JPH06172917A - 低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造方法 - Google Patents
低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造方法Info
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- JPH06172917A JPH06172917A JP32558792A JP32558792A JPH06172917A JP H06172917 A JPH06172917 A JP H06172917A JP 32558792 A JP32558792 A JP 32558792A JP 32558792 A JP32558792 A JP 32558792A JP H06172917 A JPH06172917 A JP H06172917A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 大型構造物の溶接能率向上をはかる大入熱溶
接用の低温靭性に優れた高張力鋼の製造方法を提供す
る。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．１８％、Ｓｉ：０．１０
〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．０００８〜０．００４４％、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．
２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％、Ｎ：０．０
０２０〜０．００６０％を含み残部鉄及び不可避的不純
物からなる鋼において、不純物としてのＭｎＳがＴｉＯ
Ｎ又はＴｉＮとの複合析出物形成に際して、出鋼時のＳ
ｉ及びＭｎによる弱脱酸に引き続く二次精錬においてＡ
ｌによる完全脱酸の前にＴｉ添加を行うことを特徴とす
る低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造方法で
あり、前記に必要に応じＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの
一種又は二種以上添加してもその効果は変わらない。
接用の低温靭性に優れた高張力鋼の製造方法を提供す
る。 【構成】 Ｃ：０．０５〜０．１８％、Ｓｉ：０．１０
〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．０００８〜０．００４４％、Ａ
ｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．
２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％、Ｎ：０．０
０２０〜０．００６０％を含み残部鉄及び不可避的不純
物からなる鋼において、不純物としてのＭｎＳがＴｉＯ
Ｎ又はＴｉＮとの複合析出物形成に際して、出鋼時のＳ
ｉ及びＭｎによる弱脱酸に引き続く二次精錬においてＡ
ｌによる完全脱酸の前にＴｉ添加を行うことを特徴とす
る低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造方法で
あり、前記に必要に応じＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖの
一種又は二種以上添加してもその効果は変わらない。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は造船、圧力容器、タン
ク、橋梁、建築、海洋構造物等に用いられる鋼材として
低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造方法に関
するものである。
ク、橋梁、建築、海洋構造物等に用いられる鋼材として
低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、構造物の大型化とともに溶接能率
の向上が求められ、鋼構造物の接合に大入熱溶接の適用
が一般的になっている。大入熱溶接用鋼に就いては実用
化され、特開昭６１−２７０３５４号、６２−５６５１
８号、特開平０２−２５０９１７号の各公報のように基
本的には本発明者等により開発された特公昭５１−４４
０８８号公報の技術思想であるＴｉＮをベースにそれぞ
れ後述の改善が加えられているが、いずれもその安定性
や他の鋼材特性を考慮した総合的な品質特性に問題を有
していた。
の向上が求められ、鋼構造物の接合に大入熱溶接の適用
が一般的になっている。大入熱溶接用鋼に就いては実用
化され、特開昭６１−２７０３５４号、６２−５６５１
８号、特開平０２−２５０９１７号の各公報のように基
