＺ全域で組織が微細化し、優れた低温靭
性を有する。
（課題を解決するための手段）
本発明の要旨は、溶存酸素量が０．００３〜０．０２０
％の溶鋼中にＴｉを０．０１０〜０．０４０％添加し、
さらに６０分以内にＺｒを０．００５〜０．０３０％添
加した後８０分以内に凝固を完了させ、重量％でｃ ：
ｏ、ｏａ〜ａ、１５％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍ ｎ
： ０ 、８〜２ 、０％、Ｐ；０．０２５％以下、
Ｓ ：０．（１０５％以下、Ａｌ ：０．００４％以下
、Ｎｂ：０．００３〜ｏ、ｏｅｏ％、Ｎ ： ０．００
２０〜０．００６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０
％、Ｚ ｒ：０．００３〜０．０１５％、０ ： ０．
００１〜ｏ、ｏｏｅ％でかつ粒子径０．０５〜１〇−の
Ｔｉ、 Ｚｒを主成分とする複合酸化物を３０〜３０
０個／ｍｍ２含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる実質的にＡｌを含有しない鋳片を、１２５０℃以
下の温度で再加熱後、鋼板を製造すること、および溶存
酸素量が０．００３〜０．０２０％の溶鋼中にＴｉを０
．０１０〜０．０４０％添加し、さらに６０分以内にＺ
ｒを０．００５〜０．０３０％添加した後６０分以内に
凝固を完了させ、重量％でＣ： ０．０３〜０．１５％
、ｓ １：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ
：０．０２５％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ａｌ
：０．００４％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０８０
％、Ｎ ： ０．００２０〜（１，（１０６０％、Ｔに
０．００５〜０．０２０％、Ｚ ｒ：０．００３〜０．
０１５％、０：ｏ、ｏｏｉ〜ｏ、ｏｏｅ％でさらにＢ
： ０．０００３〜０．００１０％、ＮＩ ： ０．０
５〜４．００％、Ｃｕ： ０．０５〜１．５０％、Ｃ「
：０．０５〜１．００％、Ｖ ：０．００５〜０．０８
０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｃａ：ｏ、０００
５〜０．００５％の一種または二種を含有させ、かつ粒
子径０，０５〜１０−のＴｉ、Ｚｒを主成分とする複合
酸化物を３０〜３００個／１Ｉｌｊ含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しない
鋳片を、１２５０℃以下の温度で再加熱後、鋼板を製造
することである。
％の溶鋼中にＴｉを０．０１０〜０．０４０％添加し、
さらに６０分以内にＺｒを０．００５〜０．０３０％添
加した後８０分以内に凝固を完了させ、重量％でｃ ：
ｏ、ｏａ〜ａ、１５％、Ｓｉ：０．８％以下、Ｍ ｎ
： ０ 、８〜２ 、０％、Ｐ；０．０２５％以下、
Ｓ ：０．（１０５％以下、Ａｌ ：０．００４％以下
、Ｎｂ：０．００３〜ｏ、ｏｅｏ％、Ｎ ： ０．００
２０〜０．００６０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０
％、Ｚ ｒ：０．００３〜０．０１５％、０ ： ０．
００１〜ｏ、ｏｏｅ％でかつ粒子径０．０５〜１〇−の
Ｔｉ、 Ｚｒを主成分とする複合酸化物を３０〜３０
０個／ｍｍ２含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる実質的にＡｌを含有しない鋳片を、１２５０℃以
下の温度で再加熱後、鋼板を製造すること、および溶存
酸素量が０．００３〜０．０２０％の溶鋼中にＴｉを０
．０１０〜０．０４０％添加し、さらに６０分以内にＺ
ｒを０．００５〜０．０３０％添加した後６０分以内に
凝固を完了させ、重量％でＣ： ０．０３〜０．１５％
、ｓ １：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ
：０．０２５％以下、Ｓ ：０．００５％以下、Ａｌ
：０．００４％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０８０
％、Ｎ ： ０．００２０〜（１，（１０６０％、Ｔに
０．００５〜０．０２０％、Ｚ ｒ：０．００３〜０．
０１５％、０：ｏ、ｏｏｉ〜ｏ、ｏｏｅ％でさらにＢ
： ０．０００３〜０．００１０％、ＮＩ ： ０．０
５〜４．００％、Ｃｕ： ０．０５〜１．５０％、Ｃ「
：０．０５〜１．００％、Ｖ ：０．００５〜０．０８
０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％、Ｃａ：ｏ、０００
５〜０．００５％の一種または二種を含有させ、かつ粒
子径０，０５〜１０−のＴｉ、Ｚｒを主成分とする複合
酸化物を３０〜３００個／１Ｉｌｊ含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しない
鋳片を、１２５０℃以下の温度で再加熱後、鋼板を製造
することである。
（作 用）
以下に本発明について詳細に説明する。
発明者らの研究によれば、ＨＡＺ靭性は（１）鋼の化学
