JPH11264048A - 溶接部靱性の優れた高強度鋼板 - Google Patents
溶接部靱性の優れた高強度鋼板Info
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- JPH11264048A JPH11264048A JP6505498A JP6505498A JPH11264048A JP H11264048 A JPH11264048 A JP H11264048A JP 6505498 A JP6505498 A JP 6505498A JP 6505498 A JP6505498 A JP 6505498A JP H11264048 A JPH11264048 A JP H11264048A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 溶接部靱性に優れたＡＰＩ規格Ｘ１００以上
の強度を有する鋼板を提供する。 【解決手段】 低Ｃ−Ｔｉ−Ｍｇ−ＲＥＭ−低Ａｌ系鋼
において、０．１μｍ以下のＭｇ系酸化物を含んだＴｉ
Ｎ系析出物と０．１μｍ以上のＴｉ−Ｍｇ−ＲＥＭを主
体とする酸化物とＭｎＳの複合体を含有させた高強度鋼
板。 【効果】 溶接部靱性に優れた高強度鋼板（Ｘ１００以
上）の提供が可能となった。その結果、パイプライン、
溶接構造物の安全性が著しく向上するとともに、施工能
率の向上が可能となった。
の強度を有する鋼板を提供する。 【解決手段】 低Ｃ−Ｔｉ−Ｍｇ−ＲＥＭ−低Ａｌ系鋼
において、０．１μｍ以下のＭｇ系酸化物を含んだＴｉ
Ｎ系析出物と０．１μｍ以上のＴｉ−Ｍｇ−ＲＥＭを主
体とする酸化物とＭｎＳの複合体を含有させた高強度鋼
板。 【効果】 溶接部靱性に優れた高強度鋼板（Ｘ１００以
上）の提供が可能となった。その結果、パイプライン、
溶接構造物の安全性が著しく向上するとともに、施工能
率の向上が可能となった。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、米国石油協会（Ａ
ＰＩ）規格でＸ１００以上（降伏強度で約６８９Ｎ／ｍ
ｍ2 以上）の高強度と優れた溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱
性を有する鋼板に関するものである。
ＰＩ）規格でＸ１００以上（降伏強度で約６８９Ｎ／ｍ
ｍ2 以上）の高強度と優れた溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱
性を有する鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】原油・天然ガスを長距離輸送するパイプ
ラインに使用するラインパイプは、（１）高圧化による
輸送効率の向上や、（２）薄肉化による現地での溶接能
率向上のため、ますます高張力化する傾向にある。これ
までにＡＰＩ規格でＸ８０までのラインパイプが実用化
されているが、さらに高強度のラインパイプに対するニ
−ズがでてきた。現在、Ｘ１００以上の超高強度ライン
パイプはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技報
Ｎｏ．１３８（１９９２），ｐｐ２４−３１およびＴｈ
ｅ ７ｔｈ Ｏｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ
ａｎｄ Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９
８８），Ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ１７９−１８５）を基
本に検討されているが、これらのラインパイプは低温靱
性、とくにＨＡＺ靱性などの点で多くの問題を抱えてお
り、これらを克服した画期的な高強度鋼板が望まれてい
る。
ラインに使用するラインパイプは、（１）高圧化による
輸送効率の向上や、（２）薄肉化による現地での溶接能
率向上のため、ますます高張力化する傾向にある。これ
までにＡＰＩ規格でＸ８０までのラインパイプが実用化
されているが、さらに高強度のラインパイプに対するニ
−ズがでてきた。現在、Ｘ１００以上の超高強度ライン
パイプはＸ８０級ラインパイプの製造法（ＮＫＫ技報
Ｎｏ．１３８（１９９２），ｐｐ２４−３１およびＴｈ
ｅ ７ｔｈ Ｏｆｆｓｈｏｒｅ Ｍｅｃｈａｎｉｃｓ
ａｎｄ Ａｒｃｔｉｃ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ（１９
８８），Ｖｏｌｕｍｅ Ｖ，ｐｐ１７９−１８５）を基
本に検討されているが、これらのラインパイプは低温靱
性、とくにＨＡＺ靱性などの点で多くの問題を抱えてお
り、これらを克服した画期的な高強度鋼板が望まれてい
る。
【０００３】低合金鋼のＨＡＺ靱性は、（１）結晶粒の
サイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ）、上
部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）
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
イズは低温靱性に大きな影響を与えることが知られてお
り、ＨＡＺ組織を微細化する数多くの技術が開発実用化
されている。例えば、ＴｉＮを微細に分散させ、４９０
Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改
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ペ−ジ）。しかしこれら
の析出物は溶融線近傍においては１４００℃以上の高温
にさらされるため大部分が粗大化あるいは溶解し、ＨＡ
Ｚ組織が粗大化してＨＡＺ靱性が劣化するという欠点を
有する。
サイズ、（２）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ* ）、上
部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）
