JPH0694569B2 - 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 - Google Patents
溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法Info
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- JPH0694569B2 JPH0694569B2 JP62042769A JP4276987A JPH0694569B2 JP H0694569 B2 JPH0694569 B2 JP H0694569B2 JP 62042769 A JP62042769 A JP 62042769A JP 4276987 A JP4276987 A JP 4276987A JP H0694569 B2 JPH0694569 B2 JP H0694569B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は小入熱溶接から大入熱溶接に至るまで熱影響部
（HAZ）の低温靭性が優れた鋼の製造法に関するもので
ある。
（HAZ）の低温靭性が優れた鋼の製造法に関するもので
ある。
（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、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、HAZ組織を微細化するた
めに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、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、HAZ組織を微細化するた
めに数多くの技術が開発実用化されている。
TiNなど高温でも比較的に安定な窒化物を鋼中に微細分
散させ、これによつてHAZのオーステナイト（γ）粒の
粗大化を抑制する技術は、とくに有名である。しかしHA
Zの1400℃以上に加熱される領域では、TiNは粗大化もし
くは溶解し、γ粒の粗化抑制能力は消失する。
散させ、これによつてHAZのオーステナイト（γ）粒の
粗大化を抑制する技術は、とくに有名である。しかしHA
Zの1400℃以上に加熱される領域では、TiNは粗大化もし
くは溶解し、γ粒の粗化抑制能力は消失する。
このため溶融線近傍での靭性劣化が大きく、HAZの全域
で安定して高靭性を得ることができない。すなわち溶融
線近傍に切欠を入れたシヤルピー試験やCTOD試験におい
て頻度は少ないが、低い値が出現し溶接鋼構造物の安全
性の観点から好ましくない。
で安定して高靭性を得ることができない。すなわち溶融
線近傍に切欠を入れたシヤルピー試験やCTOD試験におい
て頻度は少ないが、低い値が出現し溶接鋼構造物の安全
性の観点から好ましくない。
これに対してTi酸化物（主としてTi2O）を微細分散させ
た（特願59−203099号（特開昭61−79745号公報））は
溶融線近傍でもHAZ組織を小さくすることができ、TiN鋼
に比較して優れた低温靭性が得られる。しかし、この鋼
においても大入熱溶接HAZの靭性はシヤルピー遷移温度
−15〜−35℃程度であり、十分とは言えない。この主な
理由は後述するように鋼成分にNbを必須の元素として含
有していないためである。
た（特願59−203099号（特開昭61−79745号公報））は
溶融線近傍でもHAZ組織を小さくすることができ、TiN鋼
に比較して優れた低温靭性が得られる。しかし、この鋼
においても大入熱溶接HAZの靭性はシヤルピー遷移温度
−15〜−35℃程度であり、十分とは言えない。この主な
理由は後述するように鋼成分にNbを必須の元素として含
有していないためである。
このように現在のところ小〜大入熱溶接において溶融線
近傍までHAZ組織を安定して微細化する技術は存在せ
ず、新知見に基づく新しい鋼の開発が強く望まれてい
る。
近傍までHAZ組織を安定して微細化する技術は存在せ
ず、新知見に基づく新しい鋼の開発が強く望まれてい
る。
（発明が解決しようとする問題点） 本発明は小〜大入熱溶接においてHAZ靭性の極めて優れ
た鋼を安価に製造する技術を提供するものである。本発
明法で製造した鋼は、溶接時に溶融線近傍においてもHA
Z組織が微細化し、HAZの全域で優れた低温靭性を示す。
た鋼を安価に製造する技術を提供するものである。本発
明法で製造した鋼は、溶接時に溶融線近傍においてもHA
Z組織が微細化し、HAZの全域で優れた低温靭性を示す。
（問題点を解決するための手段作用） 本発明の要旨は、重量％で、C;0.01〜0.15％、Si;0.5％
以下、Mn;0.5〜2.0％、P;0.025％以下、S;;0.005％以
下、Al;0.004％以下、Nb;0.005〜0.060％、Ti;0.005〜
0.030％、N;0.0010〜0.0065％、O;0.0015〜0.0060％を
含有し、且つ、 −0.010％≦（Ti）−２（Ｏ）−3.4（Ｎ）≦＋0.015％ を満足し、残部が不可避的不純物からなる実質的にAlを
含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを
1250℃以下の温度で再加熱後、加工熱処理することを特
徴とする溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法で
ある。
以下、Mn;0.5〜2.0％、P;0.025％以下、S;;0.005％以
下、Al;0.004％以下、Nb;0.005〜0.060％、Ti;0.005〜
0.030％、N;0.0010〜0.0065％、O;0.0015〜0.0060％を
含有し、且つ、 −0.010％≦（Ti）−２（Ｏ）−3.4（Ｎ）≦＋0.015％ を満足し、残部が不可避的不純物からなる実質的にAlを
含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを
1250℃以下の温度で再加熱後、加工熱処理することを特
徴とする溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法で
ある。
更に本発明は重量％で、V;0.005〜0.10％、Ni;0.05〜2.
