JPH03291356A - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材 - Google Patents
溶接熱影響部靭性の優れた鋼材Info
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- JPH03291356A JPH03291356A JP9187690A JP9187690A JPH03291356A JP H03291356 A JPH03291356 A JP H03291356A JP 9187690 A JP9187690 A JP 9187690A JP 9187690 A JP9187690 A JP 9187690A JP H03291356 A JPH03291356 A JP H03291356A
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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）
本発明は厚板、鋼管等溶接構造用鋼材であって、溶接熱
影響部にすぐれた靭性を有する鋼材に関するものである
。
影響部にすぐれた靭性を有する鋼材に関するものである
。
（従来の技術）
大型構造用鋼など溶接接合される鋼材は、溶接熱影響部
において鋼材の製造過程で与えられる特性を維持するこ
とは、−船釣に困難である。すなわち、溶接入熱によっ
て熱影響部（以下ＨＡＺという）の結晶粒が粗大になり
組織が脆化する。つまり、ＨＡＺの結晶粒サイズは鋼の
低温靭性に大きな影響を与えることが知られており、そ
のためＨＡＺ組織を微細化する多くの技術が開発され実
用化されている。
において鋼材の製造過程で与えられる特性を維持するこ
とは、−船釣に困難である。すなわち、溶接入熱によっ
て熱影響部（以下ＨＡＺという）の結晶粒が粗大になり
組織が脆化する。つまり、ＨＡＺの結晶粒サイズは鋼の
低温靭性に大きな影響を与えることが知られており、そ
のためＨＡＺ組織を微細化する多くの技術が開発され実
用化されている。
例えば特開昭６１−７９７４５号公報に開示されている
ように、鋼中にＴｉを添加し、オーステナイト結晶粒内
に微細なＴｉ酸化物を分散させ、これを変態核として粒
内フェライトプレートを発達させることによりＨＡＺ組
織の微細化を図る技術を提案している。また特開昭６１
−２３８９４０号公報には２次脱酸生成物としてＴｉを
添加し微細Ｔｉ酸化物を均一分散させることによってＨ
Ａ２靭性が改善できることを開示している。
ように、鋼中にＴｉを添加し、オーステナイト結晶粒内
に微細なＴｉ酸化物を分散させ、これを変態核として粒
内フェライトプレートを発達させることによりＨＡＺ組
織の微細化を図る技術を提案している。また特開昭６１
−２３８９４０号公報には２次脱酸生成物としてＴｉを
添加し微細Ｔｉ酸化物を均一分散させることによってＨ
Ａ２靭性が改善できることを開示している。
（発明が解決しようとする課題）
上述したＴｉ添加鋼はＨＡＺ靭性を改良する効果はある
が、連続鋳造によって製造した鋼材ではその中心部にお
ける酸化物の生成量が比較的少なく、そのために入熱量
の大きい溶接の場合には、低温での高い靭性をＨＡＺに
得ることが難しいという問題点がある。
が、連続鋳造によって製造した鋼材ではその中心部にお
ける酸化物の生成量が比較的少なく、そのために入熱量
の大きい溶接の場合には、低温での高い靭性をＨＡＺに
得ることが難しいという問題点がある。
一方本発明者らは、Ｔｉの他にＺｒ等の脱酸元素を溶鋼
中に添加し、鋼中に微細な酸化物を分散させて鋼組織を
微細化させる方法を提案している。
中に添加し、鋼中に微細な酸化物を分散させて鋼組織を
微細化させる方法を提案している。
（特開平１−２２８６４３号公報参照）本発明は、上記
問題点を改善すると共に、前記Ｚｒ添加による鋼中酸化
物を微細分散させる技術を利用し、Ｔｉ添加と共にこれ
らの含有量を調整することにより酸化物の個数を増加さ