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
イズは低温靱性に大きな影響を与えることが知られてお
り、ＨＡＺ組織を微細化する数多くの技術が開発実用化
されている。例えば、ＴｉＮを微細に分散させ、４９０
Ｎ／ｍｍ2 級高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改
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ペ−ジ）。しかしこれら
の析出物は溶融線近傍においては１４００℃以上の高温
にさらされるため大部分が粗大化あるいは溶解し、ＨＡ
Ｚ組織が粗大化してＨＡＺ靱性が劣化するという欠点を
有する。
【０００４】この問題に対して鋼中にＴｉ酸化物を微細
分散させて、溶接時のＨＡＺにおいて粒内アシキュラ−
フェライト（以下ＩＧＦと呼ぶ）を生成させることによ
り溶融線近傍のＨＡＺ組織は微細化され、ＨＡＺ靱性が
改善されることが特開昭６３−２１０２３５号公報、特
開平１−１５３２１号公報などに開示されている。しか
しながら、Ｘ１００以上の高強度になるとＴｉ酸化物か
らＩＧＦの生成は抑制され、ＨＡＺ靱性が劣化するた
め、Ｘ１００以上の高強度鋼板のＨＡＺ靱性の改善が強
く望まれている。
分散させて、溶接時のＨＡＺにおいて粒内アシキュラ−
フェライト（以下ＩＧＦと呼ぶ）を生成させることによ
り溶融線近傍のＨＡＺ組織は微細化され、ＨＡＺ靱性が
改善されることが特開昭６３−２１０２３５号公報、特
開平１−１５３２１号公報などに開示されている。しか
しながら、Ｘ１００以上の高強度になるとＴｉ酸化物か
らＩＧＦの生成は抑制され、ＨＡＺ靱性が劣化するた
め、Ｘ１００以上の高強度鋼板のＨＡＺ靱性の改善が強
く望まれている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は良好なＨＡＺ
靱性を有するＸ１００以上の高強度鋼板を提供するもの
である。
靱性を有するＸ１００以上の高強度鋼板を提供するもの
である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、重量％
で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｍｇ：０．００
０３〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０
０１０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜
０．００６％、Ｏ：０．００１〜０．００６％、に必要
に応じて、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．
１〜１．２％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１
〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．０
０１〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、残
部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｐ＝２．７Ｃ＋
０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）＋Ｍｏ＋Ｖの式で定義されるＰ値が２．５〜３．５
の範囲にあり、かつ粒子径が０．１〜５．０μｍのＴ
ｉ，Ｍｇ，ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳの複合体
を鋳造方向と直角方向の断面において５個／ｍｍ2以上
含有し、かつＭｇ系酸化物を含有した粒子径０．１μｍ
以下のＴｉＮを１００００個／ｍｍ2 以上含有すること
である。
で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｍｇ：０．００
０３〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．０
０１０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００１〜
０．００６％、Ｏ：０．００１〜０．００６％、に必要
に応じて、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．
１〜１．２％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．１
〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．０
０１〜０．００５％の一種または二種以上を含有し、残
部が鉄および不可避的不純物からなり、Ｐ＝２．７Ｃ＋
０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）＋Ｍｏ＋Ｖの式で定義されるＰ値が２．５〜３．５
の範囲にあり、かつ粒子径が０．１〜５．０μｍのＴ
ｉ，Ｍｇ，ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳの複合体
を鋳造方向と直角方向の断面において５個／ｍｍ2以上
含有し、かつＭｇ系酸化物を含有した粒子径０．１μｍ
以下のＴｉＮを１００００個／ｍｍ2 以上含有すること
である。
【０００７】以下に、本発明の高強度鋼板について詳細
に説明する。発明者らの研究によれば、ＨＡＺ靱性は
（１）鋼の化学成分、（２）組織（結晶粒の大きさと硬
化相の分散状態）に大きく依存し、鋼成分の適正化と結
晶粒の微細化が高靱性化に不可欠であると考えられる。
本発明の特徴は、低Ｃ−Ｔｉ−Ｍｇ−ＲＥＭ−低Ａｌ系
鋼において、（１）溶融線近傍においても粗大・溶解し
ない０．１μｍ以下のＭｇ系酸化物を含んだ微細なＴｉ
Ｎ析出物を含有し、（２）１００μｍ以下の比較的小さ
なオ−ステナイト（γ）粒内からでもＩＧＦの生成能に
優れた０．１μｍ以上のＴｉ−Ｍｇ−ＲＥＭを主体とす
る酸化物とＭｎＳとの複合体を含有させることにより、
ＨＡＺ全域に渡って組織を微細化してＨＡＺ靱性を向上