本的には本発明者等により開発された特公昭５１−４４
０８８号公報の技術思想であるＴｉＮをベースにそれぞ
れ後述の改善が加えられているが、いずれもその安定性
や他の鋼材特性を考慮した総合的な品質特性に問題を有
していた。
【０００３】即ち、特開昭６１−２７０３５４号公報
は、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．
５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以
下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．０
０３０％、Ｎ：０．００８０％以下を基本成分とし、必
要に応じてＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖの一種又
は二種以上を含有して、更に又０．０３％以下のＴｉ，
ＲＥＭ，Ｃａの一種又は二種以上を合計で０．００３〜
０．０３％含有し且つ全Ａｌを０．００３％以下とする
高靭性溶接用鋼である。更に、特開昭６２−５６５１８
号公報はＣ：０．０３〜０．１２％，Ｓｉ：０．０５〜
０．４０％、Ｍｎ：０．７〜１．６％、Ｐ：０．０１５
％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
０１〜０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０
％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ｎ：０．００
４０〜０．００６０％を基本成分として、必要に応じて
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｖ，Ｃａの一種又は二種以上を含有し、Ｔ
ｉ／Ｎ：１．５〜３．４、Ｃｅｑ：０．３４％以下であ
る鋼を所定の熱間圧延を行い、直ちに室温まで急冷後２
００〜４５０℃の低温焼き戻しを行うことを特徴とする
５０キロ鋼の大入熱溶接用高張力鋼の製造方法である。
は、Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．
５０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以
下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｂ：０．０００３〜０．０
０３０％、Ｎ：０．００８０％以下を基本成分とし、必
要に応じてＮｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｖの一種又
は二種以上を含有して、更に又０．０３％以下のＴｉ，
ＲＥＭ，Ｃａの一種又は二種以上を合計で０．００３〜
０．０３％含有し且つ全Ａｌを０．００３％以下とする
高靭性溶接用鋼である。更に、特開昭６２−５６５１８
号公報はＣ：０．０３〜０．１２％，Ｓｉ：０．０５〜
０．４０％、Ｍｎ：０．７〜１．６％、Ｐ：０．０１５
％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０
０１〜０．０１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０
％、Ｂ：０．０００３〜０．００２０％、Ｎ：０．００
４０〜０．００６０％を基本成分として、必要に応じて
Ｃｕ，Ｎｉ，Ｖ，Ｃａの一種又は二種以上を含有し、Ｔ
ｉ／Ｎ：１．５〜３．４、Ｃｅｑ：０．３４％以下であ
る鋼を所定の熱間圧延を行い、直ちに室温まで急冷後２
００〜４５０℃の低温焼き戻しを行うことを特徴とする
５０キロ鋼の大入熱溶接用高張力鋼の製造方法である。
【０００４】一方、特開平０２−２５０９１７号公報は
Ｂを添加せずＴｉＮ＋ＭｎＳのみにより大入熱特性の向
上を狙いとし、Ｃ：０．０２〜０．３％、Ｓｉ：０．３
％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｎｉ：０．２〜
４．５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％、Ｃｕ：
０．２〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ／Ｎ：
２．０〜４．０、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｓ：
０．００３〜０．００８％を基本成分として、必要に応
じてＣｒ，Ｖ，Ｍｏの一種又は二種以上を含有する鋼を
所定の冷却速度及び１１５０℃以上に加熱することを特
徴とする低温靭性の優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造
方法である。
Ｂを添加せずＴｉＮ＋ＭｎＳのみにより大入熱特性の向