せてより一層ＨＡＺ靭性を向上する鋼材を提供すること
を目的とするものである。
問題点を改善すると共に、前記Ｚｒ添加による鋼中酸化
物を微細分散させる技術を利用し、Ｔｉ添加と共にこれ
らの含有量を調整することにより酸化物の個数を増加さ
せてより一層ＨＡＺ靭性を向上する鋼材を提供すること
を目的とするものである。
（課題を解決するための手段）
本発明は上記目的を達成するために、以下の構成を要旨
とする。
とする。
すなわち、
（１）重量％としてＭｎ ： ０．３〜２．２％、Ｓｉ
：０．０２〜０．５％を含有し、かつＡｌを０．００８
％以下にした組成を有する炭素鋼材に、ＴｉとＺｒを添
加し、ＴｉとＺｒの濃度を下記式の範囲内としたことを
特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
：０．０２〜０．５％を含有し、かつＡｌを０．００８
％以下にした組成を有する炭素鋼材に、ＴｉとＺｒを添
加し、ＴｉとＺｒの濃度を下記式の範囲内としたことを
特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
０．４ｘ （Ｃ，（０）−Ｃ２（Ｏ）） ≦Ｃ（Ｚｒ）
＋Ｃ（Ｔｉ）≦３Ｘ （Ｃ，（０）−Ｃ，（０））かっ
Ｃ（Ｚｒ）≧５０（ｐｐ＠） ここでＣ（Ｚｒ）；Ｚｒ濃度（ｐｐｍ）Ｃ（Ｔｉ）；Ｔ
ｉ濃度（ｐｐｍ） Ｃ＋ （０）；Ｍｎ及びＳｉを添加する前の溶鋼中酸
素濃度（ｐｐｍ） Ｃ２（Ｏ）；Ｍｎ及びＳｉ１必要に応じてＡｌを添加し
た後の溶鋼 中酸素濃度（ｐｐｍ） （２）重量％として、Ｃ：≦０，２％、Ｍｎ：０．３〜
２，２％、Ｓｉ：０．０２〜０，５％かつＡＪ：０．０
０８％以下を含有する炭素鋼材に Ｃｕ ： ０．０５〜１．００％、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％、 Ｃｒ ： ０．０５〜１．０％、 Ｍ ｏ ： ０．０５−０．４％、 Ｎ ｂ ： ０．００３〜００６０％、Ｖ ：０．０
０５〜０．０８０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、Ｃａ ： ０
．００１〜０．００５％、の１種又は２種以上を含有し
、更に、Ｔ１とＺｒとを下記式で示す濃度範囲で添加し
たことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
＋Ｃ（Ｔｉ）≦３Ｘ （Ｃ，（０）−Ｃ，（０））かっ
Ｃ（Ｚｒ）≧５０（ｐｐ＠） ここでＣ（Ｚｒ）；Ｚｒ濃度（ｐｐｍ）Ｃ（Ｔｉ）；Ｔ
ｉ濃度（ｐｐｍ） Ｃ＋ （０）；Ｍｎ及びＳｉを添加する前の溶鋼中酸
素濃度（ｐｐｍ） Ｃ２（Ｏ）；Ｍｎ及びＳｉ１必要に応じてＡｌを添加し
た後の溶鋼 中酸素濃度（ｐｐｍ） （２）重量％として、Ｃ：≦０，２％、Ｍｎ：０．３〜
２，２％、Ｓｉ：０．０２〜０，５％かつＡＪ：０．０
０８％以下を含有する炭素鋼材に Ｃｕ ： ０．０５〜１．００％、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％、 Ｃｒ ： ０．０５〜１．０％、 Ｍ ｏ ： ０．０５−０．４％、 Ｎ ｂ ： ０．００３〜００６０％、Ｖ ：０．０
０５〜０．０８０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、Ｃａ ： ０
．００１〜０．００５％、の１種又は２種以上を含有し
、更に、Ｔ１とＺｒとを下記式で示す濃度範囲で添加し
たことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
０．４Ｘ （Ｃ，（０）−Ｃ２（Ｏ）｝≦Ｃ＋Ｃ（Ｔｉ
）；ｉ；３ｘ （Ｃ＋ （０）−Ｃ２（Ｚｒ） （０）） かっＣ（Ｚｒ）≧５０（ｐｐｍ） ここでＣ（Ｚｒ）；Ｚｒ濃度（ｐｐｍ）Ｃ（Ｔｉ）；Ｔ
ｉ濃度（ｐｐｍ） Ｃ＋ （０）；Ｍｎ及びＳｉを添加する前の溶鋼中酸
素濃度（ｐｐｍ） Ｃ２（Ｏ）；Ｍｎ及びＳｉ、必要に応じてＡｌを添加し
た後の溶鋼 中酸素濃度（ｐｐｍ） 以下本発明の詳細な説明する。