成分、（２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状！
ｒ！、）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
。発明者の一部が特開昭６３２１０２３５号、特開平１
−１５３２１号各公報に示したように、Ｔｉ酸化物を微
細分散させた鋼は、溶接時のＨＡＺ （とくにＦＬ近傍
）において、ＩＦＰを生成させることによりＨＡＺ組織
が微細化され、ＨＡＺ靭性を著しく改善できる。
成分、（２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状！
ｒ！、）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
。発明者の一部が特開昭６３２１０２３５号、特開平１
−１５３２１号各公報に示したように、Ｔｉ酸化物を微
細分散させた鋼は、溶接時のＨＡＺ （とくにＦＬ近傍
）において、ＩＦＰを生成させることによりＨＡＺ組織
が微細化され、ＨＡＺ靭性を著しく改善できる。
一方、発明者らは特開平１−１５９３５６号公報に示し
たように、ＴｉとＺ「の複合酸化物は鋳片全厚にわたっ
て微細均一分散が可能なこと、および酸化物を核として
ＩＦＰが生成することから板厚中心部を含めた全ての板
厚位置において、ＨＡＺの全域で組織が微細化され、極
めて優れた低温靭性が得られることを見いだした。
たように、ＴｉとＺ「の複合酸化物は鋳片全厚にわたっ
て微細均一分散が可能なこと、および酸化物を核として
ＩＦＰが生成することから板厚中心部を含めた全ての板
厚位置において、ＨＡＺの全域で組織が微細化され、極
めて優れた低温靭性が得られることを見いだした。
しかしその後、さらに極低温でも優れたＨＡＺ靭性を有
する鋼板を開発すべく鋭意検討した結果、ＴｉおよびＺ
「の添加方法を規定することにより、鋼中にＴｉとＺｒ
の複合酸化物（主としてｚｒＯ２，Ｔｉ２Ｏ３からなる
酸化物）をさらに多量に微細均一分散させることができ
、ＨＡＺ靭性が飛躍的に改善されることを見いだし本発
明に至った。
する鋼板を開発すべく鋭意検討した結果、ＴｉおよびＺ
「の添加方法を規定することにより、鋼中にＴｉとＺｒ
の複合酸化物（主としてｚｒＯ２，Ｔｉ２Ｏ３からなる
酸化物）をさらに多量に微細均一分散させることができ
、ＨＡＺ靭性が飛躍的に改善されることを見いだし本発
明に至った。
すなわちＴｉと２「の複合酸化物を多量に微細分散させ
た鋼は、ＦＬ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Ｚｒ
の複合酸化物を核として、ＩＦＰを生威し、ＨＡＺ組織
を著しく微細化する。
た鋼は、ＦＬ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Ｚｒ
の複合酸化物を核として、ＩＦＰを生威し、ＨＡＺ組織
を著しく微細化する。
また、ＦＬから離れた領域（ＦＬから５ｍｍ程度までの
領域）においては、微細ＴｉＮを含有させることにより
ＨＡＺ靭性を改善できる。これは微細ＴｉＮによりγ粒
の粗大化が抑制され、組織が微細化されるためである。
領域）においては、微細ＴｉＮを含有させることにより
ＨＡＺ靭性を改善できる。これは微細ＴｉＮによりγ粒
の粗大化が抑制され、組織が微細化されるためである。
このような効果を有するＴｉとＺｒの複合酸化物を鋼中
に多量に微細分散させるためには、まずＴｉとＺｒを添
加する溶鋼中の溶存酸素量を０．００３〜０．０２０％
にする必要がある。溶存酸素量がｏ、ｏｏａ％未満であ
るとＴｉやＺｒによる脱酸後の酸素量が少なくなり、最
終的な微細酸化物の個数が少なるなるためである。しか
し溶存酸素量が０．０２０％を超えるとＴｉやＺｒを添
加しても脱酸が十分に行なわれず、清浄度が落ちて母材
の靭性が劣化する。
に多量に微細分散させるためには、まずＴｉとＺｒを添
加する溶鋼中の溶存酸素量を０．００３〜０．０２０％
にする必要がある。溶存酸素量がｏ、ｏｏａ％未満であ
るとＴｉやＺｒによる脱酸後の酸素量が少なくなり、最
終的な微細酸化物の個数が少なるなるためである。しか
し溶存酸素量が０．０２０％を超えるとＴｉやＺｒを添
加しても脱酸が十分に行なわれず、清浄度が落ちて母材
の靭性が劣化する。
ＴｉやＺｒの添加量は脱酸により添加量の約５０％がス
ラグとして出るために、最終的に必要とするＴｉ．Ｚｒ
量の２倍添加する必要がある。
ラグとして出るために、最終的に必要とするＴｉ．Ｚｒ
量の２倍添加する必要がある。
ＴｉとＺ「を添加する順序としてはＴｉを添加した後Ｚ
ｒを添加する必要がある。これはＺｒはＴｉよりも酸素
との親和力が強いために、ＺｒをＴｉよりさきに添加す
ると、鋼中に生成する酸化物はＺ「主体の酸化物となる
ためである。
ｒを添加する必要がある。これはＺｒはＴｉよりも酸素
との親和力が強いために、ＺｒをＴｉよりさきに添加す
ると、鋼中に生成する酸化物はＺ「主体の酸化物となる
ためである。
Ｚ「の酸化物からはＩＦＰは全く生成せず、ＨＡＺ組織
の微細化効果は期待できない。Ｔｉを添加しさらにＺｒ
を添加する場合に、Ｔｉを添加後、６０分以内にＺｒを
添加する必要がある。Ｔｉを添加後、６０分以上経過す
るとＴｉ酸化物の凝集・合体および浮上が進むために、
最終的に微細な酸化物を鋼中に均一分散させることがで
きないためである。
の微細化効果は期待できない。Ｔｉを添加しさらにＺｒ
