JP3522564B2 - 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板Info
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は溶接熱影響部（Ｈｅ
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた５００〜６００ＭＰａ級高張力鋼板である。本発明
鋼板は、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、
海洋構造物、タンクなどの各種の溶接鋼構造物に用いら
れる。本発明鋼板は小入熱溶接から超大入熱溶接までの
広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靱性を有する。
ａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優
れた５００〜６００ＭＰａ級高張力鋼板である。本発明
鋼板は、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、
海洋構造物、タンクなどの各種の溶接鋼構造物に用いら
れる。本発明鋼板は小入熱溶接から超大入熱溶接までの
広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靱性を有する。
【０００２】
【従来の技術】ＨＡＺにおいては溶融線に近づくほど溶
接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００
℃以上に加熱される領域では加熱オーステナイト（γ）
が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大
化して靭性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きく
なるほど顕著である。
接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００
℃以上に加熱される領域では加熱オーステナイト（γ）
が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大
化して靭性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きく
なるほど顕著である。
【０００３】このような問題点を解決する手段として、
特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２
６２６号公報、、特開昭６３−２１０２３５号公報、特
開平２−２５０９１７号公報、特願平１−７３３２０号
公報は、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭ
ｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極
的に生成せしめ、ＨＡＺ靭性の向上をはかってきた。し
かしながら、これらの技術によって製造された鋼も、溶
接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接Ｈ
ＡＺにおいては十分な靭性を得ることは困難であった。
特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２
６２６号公報、、特開昭６３−２１０２３５号公報、特
開平２−２５０９１７号公報、特願平１−７３３２０号
公報は、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭ
ｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極
的に生成せしめ、ＨＡＺ靭性の向上をはかってきた。し
かしながら、これらの技術によって製造された鋼も、溶
接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接Ｈ
ＡＺにおいては十分な靭性を得ることは困難であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、溶接入熱量
が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接においても
良好なＨＡＺ靭性を有する５００〜６００ＭＰａ級の高
張力鋼板を提供することを課題とする。
が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接においても
良好なＨＡＺ靭性を有する５００〜６００ＭＰａ級の高
張力鋼板を提供することを課題とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、ＴｉＮの
析出挙動と酸化物組成との関係を鋭意検討し、ＴｉＮを
地鉄中に微細に数多く析出させる手段を見いだした。こ
れによって、ＴｉＮによるγ粒成長抑制効果を従来より
も高めることが可能となり、溶融線近傍ＨＡＺのγ粒を
小さく保つことが可能となった。同時に、酸化物を介し
てＭｎＳを微細に数多く分散させ、これを核として粒内
変態フェライトの生成を従来にも増して促す手段を見い
だした。このようなγ粒細粒化と粒内変態フェライト生
成を高い次元で両立することで、ＨＡＺ靭性の優れた鋼
を発明するに至った。
析出挙動と酸化物組成との関係を鋭意検討し、ＴｉＮを
地鉄中に微細に数多く析出させる手段を見いだした。こ
れによって、ＴｉＮによるγ粒成長抑制効果を従来より
も高めることが可能となり、溶融線近傍ＨＡＺのγ粒を
小さく保つことが可能となった。同時に、酸化物を介し
てＭｎＳを微細に数多く分散させ、これを核として粒内
変態フェライトの生成を従来にも増して促す手段を見い
だした。このようなγ粒細粒化と粒内変態フェライト生
成を高い次元で両立することで、ＨＡＺ靭性の優れた鋼
を発明するに至った。
【０００６】本発明の要旨は以下のとおりである。
（１） 重量％でＣ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．
４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％
以下、Ｓ：０．０００５〜０．００６％、Ａｌ：０．０
０５％以下、Ｔｉ：０．００７〜０．０２５％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．００１〜０．０
０４％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、を含有し、重
量％を用いて下記の（１）〜（４）式で計算される有効
ＴｉＮ量が０．００７％以上であり、そして、残部が鉄
および不可避的不純物からなる化学成分を有し、大きさ
が０．５〜１０μｍで平均組成が重量％で （ａ）Ｔｉ≦１５％ （ｂ）Ｍｇ≧５％ （ｃ）Ｍｎ≧５％ である酸化物が２０個／ｍｍ2以上存在することを特徴
とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。Ｏ−０．６６Ｍ
ｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ） ・・・（１） Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・（４）
４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％