）；ｉ；３ｘ （Ｃ＋ （０）−Ｃ２（Ｚｒ） （０）） かっＣ（Ｚｒ）≧５０（ｐｐｍ） ここでＣ（Ｚｒ）；Ｚｒ濃度（ｐｐｍ）Ｃ（Ｔｉ）；Ｔ
ｉ濃度（ｐｐｍ） Ｃ＋ （０）；Ｍｎ及びＳｉを添加する前の溶鋼中酸
素濃度（ｐｐｍ） Ｃ２（Ｏ）；Ｍｎ及びＳｉ、必要に応じてＡｌを添加し
た後の溶鋼 中酸素濃度（ｐｐｍ） 以下本発明の詳細な説明する。
本発明の対象とする鋼材はＣ：０．２０％以下を含む炭
素鋼であり、この鋼材のＨＡＺ靭性を向上させるために
は、鋼の化学成分の適性化と、これによる結晶粒の微細
化が必要である。
素鋼であり、この鋼材のＨＡＺ靭性を向上させるために
は、鋼の化学成分の適性化と、これによる結晶粒の微細
化が必要である。
本願発明は、Ｍｎが（１３〜２．２％、かつＳｉが０．
０２〜０．５％の範囲にあり、かつＡｌをｏ、 ｏｏｓ
％以下に低減し、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ％Ｃｒ。
０２〜０．５％の範囲にあり、かつＡｌをｏ、 ｏｏｓ
％以下に低減し、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ％Ｃｒ。
ＭＯｌＶ、ＢおよびＣａの少くとも１種を含む炭素鋼で
あり、更にＴｉおよびＺｒをそれぞれ５０ｐｐｍ以上複
合添加するものであって、このような成分を含む鋼材は
厚板並びに鋼管向けの多くの鋼種に適用できる。
あり、更にＴｉおよびＺｒをそれぞれ５０ｐｐｍ以上複
合添加するものであって、このような成分を含む鋼材は
厚板並びに鋼管向けの多くの鋼種に適用できる。
前記したようにＴｉを添加して脱酸し、ＨＡＺに微細な
フェライトを生成させて靭性を向上することは公知であ
るが、Ｔｉ脱酸鋼の場合、ＨＡＺに微細フェライトが生
成するのはＴｉ酸化物上に析出したＭｎＳが大きな役割
を果たしていると言われている。すなわち、鋼中に分散
させた介在物を変態核として、オーステナイト粒内から
微細なフェライト（Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅ
ｒｒｉｔｅ Ｐｌａｔｅ−ＩＦＰという）を生成させる
ことが組織を微細化するのであるが、この介在物が、Ｍ
ｎ、Ｓｉの脱酸複合酸化物（Ｍｎ−シリケート）の上に
析出するＭｎＳであり、微細均一に分散したＭｎＳはど
ＩＦＰ変態核機能に基づく組織の、より微細化に役立つ
。Ｔｉは、上記Ｍｎ−シリケー゛トに作用しくＭｎＯ，
ＳｉＯ２、Ｔｉｏ２複合物となり）それを微細にし、結
果的にＭｎＳの析出を細くできるのであるが、鋳片厚み
方向中心部での生成量が少く、これを増加させるために
は、単に酸化物そのものが鋼中に多数分散し易いだけで
なく、その酸化物上にＭｎＳが析出しやすい脱酸条件を
選択する必要がある。
フェライトを生成させて靭性を向上することは公知であ
るが、Ｔｉ脱酸鋼の場合、ＨＡＺに微細フェライトが生
成するのはＴｉ酸化物上に析出したＭｎＳが大きな役割
を果たしていると言われている。すなわち、鋼中に分散
させた介在物を変態核として、オーステナイト粒内から
微細なフェライト（Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅ
ｒｒｉｔｅ Ｐｌａｔｅ−ＩＦＰという）を生成させる
ことが組織を微細化するのであるが、この介在物が、Ｍ
ｎ、Ｓｉの脱酸複合酸化物（Ｍｎ−シリケート）の上に
析出するＭｎＳであり、微細均一に分散したＭｎＳはど
ＩＦＰ変態核機能に基づく組織の、より微細化に役立つ
。Ｔｉは、上記Ｍｎ−シリケー゛トに作用しくＭｎＯ，
ＳｉＯ２、Ｔｉｏ２複合物となり）それを微細にし、結
果的にＭｎＳの析出を細くできるのであるが、鋳片厚み
方向中心部での生成量が少く、これを増加させるために
は、単に酸化物そのものが鋼中に多数分散し易いだけで
なく、その酸化物上にＭｎＳが析出しやすい脱酸条件を
選択する必要がある。
本発明はＴｉと共にＺｒを添加するのであるが、Ｚｒに
よる脱酸は多数の微細な酸化物を鋼中に分散させるのに
効果的であることが、本発明者の研究結果から確認され
