JPH07278653A - 溶接熱影響部の低温靱性が優れた鋼の製造法 - Google Patents
溶接熱影響部の低温靱性が優れた鋼の製造法Info
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- JPH07278653A JPH07278653A JP6075599A JP7559994A JPH07278653A JP H07278653 A JPH07278653 A JP H07278653A JP 6075599 A JP6075599 A JP 6075599A JP 7559994 A JP7559994 A JP 7559994A JP H07278653 A JPH07278653 A JP H07278653A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は小〜中入熱溶接において、ＨＡＺ靱
性（特に脆性亀裂の発生、伝播停止特性）が極めて優れ
た鋼の製造技術を提供するものである。 【構成】 鋼成分中のＡｌを低く抑え、Ｔｉ，Ｏ，Ｎ量
のバランスと適正な焼入性および相当量のＮｉ添加によ
り小〜中焼入溶接部の優れた靱性（特に脆性亀裂の発
生、伝播停止特性）を得ることができる。これにより、
極低温域（−５０℃以下）や低温タンク、ラインパイプ
等の厳しい環境で使用される鋼材の製造を可能とした。
性（特に脆性亀裂の発生、伝播停止特性）が極めて優れ
た鋼の製造技術を提供するものである。 【構成】 鋼成分中のＡｌを低く抑え、Ｔｉ，Ｏ，Ｎ量
のバランスと適正な焼入性および相当量のＮｉ添加によ
り小〜中焼入溶接部の優れた靱性（特に脆性亀裂の発
生、伝播停止特性）を得ることができる。これにより、
極低温域（−５０℃以下）や低温タンク、ラインパイプ
等の厳しい環境で使用される鋼材の製造を可能とした。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は小入熱溶接から中入熱溶
接の熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた鋼の製造法
に関するものである。
接の熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた鋼の製造法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】低合金鋼のＨＡＺ靱性は、数多くの技術
が開発実用化されている。特に優れている技術として、
Ｔｉ酸化物とＴｉＮを微細分散した鋼（特開昭６３−２
１０２３５号公報）が知られている。この鋼では、溶接
後の冷却過程でγ粒内のＴｉ酸化物よりフェライトを発
生させてミクロ組識を微細化して靱性を向上させてい
る。しかしながら、１４００℃以上の温度にさらされる
溶融線近傍のごく狭い領域では、溶接熱により酸化物は
溶解しないが、ＴｉＮが溶解し、その後の溶接熱でＴｉ
Ｃとして生成するため、靭性の劣化を生じる。この様
に、局部的な脆化領域が存在した場合、その悪影響はシ
ャルピー試験では少ないが、脆性亀裂の発生特性である
ＣＴＯＤ試験では大きな劣化が認められる。また、実構
造物に近い脆性亀裂の伝播停止特性を評価する大型試験
（溶接部の混成ＥＳＳＯ試験等）でも、脆性亀裂が局部
的な脆化領域を選択的に伝播するため大きな劣化が認め
られる。
が開発実用化されている。特に優れている技術として、
Ｔｉ酸化物とＴｉＮを微細分散した鋼（特開昭６３−２
１０２３５号公報）が知られている。この鋼では、溶接
後の冷却過程でγ粒内のＴｉ酸化物よりフェライトを発
生させてミクロ組識を微細化して靱性を向上させてい
る。しかしながら、１４００℃以上の温度にさらされる
溶融線近傍のごく狭い領域では、溶接熱により酸化物は
溶解しないが、ＴｉＮが溶解し、その後の溶接熱でＴｉ
Ｃとして生成するため、靭性の劣化を生じる。この様
に、局部的な脆化領域が存在した場合、その悪影響はシ
ャルピー試験では少ないが、脆性亀裂の発生特性である
ＣＴＯＤ試験では大きな劣化が認められる。また、実構
造物に近い脆性亀裂の伝播停止特性を評価する大型試験
（溶接部の混成ＥＳＳＯ試験等）でも、脆性亀裂が局部
的な脆化領域を選択的に伝播するため大きな劣化が認め
られる。
【０００３】従って、この鋼の多パス溶接部の脆性亀裂
発生特性（ＣＴＯＤ特性）や伝播停止特性には限界があ
り、ＣＴＯＤ特性や伝播停止特性は−３０℃程度が限界