を添加する場合に、Ｔｉを添加後、６０分以内にＺｒを
添加する必要がある。Ｔｉを添加後、６０分以上経過す
るとＴｉ酸化物の凝集・合体および浮上が進むために、
最終的に微細な酸化物を鋼中に均一分散させることがで
きないためである。
Ｔｉを添加後にＺｒを添加することにより、溶鋼中に存
在している微細なＴｉ酸化物は酸素との親和力が強いＺ
ｒにより衝突かつ還元されるために、酸化物は微細化さ
れ、さらに凝集・合体および浮上が抑えられるので、最
終的に微細な複合酸化物を鋼中に多量に均一分散させる
ことができる。
在している微細なＴｉ酸化物は酸素との親和力が強いＺ
ｒにより衝突かつ還元されるために、酸化物は微細化さ
れ、さらに凝集・合体および浮上が抑えられるので、最
終的に微細な複合酸化物を鋼中に多量に均一分散させる
ことができる。
しかしこの場合でもＺｒを添加してから６０分以内に凝
固を完了させる必要がある。これはＺｒを添加してから
６０分以上経過すると、凝集・合体および浮上が起こり
、Ｚｒの衝突・還元作用による微細酸化物の分散効果が
得られないためである。
固を完了させる必要がある。これはＺｒを添加してから
６０分以上経過すると、凝集・合体および浮上が起こり
、Ｚｒの衝突・還元作用による微細酸化物の分散効果が
得られないためである。
連続鋳造による製鋼法において、Ｚｒを添加してから６
０分以内に凝固を完了させるために、Ｚｒは連続鋳造に
おけるタンデイツシュあるいはモールド内に添加するこ
とが望ましい。
０分以内に凝固を完了させるために、Ｚｒは連続鋳造に
おけるタンデイツシュあるいはモールド内に添加するこ
とが望ましい。
ＴｉとＺｒの複合酸化物によるＨＡＺ組織の微細化効果
を得るためには、鋼中に適当な大きさの酸化物を均一に
分散させなければならない。ＴｉとＺｒの複合酸化物の
粒子径として０．０５〜１０ｍ５個数として３０〜３０
０個／ｍｍ２が必要である。
を得るためには、鋼中に適当な大きさの酸化物を均一に
分散させなければならない。ＴｉとＺｒの複合酸化物の
粒子径として０．０５〜１０ｍ５個数として３０〜３０
０個／ｍｍ２が必要である。
ＴｉとＺｒの複合酸化物の粒子径が０．５−以下、ある
いは個数が３０個／ｍｍ２以下になるとＩＦＰの生成能
力が弱くなる。またＴｉとＺｒの複合酸化物の粒子径が
１０−以上、あるいは個数が３００個／ｍｍ２以上にな
ると、ＴｉとＺｒの複合酸化物自身が脆性き裂の発生点
となったり、鋼の清浄度が低下してＨＡＺだけでなく母
材の低温靭性も劣化する。
いは個数が３０個／ｍｍ２以下になるとＩＦＰの生成能
力が弱くなる。またＴｉとＺｒの複合酸化物の粒子径が
１０−以上、あるいは個数が３００個／ｍｍ２以上にな
ると、ＴｉとＺｒの複合酸化物自身が脆性き裂の発生点
となったり、鋼の清浄度が低下してＨＡＺだけでなく母
材の低温靭性も劣化する。
なおＴｉと２「の複合酸化物個数および大きさは鋳片断
面部を研磨した後、光学顕微鏡により測定したものであ
る。
面部を研磨した後、光学顕微鏡により測定したものであ
る。
通常の製鋼法において鋼中にＴｉとＺｒの複合酸化物、
ＴｉＮを確保させるには、とくにＴｉ。
ＴｉＮを確保させるには、とくにＴｉ。
Ｚｒ、Ｎ、Ｏ量の適正化が必須である。このためＴｉ、
Ｚｒ、Ｎ、Ｏ量をそれぞれＴｆ：０．００５〜０．０２
０％、Ｚ ｒ：０．００３〜０．０１５％、Ｎ：０．０
０２０〜０．００３５％、０ ：０．００１〜ｏ、ｏｏ
ｅ％に限定する必要がある。
Ｚｒ、Ｎ、Ｏ量をそれぞれＴｆ：０．００５〜０．０２
０％、Ｚ ｒ：０．００３〜０．０１５％、Ｎ：０．０
０２０〜０．００３５％、０ ：０．００１〜ｏ、ｏｏ
ｅ％に限定する必要がある。
Ｔｉ 、Ｚｒ、Ｎ、０量の下限はＴｉとＺ「の複合酸化
物、ＴｉＮを生成させるための必要最小量である。Ｔｉ
、Ｚｒの上限はＴｉＣやＺｒＣの生成によるＨＡＺ靭性
の劣化を防止するためであり、Ｎ量の上限は固溶Ｎによ
るＨＡＺ靭性の劣化を防止するためである。またＯ量の
上限は非金属介在物の生成による鋼の清浄度、靭性の劣
化を防止するためである。
物、ＴｉＮを生成させるための必要最小量である。Ｔｉ
、Ｚｒの上限はＴｉＣやＺｒＣの生成によるＨＡＺ靭性
の劣化を防止するためであり、Ｎ量の上限は固溶Ｎによ
るＨＡＺ靭性の劣化を防止するためである。またＯ量の
上限は非金属介在物の生成による鋼の清浄度、靭性の劣
化を防止するためである。
しかし、たとえ鋼中にＴｉとＺｒの複合酸化物、ＴｉＮ
を生成させても基本成分が適当でないと、優れたＨＡＺ
靭性は得られない。以下にそのほかの基本成分の限定理
由について説明する。
を生成させても基本成分が適当でないと、優れたＨＡＺ
靭性は得られない。以下にそのほかの基本成分の限定理
由について説明する。
Ｃ量の下限０．０３％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
、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすだけでなく母材靭性、溶
接性を劣化させるので、上限を０．１５％とした。
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
、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすだけでなく母材靭性、溶