させることにある。
に説明する。発明者らの研究によれば、ＨＡＺ靱性は
（１）鋼の化学成分、（２）組織（結晶粒の大きさと硬
化相の分散状態）に大きく依存し、鋼成分の適正化と結
晶粒の微細化が高靱性化に不可欠であると考えられる。
本発明の特徴は、低Ｃ−Ｔｉ−Ｍｇ−ＲＥＭ−低Ａｌ系
鋼において、（１）溶融線近傍においても粗大・溶解し
ない０．１μｍ以下のＭｇ系酸化物を含んだ微細なＴｉ
Ｎ析出物を含有し、（２）１００μｍ以下の比較的小さ
なオ−ステナイト（γ）粒内からでもＩＧＦの生成能に
優れた０．１μｍ以上のＴｉ−Ｍｇ−ＲＥＭを主体とす
る酸化物とＭｎＳとの複合体を含有させることにより、
ＨＡＺ全域に渡って組織を微細化してＨＡＺ靱性を向上
させることにある。
【０００８】従来よりＴｉＮを微細に分散させた鋼では
１３５０℃に再加熱される領域まではγ粒の粗大化を抑
制してＨＡＺ組織の微細化に有効であった。しかし１４
００℃以上の高温にさらされる溶融線近傍ではＴｉＮ粒
子は粗大かつ溶解するためにγ粒の抑制効果はほとんど
消滅する。そこで、１４００℃以上の高温でも安定な析
出物について鋭意検討した結果、微細なＭｇ系酸化物を
核として生成したＴｉＮ粒子は１４００℃以上の高温で
も粗大・溶解しにくくなり、溶融線近傍のγ粒の粗大化
抑制に大きな効果があることが判明した。従来の鋼では
溶融線近傍のγ粒径は２００μｍ以上となるのに対し
て、本発明鋼では０．１μｍ以下の酸化物を核として生
成したＴｉＮ粒子を１００００個／ｍｍ2 以上含有させ
ることによりγ粒径を１００μｍ以下にすることができ
る。
１３５０℃に再加熱される領域まではγ粒の粗大化を抑
制してＨＡＺ組織の微細化に有効であった。しかし１４
００℃以上の高温にさらされる溶融線近傍ではＴｉＮ粒
子は粗大かつ溶解するためにγ粒の抑制効果はほとんど
消滅する。そこで、１４００℃以上の高温でも安定な析
出物について鋭意検討した結果、微細なＭｇ系酸化物を
核として生成したＴｉＮ粒子は１４００℃以上の高温で
も粗大・溶解しにくくなり、溶融線近傍のγ粒の粗大化
抑制に大きな効果があることが判明した。従来の鋼では
溶融線近傍のγ粒径は２００μｍ以上となるのに対し
て、本発明鋼では０．１μｍ以下の酸化物を核として生
成したＴｉＮ粒子を１００００個／ｍｍ2 以上含有させ
ることによりγ粒径を１００μｍ以下にすることができ
る。
【０００９】また、従来１００μｍ程度まで抑制された
γ粒内からＩＧＦを生成させることはできなかった。こ
れはＩＧＦの生成する温度よりもγ粒界に生成するフェ
ライトの生成温度が高く、γ粒界から生成したフェライ
トにγ粒内が覆われてしまうためＩＧＦの生成が困難で
あった。そこで、比較的小さなγ粒内からでもＩＧＦを
生成させる酸化物の種類について鋭意検討した結果、Ｔ
ｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸化物（酸化物中に占め
るＴｉ＋Ｍｇ＋ＲＥＭの割合が５０％以上）は酸化物上
へのＭｎＳの析出を促進し、この酸化物とＭｎＳとの複
合体はＩＧＦの生成能に優れ、０．１μｍ以上の酸化物
とＭｎＳの複合体を５個／ｍｍ2 以上含有させることに
より小さなγ粒内においてもＩＧＦが顕著に生成するこ
とが判明した。
γ粒内からＩＧＦを生成させることはできなかった。こ
れはＩＧＦの生成する温度よりもγ粒界に生成するフェ
ライトの生成温度が高く、γ粒界から生成したフェライ
トにγ粒内が覆われてしまうためＩＧＦの生成が困難で
あった。そこで、比較的小さなγ粒内からでもＩＧＦを
生成させる酸化物の種類について鋭意検討した結果、Ｔ
ｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸化物（酸化物中に占め
るＴｉ＋Ｍｇ＋ＲＥＭの割合が５０％以上）は酸化物上
へのＭｎＳの析出を促進し、この酸化物とＭｎＳとの複
合体はＩＧＦの生成能に優れ、０．１μｍ以上の酸化物
とＭｎＳの複合体を５個／ｍｍ2 以上含有させることに
より小さなγ粒内においてもＩＧＦが顕著に生成するこ
とが判明した。
【００１０】すなわち，本発明の要点は、Ｔｉ，Ｍｇ，
ＲＥＭ、Ａｌ、Ｓ、Ｎ量を限定することにより、（１）
０．１μｍ以下のＭｇ系酸化物を含んだＴｉＮ系微細析
出物を含有させて溶融線近傍においてもγ粒の粗大化を
抑制させること、（２）０．１μｍ以上のＴｉ、Ｍｇ、
ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳとの複合体を含有さ
せて比較的小さなγ粒内からＩＧＦを生成させて、ＨＡ
Ｚ全域にわたり組織を微細化してＨＡＺ靱性を向上させ
ることである。
ＲＥＭ、Ａｌ、Ｓ、Ｎ量を限定することにより、（１）
０．１μｍ以下のＭｇ系酸化物を含んだＴｉＮ系微細析
出物を含有させて溶融線近傍においてもγ粒の粗大化を
抑制させること、（２）０．１μｍ以上のＴｉ、Ｍｇ、
ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳとの複合体を含有さ
せて比較的小さなγ粒内からＩＧＦを生成させて、ＨＡ
Ｚ全域にわたり組織を微細化してＨＡＺ靱性を向上させ
ることである。
【００１１】上記の酸化物や析出物を鋼中に含有させる
ためにはＴｉ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ａｌ、Ｓ、Ｎ量の適正化
が重要である。このためにＴｉ，Ｍｇ，ＲＥＭ、Ａｌ、
Ｓ、Ｎ量をそれぞれＴｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０
００３〜０．００１０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｓ：
０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００
６％に限定する必要がある。
ためにはＴｉ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ａｌ、Ｓ、Ｎ量の適正化
が重要である。このためにＴｉ，Ｍｇ，ＲＥＭ、Ａｌ、
Ｓ、Ｎ量をそれぞれＴｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００２０％、ＲＥＭ：０．０