とされていた。この様に現在のところ小〜中入熱溶接に
於いて、−４０℃以下で良好なＣＴＯＤ特性や伝播停止
特性が満足出来る鋼の製造技術は存在せず、新知見に基
づいた新しい鋼の開発が強く望まれていた。
発生特性（ＣＴＯＤ特性）や伝播停止特性には限界があ
り、ＣＴＯＤ特性や伝播停止特性は−３０℃程度が限界
とされていた。この様に現在のところ小〜中入熱溶接に
於いて、−４０℃以下で良好なＣＴＯＤ特性や伝播停止
特性が満足出来る鋼の製造技術は存在せず、新知見に基
づいた新しい鋼の開発が強く望まれていた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は小〜中入溶接
においてＨＡＺ靭性（特にＣＴＯＤ特性、伝播停止特
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。本発明により製造した鋼は、溶接時に溶融
線近傍においてもＨＡＺ組織が微細化し、ＨＡＺの全域
で優れた低温靱性を示す。
においてＨＡＺ靭性（特にＣＴＯＤ特性、伝播停止特
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。本発明により製造した鋼は、溶接時に溶融
線近傍においてもＨＡＺ組織が微細化し、ＨＡＺの全域
で優れた低温靱性を示す。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は （１） 重量％で、Ｃ： ０．０４〜０．１２％、Ｓ
ｉ： ０．４％以下、Ｍｎ： ０．８〜２．０％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ： ０．００５％以下、Ａ
ｌ： ０．００４％以下、Ｎｉ： １．０〜４．０％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．０１２％、Ｎ： ０．００
１５〜０．００６０％、Ｏ： ０．００１０〜０．０
０３０％を含有し、Ｄ1 *＝0.316Ｃ1/2(1＋0.7Ｓi)(0.35
＋4.1Ｍn)(1＋0.36Ｎi)(1＋0.37Ｃu)が０．８〜１．２
の範囲で、且つ−0.015％≦［Ｔi］−２［Ｏ］−3.4
［Ｎ］≦０％を満足し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によ
ってスラブとし、これを１１００℃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
温靱性が優れた鋼の製造法。
ｉ： ０．４％以下、Ｍｎ： ０．８〜２．０％、Ｐ：
０．０２０％以下、Ｓ： ０．００５％以下、Ａ
ｌ： ０．００４％以下、Ｎｉ： １．０〜４．０％、
Ｔｉ： ０．００５〜０．０１２％、Ｎ： ０．００
１５〜０．００６０％、Ｏ： ０．００１０〜０．０
０３０％を含有し、Ｄ1 *＝0.316Ｃ1/2(1＋0.7Ｓi)(0.35
＋4.1Ｍn)(1＋0.36Ｎi)(1＋0.37Ｃu)が０．８〜１．２
の範囲で、且つ−0.015％≦［Ｔi］−２［Ｏ］−3.4
［Ｎ］≦０％を満足し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によ
ってスラブとし、これを１１００℃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
温靱性が優れた鋼の製造法。
【０００６】（２） 重量％で、Ｃ： ０．０４〜
０．１２％、Ｓｉ： ０．４％以下、Ｍｎ： ０．８〜
２．０％、Ｐ： ０．０２０％以下、Ｓ： ０．０
０５％以下、Ａｌ： ０．００４％以下、Ｎｉ： １．
０〜４．０％、Ｔｉ： ０．００５〜０．０１２％、
Ｎ： ０．００１５〜０．００６０％、Ｏ： ０．
００１０〜０．００３０％及び、Ｃｕ： ０．０５〜
０．５％、Ｎｂ： ０．００５〜０．０１５％の一種ま
たは二種を含有し、Ｄ1 *＝0.316Ｃ1/2(1＋0.7Ｓi)(0.35
＋4.1Ｍn)(1＋0.36Ｎi)(1＋0.37Ｃu)が０．８〜１．２
の範囲で、且つ−0.015％≦［Ｔi］−２［Ｏ］−3.4
［Ｎ］≦０％を満足し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によ
ってスラブとし、これを１１００℃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
温靱性が優れた鋼の製造法にある。
０．１２％、Ｓｉ： ０．４％以下、Ｍｎ： ０．８〜