接性を劣化させるので、上限を０．１５％とした。
Ｓｔは脱酸上鋼に含まれる元素で、Ｓｌが多くなると溶
接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０，６％
とした。本発明鋼ではＡｇ脱酸で十分であり、さらにＴ
ｉ脱酸でも良い。Ｓｔについて１（ＡＺ靭性の点からは
含有量を０，１５％程度とすることが望ましい。
接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０，６％
とした。本発明鋼ではＡｇ脱酸で十分であり、さらにＴ
ｉ脱酸でも良い。Ｓｔについて１（ＡＺ靭性の点からは
含有量を０，１５％程度とすることが望ましい。
Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠の元素であり、
その下限は０．８％である。しかしＭｎ量が多すぎると
焼入性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するだけで
なく、目標とする規格に適合する母材強度を得ることが
できない。このためＭｎ量の上限を２．０％とした。
その下限は０．８％である。しかしＭｎ量が多すぎると
焼入性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するだけで
なく、目標とする規格に適合する母材強度を得ることが
できない。このためＭｎ量の上限を２．０％とした。
本発明鋼において、不可避的不純物であるＰおよびＳを
それぞれ０．０２５％以下、０．０１０％以下とした理
由は、母材、ＨＡＺの低温靭性をより一層向上させるた
めである。Ｐ量の低減は接合部における粒界破壊傾向を
減少させ、Ｂ量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。
それぞれ０．０２５％以下、０．０１０％以下とした理
由は、母材、ＨＡＺの低温靭性をより一層向上させるた
めである。Ｐ量の低減は接合部における粒界破壊傾向を
減少させ、Ｂ量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。
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、０．００４％以下と限定
した。これはＡｇが鋼中に含まれていると酸素と結合し
てＴｉの酸化物が生成しなくなるためである。脱酸はＴ
ｉおよびＳｌだけでも可能であり、本発明においてＡｆ
Ｉ量は少ないほど良く、０．００３％以下が望ましい。
では好ましくない元素であり、０．００４％以下と限定
した。これはＡｇが鋼中に含まれていると酸素と結合し
てＴｉの酸化物が生成しなくなるためである。脱酸はＴ
ｉおよびＳｌだけでも可能であり、本発明においてＡｆ
Ｉ量は少ないほど良く、０．００３％以下が望ましい。
Ｎｂはγ粒界に生成するフェライトを抑制し、Ｔｉ酸化
物を核とする微細なＩＦＦ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ｏ、ｏｏａ％のＮｂ量が
必要である。しかしながらＮｂ量が多すぎると、逆に微
細なＩＦＰの生成を妨げるのでその上限をｏ、ｏｅｏ％
とした。
物を核とする微細なＩＦＦ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ｏ、ｏｏａ％のＮｂ量が
必要である。しかしながらＮｂ量が多すぎると、逆に微
細なＩＦＰの生成を妨げるのでその上限をｏ、ｏｅｏ％
とした。
つぎにＢ、Ｎｉ 、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃａを添加
する理由について説明する。
する理由について説明する。
基本成分はさらに、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
の特性の向上をはかるためである。
は、本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度・靭性など
の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。
のである。
Ｂは溶接後の溶融線近傍においてγ粒界に固溶Ｂとして
偏析し、粒界フェライトを抑制する。この効果を得るた
めには最低０．０００３％のＢ量が必要である。しかし
、過剰のＢ添加はＦ ｅ （ＣＢ ） ｅなどの粗大
な析出物がγ粒界に３ 析出して低温靭性を劣化させるので、Ｂ量の上限を０．
００１５％とする必要がある。
偏析し、粒界フェライトを抑制する。この効果を得るた
めには最低０．０００３％のＢ量が必要である。しかし
、過剰のＢ添加はＦ ｅ （ＣＢ ） ｅなどの粗大
な析出物がγ粒界に３ 析出して低温靭性を劣化させるので、Ｂ量の上限を０．
００１５％とする必要がある。
Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく、
母材の強度、靭性を向上させるが、０．０５％以下では
効果が薄＜、４．０％以上の添加は溶接性に好ましくな
いために上限を４．０％とした。
母材の強度、靭性を向上させるが、０．０５％以下では
効果が薄＜、４．０％以上の添加は溶接性に好ましくな
いために上限を４．０％とした。