ている。すなわち、第１表に示す成分の鋼を実際の製造
工程で溶製し、連続鋳造で鋳片を製造して、Ｚｒ添加効
果の下限値を知る目的を含めて２水準のＺｒ添加量とし
、従来のＴｉ添加脱酸鋼の場合と比較した。これらのサ
ンプルにおける鋳片厚み方向における酸化物個数の関係
を第２図に示したが、Ｔｉ単独添加鋼に比して、Ｔｉと
共にＺｒを添加した連鋳材はその厚み中心部の酸化物個
数が増加し、特にＺｒを５０ｐｐｍ以上添加した場合は
その増加が著しいことが明らかである。そして第３図に
みられるように、この酸化物上へ十分な量のＭｎＳが析
出し、溶接後の調査でも溶接熱影響部の組織微細化と低
温靭性の向上が確認できた。
よる脱酸は多数の微細な酸化物を鋼中に分散させるのに
効果的であることが、本発明者の研究結果から確認され
ている。すなわち、第１表に示す成分の鋼を実際の製造
工程で溶製し、連続鋳造で鋳片を製造して、Ｚｒ添加効
果の下限値を知る目的を含めて２水準のＺｒ添加量とし
、従来のＴｉ添加脱酸鋼の場合と比較した。これらのサ
ンプルにおける鋳片厚み方向における酸化物個数の関係
を第２図に示したが、Ｔｉ単独添加鋼に比して、Ｔｉと
共にＺｒを添加した連鋳材はその厚み中心部の酸化物個
数が増加し、特にＺｒを５０ｐｐｍ以上添加した場合は
その増加が著しいことが明らかである。そして第３図に
みられるように、この酸化物上へ十分な量のＭｎＳが析
出し、溶接後の調査でも溶接熱影響部の組織微細化と低
温靭性の向上が確認できた。
このようにＺｒ脱酸は多数の微細な酸化物個数を鋼中に
分散させるに顕著な効果があるがＭｎＳはＺｒ酸化物よ
りＴｉ酸化物、そしてそれ以上にＭｎ−シリケートに析
出しやすい。Ｍｎ−シリケートは、溶鋼にＭｎとＳｉを
添加した時に生成するが、その後ＴｉやＺｒを添加する
とこれらの元素に還元され、特にＴｉ５Ｚｒを過剰に添
加するとＭｎ−シリケートは消失してしまう。従って、
Ｔｉ脱酸鋼にＺｒを添加する場合には、このＭｎ−シリ
ケートをすべて還元してしまわないように添加量を制限
する必要がある。これはＭｎとＳｉの量や脱酸時の溶鋼
酸素濃度に依存するものであり、熱力学計算と第１表に
示すような鋼の成分で行なった実験室での試験結果から
、以下の条件を得た。
分散させるに顕著な効果があるがＭｎＳはＺｒ酸化物よ
りＴｉ酸化物、そしてそれ以上にＭｎ−シリケートに析
出しやすい。Ｍｎ−シリケートは、溶鋼にＭｎとＳｉを
添加した時に生成するが、その後ＴｉやＺｒを添加する
とこれらの元素に還元され、特にＴｉ５Ｚｒを過剰に添
加するとＭｎ−シリケートは消失してしまう。従って、
Ｔｉ脱酸鋼にＺｒを添加する場合には、このＭｎ−シリ
ケートをすべて還元してしまわないように添加量を制限
する必要がある。これはＭｎとＳｉの量や脱酸時の溶鋼
酸素濃度に依存するものであり、熱力学計算と第１表に
示すような鋼の成分で行なった実験室での試験結果から
、以下の条件を得た。
０．４Ｘ （Ｃ，（０）−Ｃ，（０）） ≦Ｃ十Ｃ（
Ｔｉ）≦３ｘ （Ｃ，（０）−ｃ２ここでＣ（Ｚｒ）：
Ｚｒ濃度（ｐｐｍ）Ｃ（Ｔｉ）；Ｔｉ濃度（ｐｐｍ） Ｃ＋ （０）；Ｍｎ及びＳｉを添加する前の溶鋼中酸
素濃度（ｐｐｍ） （Ｚｒ） （○）） Ｃ２（Ｏ）；Ｍｎ及びＳｉ、必要に応じてＡｎを添加し
た後の溶鋼 中酸素濃度（ｐｐＭｌ） この条件をもとに確認試験を、第２表に示すような鋼の
成分で、実際の製造工程で行なった結果、第２図に示す
ように連鋳片の厚み方向中心部の酸化物個数が増加し、
しかも第３図に示すように、これらの酸化物上に多数の
ＭｎＳが析出した。更に溶接後の調査でもＨＡＺ部に微
細なＩＦＰが生成し、低温靭性が向上した。
Ｔｉ）≦３ｘ （Ｃ，（０）−ｃ２ここでＣ（Ｚｒ）：
Ｚｒ濃度（ｐｐｍ）Ｃ（Ｔｉ）；Ｔｉ濃度（ｐｐｍ） Ｃ＋ （０）；Ｍｎ及びＳｉを添加する前の溶鋼中酸
素濃度（ｐｐｍ） （Ｚｒ） （○）） Ｃ２（Ｏ）；Ｍｎ及びＳｉ、必要に応じてＡｎを添加し
た後の溶鋼 中酸素濃度（ｐｐＭｌ） この条件をもとに確認試験を、第２表に示すような鋼の
成分で、実際の製造工程で行なった結果、第２図に示す