２．０％、Ｐ： ０．０２０％以下、Ｓ： ０．０
０５％以下、Ａｌ： ０．００４％以下、Ｎｉ： １．
０〜４．０％、Ｔｉ： ０．００５〜０．０１２％、
Ｎ： ０．００１５〜０．００６０％、Ｏ： ０．
００１０〜０．００３０％及び、Ｃｕ： ０．０５〜
０．５％、Ｎｂ： ０．００５〜０．０１５％の一種ま
たは二種を含有し、Ｄ1 *＝0.316Ｃ1/2(1＋0.7Ｓi)(0.35
＋4.1Ｍn)(1＋0.36Ｎi)(1＋0.37Ｃu)が０．８〜１．２
の範囲で、且つ−0.015％≦［Ｔi］−２［Ｏ］−3.4
［Ｎ］≦０％を満足し、残部が鉄および不可避的不純物
からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によ
ってスラブとし、これを１１００℃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
温靱性が優れた鋼の製造法にある。
【０００７】本発明者らの研究によれば、脆性亀裂の発
生特性（ＣＴＯＤ特性）や脆性亀裂の伝播停止特性が問
題となるような小〜中熱溶接部のＨＡＺ脆性は、（１）
結晶粒のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト
（Ｍ*）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散
状態、（３）析出硬化状態、（４）Ｎｉ添加によるマト
リックス（地）の靱化、（５）粒界脆化の有無、（６）
元素のミクロ偏析など種々の冶金的要因に支配される。
生特性（ＣＴＯＤ特性）や脆性亀裂の伝播停止特性が問
題となるような小〜中熱溶接部のＨＡＺ脆性は、（１）
結晶粒のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト
（Ｍ*）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散
状態、（３）析出硬化状態、（４）Ｎｉ添加によるマト
リックス（地）の靱化、（５）粒界脆化の有無、（６）
元素のミクロ偏析など種々の冶金的要因に支配される。
【０００８】このため、本発明者らは、鋼中に微細に
酸化物を分散させ、結晶粒の微細化、Ｍ*やＢｕなど
硬化相の生成抑制と分散化のため、最適な鋼成分（焼入
性の限定Ｄ1 *０．８〜１．２）や酸化物微細分散による
結晶粒の微細化、ＨＡＺ靱性を劣化させる析出硬化の
原因となるＴｉＣの生成を抑制するため、Ｔｉの適正量
を限定し、その後生成するＴｉＣを極力少なくするた
め、適正なＴｉ，Ｏ，Ｎ量のバランス（Ｔｉ：０．００
５〜０．０１２％、−０．０１５％≦［Ｔi］−２
［Ｏ］−３．４［Ｎ］≦０％）が重要であることを見い
だした。上記３項目とともに、マトリックスの靱化の
ため相当量のＮｉの添加、および、粒界脆化やミクロ
偏析の抑制のための不純物元素の低減。上記５項目につ
いて、適正な成分範囲や限定を実施することにより従来
にない良好なＣＴＯＤ特性と伝播停止特性を兼ね備えた
鋼の製造を可能にしたものである。
酸化物を分散させ、結晶粒の微細化、Ｍ*やＢｕなど
硬化相の生成抑制と分散化のため、最適な鋼成分（焼入
性の限定Ｄ1 *０．８〜１．２）や酸化物微細分散による
結晶粒の微細化、ＨＡＺ靱性を劣化させる析出硬化の
原因となるＴｉＣの生成を抑制するため、Ｔｉの適正量
を限定し、その後生成するＴｉＣを極力少なくするた
め、適正なＴｉ，Ｏ，Ｎ量のバランス（Ｔｉ：０．００
５〜０．０１２％、−０．０１５％≦［Ｔi］−２
［Ｏ］−３．４［Ｎ］≦０％）が重要であることを見い
だした。上記３項目とともに、マトリックスの靱化の
ため相当量のＮｉの添加、および、粒界脆化やミクロ
偏析の抑制のための不純物元素の低減。上記５項目につ
いて、適正な成分範囲や限定を実施することにより従来
にない良好なＣＴＯＤ特性と伝播停止特性を兼ね備えた
鋼の製造を可能にしたものである。
【０００９】さらに、上記のＨＡＺ靱性要因のうち、本
発明鋼として重要なＴｉ，Ｏ，Ｎ量のバランスと相当量
のＮｉ（１．０〜４．０％）添加について詳細に説明す
る。すなわち、Ｔｉ量は０．００５％〜０．０１２％が
適正範囲で、Ｏ量は０．００１０〜０．００３０％が適
正範囲である。ＴｉやＯ量がこの範囲より多い場合は、
酸化物数が増加し、そのサイズも大きくなり、酸化物を
起点として脆性亀裂が発生し易くなる。また、この範囲
より少ない場合は、ミクロ組織微細化に有効な酸化物が