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、１．５％を超えると熱
間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造困難となる。
起割れ性などにも効果があるが、１．５％を超えると熱
間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造困難となる。
このため上限を１．５％とした。
Ｃｒは母材および溶接部の強度を高める元素であるが、
１．０％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させ、ま
た０、０５％以下では効果が薄い。したがってＣｒ量は
０．０５〜１．０％とする。
１．０％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させ、ま
た０、０５％以下では効果が薄い。したがってＣｒ量は
０．０５〜１．０％とする。
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。
Ｍｏは母材および溶接部の強度を高める元素であるが、
０．４％を超えるとＣｒと同様に母材、接合部の靭性、
溶接部の劣化を招き好ましくない。
０．４％を超えるとＣｒと同様に母材、接合部の靭性、
溶接部の劣化を招き好ましくない。
また０、０５％以下では効果が薄い。したがってＭ。
量は０゜０５〜０，４％とする。
Ｃａは硫化物の形態を制御し、シャルピー吸収エネルギ
ーを増加させ低温靭性を向上させるほか、耐水素誘起割
れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣａ量は０．０
００５％以下では実用上効果がなく、また、０．００５
％を超えるとＣａｂ、ＣａＳ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、さらに溶
接性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加量の範囲を０．
０００５〜０．００５％とする。
ーを増加させ低温靭性を向上させるほか、耐水素誘起割
れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣａ量は０．０
００５％以下では実用上効果がなく、また、０．００５
％を超えるとＣａｂ、ＣａＳ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、さらに溶
接性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加量の範囲を０．
０００５〜０．００５％とする。
鋼の成分を上記のように限定し・でも、製造法が適切で
なければ溶接前の鋼中に微細なＴｉとＺｒの複合酸化物
やＴｉＮを微細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。
なければ溶接前の鋼中に微細なＴｉとＺｒの複合酸化物
やＴｉＮを微細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。
まず、鋼は工業的には連続鋳造で製造することが必須で
ある。この理由は、連続鋳造法では大型鋼塊による造塊
−分塊法に比較して、凝固時の冷却速度が速くスラブ中
に微細なＴｉとＺｒの複合酸化物やＴｉＮが多量に得ら
れるためである。大型鋼塊による造塊−分塊法では、Ｔ
ｉとＺｒの複合酸化物やＴｉＮを鋳片中に微細分散させ
ることは難しい。
ある。この理由は、連続鋳造法では大型鋼塊による造塊
−分塊法に比較して、凝固時の冷却速度が速くスラブ中
に微細なＴｉとＺｒの複合酸化物やＴｉＮが多量に得ら
れるためである。大型鋼塊による造塊−分塊法では、Ｔ
ｉとＺｒの複合酸化物やＴｉＮを鋳片中に微細分散させ
ることは難しい。
鋳片の再加熱温度を１２５０℃以下とする必要がある。
これ以上の温度で再加熱するとＴｉＮが粗大化して、溶
接前の鋼中に微細なＴｉＮがなくなり、ＨＡＺにおける
組織の微細化が不可能になるためである。
接前の鋼中に微細なＴｉＮがなくなり、ＨＡＺにおける
組織の微細化が不可能になるためである。
なお、本発明においては、鋳片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
を行なっても全く問題はない。
する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイレクト圧延
を行なっても全く問題はない。
本発明では鋳片再加熱後の圧延法などについては、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焼
戻、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ＨＡＺ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。
に限定しないが、いわゆる加工熱処理や圧延後の焼入焼
戻、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ＨＡＺ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