００３〜０．００１０％、Ａｌ：０．０１％以下、Ｓ：
０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００１〜０．００
６％に限定する必要がある。
【００１２】Ｔｉ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｓ、Ｎ量の下限はＴ
ｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳの複合体
およびＭｇ酸化物を含むＴｉＮ粒子を生成させるための
必要最小量である。Ｔｉ量の上限はＴｉＣの生成による
ＨＡＺ靱性の劣化を防止するためである。ＭｇおよびＲ
ＥＭの多量添加はＨＡＺ靱性を劣化させるためにその上
限の値をそれぞれ０．００２０％、０．００１０％とし
た。Ｎ量の上限はスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱
性の劣化を防止するためである。
ｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳの複合体
およびＭｇ酸化物を含むＴｉＮ粒子を生成させるための
必要最小量である。Ｔｉ量の上限はＴｉＣの生成による
ＨＡＺ靱性の劣化を防止するためである。ＭｇおよびＲ
ＥＭの多量添加はＨＡＺ靱性を劣化させるためにその上
限の値をそれぞれ０．００２０％、０．００１０％とし
た。Ｎ量の上限はスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱
性の劣化を防止するためである。
【００１３】また、Ｔｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸
化物を生成させるためにはＡｌ量の上限を０．０１％と
する。Ａｌ量が０．０１％を超えると酸化物中にＡｌが
多く含有し、優れたＩＧＦ生成能が得られなくなるため
である。Ｓの上限はＭｎＳの多量生成による母材靱性の
劣化を防止するためである。しかし、たとえ鋼中にＴ
ｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳとの複合
体とＭｇ系酸化物を含むＴｉＮ粒子を鋼中に分散させる
ことができても基本成分が適当でないと優れたＨＡＺ靱
性は得られない。
化物を生成させるためにはＡｌ量の上限を０．０１％と
する。Ａｌ量が０．０１％を超えると酸化物中にＡｌが
多く含有し、優れたＩＧＦ生成能が得られなくなるため
である。Ｓの上限はＭｎＳの多量生成による母材靱性の
劣化を防止するためである。しかし、たとえ鋼中にＴ
ｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳとの複合
体とＭｇ系酸化物を含むＴｉＮ粒子を鋼中に分散させる
ことができても基本成分が適当でないと優れたＨＡＺ靱
性は得られない。
【００１４】以下に、その他の基本成分の限定理由につ
いて説明する。Ｃの下限０．０１％は母材および溶接部
の強度、低温靱性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による析
出硬化、結晶粒の微細化効果を発揮させるための最小量
である。しかしＣ量が多過ぎると低温靱性、現地溶接性
の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とした。Ｓ
ｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く
添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるので、
上限を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分で
あり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
いて説明する。Ｃの下限０．０１％は母材および溶接部
の強度、低温靱性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による析
出硬化、結晶粒の微細化効果を発揮させるための最小量
である。しかしＣ量が多過ぎると低温靱性、現地溶接性
の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とした。Ｓ
ｉは脱酸や強度向上のため添加する元素であるが、多く
添加すると現地溶接性、ＨＡＺ靱性を劣化させるので、
上限を０．６％とした。鋼の脱酸はＴｉのみでも十分で
あり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。
【００１５】Ｍｎは強度、低温靱性を確保する上で不可
欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡ
Ｚ靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏
析を助長し、低温靱性も劣化させるので上限を２．５％
とした。本発明において不可避的不純物元素であるＰ量
を０．０１５％以下とする。この主たる理由は母材およ
びＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためである。
Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減させて、
粒界破壊を防止し低温靱性を向上させる。
欠な元素であり、その下限は０．８％である。しかしＭ
ｎが多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、ＨＡ
Ｚ靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏
析を助長し、低温靱性も劣化させるので上限を２．５％
とした。本発明において不可避的不純物元素であるＰ量
を０．０１５％以下とする。この主たる理由は母材およ
びＨＡＺの低温靱性をより一層向上させるためである。
Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減させて、
粒界破壊を防止し低温靱性を向上させる。
【００１６】Ｎｂはγ粒界に生成するフェライトを抑制
して、Ｔｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳ
の複合体を核とするＩＧＦの生成を促進させる働きがあ
る。この効果を得るためには最低０．０１％のＮｂ量が
必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎるとＨＡＺ
靱性が劣化するので、その上限の値を０．０５％とし
た。ＯはＴｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸化物を生成
させるために０．００１％以上必要である。しかし多す
ぎると非金属介在物の生成により鋼の清浄度や母材低温
靱性の劣化を招くため、上限の値を０．００６％とし
た。
して、Ｔｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳ
の複合体を核とするＩＧＦの生成を促進させる働きがあ
る。この効果を得るためには最低０．０１％のＮｂ量が
必要である。しかしながら、Ｎｂ量が多すぎるとＨＡＺ
靱性が劣化するので、その上限の値を０．０５％とし
た。ＯはＴｉ、Ｍｇ、ＲＥＭを主体とする酸化物を生成
させるために０．００１％以上必要である。しかし多す
ぎると非金属介在物の生成により鋼の清浄度や母材低温
靱性の劣化を招くため、上限の値を０．００６％とし
た。
【００１７】次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃａ
を添加する理由について説明する。基本成分にさらにこ
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・低温靱性などの特性の向上を図る
ためである。従って、その添加量は自ら制限されるべき
性質のものである。Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響
をおよぼすことなく母材の強度、低温靱性を向上させる
が、０．１％以下では効果が薄く、１．０％以上の添加
は溶接性に好ましくないためにその上限の値を１．０％
とした。
を添加する理由について説明する。基本成分にさらにこ
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・低温靱性などの特性の向上を図る
ためである。従って、その添加量は自ら制限されるべき
性質のものである。Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靱性に悪影響
をおよぼすことなく母材の強度、低温靱性を向上させる
が、０．１％以下では効果が薄く、１．０％以上の添加
は溶接性に好ましくないためにその上限の値を１．０％
とした。
【００１８】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有するとと
もに耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、
０．１％以上の添加が必要である。しかし過剰に添加す
ると析出硬化により母材、ＨＡＺの靱性劣化や熱間圧延
時にＣｕ−クラックが発生するために、その上限の値を
１．２％とした。Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させ
る効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しか
し、多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は１．０％とした。
もに耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、
０．１％以上の添加が必要である。しかし過剰に添加す
ると析出硬化により母材、ＨＡＺの靱性劣化や熱間圧延
時にＣｕ−クラックが発生するために、その上限の値を
１．２％とした。Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させ
る効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しか
し、多過ぎると現地溶接性やＨＡＺ靱性を著しく劣化さ
せる。このためＣｒ量の上限は１．０％とした。
【００１９】Ｍｏは母材および溶接部の強度を上昇させ
る元素であるが、１．０％を超えるとＣｒと同様に母
材、ＨＡＺの靱性および溶接性を劣化させる。また０．
１％以下の添加ではその効果が薄い。ＶはほぼＮｂと同
様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して格段に
弱い。その効果を発揮させるためには０．０１％以上の
添加が必要である。また上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性
の点から０．１０％まで許容できる。
る元素であるが、１．０％を超えるとＣｒと同様に母
材、ＨＡＺの靱性および溶接性を劣化させる。また０．
１％以下の添加ではその効果が薄い。ＶはほぼＮｂと同
様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して格段に
弱い。その効果を発揮させるためには０．０１％以上の
添加が必要である。また上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性
の点から０．１０％まで許容できる。
【００２０】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ
−の増加など）させるほか、耐サワ−性の向上にも著し
い効果を発揮する。０．００１％以下ではその効果が薄
く、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−Ｃａ
Ｓが大量に生成してクラスタ−、大型介在物となり、鋼