生成しないため、靱性は向上しない。Ｔｉ酸化物は溶鋼
の凝固中に優先して生成するが、酸素と結合しないＴｉ
はＮと結合し、ＴｉＮが生成する。ＴｉＮは溶接時の１
３５０℃以下の温度ではミクロ組織を微細化して靱性を
向上させるが、１４００℃を超える温度では溶解する。
発明鋼として重要なＴｉ，Ｏ，Ｎ量のバランスと相当量
のＮｉ（１．０〜４．０％）添加について詳細に説明す
る。すなわち、Ｔｉ量は０．００５％〜０．０１２％が
適正範囲で、Ｏ量は０．００１０〜０．００３０％が適
正範囲である。ＴｉやＯ量がこの範囲より多い場合は、
酸化物数が増加し、そのサイズも大きくなり、酸化物を
起点として脆性亀裂が発生し易くなる。また、この範囲
より少ない場合は、ミクロ組織微細化に有効な酸化物が
生成しないため、靱性は向上しない。Ｔｉ酸化物は溶鋼
の凝固中に優先して生成するが、酸素と結合しないＴｉ
はＮと結合し、ＴｉＮが生成する。ＴｉＮは溶接時の１
３５０℃以下の温度ではミクロ組織を微細化して靱性を
向上させるが、１４００℃を超える温度では溶解する。
【００１０】溶解したＴｉは冷却中に、ＴｉＮやＴｉＣ
を形成する。この場合Ｔｉ量が多く、Ｎ量が少ないとＴ
ｉＣが形成され靱性が著しく劣化する。従って、靱性を
劣化させないため、Ｎ量の規制とともにＴｉ，Ｏ，Ｎ量
のバランスを適正範囲に規制することが必要条件であ
り、Ｎ量は、０．００１５〜０．００６０％、Ｔｉ、
Ｏ、Ｎのバランスは、−０．０１５％≦［Ｔｉ］−２
［Ｏ］−３．４［Ｎ］≦０％が適合範囲である。
を形成する。この場合Ｔｉ量が多く、Ｎ量が少ないとＴ
ｉＣが形成され靱性が著しく劣化する。従って、靱性を
劣化させないため、Ｎ量の規制とともにＴｉ，Ｏ，Ｎ量
のバランスを適正範囲に規制することが必要条件であ
り、Ｎ量は、０．００１５〜０．００６０％、Ｔｉ、
Ｏ、Ｎのバランスは、−０．０１５％≦［Ｔｉ］−２
［Ｏ］−３．４［Ｎ］≦０％が適合範囲である。
【００１１】また、ＨＡＺ靱性を改善するためのＮｉ添
加量について、従来は最小２．５％程度は必要とされて
いた。しかしながら、本発明鋼の場合、ミクロ組織を微
細化しているため、Ｎｉ添加量が１．０％以上でＨＡＺ
靱性改善効果が現われる。従って、本発明鋼では、Ｎｉ
量は最小１．０％が必須である。しかしながら、Ｎｉは
高価な合金であるため、４．０％を超えるとコスト増と
なり、特性は良好でも、経済性が失われるため、上限を
４．０％とした。
加量について、従来は最小２．５％程度は必要とされて
いた。しかしながら、本発明鋼の場合、ミクロ組織を微
細化しているため、Ｎｉ添加量が１．０％以上でＨＡＺ
靱性改善効果が現われる。従って、本発明鋼では、Ｎｉ
量は最小１．０％が必須である。しかしながら、Ｎｉは
高価な合金であるため、４．０％を超えるとコスト増と
なり、特性は良好でも、経済性が失われるため、上限を
４．０％とした。
【００１２】本発明鋼の特徴であるＴｉ，Ｏ，Ｎ量バラ
ンスとＮｉ添加量の適正範囲について述べたが、たとえ
これらの要件が満たされていても、基本成分が適正でな
ければ、優れたＨＡＺ靱性は得られない。以下この点に
ついて説明する。Ｃの下限０．０４％は、母材及び溶接
部の強度の確保のため必要である。しかし、Ｃ量が多す
ぎると、母材の低温靱性や溶接性、ＨＡＺ靱性も劣化さ
せるので、上限を０．０１２％とした。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、Ｈ
ＡＺ靱性が劣化するため、上限を０．４％に限定した。
ＨＡＺ靱性を改善する観点から０．１５％以下が望まし
い。
ンスとＮｉ添加量の適正範囲について述べたが、たとえ
これらの要件が満たされていても、基本成分が適正でな
ければ、優れたＨＡＺ靱性は得られない。以下この点に
ついて説明する。Ｃの下限０．０４％は、母材及び溶接
部の強度の確保のため必要である。しかし、Ｃ量が多す
ぎると、母材の低温靱性や溶接性、ＨＡＺ靱性も劣化さ
せるので、上限を０．０１２％とした。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、Ｈ
ＡＺ靱性が劣化するため、上限を０．４％に限定した。
ＨＡＺ靱性を改善する観点から０．１５％以下が望まし
い。
【００１３】Ｍｎは強度、靱性を確保するため不可欠な
元素であり、その下限は０．８％である。Ｍｎはγ粒界
に生成する粗大な初析フェライトを防止しＨＡＺ靱性改
善に効果があるがＭｎが多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるので上限を２．０％とした。本発明鋼に於