00％、Cu;0.05〜1.00％、Cr;;0.05〜1.00％、Mo;0.05〜
0.40％、B;0.0003〜0.0020％の一種または二種以上を含
有するものである。
00％、Cu;0.05〜1.00％、Cr;;0.05〜1.00％、Mo;0.05〜
0.40％、B;0.0003〜0.0020％の一種または二種以上を含
有するものである。
更に本発明は重量％で、Ca;0.0005〜0.0050％、REM;0.0
005〜0.0050％の一種または二種を含有するものであ
る。
005〜0.0050％の一種または二種を含有するものであ
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態）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HAZの高靭性化に不可欠であると考えられた。そ
こで鋼中Ti酸化物を微細に分散させ、これによつてHAZ
組織を微細化する新しい方法を発明した。
分、２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状態）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HAZの高靭性化に不可欠であると考えられた。そ
こで鋼中Ti酸化物を微細に分散させ、これによつてHAZ
組織を微細化する新しい方法を発明した。
Ti酸化物（主としてTi2O3）はγ粒の粗大化抑制能力は
小さいが、γ−α変態時にγ粒内に存在するTi2O3を核
として、放射状に微細なアシキユラーフエライト（AF）
が生成し、HAZ組織を著しく微細化する。
小さいが、γ−α変態時にγ粒内に存在するTi2O3を核
として、放射状に微細なアシキユラーフエライト（AF）
が生成し、HAZ組織を著しく微細化する。
Ti2O3は溶融線近傍の1400℃以上の加熱される領域（粗
粒域）でも安定であり、この領域でも組織の微細化に効
果を発揮する。またTi,O,Nのバランスが適正であると微
細なTiNも生成し、これは1350℃以下に加熱されたHAZ
（亜粗粒域）のγ粒の粗大化を抑制してHAZ組織を微細
化する。
粒域）でも安定であり、この領域でも組織の微細化に効
果を発揮する。またTi,O,Nのバランスが適正であると微
細なTiNも生成し、これは1350℃以下に加熱されたHAZ
（亜粗粒域）のγ粒の粗大化を抑制してHAZ組織を微細
化する。
その結果、HAZ組織は全域にわたつて微細化し、極めて
優れた低温靭性が得られる。
優れた低温靭性が得られる。
特願59−203099号（特開昭61−79745号公報）のように
製鋼におけるTi添加時のO,Al,Si量を限定せずに、通常
の製鋼法において鋼中にTi2O3,TiNを微細分散させるた
めには、とくにTi,OおよびＮ量とそのバランスの適正化
が必須である。このためTi,O,N量を、それぞれTi:0.005
−0.030％,O:0.0015−0.0060％,N:0.0010−0.0065％に
限定し、且つそのバランスを−0.010％≦〔Ti〕−２
〔Ｏ〕−3.4〔Ｎ〕≦＋0.015％とする必要がある。
製鋼におけるTi添加時のO,Al,Si量を限定せずに、通常
の製鋼法において鋼中にTi2O3,TiNを微細分散させるた
めには、とくにTi,OおよびＮ量とそのバランスの適正化
が必須である。このためTi,O,N量を、それぞれTi:0.005
−0.030％,O:0.0015−0.0060％,N:0.0010−0.0065％に
限定し、且つそのバランスを−0.010％≦〔Ti〕−２
〔Ｏ〕−3.4〔Ｎ〕≦＋0.015％とする必要がある。
Ti,O,N量の下限はTi2O3,TiNを生成するための必要最少
量である。Tiの上限はTiCの生成による低温靭性の劣化
を防止するためであり、Ｏ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。
またＮ量の上限は、固溶ＮによるHAZ靭性の劣化を防止
するために0.0065％とした。
量である。Tiの上限はTiCの生成による低温靭性の劣化
を防止するためであり、Ｏ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。
またＮ量の上限は、固溶ＮによるHAZ靭性の劣化を防止
するために0.0065％とした。
しかし単に個々の元素量を限定するだけでは微細なTi2O
3,TiNの両析出物を同時に安定して得ることができない
ので、Ti,O,N量のバランスを−0.010％≦〔Ti〕−２
〔Ｏ〕−3.4〔Ｎ〕≦＋0.015％に限定した。Ti,O,N量
が、この範囲にあるとHAZ靭性は飛躍的に向上する。
3,TiNの両析出物を同時に安定して得ることができない
ので、Ti,O,N量のバランスを−0.010％≦〔Ti〕−２
〔Ｏ〕−3.4〔Ｎ〕≦＋0.015％に限定した。Ti,O,N量