直接焼入焼戻などが挙げられるが、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、この鋼を製造
後、脱水素などの目的でＡ ｃ を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。
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
直接焼入焼戻などが挙げられるが、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、この鋼を製造
後、脱水素などの目的でＡ ｃ を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。
（実 施 例）
表１に実施例を示す。
周知の転炉、連続鋳造、厚板工程で種々の鋼成分の鋼板
を製造し、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）を実施し
、ＨＡＺ靭性を一６０℃テノ２ｍｍＶノツチシャルピー
試験によっ・て調査した。試験片は１／４ を位置から
採取し、ノツチ位置はＦＬ、ＨＡＺｌｍｍとした。
を製造し、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）を実施し
、ＨＡＺ靭性を一６０℃テノ２ｍｍＶノツチシャルピー
試験によっ・て調査した。試験片は１／４ を位置から
採取し、ノツチ位置はＦＬ、ＨＡＺｌｍｍとした。
表１で明らかなように本発明にかかる鋼が、すべて良好
な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有する。これに対し比較鋼は
ことごと＜ＨＡＺが劣化する。
な大入熱溶接ＨＡＺ靭性を有する。これに対し比較鋼は
ことごと＜ＨＡＺが劣化する。
比較鋼において鋼１９はＴｉ量が少なくＴｉとＺｒの複
合酸化物によるＩＦＰの生成効果がないコトと、ＴｉＮ
によるγ粒抑制効果がないためにＨＡＺ靭性は劣化する
。鋼２０はＴｉ量が多くＴｉＣの析出によりＨＡＺ靭性
は劣化する。鋼２１はＡｐ量が多くＴｌとＺｒの複合酸
化物が生成しないためにＩＦＰの生成量が少なくＨＡＺ
靭性は劣化する。鋼２２はＺｒ量が少なくＴｉとＺｒの
複合酸化物が生成しないためにＩＦＰの生成量が少なく
ＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２３はＺｒ量が多すぎるため
にＺｒＣの析出によりＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２４は
ｌ添加前の溶存酸素量が少なく最終の酸素量も少ないた
めに酸化物個数が減少しＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２５
はＴｉ添加前の溶存酸素量が多すぎるために脱酸が十分
に行なわれず鋼の清浄度が落ち、母材およびＨＡＺ靭性
が劣化する。鋼２６はＺｒを添加してからＴｉを添加し
たためにＺｒ主体の酸化物が生成し、ＩＦＰが生成しな
いためにＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２７はＴｉを添加し
てからＺｒを添加するまでの時間が長いのでＴｉとＺｒ
の複合酸化物の個数が少なく、ＩＦＰの生成量が少ない
ためにＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２８はＺｒを添加して
から凝固させるまでの時間が長いのでＴｉとＺｒの複合
酸化物の個数が少なく、ＩＦＰの生成量が少ないために
ＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２９はＴｉとＺｒの複合酸化
物の個数が少なく、ＩＦＦの生成量が少ないためにＨＡ
Ｚ靭性は劣化する。鋼３０はＴｉとＺｒの複合酸化物の
個数が多すぎるために鋼の清浄度が落ち、母材およびＨ
ＡＺ靭性が劣化する。
合酸化物によるＩＦＰの生成効果がないコトと、ＴｉＮ
によるγ粒抑制効果がないためにＨＡＺ靭性は劣化する
。鋼２０はＴｉ量が多くＴｉＣの析出によりＨＡＺ靭性
は劣化する。鋼２１はＡｐ量が多くＴｌとＺｒの複合酸
化物が生成しないためにＩＦＰの生成量が少なくＨＡＺ
靭性は劣化する。鋼２２はＺｒ量が少なくＴｉとＺｒの
複合酸化物が生成しないためにＩＦＰの生成量が少なく
ＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２３はＺｒ量が多すぎるため
にＺｒＣの析出によりＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２４は
ｌ添加前の溶存酸素量が少なく最終の酸素量も少ないた
めに酸化物個数が減少しＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２５
はＴｉ添加前の溶存酸素量が多すぎるために脱酸が十分
に行なわれず鋼の清浄度が落ち、母材およびＨＡＺ靭性
が劣化する。鋼２６はＺｒを添加してからＴｉを添加し
たためにＺｒ主体の酸化物が生成し、ＩＦＰが生成しな
いためにＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２７はＴｉを添加し
てからＺｒを添加するまでの時間が長いのでＴｉとＺｒ