いて不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０２０％、０．
００５％以下とした理由は母材、溶接部の低温靱性をよ
り一層向上させるためである。Ｐの低減はＨＡＺにおけ
る粒界破壊を減少させ、Ｓの低減は粒界フェライトの生
成を抑制する傾向がある。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Ｔｉより早くＯと結合しＴｉ酸化物が
生成しないためである。
元素であり、その下限は０．８％である。Ｍｎはγ粒界
に生成する粗大な初析フェライトを防止しＨＡＺ靱性改
善に効果があるがＭｎが多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性
を劣化させるので上限を２．０％とした。本発明鋼に於
いて不純物であるＰ、Ｓをそれぞれ０．０２０％、０．
００５％以下とした理由は母材、溶接部の低温靱性をよ
り一層向上させるためである。Ｐの低減はＨＡＺにおけ
る粒界破壊を減少させ、Ｓの低減は粒界フェライトの生
成を抑制する傾向がある。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Ｔｉより早くＯと結合しＴｉ酸化物が
生成しないためである。
【００１４】つぎにＣｕ、Ｎｂを添加する理由を説明す
る。ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果をもち、０．０５％以
上で、耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果がある
が、０．５％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０．５％とし
た。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フェライトの生成を促進する働
きがある。しかしながら、多すぎると逆に微細なフェラ
イトの生成を妨げるので０．００５〜０．０１５％を規
制範囲とした。
る。ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果をもち、０．０５％以
上で、耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果がある
が、０．５％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０．５％とし
た。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フェライトの生成を促進する働
きがある。しかしながら、多すぎると逆に微細なフェラ
イトの生成を妨げるので０．００５〜０．０１５％を規
制範囲とした。
【００１５】鋼の成分を上記の様に限定しても、制造法
が適切でなければ溶接継手の良好な靱性は得られない。
このため、制造条件についても限定する必要がある。発
明鋼としての特性を得るためには、まず、工業的には連
続鋳造法で製造することが必須である。この理由は、連
続鋳造法では溶鋼の冷却速度が速く、スラブ中に微細な
Ｔｉ酸化物が多量に得られるためである。大型鋼塊で
は、凝固時の冷却速度が遅いため、微細なＴｉ酸化物を
得ることが出来ない。連続鋳造法の場合、スラブ厚の増
加により冷却速度が遅くなるため、微細なＴｉ酸化物の
生成が少なくなる。このため、適用するスラブ厚は３５
０ｍｍ以下が好ましい。スラブの再加熱温度は１１００
℃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が粗大化するため、溶接の１３５０℃以下のＨ
ＡＺのミクロ組織微細化が不十分となる。
が適切でなければ溶接継手の良好な靱性は得られない。
このため、制造条件についても限定する必要がある。発
明鋼としての特性を得るためには、まず、工業的には連
続鋳造法で製造することが必須である。この理由は、連
続鋳造法では溶鋼の冷却速度が速く、スラブ中に微細な
Ｔｉ酸化物が多量に得られるためである。大型鋼塊で
は、凝固時の冷却速度が遅いため、微細なＴｉ酸化物を
得ることが出来ない。連続鋳造法の場合、スラブ厚の増
加により冷却速度が遅くなるため、微細なＴｉ酸化物の
生成が少なくなる。このため、適用するスラブ厚は３５
０ｍｍ以下が好ましい。スラブの再加熱温度は１１００