が、この範囲にあるとHAZ靭性は飛躍的に向上する。
上式はTi2O3,TiNのみが生成すると考えたとき化学量論
的に見たTiの過、不足量を表現したものである。下限は
Ti量の不足によるTi2O3,TiNの生成量の不足を防ぐため
であり、上限は過剰のTiによるTiCの析出を防止するた
めである。しかし、たとえばTi2O3,TiN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HAZ靭性は
得られない。
的に見たTiの過、不足量を表現したものである。下限は
Ti量の不足によるTi2O3,TiNの生成量の不足を防ぐため
であり、上限は過剰のTiによるTiCの析出を防止するた
めである。しかし、たとえばTi2O3,TiN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HAZ靭性は
得られない。
以下、この点について説明する。
Ｃの下限0.01％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
めの最少量である。しかしＣ量が多過ぎると、母材の低
温靭性に悪影響をおよぼすだけでなく溶接性、HAZ靭性
も劣化させるので、上限を0.15％とした。Ｃ量が多いと
HAZに高炭素島状マルテンサイト、擬似パーライト
（Ｐ′）が生成して低温靭性を著しく劣化させる。
びにNb,Vなどの添加時に、これらの効果を発揮させるた
めの最少量である。しかしＣ量が多過ぎると、母材の低
温靭性に悪影響をおよぼすだけでなく溶接性、HAZ靭性
も劣化させるので、上限を0.15％とした。Ｃ量が多いと
HAZに高炭素島状マルテンサイト、擬似パーライト
（Ｐ′）が生成して低温靭性を著しく劣化させる。
Siは脱酸上、鋼に含まれる元素であるが、多く添加する
と溶接性、HAZ靭性が劣化するため、上限を0.5％に限定
した。鋼の脱酸はTiのみでも十分可能であり、高炭素島
状マルテンサイトの生成を防止してHAZ靭性を改善する
観点から0.15％以下が望ましい。
と溶接性、HAZ靭性が劣化するため、上限を0.5％に限定
した。鋼の脱酸はTiのみでも十分可能であり、高炭素島
状マルテンサイトの生成を防止してHAZ靭性を改善する
観点から0.15％以下が望ましい。
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0.5％である。HAZ靭性を改善するには、γ粒界
に生成する粗大な初析フエライトを防止する必要がある
が、Mn添加は、これを抑制する効果がある。しかしMn量
が多過ぎると焼入性が増加して溶接性、HAZ靭性を劣化
させるだけでなく、スラブの中心偏析を助長するので上
限を2.0％とした。
の下限は0.5％である。HAZ靭性を改善するには、γ粒界
に生成する粗大な初析フエライトを防止する必要がある
が、Mn添加は、これを抑制する効果がある。しかしMn量
が多過ぎると焼入性が増加して溶接性、HAZ靭性を劣化
させるだけでなく、スラブの中心偏析を助長するので上
限を2.0％とした。
本発明鋼において不純物であるP,Sをそれぞれ0.025％以
下、0.005％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靭
性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は、HA
Zにおける粒界破壊を減少させ、Ｓ量の低減は、粒界フ
エ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％,0.002％以下である。
下、0.005％以下とした理由は、母材、溶接部の低温靭
性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は、HA
Zにおける粒界破壊を減少させ、Ｓ量の低減は、粒界フ
エ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％,0.002％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
鋼では好ましくない元素であり、その上限を0.004％と
した。これはAlが鋼中に含まれているとＯと結合してTi
2O3ができないためである。脱酸はTiだけでも可能であ
り、本発明においてAl量は少ないほど良い。
鋼では好ましくない元素であり、その上限を0.004％と
した。これはAlが鋼中に含まれているとＯと結合してTi
2O3ができないためである。脱酸はTiだけでも可能であ
り、本発明においてAl量は少ないほど良い。
Nbは本発明鋼において必須の元素であり、Nbを添加する
ことなく優れたHAZ靭性を得ることは不可能である。Nb
はγ粒界に生成するフエライトを抑制し、Ti2O3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0.005％のNb量が必要である。しかし