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０５％以下、Ｔｉ：０．００７〜０．０２５％、Ｍｇ：
０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．００１〜０．０
０４％、Ｎ：０．００２〜０．００６％、を含有し、重
量％を用いて下記の（１）〜（４）式で計算される有効
ＴｉＮ量が０．００７％以上であり、そして、残部が鉄
および不可避的不純物からなる化学成分を有し、大きさ
が０．５〜１０μｍで平均組成が重量％で （ａ）Ｔｉ≦１５％ （ｂ）Ｍｇ≧５％ （ｃ）Ｍｎ≧５％ である酸化物が２０個／ｍｍ2以上存在することを特徴
とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。Ｏ−０．６６Ｍ
ｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ） ・・・（１） Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・（４）
【０００７】（２） 重量％でＣ：０．０３〜０．２
％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００６
％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｔｉ：０．００７〜０．
０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｏ：
０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００２〜０．００
６％、を含有し、更に、Ｃａ：０．０００３〜０．００
３％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％、Ｚｒ：
０．０００３〜０．００３％Ｃｕ：１．５％以下、Ｎ
ｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０
％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ ：０．０５％以
下、Ｂ ：０．００２％以下のいずれか一つ、あるいは
複数を含有し、重量％を用いて下記の（１）〜（４）式
で計算される有効ＴｉＮ量が０．００７％以上であり、
そして、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成
分を有し、大きさが０．５〜１０μｍで平均組成が重量
％で （ａ）Ｔｉ≦１５％ （ｂ）Ｍｇ≧５％ （ｃ）ＲＥＭ＋Ｃａ＋Ｚｒ≧５％ （ｄ）Ｍｇ＋ＲＥＭ＋Ｃａ＋Ｚｒ≧１５％ （ｅ）Ｍｎ≧５％ である酸化物が２０個／ｍｍ2以上存在することを特徴
とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。Ｏ−０．６６Ｍ
ｇ−０．４０Ｃａ−０．１７ＲＥＭ−０．１８Ｚｒ−
０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ
−０．１７ＲＥＭ−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ）・・
・（１） Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ−０．１７ＲＥＭ−
０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・（４）
％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、
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％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ ：０．０５％以
下、Ｂ ：０．００２％以下のいずれか一つ、あるいは
複数を含有し、重量％を用いて下記の（１）〜（４）式
で計算される有効ＴｉＮ量が０．００７％以上であり、
そして、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成
分を有し、大きさが０．５〜１０μｍで平均組成が重量
％で （ａ）Ｔｉ≦１５％ （ｂ）Ｍｇ≧５％ （ｃ）ＲＥＭ＋Ｃａ＋Ｚｒ≧５％ （ｄ）Ｍｇ＋ＲＥＭ＋Ｃａ＋Ｚｒ≧１５％ （ｅ）Ｍｎ≧５％ である酸化物が２０個／ｍｍ2以上存在することを特徴
とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。Ｏ−０．６６Ｍ
ｇ−０．４０Ｃａ−０．１７ＲＥＭ−０．１８Ｚｒ−
０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ
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・（１） Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ−０．１７ＲＥＭ−
０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・（４）
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
【０００９】例えば、鉄と鋼、６５（１９７９）、１２
３２に報告されるように、溶接のような短時間の加熱に
おいては、鋼板でのＴｉＮの分散状態の違いが溶接加熱
時にまで持ち越される。従って、鋼板で従来よりも微細
に数多くＴｉＮを分散させることができれば、溶接時の
ピンニング力を向上させることが可能である。鋼板での
ＴｉＮ分散状態は、鋳造工程の凝固冷却時におけるＴｉ
Ｎの初期析出挙動、あるいは、厚板製造工程の鋳片再加
熱時におけるＴｉＮのオストワルド成長挙動できまる
が、前者が支配的である。凝固冷却時でのＴｉＮの析出
は、δフェライトあるいはγで生じる。このとき、Ｔｉ
Ｎの優先析出サイトは広義の格子欠陥とみなされる。こ
こでの格子欠陥とは、おおよそ０．５〜１０μｍの酸化
物などの介在物と、地鉄中の転位、粒界、ミクロ偏析な
どに大別される。両者の分散状態を比べると、その数は
後者が圧倒的に多く、地鉄中の格子欠陥を利用すること
がＴｉＮ微細分散の観点から有効といえる。そこで発明
者らは、粗に分散する酸化物上ではなく、密に分散する
地鉄中の格子欠陥にＴｉＮを優先析出させることを検討
した。その結果、以下のような特定の酸化物組成のとき
にＴｉＮが酸化物上に析出しにくいことを見いだした。
３２に報告されるように、溶接のような短時間の加熱に
おいては、鋼板でのＴｉＮの分散状態の違いが溶接加熱
時にまで持ち越される。従って、鋼板で従来よりも微細
に数多くＴｉＮを分散させることができれば、溶接時の
ピンニング力を向上させることが可能である。鋼板での
ＴｉＮ分散状態は、鋳造工程の凝固冷却時におけるＴｉ
Ｎの初期析出挙動、あるいは、厚板製造工程の鋳片再加
熱時におけるＴｉＮのオストワルド成長挙動できまる
が、前者が支配的である。凝固冷却時でのＴｉＮの析出
は、δフェライトあるいはγで生じる。このとき、Ｔｉ
Ｎの優先析出サイトは広義の格子欠陥とみなされる。こ
こでの格子欠陥とは、おおよそ０．５〜１０μｍの酸化
物などの介在物と、地鉄中の転位、粒界、ミクロ偏析な
どに大別される。両者の分散状態を比べると、その数は
後者が圧倒的に多く、地鉄中の格子欠陥を利用すること
がＴｉＮ微細分散の観点から有効といえる。そこで発明
者らは、粗に分散する酸化物上ではなく、密に分散する
地鉄中の格子欠陥にＴｉＮを優先析出させることを検討