ように連鋳片の厚み方向中心部の酸化物個数が増加し、
しかも第３図に示すように、これらの酸化物上に多数の
ＭｎＳが析出した。更に溶接後の調査でもＨＡＺ部に微
細なＩＦＰが生成し、低温靭性が向上した。
更に本試験により、Ｚｒ添加による酸化物個数増加の効
果は、Ｚｒ添加量が５０ｐｐｍ以上で現れることが判っ
た。
果は、Ｚｒ添加量が５０ｐｐｍ以上で現れることが判っ
た。
以下に本発明鋼において、その含有成分を限定した理由
を述べる。
を述べる。
本発明は溶接構造用炭素でありＣは０．２％まで含有す
る。すなわちＣは強度を向上させるために有効な元素で
あり、通常０．２％まで含有する。これ以上の添加は溶
接性、ＨＡＺ靭性を劣化する。
る。すなわちＣは強度を向上させるために有効な元素で
あり、通常０．２％まで含有する。これ以上の添加は溶
接性、ＨＡＺ靭性を劣化する。
鋼中に通常混入するＰは、ミクロ偏析により溶接割れを
起すので、これを防止するために０．０１５％を越えな
いようできるだけ低減する必要がある。
起すので、これを防止するために０．０１５％を越えな
いようできるだけ低減する必要がある。
また、Ｓは多くなると粗大硫化物系介在物ができ、母材
靭性を低下させ、ＨＡＺ靭性を劣化させる。
靭性を低下させ、ＨＡＺ靭性を劣化させる。
そのため、０．０１０％以下とする。
Ｓｉは母材強度を確保し、脱酸生成物の形成に必要な元
素である。本発明ではＭｎ０−３ｉｆｔの複合酸化物を
形成し、組織の微細化に役立つ。
素である。本発明ではＭｎ０−３ｉｆｔの複合酸化物を
形成し、組織の微細化に役立つ。
そのために０．０２％以上含有させる。しかし過剰の添
加はＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．５％を上限とす
る。
加はＨＡＺ靭性を劣化させるので、０．５％を上限とす
る。
Ｍｎは母材の強度靭性を確保するために０．３％以上の
添加が必要である。またＳｉと共に脱酸生成物及び硫化
物を生成し、母材及びＨＡＺ組織を微細化し靭性を向上
させる。しかし多量に添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を
劣化させるので、２．２％以下とする。
添加が必要である。またＳｉと共に脱酸生成物及び硫化
物を生成し、母材及びＨＡＺ組織を微細化し靭性を向上
させる。しかし多量に添加すると溶接性、ＨＡＺ靭性を
劣化させるので、２．２％以下とする。
Ａｌは、一般に脱酸剤として添加するが、Ａｌは酸素と
の親和力が強く、過剰に添加すると他の酸化物、および
その生成に影響を及ぼす。すなわち、溶鋼中のＭｎＯや
ＳｉＯ２を還元してしまい、Ａｌ２ Ｃｈ を形成す
る。 Ａ１２ （ｈ が多量になるとクラスターを形
成し、サイズが大きくなりＴｉ１Ｚｒ添加による微細効
果が期待できない。そのため０．００８％以下にＡ７添
加量を限定する。
の親和力が強く、過剰に添加すると他の酸化物、および
その生成に影響を及ぼす。すなわち、溶鋼中のＭｎＯや
ＳｉＯ２を還元してしまい、Ａｌ２ Ｃｈ を形成す
る。 Ａ１２ （ｈ が多量になるとクラスターを形
成し、サイズが大きくなりＴｉ１Ｚｒ添加による微細効
果が期待できない。そのため０．００８％以下にＡ７添
加量を限定する。
その他本発明鋼にはＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎｂ。
Ｍｏ５Ｖ、ＢおよびＣａの少くとも１種を添加するが、
通常厚板、鋼管等溶接構造用鋼に含有させる範囲である
。すなわち、Ｃｕは耐食性、耐水素誘起割れ性を付与し
圧延時の割れ発生を防止するために０．０５〜１，００
％とする。
通常厚板、鋼管等溶接構造用鋼に含有させる範囲である
。すなわち、Ｃｕは耐食性、耐水素誘起割れ性を付与し
圧延時の割れ発生を防止するために０．０５〜１，００
％とする。
Ｎ］は、耐食性と共に母材の強度靭性を向上させるが多
量添加は溶接性に好ましくないため０．０５〜４．０％
とする。
量添加は溶接性に好ましくないため０．０５〜４．０％