上を狙いとし、Ｃ：０．０２〜０．３％、Ｓｉ：０．３
％以下、Ｍｎ：０．５０〜２．５０％、Ｎｉ：０．２〜
４．５％、Ｎｂ：０．００３〜０．０１５％、Ｃｕ：
０．２〜２．０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｔｉ／Ｎ：
２．０〜４．０、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｓ：
０．００３〜０．００８％を基本成分として、必要に応
じてＣｒ，Ｖ，Ｍｏの一種又は二種以上を含有する鋼を
所定の冷却速度及び１１５０℃以上に加熱することを特
徴とする低温靭性の優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造
方法である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】大入熱特性を向上する
目的の特開昭６１−２７０３５４号公報はＡｌを０．０
０３％以下としているために脱酸が不安定となり、酸素
との親和力の強いＴｉ，ＲＥＭ，Ｃａの歩留りが悪くそ
の添加量がばらつく結果、大入熱特性が不安定である欠
点を有していた。又、大入熱溶接時の熱影響部（ＨＡ
Ｚ）におけるＢＮの析出サイトとしてＴｉ，ＲＥＭ，Ｃ
ａという性質の異なる酸・硫化物を用いるために、大入
熱特性の不安定さを増すとともに、Ｂを積極的に用いる
問題も有していた。更に、特開昭６２−５６５１８号公
報はＳｏｌ．Ａｌを０．０１０％以下、Ｎを０．００４
０〜０．００６０％にして溶鋼でＴｉＮの安定析出をは
かるとともにＨＡＺにもＢＮを析出させて大入熱特性向
上を狙うものであるが、低Ａｌ故に脱酸が不安定となっ
て安定したＴｉＮ且つ高Ｎが得られない欠点を有し、一
方でＢを積極的に添加した問題もはらんでいた。
目的の特開昭６１−２７０３５４号公報はＡｌを０．０
０３％以下としているために脱酸が不安定となり、酸素
との親和力の強いＴｉ，ＲＥＭ，Ｃａの歩留りが悪くそ
の添加量がばらつく結果、大入熱特性が不安定である欠
点を有していた。又、大入熱溶接時の熱影響部（ＨＡ
Ｚ）におけるＢＮの析出サイトとしてＴｉ，ＲＥＭ，Ｃ
ａという性質の異なる酸・硫化物を用いるために、大入
熱特性の不安定さを増すとともに、Ｂを積極的に用いる
問題も有していた。更に、特開昭６２−５６５１８号公
報はＳｏｌ．Ａｌを０．０１０％以下、Ｎを０．００４
０〜０．００６０％にして溶鋼でＴｉＮの安定析出をは
かるとともにＨＡＺにもＢＮを析出させて大入熱特性向
上を狙うものであるが、低Ａｌ故に脱酸が不安定となっ
て安定したＴｉＮ且つ高Ｎが得られない欠点を有し、一
方でＢを積極的に添加した問題もはらんでいた。
【０００６】一方、特開平０２−２５０９１７号公報は
脱酸方法が明確化されていないために、安定したＴｉＮ
＋ＭｎＳの複合析出物の形成が困難であるとともに、Ｓ
が０．００３〜０．００８％と高いために、耐ラメラー
テア特性が劣化するという欠点及び大入熱特性が不安定
である欠点を有していた。本発明は大入熱特性の不安定
さを解消し、耐ラメラーテア特性を改善するとともに、
Ｂ無添加に伴う品質上の問題も解消する低温靭性に優れ
た大入熱溶接用高張力鋼の製造方法を提供することを目
的とする。
脱酸方法が明確化されていないために、安定したＴｉＮ
＋ＭｎＳの複合析出物の形成が困難であるとともに、Ｓ
が０．００３〜０．００８％と高いために、耐ラメラー
テア特性が劣化するという欠点及び大入熱特性が不安定
である欠点を有していた。本発明は大入熱特性の不安定
さを解消し、耐ラメラーテア特性を改善するとともに、
Ｂ無添加に伴う品質上の問題も解消する低温靭性に優れ
た大入熱溶接用高張力鋼の製造方法を提供することを目
的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明者は前記する従来
技術の問題点に就いて仔細に検討したところ、Ｂ及びＭ
ｎ以外の硫化物形成元素を無添加とし且つ脱酸方法の明
確化が大入熱特性の安定性改善に効果的であることを知
見した。特開昭６１−２７０３５４号及び６２−５６５
１８号公報のＢを含有する故の問題及び大入熱特性の不
安定の問題を解決するためにＢ無添加とし、且つＭｎを
除く硫化物形成元素の使用を排除するとともに、脱酸を
安定化するためにＡｌを０．０１０〜０．１０％に規制
した。
技術の問題点に就いて仔細に検討したところ、Ｂ及びＭ
ｎ以外の硫化物形成元素を無添加とし且つ脱酸方法の明
確化が大入熱特性の安定性改善に効果的であることを知
見した。特開昭６１−２７０３５４号及び６２−５６５
１８号公報のＢを含有する故の問題及び大入熱特性の不
安定の問題を解決するためにＢ無添加とし、且つＭｎを
除く硫化物形成元素の使用を排除するとともに、脱酸を
安定化するためにＡｌを０．０１０〜０．１０％に規制
した。
【０００８】一方、特開平０２−２５０９１７号公報の
耐ラメラーテア特性の劣化に対しＳを０．０００８〜