した。その結果、以下のような特定の酸化物組成のとき
にＴｉＮが酸化物上に析出しにくいことを見いだした。
【００１０】（ａ）Ｔｉ≦１５重量％
（ｂ）Ｍｇ≧５重量％
（ｃ）ＲＥＭ＋Ｃａ＋Ｚｒ≧５重量％
（ｄ）Ｍｇ＋ＲＥＭ＋Ｃａ＋Ｚｒ≧１５重量％
酸化物の組成を上記の範囲に制御することで、ＴｉＮは
これらの酸化物上に析出できなくなり、その反動で地鉄
中の格子欠陥への析出が促進される。（ａ）が示すよう
に、酸化物中のＴｉ含有量が１５％以下であれば、酸化
物が固溶Ｎを引きつける力が弱まり、また、酸化物の内
部からその表面に供給できるＴｉも少ないため、酸化物
上にＴｉＮは析出しにくい。Ｔｉ含有量が１５％を超え
ると、酸化物が固溶Ｎを引きつける力が強まり、酸化物
表面に集まった固溶Ｎが酸化物の内部から排出された多
量のＴｉと結びつき、酸化物上にＴｉＮを容易に生成し
てしまう。その結果、地鉄中に析出できるＴｉＮが少な
くなる。また、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）が示すように、
ＭｇがＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒと複合して酸化物中に一定量
以上存在すると、酸化物と固溶Ｎとの間に負の相互作用
が働き、酸化物が固溶Ｎを寄せ付けないような排斥力を
有するようになる。Ｍｇ含有量が５％未満であったり、
ＲＥＭとＣａとＺｒの含有量の和が５％未満であった
り、ＭｇとＲＥＭとＣａとＺｒの含有量の和が１５％未
満であったりすると、酸化物が固溶Ｎを排斥する力が弱
まり、ある量の固溶Ｎは酸化物表面に集まることが可能
となって酸化物上でのＴｉＮとして消費されてしまう。
また、たとえ（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）の条件を満たして
も、（ａ）の条件が満たされなければ、酸化物が固溶Ｎ
を排斥する力と酸化物がそれを引き寄せる力とが相殺
し、ある量のＴｉＮが酸化物上に生成してしまう。従っ
て、鋼成分や脱酸方法を工夫して、上記の（ａ）、
（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）を満足するような酸化物を生成
することが必要である。このときの酸化物は単体である
必要はなく、複数の酸化物が複合した形態であってもよ
い。
これらの酸化物上に析出できなくなり、その反動で地鉄
中の格子欠陥への析出が促進される。（ａ）が示すよう
に、酸化物中のＴｉ含有量が１５％以下であれば、酸化
物が固溶Ｎを引きつける力が弱まり、また、酸化物の内
部からその表面に供給できるＴｉも少ないため、酸化物
上にＴｉＮは析出しにくい。Ｔｉ含有量が１５％を超え
ると、酸化物が固溶Ｎを引きつける力が強まり、酸化物
表面に集まった固溶Ｎが酸化物の内部から排出された多
量のＴｉと結びつき、酸化物上にＴｉＮを容易に生成し
てしまう。その結果、地鉄中に析出できるＴｉＮが少な
くなる。また、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）が示すように、
ＭｇがＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒと複合して酸化物中に一定量
以上存在すると、酸化物と固溶Ｎとの間に負の相互作用
が働き、酸化物が固溶Ｎを寄せ付けないような排斥力を
有するようになる。Ｍｇ含有量が５％未満であったり、
ＲＥＭとＣａとＺｒの含有量の和が５％未満であった
り、ＭｇとＲＥＭとＣａとＺｒの含有量の和が１５％未
満であったりすると、酸化物が固溶Ｎを排斥する力が弱
まり、ある量の固溶Ｎは酸化物表面に集まることが可能
となって酸化物上でのＴｉＮとして消費されてしまう。
また、たとえ（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）の条件を満たして
も、（ａ）の条件が満たされなければ、酸化物が固溶Ｎ
を排斥する力と酸化物がそれを引き寄せる力とが相殺
し、ある量のＴｉＮが酸化物上に生成してしまう。従っ
て、鋼成分や脱酸方法を工夫して、上記の（ａ）、
（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）を満足するような酸化物を生成
することが必要である。このときの酸化物は単体である
必要はなく、複数の酸化物が複合した形態であってもよ
い。
【００１１】酸化物の組成が上記のように適当であって
も、ピンニングに十分な量のＴｉＮを確保することが必
要である。鋼に添加されたＴｉは、まず最初に溶鋼中で
の脱酸によって消費される。このとき、Ｔｉよりも脱酸
力の強いＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌなどが存在す
れば、これらがＴｉに優先して脱酸に寄与する。そし
て、脱酸で消費された残りのＴｉが凝固直後に地鉄中に
一旦固溶し、その後の冷却過程で酸化物に寄りつかない
固溶Ｎと結びついて、地鉄中にＴｉＮを生成する。この
とき、固溶Ｔｉと固溶Ｎとの量的バランスを考慮して化
学量論的に生成しうるＴｉＮを計算することができる。
このような考えで計算されたＴｉＮ生成量を「有効Ｔｉ
Ｎ量」と定義する。有効ＴｉＮ量は化学成分の重量％を
用いて下記の（１）〜（４）式で計算される。
も、ピンニングに十分な量のＴｉＮを確保することが必
要である。鋼に添加されたＴｉは、まず最初に溶鋼中で
の脱酸によって消費される。このとき、Ｔｉよりも脱酸
力の強いＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ａｌなどが存在す
れば、これらがＴｉに優先して脱酸に寄与する。そし
て、脱酸で消費された残りのＴｉが凝固直後に地鉄中に
一旦固溶し、その後の冷却過程で酸化物に寄りつかない
固溶Ｎと結びついて、地鉄中にＴｉＮを生成する。この
とき、固溶Ｔｉと固溶Ｎとの量的バランスを考慮して化
学量論的に生成しうるＴｉＮを計算することができる。
このような考えで計算されたＴｉＮ生成量を「有効Ｔｉ
Ｎ量」と定義する。有効ＴｉＮ量は化学成分の重量％を
用いて下記の（１）〜（４）式で計算される。
【００１２】Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ−０．１
７ＲＥＭ−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ−０．１７ＲＥＭ −０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ）・・・（１） Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ−０．１７ＲＥＭ−
０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・（４）
７ＲＥＭ−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ−０．１７ＲＥＭ −０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ）・・・（１） Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ−０．１７ＲＥＭ−
０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、 有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・（４）
【００１３】ここで、［Ｔｉ］は脱酸によって消費され
た残りのＴｉ量、すなわち、凝固直後に一旦固溶Ｔｉと