℃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が粗大化するため、溶接の１３５０℃以下のＨ
ＡＺのミクロ組織微細化が不十分となる。
【００１６】つぎに、スラブ再加熱後の圧延法は加工熱
処理法が必須である。この理由は例え優れたＨＡＺ靱性
が得られたとしても、母材の靱性が劣っていると鋼材と
して不十分なためである。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）圧延後直
接焼入−焼戻などが挙げられるが、最も好ましい方法は
制御圧延と加速冷却の組み合わせである。なお、この鋼
を制御後、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、本発明鋼の特徴を損なうものではない。
処理法が必須である。この理由は例え優れたＨＡＺ靱性
が得られたとしても、母材の靱性が劣っていると鋼材と
して不十分なためである。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）圧延後直
接焼入−焼戻などが挙げられるが、最も好ましい方法は
制御圧延と加速冷却の組み合わせである。なお、この鋼
を制御後、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、本発明鋼の特徴を損なうものではない。
【００１７】転炉−連続鋳造−厚板工程で種々の鋼成分
の鋼板を製造し、実溶接継手を作成しシャルピー試験、
ＣＴＯＤ試験（脆性亀裂／発生特性）、ＮＲＬ落重試験
（脆性亀裂／伝播停止特性）を実施した。溶接は一般に
試験溶接として用いられている潜弧溶接（ＳＡＷ）法で
溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になる様にＫ開先で実施
した。また、シャルピー試験片はＪＩＳ４号で、板厚の
１／４ｔよりＢｏｎｄノッチ（溶接金属とＨＡＺが５０
％）で実施し、ＣＴＯＤ試験片はｔ（板厚）×２ｔサイ
ズのＦＬ／ヒロウノッチで、ＮＲＬ落重試験片はＰ−３
タイプ（１６×５１×１２７ｍｍサイズ）で表面のビー
ドを削除しノッチをＦＬにいれて実施した。表１〜表３
に実施例を示す。
の鋼板を製造し、実溶接継手を作成しシャルピー試験、
ＣＴＯＤ試験（脆性亀裂／発生特性）、ＮＲＬ落重試験
（脆性亀裂／伝播停止特性）を実施した。溶接は一般に
試験溶接として用いられている潜弧溶接（ＳＡＷ）法で
溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になる様にＫ開先で実施
した。また、シャルピー試験片はＪＩＳ４号で、板厚の
１／４ｔよりＢｏｎｄノッチ（溶接金属とＨＡＺが５０
％）で実施し、ＣＴＯＤ試験片はｔ（板厚）×２ｔサイ
ズのＦＬ／ヒロウノッチで、ＮＲＬ落重試験片はＰ−３
タイプ（１６×５１×１２７ｍｍサイズ）で表面のビー
ドを削除しノッチをＦＬにいれて実施した。表１〜表３
に実施例を示す。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】本発明法で製造した鋼板（本発明鋼）はす
べて良好なＨＡＺ靱性（−８０℃のシャルピー値≧１３
８Ｊ、−５０℃のＣＴＯＤ値≧０．２６ｍｍ、ＮＤＴＴ
≦−１２５℃）を有するのに対し、本発明法によらない
比較鋼はＨＡＺ靱性が劣り、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１１はＡｌ量
が多いため、ミクロ組織が微細化せず、このためシャル
ピー、ＣＴＯＤ値およびＮＤＴＴともに悪い値であっ
た。また、鋼１２では、酸素量が多いため、シャルピ
ー、ＣＴＯＤ値およびＮＤＴＴともに悪い値であった。
べて良好なＨＡＺ靱性（−８０℃のシャルピー値≧１３
８Ｊ、−５０℃のＣＴＯＤ値≧０．２６ｍｍ、ＮＤＴＴ
≦−１２５℃）を有するのに対し、本発明法によらない
比較鋼はＨＡＺ靱性が劣り、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１１はＡｌ量
が多いため、ミクロ組織が微細化せず、このためシャル
ピー、ＣＴＯＤ値およびＮＤＴＴともに悪い値であっ
た。また、鋼１２では、酸素量が多いため、シャルピ
ー、ＣＴＯＤ値およびＮＤＴＴともに悪い値であった。
【００２２】鋼１３では、Ｔｉ、Ｎ、Ｏのバランスが悪
く、シャルピー、ＣＴＯＤ値およびＮＤＴＴともに悪い