ながらNb量が多過ぎると、逆に微細なAFの生成を妨げる
ので、その上限を0.060％とした。
ことなく優れたHAZ靭性を得ることは不可能である。Nb
はγ粒界に生成するフエライトを抑制し、Ti2O3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0.005％のNb量が必要である。しかし
ながらNb量が多過ぎると、逆に微細なAFの生成を妨げる
ので、その上限を0.060％とした。
つぎにV,Ni,Cu,Cr,Mo,Bを添加する理由について説明す
る。
る。
基本となる成分にV,Cr,Mo,Bを添加する主たる目的は、
本発明鋼の母材強度を向上させるためである。
本発明鋼の母材強度を向上させるためである。
ＶはVNおよびV3C4等の析出物を生成し、母材強度を向上
させるが、その添加量が多すぎるとHAZの靭性ばかりか
母材の靭性も害するので上限は0.1％である。しかし、
0.005未満では、母材強度向上の効果が少ないため0.005
％が下限である。
させるが、その添加量が多すぎるとHAZの靭性ばかりか
母材の靭性も害するので上限は0.1％である。しかし、
0.005未満では、母材強度向上の効果が少ないため0.005
％が下限である。
CrやMo,Bは焼入性を増大させ、母材強度を向上させるた
めである。しかしながら、多すぎると溶接性やHAZ靭性
を害するので、その上限はCr1.0％、Mo0.4％、B0.002％
である。また、Cr,Moともに0.05％未満では、その効果
が少ないので0.05％下限で、Ｂは0.0003％が下限であ
る。
めである。しかしながら、多すぎると溶接性やHAZ靭性
を害するので、その上限はCr1.0％、Mo0.4％、B0.002％
である。また、Cr,Moともに0.05％未満では、その効果
が少ないので0.05％下限で、Ｂは0.0003％が下限であ
る。
さらに、基本となる成分にNiやCuを添加する主たる目的
は、溶接性、HAZ靭性に悪影響をおよぼすことが少な
く、マトリックスに固溶して母材の強度、靭性を向上さ
せるためである。
は、溶接性、HAZ靭性に悪影響をおよぼすことが少な
く、マトリックスに固溶して母材の強度、靭性を向上さ
せるためである。
しかしながら、Niは2.0％を超えると溶接性を害し、コ
スト面からも好ましくないため、Cuは1.0％を超えると
熱間圧延時にCu−クラックが発生し、製造困難となるた
め、上限をそれぞれNi2.0％、Cu1.0％とした。また、Ni
もCuも0.05％未満では、効果が少ないため、0.05％を下
限とした。
スト面からも好ましくないため、Cuは1.0％を超えると
熱間圧延時にCu−クラックが発生し、製造困難となるた
め、上限をそれぞれNi2.0％、Cu1.0％とした。また、Ni
もCuも0.05％未満では、効果が少ないため、0.05％を下
限とした。
基本となる成分にCa,REMを添加する主たる目的は、延伸
介在物（MnS）の形態を制御し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
しながら、Ca量が0.005％、REM量が0.005％を超えると
酸化物が多量に生成して、鋼の靭性や溶接性にも悪影響
するのでCa0.005％、REM0.005％を上限とした。また、C
aやREMが少ないと効果がないので、Ca0.0005％、REM0.0
005％を下限とした。
介在物（MnS）の形態を制御し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
しながら、Ca量が0.005％、REM量が0.005％を超えると
酸化物が多量に生成して、鋼の靭性や溶接性にも悪影響
するのでCa0.005％、REM0.005％を上限とした。また、C
aやREMが少ないと効果がないので、Ca0.0005％、REM0.0
005％を下限とした。
鋼の成分を上記のように限定しても、製造法が適切でな
ければ溶接前の鋼中に微細なTi2O3,TiNを分散させるこ
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。
ければ溶接前の鋼中に微細なTi2O3,TiNを分散させるこ
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、この鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが
必須須である。この理由は、連続鋳造法では溶鋼の凝固
冷却速度が速くスラブ中に微細なTi2O3,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、
Ti2O3,TiNをスラブ中に微細分散させることは難しい。
必須須である。この理由は、連続鋳造法では溶鋼の凝固