なり、その後の冷却過程でＴｉＮ生成に寄与するＴｉ量
である。図１は１４００℃で１０ｓ保持したときの加熱
γ粒径に及ぼす有効ＴｉＮ量の影響を示す。有効ＴｉＮ
量が０．００７％以上のときに２００μｍ以下の小さな
γ粒径が得られる。このとき、好ましくは有効ＴｉＮ量
を０．０１０％以上とし、γ粒径を１５０μｍ以下まで
小さくすることがＨＡＺ靭性のさらなる向上に有効であ
る。有効ＴｉＮ量が０．００７％未満のときは、γ粒成
長抑制効果が不十分であり、その効果も不安定であるた
め、得られるγ粒径は粗大でしかもばらつきが大きい。
た残りのＴｉ量、すなわち、凝固直後に一旦固溶Ｔｉと
なり、その後の冷却過程でＴｉＮ生成に寄与するＴｉ量
である。図１は１４００℃で１０ｓ保持したときの加熱
γ粒径に及ぼす有効ＴｉＮ量の影響を示す。有効ＴｉＮ
量が０．００７％以上のときに２００μｍ以下の小さな
γ粒径が得られる。このとき、好ましくは有効ＴｉＮ量
を０．０１０％以上とし、γ粒径を１５０μｍ以下まで
小さくすることがＨＡＺ靭性のさらなる向上に有効であ
る。有効ＴｉＮ量が０．００７％未満のときは、γ粒成
長抑制効果が不十分であり、その効果も不安定であるた
め、得られるγ粒径は粗大でしかもばらつきが大きい。
【００１４】さらに、以上の手段で細粒化されたＨＡＺ
のγ粒内に、粒内変態フェライトの生成を促すことがで
きれば、ＨＡＺ組織はさらに微細化し靭性は高まる。粒
内変態フェライトの生成核としてＭｎＳの有効性は知ら
れており、酸化物やＴｉＮへの析出を介してＭｎＳをで
きるだけ微細に分散させる技術が、例えば特開昭６０−
２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６号公
報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−２５
０９１７号公報、特願平１−７３３２０号公報などで発
明されている。しかし、これらの技術は粗大なγ粒内で
の粒内変態フェライトの生成を狙いとしたものである。
ここでは、上記（ａ）〜（ｄ）の四つの条件を満たしつ
つもＭｎＳが析出しやすいような酸化物を探索し、細粒
なγ粒内で粒内変態フェライトを生成させることを検討
した。その結果、上記（ａ）〜（ｄ）の四つの条件に加
えて、酸化物中のＭｎ含有量が５重量％以上のときに酸
化物上にＭｎＳが高い頻度で析出することを見いだし
た。このとき、これらの酸化物はＭｇを多く含有するこ
とで、酸化物自体が微細に分散し、これを析出サイトと
して凝固冷却時にＭｎＳが微細に数多く分散することが
できる。このようなＭｎＳがＨＡＺでの小さなγ粒内で
粒内変態フェライトの生成核として作用し、一層のＨＡ
Ｚ組織の微細化をもたらす。このとき、ＭｎＳの析出サ
イトとして有効な酸化物の大きさは０．５〜１０μｍで
あり、その個数が２０個／ｍｍ2以上必要である。酸化
物個数がこれより少ないと、粒内変態の核の数が不十分
となってＨＡＺ組織が十分に微細化しない。また、この
ときの酸化物は単体である必要はなく、複数の酸化物が
複合した形態であってもよい。
のγ粒内に、粒内変態フェライトの生成を促すことがで
きれば、ＨＡＺ組織はさらに微細化し靭性は高まる。粒
内変態フェライトの生成核としてＭｎＳの有効性は知ら
れており、酸化物やＴｉＮへの析出を介してＭｎＳをで
きるだけ微細に分散させる技術が、例えば特開昭６０−
２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６号公
報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−２５
０９１７号公報、特願平１−７３３２０号公報などで発
明されている。しかし、これらの技術は粗大なγ粒内で
の粒内変態フェライトの生成を狙いとしたものである。
ここでは、上記（ａ）〜（ｄ）の四つの条件を満たしつ
つもＭｎＳが析出しやすいような酸化物を探索し、細粒
なγ粒内で粒内変態フェライトを生成させることを検討
した。その結果、上記（ａ）〜（ｄ）の四つの条件に加
えて、酸化物中のＭｎ含有量が５重量％以上のときに酸
化物上にＭｎＳが高い頻度で析出することを見いだし
た。このとき、これらの酸化物はＭｇを多く含有するこ
とで、酸化物自体が微細に分散し、これを析出サイトと
して凝固冷却時にＭｎＳが微細に数多く分散することが
できる。このようなＭｎＳがＨＡＺでの小さなγ粒内で
粒内変態フェライトの生成核として作用し、一層のＨＡ
Ｚ組織の微細化をもたらす。このとき、ＭｎＳの析出サ
イトとして有効な酸化物の大きさは０．５〜１０μｍで
あり、その個数が２０個／ｍｍ2以上必要である。酸化
物個数がこれより少ないと、粒内変態の核の数が不十分
となってＨＡＺ組織が十分に微細化しない。また、この
ときの酸化物は単体である必要はなく、複数の酸化物が
複合した形態であってもよい。
【００１５】以上のように、酸化物組成と分散状態を制
御することにより、凝固冷却時に析出するＴｉＮとＭｎ
Ｓを従来よりも微細に数多く分散させることが可能とな
り、γ細粒化と粒内変態フェライト生成の両立によって
ＨＡＺ靭性を飛躍的に向上させることが可能となった。
御することにより、凝固冷却時に析出するＴｉＮとＭｎ
Ｓを従来よりも微細に数多く分散させることが可能とな
り、γ細粒化と粒内変態フェライト生成の両立によって
ＨＡＺ靭性を飛躍的に向上させることが可能となった。
【００１６】次に各々の化学成分の限定理由について説
明する。
明する。
【００１７】Ｃの下限は母材及び溶接部の強度、靱性を
確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると
母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣
化させるため、その上限を０．２％とする。
確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると
母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣
化させるため、その上限を０．２％とする。
【００１８】Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とする。本発明の脱酸はＴｉだけでも十分可
能であり、良好なＨＡＺ靭性を得るためにはＳｉを０．
３％以下にするのが望ましい。
すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限
を０．４％とする。本発明の脱酸はＴｉだけでも十分可
能であり、良好なＨＡＺ靭性を得るためにはＳｉを０．
３％以下にするのが望ましい。
【００１９】Ｍｎは母材及び溶接部の強度、靭性の確保
に不可欠である。また、酸化物中に５％以上のＭｎが含
まれることで酸化物上にＭｎＳが析出しやすくなる。以
上の観点から、Ｍｎは最低でも１．０％必要である。Ｍ
ｎが１．０％未満の場合は、強度、靭性が確保できない
とともに、酸化物中のＭｎ含有量が極端に低くなって、
酸化物上にＭｎＳが析出しにくくなる。しかし、Ｍｎが
多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブの中心偏析を
助長し、溶接性を劣化させるので上限を２．０％とす
る。
に不可欠である。また、酸化物中に５％以上のＭｎが含
まれることで酸化物上にＭｎＳが析出しやすくなる。以
上の観点から、Ｍｎは最低でも１．０％必要である。Ｍ
ｎが１．０％未満の場合は、強度、靭性が確保できない
とともに、酸化物中のＭｎ含有量が極端に低くなって、
酸化物上にＭｎＳが析出しにくくなる。しかし、Ｍｎが