０．００４４％に規制して改善した。更に、ＴｉＮ＋Ｍ
ｎＳ複合析出物の不安定な析出に対しては出鋼時の脱酸
をＳｉ＋Ｍｎによる弱脱酸として、Ｍｎ−Ｓｉ複合酸化
物（Ｍｎ−Ｓｉｌｉｃａｔｅ）系の一次脱酸生成物を形
成したる後、引き続く二次精錬（真空脱ガス又は取鍋精
錬等）において、Ａｌによる完全脱酸の前にＴｉ添加を
行うことがＨＡＺ部における粒内フェライト（ＩＧＦ）
生成核となるＴｉＯＮ（Ｏｘｙ−Ｎｉｔｒｉｄｅ）又は
ＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物の形成に際して、その微
細化且つ個数の増加に極めて効果的であり、０．００４
４％以下の低Ｓ下においても該複合析出物の安定した形
成を初めて可能としたものである。
耐ラメラーテア特性の劣化に対しＳを０．０００８〜
０．００４４％に規制して改善した。更に、ＴｉＮ＋Ｍ
ｎＳ複合析出物の不安定な析出に対しては出鋼時の脱酸
をＳｉ＋Ｍｎによる弱脱酸として、Ｍｎ−Ｓｉ複合酸化
物（Ｍｎ−Ｓｉｌｉｃａｔｅ）系の一次脱酸生成物を形
成したる後、引き続く二次精錬（真空脱ガス又は取鍋精
錬等）において、Ａｌによる完全脱酸の前にＴｉ添加を
行うことがＨＡＺ部における粒内フェライト（ＩＧＦ）
生成核となるＴｉＯＮ（Ｏｘｙ−Ｎｉｔｒｉｄｅ）又は
ＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物の形成に際して、その微
細化且つ個数の増加に極めて効果的であり、０．００４
４％以下の低Ｓ下においても該複合析出物の安定した形
成を初めて可能としたものである。
【０００９】即ち、本発明の要旨とするところは次の通
りである。 （１）重量％でＣ：０．０５〜０．１８％、Ｓｉ：０．
１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０００８〜０．００４４
％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５
〜０．０２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％、
Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含み残部鉄及び不
可避的不純物からなる鋼において、不純物としてのＭｎ
ＳがＴｉＯＮ又はＴｉＮとの複合析出物形成に際して、
出鋼時のＳｉ及びＭｎによる弱脱酸に引き続く二次精錬
においてＡｌによる完全脱酸の前にＴｉ添加を行ってＴ
ｉＯＮ又はＴｉＮを核としたＭｎＳとの複合析出物を形
成することを特徴とする低温靭性に優れた大入熱溶接用
高張力鋼の製造方法。
りである。 （１）重量％でＣ：０．０５〜０．１８％、Ｓｉ：０．
１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０００８〜０．００４４
％、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５
〜０．０２４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％、
Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含み残部鉄及び不
可避的不純物からなる鋼において、不純物としてのＭｎ
ＳがＴｉＯＮ又はＴｉＮとの複合析出物形成に際して、
出鋼時のＳｉ及びＭｎによる弱脱酸に引き続く二次精錬
においてＡｌによる完全脱酸の前にＴｉ添加を行ってＴ
ｉＯＮ又はＴｉＮを核としたＭｎＳとの複合析出物を形
成することを特徴とする低温靭性に優れた大入熱溶接用
高張力鋼の製造方法。
【００１０】（２）重量％でＣｕ：０．０５〜０．８０
％、Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜
０．８０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０
１〜０．０９％の一種又は二種以上を鋼に含有せしめた
ことを特徴とする前記（１）記載の低温靭性に優れた大
入熱溶接用高張力鋼の製造方法。
％、Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜
０．８０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．０
１〜０．０９％の一種又は二種以上を鋼に含有せしめた
ことを特徴とする前記（１）記載の低温靭性に優れた大
入熱溶接用高張力鋼の製造方法。
【００１１】
【作用】以下に本発明を詳細に説明する。Ｃは強度を上
昇させるのに最も安価且つ有効な元素として０．０５％
以上添加し、０．１８％超では溶接性及び継手靭性を劣
化するために、０．０５〜０．１８％に限定した。Ｓｉ
はＭｎとともに出鋼時にＭｎ−Ｓｉｌｉｃａｔｅを形成