の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を
およぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００
５％に制限した。
低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ
−の増加など）させるほか、耐サワ−性の向上にも著し
い効果を発揮する。０．００１％以下ではその効果が薄
く、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−Ｃａ
Ｓが大量に生成してクラスタ−、大型介在物となり、鋼
の清浄度を害するだけでなく、現地溶接性にも悪影響を
およぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００
５％に制限した。
【００２１】以上の個々の添加元素の限定に加えて本発
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖで示す値を
２．５≦Ｐ≦３．５に制限する必要がある。これはＨＡ
Ｚ靱性、現地溶接性を損なうことなく、目的とする強度
・低温靱性バランスを達成するためである。Ｐ値の下限
を２．５としたのはＸ１００以上の強度と優れた低温靱
性を得るためである。またＰ値の上限を３．５としたの
は優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性を維持するためであ
る。
明では、さらにＰ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．
８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖで示す値を
２．５≦Ｐ≦３．５に制限する必要がある。これはＨＡ
Ｚ靱性、現地溶接性を損なうことなく、目的とする強度
・低温靱性バランスを達成するためである。Ｐ値の下限
を２．５としたのはＸ１００以上の強度と優れた低温靱
性を得るためである。またＰ値の上限を３．５としたの
は優れたＨＡＺ靱性、現地溶接性を維持するためであ
る。
【００２２】なお、本発明における微細粒子の測定方法
について以下に説明する。０．１μｍ以下の微細なＭｇ
酸化物を含むＴｉＮ析出物は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）
を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも
１０００μｍ2 以上の面積を観察してその個数を求め
る。Ｍｇ酸化物の含有の有無についてはエネルギ−分散
型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析とＸ線回折によ
る構造解析が望ましい。また０．１μｍ以上のＩＧＦの
生成に寄与する酸化物の個数は光学顕微鏡にて１０００
倍の倍率かつ４ｍｍ2 の視野で測定した。その後ＥＰＭ
Ａにより酸化物へのＭｎＳの析出状態を観察する。
について以下に説明する。０．１μｍ以下の微細なＭｇ
酸化物を含むＴｉＮ析出物は透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）
を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも
１０００μｍ2 以上の面積を観察してその個数を求め
る。Ｍｇ酸化物の含有の有無についてはエネルギ−分散
型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析とＸ線回折によ
る構造解析が望ましい。また０．１μｍ以上のＩＧＦの
生成に寄与する酸化物の個数は光学顕微鏡にて１０００
倍の倍率かつ４ｍｍ2 の視野で測定した。その後ＥＰＭ
Ａにより酸化物へのＭｎＳの析出状態を観察する。
【００２３】
【実施例】本発明の実施例について述べる。転炉−連続
鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から厚板圧延、加速冷却法
により鋼板を製造して、諸性質を調査した。溶接部の特
性は各鋼板を内外面１層のＳＡＷ（サブマ−ジドア−ク
溶接）を実施した後、鋼板１／２ｔ部より採取したシャ
ルピ−試験片を用いて評価した。ノッチ位置は内面溶接
と外面溶接の溶接金属が交わる点とした。実施例を表１
〜３に示す。本発明の鋼板は優れた強度・低温靱性およ
びＨＡＺ靱性を有する。これに対して比較鋼は化学成分
や酸化物の種類や個数が適切でなく、いずれかの特性が
劣る。
鋳造法で種々の鋼成分の鋼片から厚板圧延、加速冷却法
により鋼板を製造して、諸性質を調査した。溶接部の特
性は各鋼板を内外面１層のＳＡＷ（サブマ−ジドア−ク
溶接）を実施した後、鋼板１／２ｔ部より採取したシャ
ルピ−試験片を用いて評価した。ノッチ位置は内面溶接
と外面溶接の溶接金属が交わる点とした。実施例を表１
〜３に示す。本発明の鋼板は優れた強度・低温靱性およ
びＨＡＺ靱性を有する。これに対して比較鋼は化学成分
や酸化物の種類や個数が適切でなく、いずれかの特性が
劣る。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】鋼１１はＣ量が多すぎるため、母材および
ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１２はＴｉが添加されていないた
め、母材およびＨＡＺ靱性が劣る。鋼１３はＴｉ量が多
すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１４はＭｇが添加さ
れていないため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１５はＭｇ量が
多すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１６はＲＥＭが添
加されていないため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１７はＲＥ