とする。
ＣｒもＮｉと同様の効果を期待でき、更に溶接部強度を
高めるが、接合部靭性を低下させないため１０％以下と
し、００５％以下では効果がみられない。
高めるが、接合部靭性を低下させないため１０％以下と
し、００５％以下では効果がみられない。
ＭＯは母材の強度、靭性を向上させる元素であり多量添
加は溶接部を劣化するので０．０５〜０．４％とする。
加は溶接部を劣化するので０．０５〜０．４％とする。
Ｎｂ、Ｖは母材強度、ＨＡＺ靭性の改善に有効であるが
、多量添加はこれらの特性に反って有害となる。そのた
めにそれぞれ０．００３〜０．０６０％、０、００５〜
０．０８０％とする。
、多量添加はこれらの特性に反って有害となる。そのた
めにそれぞれ０．００３〜０．０６０％、０、００５〜
０．０８０％とする。
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させ、母材強度を上昇させる
。接合部に固溶したＢは、粒界フェライトの生成を抑制
し、ＨＡＺ靭性を向上する。過剰添加はかえってＨＡＺ
を硬化するため３〜２０ｐｐｍとする。
。接合部に固溶したＢは、粒界フェライトの生成を抑制
し、ＨＡＺ靭性を向上する。過剰添加はかえってＨＡＺ
を硬化するため３〜２０ｐｐｍとする。
Ｃａは粗大な硫化物の形態を制御し、低温靭性を向上さ
せると共に耐水素誘起割れ性を改善する。
せると共に耐水素誘起割れ性を改善する。
多量添加するとＣａｂＳＣａＳが多くなり大型介在物と
なり、又、ＭｎＳの生成が阻害されるので反って溶接性
に悪影響を及ぼす。そのため０．００１〜０．００５％
の範囲とする。
なり、又、ＭｎＳの生成が阻害されるので反って溶接性
に悪影響を及ぼす。そのため０．００１〜０．００５％
の範囲とする。
（実施例１）
高周波誘導溶解法により、第１表に示す組成の鋼を溶製
した。すなわち、酸素を含む電解鉄にＣ５Ｍｎ、Ｓｉを
添加し、その後Ｔｉ５Ｚｒを添加した。それぞれの場合
のＣ（Ｔｉ）＋Ｃ（Ｚｒ）とＣ，（０）−Ｃ２（Ｏ）の
比を、第１表に併記した。このようにして得た鋼につい
て、酸化物個数とその上に析出したＭｎＳの個数を調査
し、その結果を第１表に示した。
した。すなわち、酸素を含む電解鉄にＣ５Ｍｎ、Ｓｉを
添加し、その後Ｔｉ５Ｚｒを添加した。それぞれの場合
のＣ（Ｔｉ）＋Ｃ（Ｚｒ）とＣ，（０）−Ｃ２（Ｏ）の
比を、第１表に併記した。このようにして得た鋼につい
て、酸化物個数とその上に析出したＭｎＳの個数を調査
し、その結果を第１表に示した。
これにより、Ｃ（Ｔ ｉ） ＋Ｃ（Ｚ ｒ）が本発明範
囲である０、４Ｘ （Ｃ，（０）−Ｃ，（０）） 〜３
ｘ （Ｃ＋ （０） Ｃ２（Ｏ）） に入っていれ
ば、酸化物個数の増加と共に、十分なＭｎＳ析出が得（
実施例２） 実際の製造工程において、第２表に示す組成の鋼を溶製
し、連鋳法にて凝固させた。成分は本発明範囲である０
、４ｘ （Ｃ，（０）−Ｃ２（Ｏ））〜３Ｘ （Ｃ，（
０）−ｃ２ （０））の条件を満たすもの２水準と、比
較としてＴｉ単独添加のものとした。上記２水準はＺｒ
添加量の下限値を知る目的で、Ｚｒ添加量を４０ｐｐｍ
と６０ｐｐｍとした。各試料中における生成した酸化物
の個数を測定した結果を第２図に示すが、本発明範囲を
満たすＴｌＺｒ添加により、鋳片厚み方向中心部での酸
化物個数が大幅に増加した。また、Ｚ ｒ ４０ｐｐｍ
添加では、その効果は大きくないことから、Ｚｒ添加量
の下限値を５０ｐｐｍとする必要があることが判った。
囲である０、４Ｘ （Ｃ，（０）−Ｃ，（０）） 〜３
ｘ （Ｃ＋ （０） Ｃ２（Ｏ）） に入っていれ
ば、酸化物個数の増加と共に、十分なＭｎＳ析出が得（
実施例２） 実際の製造工程において、第２表に示す組成の鋼を溶製
し、連鋳法にて凝固させた。成分は本発明範囲である０
、４ｘ （Ｃ，（０）−Ｃ２（Ｏ））〜３Ｘ （Ｃ，（
０）−ｃ２ （０））の条件を満たすもの２水準と、比
較としてＴｉ単独添加のものとした。上記２水準はＺｒ
添加量の下限値を知る目的で、Ｚｒ添加量を４０ｐｐｍ
と６０ｐｐｍとした。各試料中における生成した酸化物