して凝固後における安定したＭｎＳの析出核とするため
に０．１０％以上添加し、０．５０％超では溶接性及び
継手靭性を阻害するために、０．１０〜０．５０％に限
定した。ＭｎはＣに次いで安価に強度を上昇させる有用
な元素として０．８０％以上の添加とし、１．８０％超
では溶接性を劣化するために、０．８０〜１．８０％に
限定した。尚、出鋼時のＭｎ−Ｓｉｌｉｃａｔｅ及び凝
固後のＭｎＳ形成にはこの範囲の添加で十分であるが、
硫化物形成元素であるＣａ，ＲＥＭ，Ｚｒ等は添加して
はならない。
昇させるのに最も安価且つ有効な元素として０．０５％
以上添加し、０．１８％超では溶接性及び継手靭性を劣
化するために、０．０５〜０．１８％に限定した。Ｓｉ
はＭｎとともに出鋼時にＭｎ−Ｓｉｌｉｃａｔｅを形成
して凝固後における安定したＭｎＳの析出核とするため
に０．１０％以上添加し、０．５０％超では溶接性及び
継手靭性を阻害するために、０．１０〜０．５０％に限
定した。ＭｎはＣに次いで安価に強度を上昇させる有用
な元素として０．８０％以上の添加とし、１．８０％超
では溶接性を劣化するために、０．８０〜１．８０％に
限定した。尚、出鋼時のＭｎ−Ｓｉｌｉｃａｔｅ及び凝
固後のＭｎＳ形成にはこの範囲の添加で十分であるが、
硫化物形成元素であるＣａ，ＲＥＭ，Ｚｒ等は添加して
はならない。
【００１２】Ｐは溶接性、低温靭性から０．０１５％以
下に限定した。Ｓは継手靭性向上の観点からＩＧＦ生成
核となるＴｉＯＮ又はＴｉＮとの複合析出物を生成する
ＭｎＳ形成のため０．０００８％以上とし、０．００４
４％超では耐ラメラーテア特性を阻害するために、０．
０００８〜０．００４４％に限定したが、厳しい耐ラメ
ラーテア特性が要求される場合には０．０００８〜０．
００３％に限定することが好ましい。
下に限定した。Ｓは継手靭性向上の観点からＩＧＦ生成
核となるＴｉＯＮ又はＴｉＮとの複合析出物を生成する
ＭｎＳ形成のため０．０００８％以上とし、０．００４
４％超では耐ラメラーテア特性を阻害するために、０．
０００８〜０．００４４％に限定したが、厳しい耐ラメ
ラーテア特性が要求される場合には０．０００８〜０．
００３％に限定することが好ましい。
【００１３】Ａｌは脱酸上最も重要な元素であり非金属
介在物減少のために０．０１０％以上添加し、０．１０
％超では溶接性、低温靭性を阻害するために０．０１０
〜０．１０％に限定した。更に、Ａｌの添加は取鍋精錬
又は真空脱ガス時のＴｉ添加終了後に行って、出鋼時の
Ｍｎ−Ｓｉｌｉｃａｔｅ生成や弱脱酸状態におけるＴｉ
添加によるＴｉＯＮ又はＴｉＮの安定析出をはかる。Ｎ
ｂは熱間圧延時の結晶粒制御とＨＡＺ軟化防止のため
０．００５％以上添加し、０．０２４％超の添加は継手
靭性を阻害するために、０．０００５〜０．０２４％に
限定した。
介在物減少のために０．０１０％以上添加し、０．１０
％超では溶接性、低温靭性を阻害するために０．０１０
〜０．１０％に限定した。更に、Ａｌの添加は取鍋精錬
又は真空脱ガス時のＴｉ添加終了後に行って、出鋼時の
Ｍｎ−Ｓｉｌｉｃａｔｅ生成や弱脱酸状態におけるＴｉ
添加によるＴｉＯＮ又はＴｉＮの安定析出をはかる。Ｎ
ｂは熱間圧延時の結晶粒制御とＨＡＺ軟化防止のため
０．００５％以上添加し、０．０２４％超の添加は継手
靭性を阻害するために、０．０００５〜０．０２４％に
限定した。
【００１４】Ｔｉは大入熱溶接時のＨＡＺにおいてＴｉ
ＯＮ又はＴｉＮによるオーステナイト（γ）粒成長抑制
とともにγ粒内におけるフェライト（α）変態核となる
ＴｉＯＮ又はＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物を形成する
ために０．００５％以上添加し、０．０１８％超の過度
の添加は溶接性や継手靭性を損なうために０．００５〜
０．０１８％に限定した。尚、Ｔｉの添加は安定したＴ
ｉＯＮ又はＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物を形成するた
めに出鋼時におけるＳｉ＋Ｍｎによる弱脱酸に引き続く
真空脱ガス等二次精錬においてＡｌによる完全脱酸の前
にＴｉ添加を行うことに限定する。又、Ｔｉはこの範囲
であってもその添加はＮに対して等量添加（Ｎ×３．
４）とするのが好ましい。ＮはＴｉＯＮ又はＴｉＮ形成
のため０．００２０％以上とし、０．００６０％超では
鋳片疵を悪化するとともに継手靭性を劣化するために、
０．００２０〜０．００６０％に限定した。
ＯＮ又はＴｉＮによるオーステナイト（γ）粒成長抑制
とともにγ粒内におけるフェライト（α）変態核となる
ＴｉＯＮ又はＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物を形成する
ために０．００５％以上添加し、０．０１８％超の過度
の添加は溶接性や継手靭性を損なうために０．００５〜
０．０１８％に限定した。尚、Ｔｉの添加は安定したＴ