Ｍ量が多すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１８はＡｌ
量が多すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１９はＰ値が
低すぎるためＸ１００としての強度が得られない。
ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１２はＴｉが添加されていないた
め、母材およびＨＡＺ靱性が劣る。鋼１３はＴｉ量が多
すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１４はＭｇが添加さ
れていないため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１５はＭｇ量が
多すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１６はＲＥＭが添
加されていないため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１７はＲＥ
Ｍ量が多すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１８はＡｌ
量が多すぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１９はＰ値が
低すぎるためＸ１００としての強度が得られない。
【００２８】鋼２０はＰ値が高すぎるため、ＨＡＺ靱性
が劣る。鋼２１は０．１μm 以上の酸化物中に主として
含有する元素がＡｌ，Ｍｇ，ＲＥＭであり、Ｔｉ，Ｍ
ｇ，ＲＥＭの含有する割合が５０％以下であるため、Ｈ
ＡＺ靱性が劣る。鋼２２は０．１μｍ以上の酸化物中に
主として含有する元素がＴｉ，Ｍｇであり、Ｔｉ，Ｍ
ｇ，ＲＥＭの含有する割合が５０％以下であるため，Ｈ
ＡＺ靱性が劣る。鋼２３は０．１μｍ以上の酸化物にＭ
ｎＳが析出していないため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼２４
は０．１μｍ以上の酸化物の個数が少なすぎるため、Ｈ
ＡＺ靱性が劣る。鋼２５は０．１μｍ以下のＴｉＮ析出
物の中にＭｇ系酸化物を含まないため、ＨＡＺ靱性が劣
る。鋼２６は０．１μｍ以下のＴｉＮ析出物の個数が少
なすぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。
が劣る。鋼２１は０．１μm 以上の酸化物中に主として
含有する元素がＡｌ，Ｍｇ，ＲＥＭであり、Ｔｉ，Ｍ
ｇ，ＲＥＭの含有する割合が５０％以下であるため、Ｈ
ＡＺ靱性が劣る。鋼２２は０．１μｍ以上の酸化物中に
主として含有する元素がＴｉ，Ｍｇであり、Ｔｉ，Ｍ
ｇ，ＲＥＭの含有する割合が５０％以下であるため，Ｈ
ＡＺ靱性が劣る。鋼２３は０．１μｍ以上の酸化物にＭ
ｎＳが析出していないため、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼２４
は０．１μｍ以上の酸化物の個数が少なすぎるため、Ｈ
ＡＺ靱性が劣る。鋼２５は０．１μｍ以下のＴｉＮ析出
物の中にＭｇ系酸化物を含まないため、ＨＡＺ靱性が劣
る。鋼２６は０．１μｍ以下のＴｉＮ析出物の個数が少
なすぎるため、ＨＡＺ靱性が劣る。
【００２９】
【発明の効果】本発明により低温靱性、とくにＨＡＺ靱
性に優れた超高強度鋼板（ＡＰＩ規格Ｘ１００以上）が
安定して製造できるようになった。その結果、溶接構造
物やパイプラインの安全性が著しく向上するとともに、
施工能率が飛躍的に改善された。
性に優れた超高強度鋼板（ＡＰＩ規格Ｘ１００以上）が
安定して製造できるようになった。その結果、溶接構造
物やパイプラインの安全性が著しく向上するとともに、
施工能率が飛躍的に改善された。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ｍｇ：０．０００３〜０．００２０％、 ＲＥＭ：０．０００３〜０．００１０％、 Ａｌ：０．０１％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ：０．００１〜０．００６％、 に残部が鉄および不可避的不純物からなり、下記の式で
定義されるＰ値が２．５〜３．５の範囲にあり、かつ粒
子径が０．１〜５．０μｍのＴｉ，Ｍｇ，ＲＥＭを主体
とする酸化物とＭｎＳの複合体を５個／ｍｍ2 以上含有
し、かつＭｇ系酸化物を含有した粒子径０．１μｍ以下
のＴｉＮを１００００個／ｍｍ2 以上含有することを特
徴とする溶接部靱性の優れた高強度鋼板。 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０１〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．００１〜０．００５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ｍｇ：０．０００３〜０．００２０％、 ＲＥＭ：０．０００３〜０．００１０％、 Ａｌ：０．０１％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ：０．００１〜０．００６％、 に必要に応じて、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．２％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなり、下記の式で定義されるＰ値が２．５
〜３．５の範囲にあり、かつ粒子径が０．１〜５．０μ
ｍのＴｉ，Ｍｇ，ＲＥＭを主体とする酸化物とＭｎＳの
複合体を５個／ｍｍ2 以上含有し、かつＭｇ系酸化物を
含有した粒子径０．１μｍ以下のＴｉＮを１００００個
／ｍｍ2 以上含有することを特徴とする溶接部靱性の優