多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブの中心偏析を
助長し、溶接性を劣化させるので上限を２．０％とす
る。
【００２０】Ｐは本発明において不純物元素であり０．
０１５％以下とする。Ｐの低減はスラブ中心偏析の軽減
を通じて母材およびＨＡＺの機械的性質を改善し、さら
には、ＨＡＺの粒界破壊を抑制する。
０１５％以下とする。Ｐの低減はスラブ中心偏析の軽減
を通じて母材およびＨＡＺの機械的性質を改善し、さら
には、ＨＡＺの粒界破壊を抑制する。
【００２１】Ｓは酸化物上にＭｎＳを形成して粒内変態
を促すため必須の元素である。そのために、最低でも
０．０００５％は必要であるが、０．００２％以上とす
ることが好ましい。しかし、Ｓが多すぎると、中心偏析
を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりし
て、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化するため、上
限を０．００６％とする。
を促すため必須の元素である。そのために、最低でも
０．０００５％は必要であるが、０．００２％以上とす
ることが好ましい。しかし、Ｓが多すぎると、中心偏析
を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりし
て、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化するため、上
限を０．００６％とする。
【００２２】Ａｌは本発明では好ましくない元素であ
り、極力低減する必要がある。Ａｌは脱酸剤として作用
するため、酸化物中に多く含有されると、酸化物中のＭ
ｇ、ＲＥＮＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｎなどの含有量を低めて
しまい、本発明の酸化物組成を達成するのが困難にな
る。また、脱酸に消費された残りのＡｌは地鉄中にＡｌ
ＮをつくろうとしてＴｉＮの生成を妨げる。以上の観点
から、Ａｌの上限は０．００５％とする。
り、極力低減する必要がある。Ａｌは脱酸剤として作用
するため、酸化物中に多く含有されると、酸化物中のＭ
ｇ、ＲＥＮＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｎなどの含有量を低めて
しまい、本発明の酸化物組成を達成するのが困難にな
る。また、脱酸に消費された残りのＡｌは地鉄中にＡｌ
ＮをつくろうとしてＴｉＮの生成を妨げる。以上の観点
から、Ａｌの上限は０．００５％とする。
【００２３】Ｔｉはピンニング粒子としてのＴｉＮを生
成するうえで必須である。また、Ｔｉよりも強脱酸な元
素を添加したとしても、実質的にＴｉは少なからず酸化
物として消費されるため、その分がＴｉＮの生成に寄与
できない。従って、実質的に有効なＴｉＮ生成量を確保
するためには、最低でも０．００７％のＴｉが必要であ
る。溶接加熱時にはＴｉＮの一部は溶解し、このとき一
旦固溶したＴｉが冷却時にＴｉＣを析出してＨＡＺを脆
化させることが知られている。Ｔｉが０．０２５％を超
えると、ＴｉＣが過剰に析出して著しいＨＡＺ脆化を生
じる。また、酸化物中のＴｉ含有量を高めてします。従
って、Ｔｉの上限は０．０２５％である。ＴｉＮは厚板
圧延でのスラブ加熱時のγ粒成長抑制を通じて母材組織
を微細化し、鋼板の強度と靭性を向上させることにも貢
献する。
成するうえで必須である。また、Ｔｉよりも強脱酸な元
素を添加したとしても、実質的にＴｉは少なからず酸化
物として消費されるため、その分がＴｉＮの生成に寄与
できない。従って、実質的に有効なＴｉＮ生成量を確保
するためには、最低でも０．００７％のＴｉが必要であ
る。溶接加熱時にはＴｉＮの一部は溶解し、このとき一
旦固溶したＴｉが冷却時にＴｉＣを析出してＨＡＺを脆
化させることが知られている。Ｔｉが０．０２５％を超
えると、ＴｉＣが過剰に析出して著しいＨＡＺ脆化を生
じる。また、酸化物中のＴｉ含有量を高めてします。従
って、Ｔｉの上限は０．０２５％である。ＴｉＮは厚板
圧延でのスラブ加熱時のγ粒成長抑制を通じて母材組織
を微細化し、鋼板の強度と靭性を向上させることにも貢
献する。
【００２４】Ｍｇは本発明で重要な役割を担う。Ｍｇは
Ｔｉよりも強脱酸元素であるため、Ｔｉに優先して脱酸
し、酸化物中のＴｉの含有量を下げる。また、酸化物中
にＲＥＭやＣａやＺｒと複合的に存在することで、酸化
物が固溶Ｎを排斥する力を強める。さらに、Ｍｇは酸化
物自体を微細分散させる効果を有する。このためには、
酸化物中のＭｇ含有量が５％以上必要であり、そのため
に０．０００１％以上、好ましくは０．０００３％以上
のＭｇを鋼中に含有させる必要がある。しかし、Ｍｇが
鋼中に０．００３％を超えて含有されると、Ｍｇ主体の
酸化物が生成して酸化物中のＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｎ
の含有量が極端に低くなる。その結果、酸化物が固溶Ｎ
を排斥する力が弱まり、また、酸化物上にＭｎＳが析出
しにくくなる。従って、鋼中のＭｇは０．００３％を上
限とする。
Ｔｉよりも強脱酸元素であるため、Ｔｉに優先して脱酸
し、酸化物中のＴｉの含有量を下げる。また、酸化物中
にＲＥＭやＣａやＺｒと複合的に存在することで、酸化
物が固溶Ｎを排斥する力を強める。さらに、Ｍｇは酸化
物自体を微細分散させる効果を有する。このためには、
酸化物中のＭｇ含有量が５％以上必要であり、そのため
に０．０００１％以上、好ましくは０．０００３％以上
のＭｇを鋼中に含有させる必要がある。しかし、Ｍｇが
鋼中に０．００３％を超えて含有されると、Ｍｇ主体の
酸化物が生成して酸化物中のＲＥＭ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｍｎ
の含有量が極端に低くなる。その結果、酸化物が固溶Ｎ
を排斥する力が弱まり、また、酸化物上にＭｎＳが析出
しにくくなる。従って、鋼中のＭｇは０．００３％を上
限とする。
【００２５】Ｏは所定の大きさの酸化物を所定の個数だ
け生成し、これがＭｎＳの析出サイトとして機能するた
め必要である。Ｏが０．００１％未満であると酸化物の
個数が少なく、ＭｎＳの微細分散化が達成できず、粒内
変態フェライトの生成量が十分でない。一方、Ｏが０．
００４％を超えると、５μｍ以上の比較的大きな酸化物
が数多く生成する。このような大きさの酸化物は脆性破
壊の発生起点として作用する恐れがあるため、その数が
多すぎることは靭性の観点から好ましくない。従って、
Ｏは０．００１〜０．００４％に制御する必要がある。
け生成し、これがＭｎＳの析出サイトとして機能するた
め必要である。Ｏが０．００１％未満であると酸化物の
個数が少なく、ＭｎＳの微細分散化が達成できず、粒内
変態フェライトの生成量が十分でない。一方、Ｏが０．
００４％を超えると、５μｍ以上の比較的大きな酸化物
が数多く生成する。このような大きさの酸化物は脆性破
壊の発生起点として作用する恐れがあるため、その数が
多すぎることは靭性の観点から好ましくない。従って、
Ｏは０．００１〜０．００４％に制御する必要がある。
【００２６】Ｎは、ピンニング粒子としてのＴｉＮ生成
するうえで必要である。鋼中にＡｌが含まれる場合、実
質的にＮはＡｌＮとしても少なからず消費される。従っ
て、実質的に有効なＴｉＮ生成量を確保するためには、
最低でも０．００２％のＮが必要である。溶接加熱時に
はＴｉＮの一部は溶解し、このとき一旦固溶したＮが冷
却時に窒化物として析出できずに固溶状態のまま存在
し、ＨＡＺを脆化させることが知られている。Ｎが０．
００６％を超えると、このような固溶Ｎが過剰となって