の複合酸化物の個数が少なく、ＩＦＰの生成量が少ない
ためにＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２８はＺｒを添加して
から凝固させるまでの時間が長いのでＴｉとＺｒの複合
酸化物の個数が少なく、ＩＦＰの生成量が少ないために
ＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２９はＴｉとＺｒの複合酸化
物の個数が少なく、ＩＦＦの生成量が少ないためにＨＡ
Ｚ靭性は劣化する。鋼３０はＴｉとＺｒの複合酸化物の
個数が多すぎるために鋼の清浄度が落ち、母材およびＨ
ＡＺ靭性が劣化する。
（発明の効果）
本発明により、母材はもとより溶接ＨＡＺ全域において
極めて優れた低温靭性を有する鋼を大量、且つ安価に製
造することが可能になった。その結果、溶接構造物の安
全性を大きく向上させることができた。
極めて優れた低温靭性を有する鋼を大量、且つ安価に製
造することが可能になった。その結果、溶接構造物の安
全性を大きく向上させることができた。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、溶存酸素量が０．００３〜０．０２０％の溶鋼中に
Ｔｉを０．０１０〜０．０４０％添加し、さらに６０分
以内にＺｒを０．００５〜０．０３０％添加した後６０
分以内に凝固を完了させ、重量％でＣ：０．０３〜０．
１５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％
、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ
：０．００４％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％
、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．０１５％、
Ｏ：０．００１〜０．００６％でかつ粒子径０．０５〜
１０μｍのＴｉ、Ｚｒを主成分とする複合酸化物を３０
〜３００個／ｍｍ＾２含有し、残部が鉄および不可避的
不純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋳片を、１２
５０℃以下の温度で再加熱後、鋼板を製造することを特
徴とする溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造
法。 ２、溶存酸素量が０．００３〜０．０２０％の溶鋼中に
Ｔｉを０．０１０〜０．０４０％添加し、さらに６０分
以内にＺｒを０．００５〜０．０３０％添加した後６０
分以内に凝固を完了させ、重量％でＣ：０．０３〜０．
１５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％
、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ
：０．００４％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％
、Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、Ｔｉ：０．００
５〜０．０２０％、Ｚｒ：０．００３〜０．０１５％、
Ｏ：０．００１〜０．００６％でさらにＢ：０．０００
３〜０．００１０％、Ｎｉ：０．０５〜４．００％、Ｃ
ｕ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００
％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、Ｍｏ：０．０５〜
０．４０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種
または二種を含有させ、かつ粒子径０．０５〜１０μｍ
のＴｉ、Ｚｒを主成分とする複合酸化物を３０〜３００
個／ｍｍ＾２含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
らなる実質的にＡｌを含有しない鋳片を、１２５０℃以
下の温度で再加熱後、鋼板を製造することを特徴とする
溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34340889A JPH03202422A (ja) | 1989-12-29 | 1989-12-29 | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力厚鋼板の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34340889A JPH03202422A (ja) | 1989-12-29 | 1989-12-29 | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力厚鋼板の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03202422A true JPH03202422A (ja) | 1991-09-04 |
Family
ID=18361285