の個数を測定した結果を第２図に示すが、本発明範囲を
満たすＴｌＺｒ添加により、鋳片厚み方向中心部での酸
化物個数が大幅に増加した。また、Ｚ ｒ ４０ｐｐｍ
添加では、その効果は大きくないことから、Ｚｒ添加量
の下限値を５０ｐｐｍとする必要があることが判った。
また、第３図に示すように、本発明鋼（第２表Ａ鋼）に
は、Ｔｉ脱酸鋼に比し、多数のＭｎＳが酸（発明の効果
） 以上説明したように、本発明のＴｉおよびＺｒ脱酸を行
った鋼は、鋳片厚み方向中心部の酸化物が著しく増加し
、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材を得ることができる。
は、Ｔｉ脱酸鋼に比し、多数のＭｎＳが酸（発明の効果
） 以上説明したように、本発明のＴｉおよびＺｒ脱酸を行
った鋼は、鋳片厚み方向中心部の酸化物が著しく増加し
、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材を得ることができる。
第１図は、種々のＣ（Ｔ ｉ） 十Ｃ（Ｚ ｒ）の値で
の酸化物個数とＭｎＳ析出個数との関係を示した図、第
２図は、Ｚｒを添加した場合の酸化物の鋳片厚み方向の
分布を示した図、第３図は、酸化物上に析出したＭｎＳ
の個数を示した図である。
の酸化物個数とＭｎＳ析出個数との関係を示した図、第
２図は、Ｚｒを添加した場合の酸化物の鋳片厚み方向の
分布を示した図、第３図は、酸化物上に析出したＭｎＳ
の個数を示した図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）重量％としてＭｎ：０．３〜２．２％、Ｓｉ：０
．０２〜０．５％を含有し、かつＡｌを０．００８％以
下にした組成を有する炭素鋼材に、ＴｉとＺｒを添加し
、ＴｉとＺｒの濃度を下記式の範囲内としたことを特徴
とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。 ０．４×｛Ｃ＿１（Ｏ）−Ｃ＿２（Ｏ）｝≦Ｃ（Ｚｒ）
＋Ｃ（Ｔｉ）≦３×｛Ｃ＿１（Ｏ）−Ｃ＿２（Ｏ）｝か
つＣ（Ｚｒ）≧５０（ｐｐｍ） ここでＣ（Ｚｒ）；Ｚｒ濃度（ｐｐｍ） Ｃ（Ｔｉ）；Ｔｉ濃度（ｐｐｍ） Ｃ＿１（Ｏ）；Ｍｎ及びＳｉを添加する前の溶鋼中酸素
濃度（ｐｐｍ） Ｃ＿２（Ｏ）；Ｍｎ及びＳｉ、必要に応じてＡｌを添加
した後の溶鋼溶鋼中酸素濃度（ｐｐｍ） （２）重量％として、Ｃ：≦０．２％、Ｍｎ：０．３〜
２．２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％かつＡｌ：０．０
０８％以下を含有する炭素鋼材に Ｃｕ：０．０５〜１．００％、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 Ｖ：０．００５〜０．０８０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 の１種又は２種以上を含有し、更に、ＴｉとＺｒとを下
記式で示す濃度範囲で添加したことを特徴とする溶接熱
影響部靭性の優れた鋼材。 ０．４×｛Ｃ＿１（Ｏ）−Ｃ＿２（Ｏ）｝≦Ｃ（Ｚｒ）
＋Ｃ（Ｔｉ）≦３×｛Ｃ＿１（Ｏ）−Ｃ＿２（Ｏ）｝か
つＣ（Ｚｒ）≧５０（ｐｐｍ） ここでＣ（Ｚｒ）；Ｚｒ濃度（ｐｐｍ） Ｃ（Ｔｉ）；Ｔｉ濃度（ｐｐｍ） Ｃ＿１（Ｏ）：Ｍｎ及びＳｉを添加する前の溶鋼中酸素
濃度（ｐｐｍ） Ｃ＿２（Ｏ）；Ｍｎ及びＳｉ必要に応じてＡｌを添加し
た後の溶鋼中酸素濃度（ｐｐｍ）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2091876A JPH0742545B2 (ja) | 1990-04-06 | 1990-04-06 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2091876A JPH0742545B2 (ja) | 1990-04-06 | 1990-04-06 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH03291356A true JPH03291356A (ja) | 1991-12-20 |