著しいＨＡＺ脆化を生じる。従って、Ｎの上限は０．０
０６％である。
するうえで必要である。鋼中にＡｌが含まれる場合、実
質的にＮはＡｌＮとしても少なからず消費される。従っ
て、実質的に有効なＴｉＮ生成量を確保するためには、
最低でも０．００２％のＮが必要である。溶接加熱時に
はＴｉＮの一部は溶解し、このとき一旦固溶したＮが冷
却時に窒化物として析出できずに固溶状態のまま存在
し、ＨＡＺを脆化させることが知られている。Ｎが０．
００６％を超えると、このような固溶Ｎが過剰となって
著しいＨＡＺ脆化を生じる。従って、Ｎの上限は０．０
０６％である。
【００２７】ＣａとＲＥＭとＺｒは、いずれか一つある
いは複数でＭｇと複合して酸化物中に存在することで、
酸化物中のＴｉ含有量を低め、固溶Ｎを排斥する力を強
める。このためには、酸化物中のこれらの元素の含有量
の和が５％以上であれば良い。そのためには、これらの
元素の少なくとも一つが０．０００３％以上鋼中に含ま
れる必要がある。しかし、これらの元素の少なくとも一
つが鋼中に０．００３％を超えて含有されると、Ｃａ、
ＲＥＭ、Ｚｒのいずれかが主体の酸化物が生成し、酸化
物中のＭｇやＭｎの含有量が極端に低くなり、Ｔｉの含
有量が高まって、酸化物が固溶Ｎを排斥する力が弱まる
とともに、酸化物上にＭｎＳが析出しにくくなる。従っ
て、鋼中のＣａやＲＥＭやＺｒは０．００３％を上限と
する。本発明でのＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタ
ノイド系の元素をさす。これらの元素の添加にあたって
は、これらの元素が混在したミッシュメタルを用いて
も、何らその効果は変わるものではない。
いは複数でＭｇと複合して酸化物中に存在することで、
酸化物中のＴｉ含有量を低め、固溶Ｎを排斥する力を強
める。このためには、酸化物中のこれらの元素の含有量
の和が５％以上であれば良い。そのためには、これらの
元素の少なくとも一つが０．０００３％以上鋼中に含ま
れる必要がある。しかし、これらの元素の少なくとも一
つが鋼中に０．００３％を超えて含有されると、Ｃａ、
ＲＥＭ、Ｚｒのいずれかが主体の酸化物が生成し、酸化
物中のＭｇやＭｎの含有量が極端に低くなり、Ｔｉの含
有量が高まって、酸化物が固溶Ｎを排斥する力が弱まる
とともに、酸化物上にＭｎＳが析出しにくくなる。従っ
て、鋼中のＣａやＲＥＭやＺｒは０．００３％を上限と
する。本発明でのＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタ
ノイド系の元素をさす。これらの元素の添加にあたって
は、これらの元素が混在したミッシュメタルを用いて
も、何らその効果は変わるものではない。
【００２８】続いて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、
Ｖ、Ｂ、を添加する理由について説明する。
Ｖ、Ｂ、を添加する理由について説明する。
【００２９】Ｃｕ、Ｎｉは溶接性およびＨＡＺ靭性に悪
影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。
しかし、１．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が
劣化する。
影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。
しかし、１．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が
劣化する。
【００３０】Ｍｏ、Ｃｒは母材の強度、靭性を向上させ
る。しかし、１．０％を超えると母材靭性、溶接性およ
びＨＡＺ靭性が劣化する。
る。しかし、１．０％を超えると母材靭性、溶接性およ
びＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３１】Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であ
り、母材の強度、靭性を向上させる。しかし０．０５％
を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。
り、母材の強度、靭性を向上させる。しかし０．０５％
を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。
【００３２】Ｖは母材の強度を向上させる。しかし０．
０５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
０５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３３】Ｂは焼き入れ性を高めて母材やＨＡＺの強
度、靭性を向上させる。しかし０．００２％を超えて添
加するとＨＡＺ靱性や溶接性が劣化する。
度、靭性を向上させる。しかし０．００２％を超えて添
加するとＨＡＺ靱性や溶接性が劣化する。
【００３４】本発明鋼は、鉄鋼業の製鋼工程において所
定の化学成分に調整し、連続鋳造を行い、鋳片を再加熱
した後に厚板圧延によって形状と母材材質を付与するこ
とで製造される。必要あらば、鋼板に各種の熱処理を施
して母材の材質を造り込むことも行われる。鋳片を再加
熱することなく、ホットチャージ圧延することも可能で
ある。
定の化学成分に調整し、連続鋳造を行い、鋳片を再加熱
した後に厚板圧延によって形状と母材材質を付与するこ
とで製造される。必要あらば、鋼板に各種の熱処理を施
して母材の材質を造り込むことも行われる。鋳片を再加
熱することなく、ホットチャージ圧延することも可能で
ある。
【００３５】本発明で規定した０．５〜１０μｍの酸化
物の個数と平均組成は、たとえば以下のような方法で測
定される。母材鋼板の任意の場所から小片試料を切り出
し、これを１４００〜１４５０℃で１０分間以上保持す
ることで酸化物以外の介在物を溶体化させ、その後水冷
する。これを鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて１０００
倍の倍率で少なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたって観
察し、対象となる０．５〜１０μｍの酸化物の個数を測
定し、単位面積当たりの個数に換算する。さらに、対象
となる大きさの酸化物のうち少なくとも１０個以上につ
いてＥＰＭＡに付属のＥＤＳを用いて組成を分析し、酸
化物の平均組成におけるＴｉとＭｇの含有量の和を重量
％で求める。このとき、酸化物組成の分析値に地鉄のＦ
ｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して酸化
物の平均組成を求める。
物の個数と平均組成は、たとえば以下のような方法で測
定される。母材鋼板の任意の場所から小片試料を切り出
し、これを１４００〜１４５０℃で１０分間以上保持す
ることで酸化物以外の介在物を溶体化させ、その後水冷
する。これを鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて１０００
倍の倍率で少なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたって観
察し、対象となる０．５〜１０μｍの酸化物の個数を測
定し、単位面積当たりの個数に換算する。さらに、対象
となる大きさの酸化物のうち少なくとも１０個以上につ
いてＥＰＭＡに付属のＥＤＳを用いて組成を分析し、酸
化物の平均組成におけるＴｉとＭｇの含有量の和を重量
％で求める。このとき、酸化物組成の分析値に地鉄のＦ
ｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して酸化
物の平均組成を求める。
【００３６】
【実施例】表１に連続鋳造した鋼の化学成分ならびに酸
化物の組成と個数を、表２に鋼板の製造条件と機械的性
質を示す。本発明鋼はＴＳが５２０〜６６０ＭＰａであ
り、溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロ
ガス溶接部あるいはエレクトロスラグ溶接部の溶融線に
おいて、従来にない良好なＨＡＺ靱性を有する。これ
は、本発明鋼は化学成分を適正化することで、酸化物の
組成・個数を介してＴｉＮとＭｎＳの分散状態を制御
し、ＨＡＺでのγ粒成長抑制効果と粒内変態フェライト
生成を従来にないレベルで両立させたことによる。一
方、比較鋼は化学成分が適正でないため、母材およびＨ
ＡＺの靭性が劣っている。鋼１１はＣ量が低すぎるため
に、鋼１２はＣ量が高すぎるために、鋼１３はＳｉ量が
高すぎるために、母材あるいはＨＡＺの靭性が劣ってい
る。鋼１４はＭｎ量が低すぎるため、酸化物中のＭｎ含
有量が低くて酸化物上にＭｎＳが析出せず、粒内変態が
促進されない。その結果、ＨＡＺ靭性が良好ではない。
化物の組成と個数を、表２に鋼板の製造条件と機械的性
質を示す。本発明鋼はＴＳが５２０〜６６０ＭＰａであ
り、溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロ
ガス溶接部あるいはエレクトロスラグ溶接部の溶融線に
おいて、従来にない良好なＨＡＺ靱性を有する。これ
は、本発明鋼は化学成分を適正化することで、酸化物の
組成・個数を介してＴｉＮとＭｎＳの分散状態を制御
し、ＨＡＺでのγ粒成長抑制効果と粒内変態フェライト
生成を従来にないレベルで両立させたことによる。一
方、比較鋼は化学成分が適正でないため、母材およびＨ
ＡＺの靭性が劣っている。鋼１１はＣ量が低すぎるため
に、鋼１２はＣ量が高すぎるために、鋼１３はＳｉ量が
高すぎるために、母材あるいはＨＡＺの靭性が劣ってい
る。鋼１４はＭｎ量が低すぎるため、酸化物中のＭｎ含
有量が低くて酸化物上にＭｎＳが析出せず、粒内変態が
促進されない。その結果、ＨＡＺ靭性が良好ではない。
【００３７】鋼１５はＭｎ量が高すぎるために、鋼１６
はＰ量が高すぎるために、母材あるいはＨＡＺの靭性が
劣っている。鋼１７はＳ量が低すぎるため、粒内変態核
として機能するＭｎＳの生成量が少なく、ＨＡＺ靭性が
良好ではない。鋼１８はＳ量が高すぎるために、母材あ
るいはＨＡＺの靭性が劣っている。鋼１９はＡｌ量が高
すぎるため、酸化物の組成が不適当であるとともにその
個数も少なく、地鉄中でＡｌＮの析出がＴｉＮの析出を
妨げ、粒内変態とピンニングの両面で効果が低まり、Ｈ
ＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２０はＴｉ
量が低すぎるため、有効ＴｉＮ量の下限を確保しつつも
実質的に生成するＴｉＮの量が少なく、ＴｉＮのピンニ
ング力が高まらずにＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭性
が劣る。鋼２１はＴｉ量が高すぎるために、酸化物の組
成が不適当でＴｉＮのピンニング力が高まらず、ＨＡＺ
組織が粗大化する。さらに、ＴｉＣが過剰に析出するこ
とで、母材およびＨＡＺが脆化している。鋼２２はＭｇ
量が低すぎるため、鋼２３はＭｇ量が高すぎるため、鋼
２４はＣａ量が高すぎるため、鋼２５はＲＥＭ量が高す
ぎるため、酸化物の組成が不適当であり、酸化物の個数
が少なかったり、酸化物上にＭｎＳが析出しにくかった
り、ＴｉＮが微細析出しなかったりして、粒内変態とピ
ンニングのいずれかあるいは両面で効果が小さく、ＨＡ
Ｚ組織が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。
はＰ量が高すぎるために、母材あるいはＨＡＺの靭性が
劣っている。鋼１７はＳ量が低すぎるため、粒内変態核
として機能するＭｎＳの生成量が少なく、ＨＡＺ靭性が
良好ではない。鋼１８はＳ量が高すぎるために、母材あ
るいはＨＡＺの靭性が劣っている。鋼１９はＡｌ量が高
すぎるため、酸化物の組成が不適当であるとともにその
個数も少なく、地鉄中でＡｌＮの析出がＴｉＮの析出を
妨げ、粒内変態とピンニングの両面で効果が低まり、Ｈ
ＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２０はＴｉ
量が低すぎるため、有効ＴｉＮ量の下限を確保しつつも
実質的に生成するＴｉＮの量が少なく、ＴｉＮのピンニ
ング力が高まらずにＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭性
が劣る。鋼２１はＴｉ量が高すぎるために、酸化物の組
成が不適当でＴｉＮのピンニング力が高まらず、ＨＡＺ
組織が粗大化する。さらに、ＴｉＣが過剰に析出するこ
とで、母材およびＨＡＺが脆化している。鋼２２はＭｇ
量が低すぎるため、鋼２３はＭｇ量が高すぎるため、鋼
２４はＣａ量が高すぎるため、鋼２５はＲＥＭ量が高す
ぎるため、酸化物の組成が不適当であり、酸化物の個数
が少なかったり、酸化物上にＭｎＳが析出しにくかった
り、ＴｉＮが微細析出しなかったりして、粒内変態とピ
ンニングのいずれかあるいは両面で効果が小さく、ＨＡ
Ｚ組織が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。
【００３８】鋼２６はＯ量が低すぎるため、ＭｎＳを微
細分散するのに十分な個数の酸化物が生成せず、ＨＡＺ
靭性が良好でない。鋼２７はＯ量が高すぎるため、脆性
破壊の起点となるような比較的大きな酸化物が数多く生
成し、母材およびＨＡＺの靭性が劣っている。鋼２８は
Ｎ量が低すぎるため、有効ＴｉＮ量の下限を確保しつつ
も実質的に生成するＴｉＮの量が少なく、ＴｉＮのピン
ニング力が高まらずにＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭
性が劣る。鋼２９はＮ量が高すぎるため、過剰の固溶Ｎ
が生成してＨＡＺが脆化している。鋼３０は有効ＴｉＮ
量が低すぎるために、十分な量のＴｉＮが生成せず、Ｈ
ＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭性が劣っている。
細分散するのに十分な個数の酸化物が生成せず、ＨＡＺ
靭性が良好でない。鋼２７はＯ量が高すぎるため、脆性
破壊の起点となるような比較的大きな酸化物が数多く生
成し、母材およびＨＡＺの靭性が劣っている。鋼２８は
Ｎ量が低すぎるため、有効ＴｉＮ量の下限を確保しつつ
も実質的に生成するＴｉＮの量が少なく、ＴｉＮのピン
ニング力が高まらずにＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭
性が劣る。鋼２９はＮ量が高すぎるため、過剰の固溶Ｎ
が生成してＨＡＺが脆化している。鋼３０は有効ＴｉＮ
量が低すぎるために、十分な量のＴｉＮが生成せず、Ｈ
ＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靭性が劣っている。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【発明の効果】本発明により溶接入熱に関わらず良好な
ＨＡＺ靱性を有する５００〜６００ＭＰａ級の鋼板を提
供することが可能となり、各種の溶接構造物の安全性が
格段に向上した。また、本発明鋼を使用することで高能
率溶接の適用領域が広がり、溶接施工コストを大幅に低
減することが可能になった。
ＨＡＺ靱性を有する５００〜６００ＭＰａ級の鋼板を提
供することが可能となり、各種の溶接構造物の安全性が