ｉＯＮ又はＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物を形成するた
めに出鋼時におけるＳｉ＋Ｍｎによる弱脱酸に引き続く
真空脱ガス等二次精錬においてＡｌによる完全脱酸の前
にＴｉ添加を行うことに限定する。又、Ｔｉはこの範囲
であってもその添加はＮに対して等量添加（Ｎ×３．
４）とするのが好ましい。ＮはＴｉＯＮ又はＴｉＮ形成
のため０．００２０％以上とし、０．００６０％超では
鋳片疵を悪化するとともに継手靭性を劣化するために、
０．００２０〜０．００６０％に限定した。
【００１５】上記基本成分以外の他の元素（Ｃｕ，Ｎ
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ）を一種又は二種以上を強度、靭性
向上のために添加しても本発明の効果は損なわれない
が、これ以外の元素（Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｂ等）は本
発明の重要な技術思想であるＭｎＳ形成の阻害及びＢ添
加に伴う特性劣化を避けるため添加してはならない。Ｃ
ｕは溶接性、低温靭性向上のためＣｅｑ低減を目的とし
てＣ，Ｓｉ，Ｍｎに置換して０．０５％以上添加される
が、０．８０％超では熱間脆性防止のため概ね等量、少
なくとも半分のＮｉ添加が必要となり、コスト上の観点
から好ましくないために、０．０５〜０．８０％に限定
した。
ｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ）を一種又は二種以上を強度、靭性
向上のために添加しても本発明の効果は損なわれない
が、これ以外の元素（Ｃａ，ＲＥＭ，Ｚｒ，Ｂ等）は本
発明の重要な技術思想であるＭｎＳ形成の阻害及びＢ添
加に伴う特性劣化を避けるため添加してはならない。Ｃ
ｕは溶接性、低温靭性向上のためＣｅｑ低減を目的とし
てＣ，Ｓｉ，Ｍｎに置換して０．０５％以上添加される
が、０．８０％超では熱間脆性防止のため概ね等量、少
なくとも半分のＮｉ添加が必要となり、コスト上の観点
から好ましくないために、０．０５〜０．８０％に限定
した。
【００１６】Ｎｉは溶接性、低温靭性向上のためＣｅｑ
低減を目的としてＣ，Ｓｉ，Ｍｎに置換して０．０５％
以上添加されるが、１．５０％超の添加はコスト上の観
点から好ましくなく、０．０５〜１．５０％に限定し
た。
低減を目的としてＣ，Ｓｉ，Ｍｎに置換して０．０５％
以上添加されるが、１．５０％超の添加はコスト上の観
点から好ましくなく、０．０５〜１．５０％に限定し
た。
【００１７】Ｃｒは焼き入れ性を向上して強度を確保す
るために０．０５％以上添加するが、０．８０％超の過
度の添加は溶接性及び低温靭性を阻害するために、０．
０５〜０．８０％に限定した。Ｍｏは焼き入れ性を向上
して強度を確保するために０．０５％以上添加するが、
０．５０％超の添加は溶接性及びコスト上の観点から好
ましくなく、０．０５〜０．５０％に限定した。
るために０．０５％以上添加するが、０．８０％超の過
度の添加は溶接性及び低温靭性を阻害するために、０．
０５〜０．８０％に限定した。Ｍｏは焼き入れ性を向上
して強度を確保するために０．０５％以上添加するが、
０．５０％超の添加は溶接性及びコスト上の観点から好
ましくなく、０．０５〜０．５０％に限定した。
【００１８】
【実施例】本発明の実施例を比較例とともに表１及び表
２に示す。表１は本発明例（鋼Ａ〜鋼Ｇ）及び比較例
（鋼Ｈ，鋼Ｉ）の化学成分である。鋼ＨではＳが本発明
の範囲よりも高く、鋼Ｉでは本発明では添加してはなら
ない硫化物形成元素のＣａが添加されている。製鋼実績
は本発明例は出鋼時にＳｉ＋Ｍｎによる弱脱酸に引き続
いて真空脱ガス時においてＴｉ添加後Ａｌによる完全脱
酸を行った。一方、比較例は出鋼時にＡｌ＋Ｓｉによる
完全脱酸を行った後にＴｉ添加及びＣａ添加を行った。
鋳造は通常の連続鋳造で行った。本発明例と比較例の製
造実績を表２に圧延実績とともに示す。
２に示す。表１は本発明例（鋼Ａ〜鋼Ｇ）及び比較例
（鋼Ｈ，鋼Ｉ）の化学成分である。鋼ＨではＳが本発明
の範囲よりも高く、鋼Ｉでは本発明では添加してはなら
ない硫化物形成元素のＣａが添加されている。製鋼実績
は本発明例は出鋼時にＳｉ＋Ｍｎによる弱脱酸に引き続
いて真空脱ガス時においてＴｉ添加後Ａｌによる完全脱
酸を行った。一方、比較例は出鋼時にＡｌ＋Ｓｉによる
完全脱酸を行った後にＴｉ添加及びＣａ添加を行った。
鋳造は通常の連続鋳造で行った。本発明例と比較例の製
造実績を表２に圧延実績とともに示す。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】鋼Ａは通常の制御圧延（ＣＲ）、鋼Ｂ，鋼
Ｃ，鋼Ｈは近年開発された加工熱処理（ＴＭＣＰ）、鋼
Ｄ〜鋼Ｆは直接焼き入れ（ＤＱ）及び低温焼き戻し
（Ｔ）、鋼Ｇは通常の焼き入れ焼き戻し（ＱＴ）により
製造された。鋼Ａ〜鋼Ｃ及び鋼ＨはＨＴ４９０鋼であ