| JPH0742545B2 JPH0742545B2 (ja) | 1995-05-10 |
Family
ID=14038763
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2091876A Expired - Fee Related JPH0742545B2 (ja) | 1990-04-06 | 1990-04-06 | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0742545B2 (ja) |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52715A (en) * | 1975-06-24 | 1977-01-06 | Nippon Steel Corp | Steel plates with excellent weldability |
| JPS52123918A (en) * | 1976-04-12 | 1977-10-18 | Kobe Steel Ltd | Weather resistant steel with excellent weldability for large heat input welding |
| JPS63149354A (ja) * | 1986-12-12 | 1988-06-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 大入熱溶接用高張力鋼板およびその製法 |
| JPH01159356A (ja) * | 1987-12-16 | 1989-06-22 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼 |
| JPH01228643A (ja) * | 1988-03-09 | 1989-09-12 | Nippon Steel Corp | 鋼中にＭｎＳを均一かつ微細に分散析出させる方法 |
-
1990
- 1990-04-06 JP JP2091876A patent/JPH0742545B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52715A (en) * | 1975-06-24 | 1977-01-06 | Nippon Steel Corp | Steel plates with excellent weldability |
| JPS52123918A (en) * | 1976-04-12 | 1977-10-18 | Kobe Steel Ltd | Weather resistant steel with excellent weldability for large heat input welding |
| JPS63149354A (ja) * | 1986-12-12 | 1988-06-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 大入熱溶接用高張力鋼板およびその製法 |
| JPH01159356A (ja) * | 1987-12-16 | 1989-06-22 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼 |
| JPH01228643A (ja) * | 1988-03-09 | 1989-09-12 | Nippon Steel Corp | 鋼中にＭｎＳを均一かつ微細に分散析出させる方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0742545B2 (ja) | 1995-05-10 |
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