冷却速度が速くスラブ中に微細なTi2O3,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、
Ti2O3,TiNをスラブ中に微細分散させることは難しい。
連続鋳造法の場合、スラブ厚によつて冷却速度が異なる
が、HAZ靭性の観点からその厚みは350mm以下が望まし
い。さらにスラブの再加熱温度を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の亜粗粒
域における組織の微細化が不可能になるためである。
が、HAZ靭性の観点からその厚みは350mm以下が望まし
い。さらにスラブの再加熱温度を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の亜粗粒
域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、スラブの再加熱は必ずしも実施
する必要はなく、ホツトチヤージ圧延やダイレクト圧延
を行なつても全く問題はない。
する必要はなく、ホツトチヤージ圧延やダイレクト圧延
を行なつても全く問題はない。
つぎにスラブ再加熱後の圧延法については、いわゆる加
工熱処理が必須である。これは、たとえば優れたHAZ靭
性が得られても、母材の靭性が劣つ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
するには加工熱処理によつて鋼の結晶粒を微細化する必
要がある。
工熱処理が必須である。これは、たとえば優れたHAZ靭
性が得られても、母材の靭性が劣つ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
するには加工熱処理によつて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み合わ
せである。
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み合わ
せである。
なお、この鋼を製造後、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。
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） 転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分の鋼板（厚み
32mm）を製造し、溶接熱サイクル再現装置を使用してHA
Z靭性を調査した。
32mm）を製造し、溶接熱サイクル再現装置を使用してHA
Z靭性を調査した。
再現熱サイクルは、板厚1/4tから採取した試験片を用い
ピーク温度（最高到達温度）1400℃および1300℃,800−
500℃の冷却時間192秒で行なつた。この条件は溶接入熱
200KJ/cmにほぼ相当し、またピーク温度1400℃,1300℃
は、それぞれ実際の溶接HAZの粗粒域（溶融線近傍）、
亜粗粒域に相当する。
ピーク温度（最高到達温度）1400℃および1300℃,800−
500℃の冷却時間192秒で行なつた。この条件は溶接入熱
200KJ/cmにほぼ相当し、またピーク温度1400℃,1300℃
は、それぞれ実際の溶接HAZの粗粒域（溶融線近傍）、
亜粗粒域に相当する。
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靭性を有するのに対して、本発明法によ
らない比較鋼は母材特性あるいはHAZ靭性が劣り、厳し
い環境下で使用される鋼板として適切でない。
特性およびHAZ靭性を有するのに対して、本発明法によ
らない比較鋼は母材特性あるいはHAZ靭性が劣り、厳し
い環境下で使用される鋼板として適切でない。
比較鋼において鋼16はC,Si量が多過ぎるために、とくに
ピーク温度1400℃の再現HAZの靭性が悪い。また鋼17はM
n量が高いために低Ｃにもかかわらず、再現HAZの靭性が
劣る。鋼18は本発明の必須の元素であるNbを含まないた
めに粒界フエライトが大きく、再現HAZ靭性は著しく悪
い。
ピーク温度1400℃の再現HAZの靭性が悪い。また鋼17はM
n量が高いために低Ｃにもかかわらず、再現HAZの靭性が
劣る。鋼18は本発明の必須の元素であるNbを含まないた
めに粒界フエライトが大きく、再現HAZ靭性は著しく悪
い。
鋼19,20の再現HAZ靭性は比較的良好であるが、鋼19はＳ
量が高いために、また鋼20はTi量、ｆ（Ti）が高いため
に本発明鋼におよばない。
量が高いために、また鋼20はTi量、ｆ（Ti）が高いため
に本発明鋼におよばない。
鋼21,22はピーク温度1300℃の再現HAZの靭性が十分でな
い。これは鋼21ではTi量が、鋼22ではＮ量が少なく微細
なTiNの量が不足しているためである。
い。これは鋼21ではTi量が、鋼22ではＮ量が少なく微細
なTiNの量が不足しているためである。
鋼23はAl量が高く、Ti2O3が生成しないためにピーク温