り、鋼Ｄ〜鋼Ｇ及び鋼ＩはＨＴ５８０鋼であり、いずれ
も該当規格の強度レベルをそれぞれ満足している。一
方、母材の低温靭性は全ての鋼が該当規格の要求値を安
定して満足している。
Ｃ，鋼Ｈは近年開発された加工熱処理（ＴＭＣＰ）、鋼
Ｄ〜鋼Ｆは直接焼き入れ（ＤＱ）及び低温焼き戻し
（Ｔ）、鋼Ｇは通常の焼き入れ焼き戻し（ＱＴ）により
製造された。鋼Ａ〜鋼Ｃ及び鋼ＨはＨＴ４９０鋼であ
り、鋼Ｄ〜鋼Ｇ及び鋼ＩはＨＴ５８０鋼であり、いずれ
も該当規格の強度レベルをそれぞれ満足している。一
方、母材の低温靭性は全ての鋼が該当規格の要求値を安
定して満足している。
【００２２】Ｚ方向引張試験による絞り値（ＲＡｚ）及
びＨＡＺ靭性は本発明例がいずれも高位である。ＴｉＮ
＋ＭｎＳ量を多くして継手靭性向上を狙った比較例の鋼
ＨはＨＡＺ靭性値は最も高位ではあるもののＲＡｚが最
も劣位で耐ラメラーテア規格を満足しない。又、耐ラメ
ラーテア性を向上するＣａを添加した比較例の鋼Ｉは継
手ＨＡＺ部の粗大化したγ粒内におけるα変態核となる
ＴｉＮとＭｎＳの複合析出物が形成されないために、Ｈ
ＡＺ靭性が極めて悪い。
びＨＡＺ靭性は本発明例がいずれも高位である。ＴｉＮ
＋ＭｎＳ量を多くして継手靭性向上を狙った比較例の鋼
ＨはＨＡＺ靭性値は最も高位ではあるもののＲＡｚが最
も劣位で耐ラメラーテア規格を満足しない。又、耐ラメ
ラーテア性を向上するＣａを添加した比較例の鋼Ｉは継
手ＨＡＺ部の粗大化したγ粒内におけるα変態核となる
ＴｉＮとＭｎＳの複合析出物が形成されないために、Ｈ
ＡＺ靭性が極めて悪い。
【００２３】一方、本発明は繰り返すまでもなく脱酸方
法の特定によりＴｉＯＮ又はＴｉＮとＭｎＳの安定した
複合析出物を形成して、低Ｓ領域での大入熱特性を高価
なＲＥＭ等を用いることなく著しく改善するとともに他
の鋼材特性（耐ラメ特性及びＢ添加による硬度上昇）を
も改善した。
法の特定によりＴｉＯＮ又はＴｉＮとＭｎＳの安定した
複合析出物を形成して、低Ｓ領域での大入熱特性を高価
なＲＥＭ等を用いることなく著しく改善するとともに他
の鋼材特性（耐ラメ特性及びＢ添加による硬度上昇）を
も改善した。
【００２４】
【発明の効果】本発明鋼は成分系と脱酸方法の特定によ
り、大入熱特性とともに耐ラメ性を改善し、Ｂ添加に伴
う品質上の問題（硬度上昇に伴う問題）をも回避可能に
した。これにより高価な元素を使用することなく大入熱
特性の安定化をはかるとともに総合的な鋼材特性に優れ
た鋼を提供して、大入熱溶接による大型構造物製造の工
期短縮を可能ならしめたものである。従って、本発明に
よって当業者はもとより産業界が受ける経済的利益は多
大なものがある。
り、大入熱特性とともに耐ラメ性を改善し、Ｂ添加に伴
う品質上の問題（硬度上昇に伴う問題）をも回避可能に
した。これにより高価な元素を使用することなく大入熱
特性の安定化をはかるとともに総合的な鋼材特性に優れ
た鋼を提供して、大入熱溶接による大型構造物製造の工
期短縮を可能ならしめたものである。従って、本発明に
よって当業者はもとより産業界が受ける経済的利益は多
大なものがある。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０５〜０．１８％、 Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、 Ｍｎ：０．８０〜１．８０％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０００８〜０．００４４％、 Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、 Ｎｂ：０．００５〜０．０２４％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０１８％、 Ｎ ：０．００２０〜０．００６０％ 残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼において、不純物
としてのＭｎＳがＴｉＯＮ又はＴｉＮとの複合析出物形
成に際して、出鋼時のＳｉ及びＭｎによる弱脱酸に引き
続く二次精錬において、Ａｌによる完全脱酸の前にＴｉ
添加を行ってＴｉＯＮ又はＴｉＮを核としたＭｎＳとの
複合析出物を形成することを特徴とする低温靭性に優れ
た大入熱溶接用高張力鋼の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で Ｃｕ：０．０５〜０．８０％、 Ｎｉ：０．０５〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．８０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、 Ｖ ：０．０１〜０．０９％ の一種又は二種以上を鋼に含有せしめたことを特徴とす
る請求項１記載の低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力
鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32558792A JP2653616B2 (ja) | 1992-12-04 | 1992-12-04 | 低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP32558792A JP2653616B2 (ja) | 1992-12-04 | 1992-12-04 | 低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06172917A true JPH06172917A (ja) | 1994-06-21 |
| JP2653616B2 JP2653616B2 (ja) | 1997-09-17 |
Family
ID=18178549
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP32558792A Expired - Lifetime JP2653616B2 (ja) | 1992-12-04 | 1992-12-04 | 低温靭性に優れた大入熱溶接用高張力鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2653616B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100711362B1 (ko) * | 2005-12-07 | 2007-04-27 | 주식회사 포스코 | 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판 및 그제조방법 |
| CN100507047C (zh) | 2006-08-31 | 2009-07-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 弧形连铸机生产的Cr-Mo合金钢圆坯的工艺方法 |
| CN109706395A (zh) * | 2019-01-03 | 2019-05-03 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种风力发电用s355j2钢板及低成本制造方法 |
| CN115261702A (zh) * | 2021-04-29 | 2022-11-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种热轧弹簧钢的冶炼方法及其制备的热轧弹簧钢 |
| CN121451028A (zh) * | 2026-01-06 | 2026-02-03 | 成都冶金实验厂有限公司 | 一种铌磷合金低成本制备高强度建筑用钢的方法 |
-
1992
- 1992-12-04 JP JP32558792A patent/JP2653616B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100711362B1 (ko) * | 2005-12-07 | 2007-04-27 | 주식회사 포스코 | 도금특성 및 연신특성이 우수한 고강도 박강판 및 그제조방법 |
| CN100507047C (zh) | 2006-08-31 | 2009-07-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 弧形连铸机生产的Cr-Mo合金钢圆坯的工艺方法 |
| CN109706395A (zh) * | 2019-01-03 | 2019-05-03 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种风力发电用s355j2钢板及低成本制造方法 |
| CN115261702A (zh) * | 2021-04-29 | 2022-11-01 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种热轧弹簧钢的冶炼方法及其制备的热轧弹簧钢 |
| CN115261702B (zh) * | 2021-04-29 | 2023-08-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种热轧弹簧钢的冶炼方法及其制备的热轧弹簧钢 |
| CN121451028A (zh) * | 2026-01-06 | 2026-02-03 | 成都冶金实验厂有限公司 | 一种铌磷合金低成本制备高强度建筑用钢的方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2653616B2 (ja) | 1997-09-17 |
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