値であった。鋼１４では、Ｄ1 *が低いためミクロ組織が
微細化せず、母材強度が低く、溶接部のシャルピー、Ｃ
ＴＯＤ値およびＮＤＴＴともに悪い値であった。さら
に、鋼１５では、Ｄ1 *が高すぎたため、シャルピー、Ｃ
ＴＯＤ値およびＮＤＴＴともに悪い値であった。本発明
鋼は厚板に適用することが最も好ましいが、ホットコイ
ル、形鋼などにも適用可能である。
く、シャルピー、ＣＴＯＤ値およびＮＤＴＴともに悪い
値であった。鋼１４では、Ｄ1 *が低いためミクロ組織が
微細化せず、母材強度が低く、溶接部のシャルピー、Ｃ
ＴＯＤ値およびＮＤＴＴともに悪い値であった。さら
に、鋼１５では、Ｄ1 *が高すぎたため、シャルピー、Ｃ
ＴＯＤ値およびＮＤＴＴともに悪い値であった。本発明
鋼は厚板に適用することが最も好ましいが、ホットコイ
ル、形鋼などにも適用可能である。
【００２３】
【発明の効果】本発明は小〜中入熱溶接において、ＨＡ
Ｚ靱性（特に脆性亀裂の発生、伝播特性）が極めて優れ
た鋼の製造技術を提供するものである。これにより、極
低温域（−５０℃以下）や低温タンク、ラインパイプ等
の厳しい環境で使用される鋼材の製造を可能とした。
Ｚ靱性（特に脆性亀裂の発生、伝播特性）が極めて優れ
た鋼の製造技術を提供するものである。これにより、極
低温域（−５０℃以下）や低温タンク、ラインパイプ等
の厳しい環境で使用される鋼材の製造を可能とした。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 磯田 征司 千葉県君津市君津１番地 新日本製鐵株式 会社君津製鐵所内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ： ０．０４〜０．１２％、 Ｓｉ： ０．４％以下、 Ｍｎ： ０．８〜２．０％、 Ｐ： ０．０２０％以下、 Ｓ： ０．００５％以下、 Ａｌ： ０．００４％以下、 Ｎｉ： １．０〜４．０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０１２％、 Ｎ： ０．００１５〜０．００６０％、 Ｏ： ０．００１０〜０．００３０％を含有し、Ｄ1 *
＝0.316Ｃ1/2(1＋0.7Ｓi)(0.35＋4.1Ｍn)(1＋0.36Ｎi)
(1＋0.37Ｃu)が０．８〜１．２の範囲で、且つ−0.015
％≦［Ｔi］−２［Ｏ］−3.4［Ｎ］≦０％を満足し、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
有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１
１００℃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靱性が優れた鋼の製造
法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ： ０．０４〜０．１２％、 Ｓｉ： ０．４％以下、 Ｍｎ： ０．８〜２．０％、 Ｐ： ０．０２０％以下、 Ｓ： ０．００５％以下、 Ａｌ： ０．００４％以下、 Ｎｉ： １．０〜４．０％、 Ｔｉ： ０．００５〜０．０１２％、 Ｎ： ０．００１５〜０．００６０％、 Ｏ： ０．００１０〜０．００３０％ 及び、Ｃｕ： ０．０５〜０．５％、Ｎｂ： ０．００
５〜０．０１５％の一種または二種を含有し、Ｄ1 *＝0.
316Ｃ1/2(1＋0.7Ｓi)(0.35＋4.1Ｍn)(1＋0.36Ｎi)(1＋
0.37Ｃu)が０．８〜１．２の範囲で、且つ−0.015％≦
［Ｔi］−２［Ｏ］−3.4［Ｎ］≦０％を満足し、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
ない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、これを１１０
０℃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靱性が優れた鋼の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6075599A JPH07278653A (ja) | 1994-04-14 | 1994-04-14 | 溶接熱影響部の低温靱性が優れた鋼の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6075599A JPH07278653A (ja) | 1994-04-14 | 1994-04-14 | 溶接熱影響部の低温靱性が優れた鋼の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07278653A true JPH07278653A (ja) | 1995-10-24 |