度1400℃の再現HAZ靭性が著しく劣る。鋼24はｏ量が多
過ぎるために再現HAZ靭性がいま一歩である。また鋼25
は鋼成分は適当であるが、スラブ再加熱温度が高過ぎる
ために、TiNの粗大化が著しくピーク温度1300℃の再現H
AZ靭性が悪い。
度1400℃の再現HAZ靭性が著しく劣る。鋼24はｏ量が多
過ぎるために再現HAZ靭性がいま一歩である。また鋼25
は鋼成分は適当であるが、スラブ再加熱温度が高過ぎる
ために、TiNの粗大化が著しくピーク温度1300℃の再現H
AZ靭性が悪い。
本発明は厚板ミルに適用することが最も好ましいが、ホ
ツトコイル、形鋼などにも適用可能である。
ツトコイル、形鋼などにも適用可能である。
また、この方法で製造した厚鋼板は海洋構造物、圧力容
器、ラインパイプなど厳しい環境下で使用される溶接鋼
構造物に用いることができる。
器、ラインパイプなど厳しい環境下で使用される溶接鋼
構造物に用いることができる。
（発明の効果） 本発明により、母材はもとより溶接部の全域において優
れた低温靭性を有する鋼を大量、且つ安価に製造するこ
とが可能になつた。その結果、極寒地、海上などの厳し
い環境下で使用される溶接鋼構造物の安全性を大きく向
上させることができた。
れた低温靭性を有する鋼を大量、且つ安価に製造するこ
とが可能になつた。その結果、極寒地、海上などの厳し
い環境下で使用される溶接鋼構造物の安全性を大きく向
上させることができた。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 山本 広一 神奈川県相模原市淵野辺５−10−１ 新日 本製鐵株式会社第二技術研究所内 (72)発明者 三村 宏 神奈川県相模原市淵野辺５−10−１ 新日 本製鐵株式会社第二技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭61−79745（ＪＰ，Ａ) 特公 昭60−1929（ＪＰ，Ｂ２) 特公 昭57−40210（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (8)
- 【請求項１】重量％で、 Ｃ ;0.01〜0.15％ Si;0.5％以下 Mn;0.5〜2.0％ Ｐ ;0.025％以下 Ｓ ;0.005％以下 Al;0.004％以下 Nb;0.005〜0.060％ Ti;0.005〜0.030％ Ｎ ;0.0010〜0.0065％ Ｏ ;0.0015〜0.0060％ を含有し、且つ、 −0.010％≦（Ti）−２（Ｏ）−3.4（Ｎ）≦＋0.015％ を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的
にAlを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、
これを1250℃以下の温度で再加熱後、加工熱処理するこ
とを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製
造法。 - 【請求項２】重量％で、 Ｃ ;0.01〜0.15％ Si;0.5％以下 Mn;0.5〜2.0％ Ｐ ;0.025％以下 Ｓ ;0.005％以下 Al;0.004％以下 Nb;0.005〜0.060％ Ti;0.005〜0.030％ Ｎ ;0.0010〜0.0065％ Ｏ ;0.0015〜0.0060％ Ｖ ;0.005〜0.10％ を含有し、かつ、 −0.010％≦（Ti）−２（Ｏ）−3.4（Ｎ）≦＋0.015％ を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的
にAlを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、
これを1250℃以下の温度で再加熱後、加工熱処理するこ
とを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製
造法。 - 【請求項３】重量％で、 Ｃ ;0.01〜0.15％ Si;0.5％以下 Mn;0.5〜2.0％ Ｐ ;0.025％以下 Ｓ ;0.005％以下 Al;0.004％以下 Nb;0.005〜0.060％ Ti;0.005〜0.030％ Ｎ ;0.0010〜0.0065％ Ｏ ;0.0015〜0.0060％ を含有し、 Cr;0.05〜1.00％ Mo;0.05〜0.40％ Ｂ ;0.0003〜0.0020％ の一種または二種以上を更に加え、かつ −0.010％≦（Ti）−２（Ｏ）−3.4（Ｎ）≦＋0.015％ を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的
にAlを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、
これを1250℃以下の温度で再加熱後、加工熱処理するこ