れた高強度鋼板。 Ｐ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6505498A JPH11264048A (ja) | 1998-03-16 | 1998-03-16 | 溶接部靱性の優れた高強度鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6505498A JPH11264048A (ja) | 1998-03-16 | 1998-03-16 | 溶接部靱性の優れた高強度鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11264048A true JPH11264048A (ja) | 1999-09-28 |
Family
ID=13275867
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6505498A Withdrawn JPH11264048A (ja) | 1998-03-16 | 1998-03-16 | 溶接部靱性の優れた高強度鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11264048A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001086013A1 (fr) * | 2000-05-09 | 2001-11-15 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier epaisse excellente du point de vue de ses caracteristiques ctod dans la zone affectee par la chaleur du soudage et dont la limite conventionnelle d'elasticite est superieure ou egale a 460 mpa |
| KR100470054B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의 복합산화물을 갖는 고강도용접구조용 강재와 그 제조방법 |
| EP1538224A4 (en) * | 2002-07-23 | 2005-09-21 | Nippon Steel Corp | STEEL PRODUCT WITH REDUCED AMOUNT OF ALUMINUM OXIDE CLUSTERS |
| WO2014148447A1 (ja) | 2013-03-22 | 2014-09-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 |
| JP2018024908A (ja) * | 2016-08-09 | 2018-02-15 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
| JP2018024907A (ja) * | 2016-08-09 | 2018-02-15 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板およびその鋼板の製造方法 |
-
1998
- 1998-03-16 JP JP6505498A patent/JPH11264048A/ja not_active Withdrawn
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001086013A1 (fr) * | 2000-05-09 | 2001-11-15 | Nippon Steel Corporation | Tole d'acier epaisse excellente du point de vue de ses caracteristiques ctod dans la zone affectee par la chaleur du soudage et dont la limite conventionnelle d'elasticite est superieure ou egale a 460 mpa |
| KR100470054B1 (ko) * | 2000-11-24 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | ＴｉＮ석출물과 Ｍｇ-Ｔｉ의 복합산화물을 갖는 고강도용접구조용 강재와 그 제조방법 |
| EP1538224A4 (en) * | 2002-07-23 | 2005-09-21 | Nippon Steel Corp | STEEL PRODUCT WITH REDUCED AMOUNT OF ALUMINUM OXIDE CLUSTERS |
| EP1978123A1 (en) * | 2002-07-23 | 2008-10-08 | Nippon Steel Corporation | Steels with few alumina clusters |
| US7776162B2 (en) | 2002-07-23 | 2010-08-17 | Nippon Steel Corporation | Steels with few alumina clusters |
| WO2014148447A1 (ja) | 2013-03-22 | 2014-09-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 |
| KR20150119391A (ko) | 2013-03-22 | 2015-10-23 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 용접 열 영향부의 인성이 우수한 강재 |
| JP2018024908A (ja) * | 2016-08-09 | 2018-02-15 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板および鋼板の製造方法 |
| JP2018024907A (ja) * | 2016-08-09 | 2018-02-15 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板およびその鋼板の製造方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20050607 |