Family
ID=13580838
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6075599A Withdrawn JPH07278653A (ja) | 1994-04-14 | 1994-04-14 | 溶接熱影響部の低温靱性が優れた鋼の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07278653A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2009072663A1 (ja) * | 2007-12-07 | 2009-06-11 | Nippon Steel Corporation | 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性が優れた鋼およびその製造方法 |
| WO2010134353A1 (ja) * | 2009-05-21 | 2010-11-25 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接用鋼材およびその製造方法 |
| WO2010134323A1 (ja) * | 2009-05-19 | 2010-11-25 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接用鋼材およびその製造方法 |
| CN104131225A (zh) * | 2014-07-30 | 2014-11-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 低成本超低温镍钢及其制造方法 |
| US9403242B2 (en) | 2011-03-24 | 2016-08-02 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Steel for welding |
-
1994
- 1994-04-14 JP JP6075599A patent/JPH07278653A/ja not_active Withdrawn
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JPWO2009072663A1 (ja) * | 2007-12-07 | 2011-04-28 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接熱影響部のｃｔｏｄ特性が優れた鋼およびその製造方法 |
| US8361248B2 (en) | 2007-12-07 | 2013-01-29 | Nippon Steel Corporation | Steel superior in CTOD properties of weld heat-affected zone and method of production of same |
| WO2010134323A1 (ja) * | 2009-05-19 | 2010-11-25 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接用鋼材およびその製造方法 |
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| WO2010134353A1 (ja) * | 2009-05-21 | 2010-11-25 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接用鋼材およびその製造方法 |
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| CN104131225A (zh) * | 2014-07-30 | 2014-11-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 低成本超低温镍钢及其制造方法 |
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