とを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製
造法。 - 【請求項４】重量％で、 Ｃ ;0.01〜0.15％ Si;0.5％以下 Mn;0.5〜2.0％ Ｐ ;0.025％以下 Ｓ ;0.005％以下 Al;0.004％以下 Nb;0.005〜0.060％ Ti;0.005〜0.030％ Ｎ ;0.0010〜0.0065％ Ｏ ;0.0015〜0.0060％ を含有し、 Ni;0.05〜2.00％ Cu;0.05〜1.00％ の一種または二種以上を更に加え、かつ −0.010％≦（Ti）−２（Ｏ）−3.4（Ｎ）≦＋0.015％ を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的
にAlを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、
これを1250℃以下の温度で再加熱後、加工熱処理するこ
とを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製
造法。 - 【請求項５】重量％で、 Ｃ ;0.01〜0.15％ Si;0.5％以下 Mn;0.5〜2.0％ Ｐ ;0.025％以下 Ｓ ;0.005％以下 Al;0.004％以下 Nb;0.005〜0.060％ Ti;0.005〜0.030％ Ｎ ;0.0010〜0.0065％ Ｏ ;0.0015〜0.0060％ を含有し、 Ca;0.0005〜0.0050％ REM;0.0005〜0.0050％ の一種または二種を更に加え、かつ −0.010％≦（Ti）−２（Ｏ）−3.4（Ｎ）≦0.015％ を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的
にAlを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、
これを1250℃以下の温度で再加熱後、加工熱処理するこ
とを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製
造法。 - 【請求項６】重量％で、 Ｃ ;0.01〜0.15％ Si;0.5％以下 Mn;0.5〜2.0％ Ｐ ;0.025％以下 Ｓ ;0.005％以下 Al;0.004％以下 Nb;0.005〜0.060％ Ti;0.005〜0.030％ Ｎ ;0.0010〜0.0065％ Ｏ ;0.0015〜0.0060％ Ｖ ;0.005〜0.10％ を含有し、 Ca;0.0005〜0.0050％ REM;0.0005〜0.0050％ の一種または二種を更に加え、かつ −0.010％≦（Ti）−２（Ｏ）−3.4（Ｎ）≦＋0.015％ を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的
にAlを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、
これを1250℃以下の温度で再加熱後、加工熱処理するこ
とを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製
造法。 - 【請求項７】重量％で、 Ｃ ;0.01〜0.15％ Si;0.5％以下 Mn;0.5〜2.0％ Ｐ ;0.025％以下 Ｓ ;0.005％以下 Al;0.004％以下 Nb;0.005〜0.060％ Ti;0.005〜0.030％ Ｎ ;0.0010〜0.0065％ Ｏ ;0.0015〜0.0060％ を含有し、 Cr;0.05〜1.00％ Mo;0.05〜0.40％ Ｂ ;0.0003〜0.0020％ の一種または二種以上を更に加え、 Ca;0.0005〜0.0050％ REM;0.0005〜0.0050％ の一種または二種を更に加え、かつ −0.010％≦（Ti）−２（Ｏ）−3.4（Ｎ）≦0.015％ を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的
にAlを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、
これを1250℃以下の温度で再加熱後、加工熱処理するこ
とを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製
造法。 - 【請求項８】重量％で、 Ｃ ;0.01〜0.15％ Si;0.5％以下 Mn;0.5〜2.0％ Ｐ ;0.025％以下 Ｓ ;0.005％以下 Al;0.004％以下 Nb;0.005〜0.060％ Ti;0.005〜0.030％ Ｎ ;0.0010〜0.0065％ Ｏ ;0.0015〜0.0060％ を含有し、 Ni;0.05〜2.00％ Cu;0.05〜1.00％ の一種または二種以上を更に加え、 Ca;0.0005〜0.0050％ REM;0.0005〜0.0050％ の一種または二種を更に加え、かつ −0.010％≦（Ti）−２（Ｏ）−3.4（Ｎ）≦＋0.015％ を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的