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34340889A Pending JPH03202422A (ja) | 1989-12-29 | 1989-12-29 | 溶接熱影響部靱性の優れた高張力厚鋼板の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH03202422A (ja) |
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5236521A (en) * | 1990-06-06 | 1993-08-17 | Nkk Corporation | Abrasion resistant steel |
| US5292384A (en) * | 1992-07-17 | 1994-03-08 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Cr-W-V bainitic/ferritic steel with improved strength and toughness and method of making |
| US5403410A (en) * | 1990-06-06 | 1995-04-04 | Nkk Corporation | Abrasion-resistant steel |
| US5421920A (en) * | 1992-09-24 | 1995-06-06 | Nippon Steel Corporation | Process for producing rolled shape steel material having high strength, high toughness, and excellent fire resistance |
| JP2007247004A (ja) * | 2006-03-16 | 2007-09-27 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比高張力鋼材およびその製法 |
| JP2008088485A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および疲労亀裂進展抵抗性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP2008088486A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および脆性破壊発生特性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP2008088488A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および母材靭性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP2008088487A (ja) * | 2006-09-29 | 2008-04-17 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および脆性亀裂停止特性に優れた鋼材およびその製法 |
| JP2008127599A (ja) * | 2006-11-17 | 2008-06-05 | Nippon Steel Corp | 凝固組織が微細な鋼鋳片 |
| JP2008223062A (ja) * | 2007-03-09 | 2008-09-25 | Kobe Steel Ltd | 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
| JP2010222652A (ja) * | 2009-03-24 | 2010-10-07 | Kobe Steel Ltd | 溶接熱影響部の靭性および低温母材靱性に優れた厚鋼板 |
| KR101149132B1 (ko) * | 2009-04-27 | 2012-05-25 | 현대제철 주식회사 | 저온 충격 특성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| 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 |
| JP2019023324A (ja) * | 2017-07-21 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
| JP2019023323A (ja) * | 2017-07-21 | 2019-02-14 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
| JP2021178990A (ja) * | 2020-05-12 | 2021-11-18 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材及びその製造方法 |
-
1989
- 1989-12-29 JP JP34340889A patent/JPH03202422A/ja active Pending
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