格段に向上した。また、本発明鋼を使用することで高能
率溶接の適用領域が広がり、溶接施工コストを大幅に低
減することが可能になった。
【図１】１４００℃加熱γ粒径に及ぼす有効ＴｉＮ量の
影響を示す図である。
影響を示す図である。
フロントページの続き
(72)発明者 澤井 隆
姫路市広畑区富士町１番地 新日本製鐵
株式会社 広畑製鐵所内
(72)発明者 千々岩 力雄
君津市君津１番地 新日本製鐵株式会社
君津製鐵所内
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．０３〜０．２％、 Ｓｉ：０．４％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０００５〜０．００６％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｔｉ：０．００７〜０．０２５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、 Ｏ：０．００１〜０．００４％、 Ｎ：０．００２〜０．００６％、 を含有し、重量％を用いて下記の（１）〜（４）式で計
算される有効ＴｉＮ量が０．００７％以上であり、そし
て、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を
有し、大きさが０．５〜１０μｍで平均組成が重量％で （ａ）Ｔｉ≦１５％ （ｂ）Ｍｇ≧５％ （ｃ）Ｍｎ≧５％ である酸化物が２０個／ｍｍ2以上存在することを特徴
とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。Ｏ−０．６６Ｍ
ｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ） ・・・（１） Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・（４） - 【請求項２】 重量％で Ｃ：０．０３〜０．２％、 Ｓｉ：０．４％以下、 Ｍｎ：１．０〜２．０％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０００５〜０．００６％、 Ａｌ：０．００５％以下、 Ｔｉ：０．００７〜０．０２５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、 Ｏ：０．００１〜０．００４％、 Ｎ：０．００２〜０．００６％、 を含有し、更に、 Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、 ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％、 Ｚｒ：０．０００３〜０．００３％ Ｃｕ：１．５％以下、 Ｎｉ：１．５％以下、 Ｍｏ：１．０％以下、 Ｃｒ：１．０％以下、 Ｎｂ：０．０５％以下、 Ｖ ：０．０５％以下、 Ｂ ：０．００２％以下のいずれか一つ、あるいは複数
を含有し、重量％を用いて下記の（１）〜（４）式で計
算される有効ＴｉＮ量が０．００７％以上であり、そし
て、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を
有し、大きさが０．５〜１０μｍで平均組成が重量％で （ａ）Ｔｉ≦１５％ （ｂ）Ｍｇ≧５％ （ｃ）ＲＥＭ＋Ｃａ＋Ｚｒ≧５％ （ｄ）Ｍｇ＋ＲＥＭ＋Ｃａ＋Ｚｒ≧１５％ （ｅ）Ｍｎ≧５％ である酸化物が２０個／ｍｍ2以上存在することを特徴
とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。Ｏ−０．６６Ｍ
ｇ−０．４０Ｃａ−０．１７ＲＥＭ−０．１８Ｚｒ−
０．８９Ａｌ≧０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ
−０．１７ＲＥＭ−０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ）・・
・（１） Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．４０Ｃａ−０．１７ＲＥＭ−
０．１８Ｚｒ−０．８９Ａｌ＜０の場合、 ［Ｔｉ］＝Ｔｉ ・・・（２） ［Ｔｉ］≧３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝４．４Ｎ ・・・（３） ［Ｔｉ］＜３．４Ｎの場合、有効ＴｉＮ量＝１．３［Ｔｉ］ ・・・（４）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP03692999A JP3522564B2 (ja) | 1998-04-17 | 1999-02-16 | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板 |
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12276498 | 1998-04-17 | ||
| JP10-122764 | 1998-04-17 | ||
| JP20710898 | 1998-07-08 | ||
| JP10-207108 | 1998-07-08 | ||
| JP03692999A JP3522564B2 (ja) | 1998-04-17 | 1999-02-16 | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000080437A JP2000080437A (ja) | 2000-03-21 |
| JP3522564B2 true JP3522564B2 (ja) | 2004-04-26 |
Family
ID=27289279
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP03692999A Expired - Lifetime JP3522564B2 (ja) | 1998-04-17 | 1999-02-16 | 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3522564B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470050B1 (ko) * | 2000-10-30 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및그 제조방법 |
| WO2008075443A1 (ja) * | 2006-12-20 | 2008-06-26 | Nippon Steel Corporation | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼 |
| NO343351B1 (no) * | 2006-12-20 | 2019-02-04 | Nippon Steel Corp | Stål med utmerket seighet i sveisevarmepåvirket sveisesone og fremgangsmåte for fremstilling derav |
-
1999
- 1999-02-16 JP JP03692999A patent/JP3522564B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2000080437A (ja) | 2000-03-21 |
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