にAlを含有しない鋼を連鮮鋳造法によってスラブとし、
これを1250℃以下の温度で再加熱後、加工熱処理するこ
とを特徴とする溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼の製
造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62042769A JPH0694569B2 (ja) | 1987-02-27 | 1987-02-27 | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62042769A JPH0694569B2 (ja) | 1987-02-27 | 1987-02-27 | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63210235A JPS63210235A (ja) | 1988-08-31 |
| JPH0694569B2 true JPH0694569B2 (ja) | 1994-11-24 |
Family
ID=12645179
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62042769A Expired - Lifetime JPH0694569B2 (ja) | 1987-02-27 | 1987-02-27 | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0694569B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102124133A (zh) * | 2008-03-31 | 2011-07-13 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢及其制造方法 |
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|---|---|---|---|---|
| JPS6415321A (en) * | 1987-07-08 | 1989-01-19 | Nippon Steel Corp | Production of steel for electron beam welding having excellent low-temperature toughness |
| JPH06104861B2 (ja) * | 1989-03-28 | 1994-12-21 | 新日本製鐵株式会社 | Ｖ添加高靭性高張力鋼板の製造法 |
| JPH02267220A (ja) * | 1989-04-06 | 1990-11-01 | Nippon Steel Corp | 低温靭性の優れたフラッシュバッド溶接用鋼板の製造方法 |
| 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 |
| JPH0448048A (ja) * | 1990-06-15 | 1992-02-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材及びその製法 |
| JP5031531B2 (ja) * | 2007-11-20 | 2012-09-19 | 新日本製鐵株式会社 | 母材低温靭性およびｈａｚ低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼板とその製造方法 |
| JP6225439B2 (ja) * | 2013-03-14 | 2017-11-08 | 新日鐵住金株式会社 | 板厚中心部の靭性が優れた鋼板及びその製造方法 |
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| 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 |
-
1987
- 1987-02-27 JP JP62042769A patent/JPH0694569B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102124133A (zh) * | 2008-03-31 | 2011-07-13 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63210235A (ja) | 1988-08-31 |
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