JP4299431B2 - 高ｃｔｏｄ保証低温用鋼 - Google Patents
高ｃｔｏｄ保証低温用鋼 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4299431B2 JP4299431B2 JP2000063632A JP2000063632A JP4299431B2 JP 4299431 B2 JP4299431 B2 JP 4299431B2 JP 2000063632 A JP2000063632 A JP 2000063632A JP 2000063632 A JP2000063632 A JP 2000063632A JP 4299431 B2 JP4299431 B2 JP 4299431B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- tin
- ctod
- less
- particle size
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 108
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 108
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 95
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 69
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 42
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 38
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 30
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 22
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 19
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 15
- 238000000034 method Methods 0.000 description 7
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 6
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 6
- 238000013461 design Methods 0.000 description 5
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 5
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 4
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 4
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 3
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 3
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 2
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000001066 destructive effect Effects 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 229910052731 fluorine Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000007689 inspection Methods 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000002265 prevention Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 1
- 230000008719 thickening Effects 0.000 description 1
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＬＰＧタンク、ＬＰＧ運搬船（タンカー）のタンク部、及びＬＮＧタンカーにおいてＬＮＧタンクを支持する部材等の鋼構造物で、−５０℃の低温環境下で使用されることを前提に設計された大入熱溶接を適用した継手部においても、破壊靱性値であるＣＴＯＤ値が高い特徴を有する溶接用構造用低温用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
阪神大震災を契機に、脆性破壊を防止しようとするニーズが高まっている。脆性破壊を防止するためには、鋼材及びその溶接部において高い破壊靱性値を確保する必要がある。破壊靱性値として、ＣＴＯＤ値が広く用いられており、海洋構造物や重要建築物には、溶接継手部のＣＴＯＤ値を保証させようとする施工主や設計者の要求があるが、溶接部のＣＴＯＤ値は特に大きくばらつくために、ＣＴＯＤ値を保証することは極めて難しい。
一方、従来からシャルピー試験によるＶノッチシャルピー衝撃試験での吸収エネルギーが靱性の尺度として広く用いられてきた。溶接部の靱性を確保するためには、鋼材側から様々な対策が提案されてきた。そのうち最も広く用いられているのは、例えば、特公昭５５−２６１６４号公報などの、鋼中に微細なＴｉ窒化物（以下ＴｉＮと呼ぶ）を分散させることによって、ＨＡＺ（溶接熱影響部：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）のオーステナイト粒の成長を抑え、靱性を向上させる方法である。また、特開平３−２６４６１４号公報の、ＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物をＨＡＺのフェライト生成核として活用し、ＨＡＺ靱性を向上させる方法が提案されている。ＨＡＺの中で、溶接金属との境界部（以下、溶接ボンド部と呼ぶ）の靱性が最も低いのは周知であるが、これは、最高到達温度が１４００℃を超える溶接ボンド部ではオーステナイト粒の粒成長が著しく、そのために溶接ボンド部の組織が粗くなるためであり、ＴｉＮの分散によりオーステナイト粒の成長を抑制し、最終的なボンド組織を微細化することにより靱性を改善する、というのがＴｉＮ活用の基本的な考え方である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
上記ＴｉＮ活用技術によりシャルピー試験によるＨＡＺ靱性を向上させる技術はいくつか提案されてきた。しかしながら、シャルピー試験で高い吸収エネルギーが得られた溶接継手部でも、ＣＴＯＤ試験を行うと０．０５ｍｍ以下といった低値が発生することが多く、ＣＴＯＤ値を保証することは困難であった。
更に、鋼材中に様々な粒径、及び個数を持つＴｉＮが分散していると、溶接方法、及び最高到達温度の違いにより、一部のＴｉＮは鋼材中に固溶することでＨＡＺ靱性を低下させ、またある一部のものは、鋼材中で粗大化することでＨＡＺ靱性を低下させる原因となり、最終的にＨＡＺ靱性を改善することが困難になるという問題があった。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、溶接部で大きくばらつくＣＴＯＤ試験において、−５０℃の低温環境下においても、０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を保証しうる鋼材を提供するため、鋼材中のＮ量、Ｔｉ／Ｎ比、ＴｉＮの粒径、及びその粒径の個数を規定することで、溶接熱影響部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼を供することを目的とする。
設計温度において必要なＣＴＯＤ値は、破壊防止設計の考え方により０．０５ｍｍ以上であったり、０．１ｍｍ以上であったりと様々であるが、破壊靱性値が０．０５ｍｍ以下のＣＴＯＤ値の場合には、使用される鋼材の板厚程度の溶接欠陥（例えば２０〜３０ｍｍ）等が存在すれば降伏点の１／２〜２／３程度の設計応力下でも脆性破壊する危険性があり、危険物を低温貯蔵するような構造物では重大な問題をまねく可能性がある。０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値が保証でき、非破壊検査により板厚サイズ以上の欠陥の存在を否定できれば、設計応力下、あるいは設計応力の１．２倍程度の応力が負荷された場合でも脆性破壊を生ずることはないと考えられる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
前記目的に沿う本発明に係る高ＣＴＯＤ保証低温用鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５０〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００２〜０．０１５％、Ｎ：０．００３％以下の成分を有し、残部が鉄及び不回避的不純物からなると共に、Ｔｉ／Ｎが１．０〜６．０を満足する鋼材で、しかも、溶接前の前記鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5〜５×１０6個／ｍｍ2存在し、かつ粒径０．５μｍ以上のＴｉＮを１０個／ｃｍ2以下とし、更に粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮが４×１０6個／ｍｍ2以下、及び粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０4個／ｍｍ2以上存在して、−５０℃の低温環境下でも溶接ボンド部で０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を安定に確保できる。これにより、大入溶接下でのＴｉＮによるピンニング効果、固溶Ｔｉ、固溶Ｎ、ＴｉＣ析出効果、更にＴｉＮの粗大化効果を配慮しつつ、ＣＴＯＤ試験においても高いＣＴＯＤ値を確保するものである。
ここで、前記鋼材中の粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮを４×１０6個／ｍｍ2以下にすることにより、溶接した後、ＴｉＮが溶解して消滅することによる、母材中の固溶Ｔｉ、固溶Ｎの量の増大を抑制し、かつ脆性破壊の発生起点となる粗大ＴｉＮの存在を抑制することにより溶接熱影響部での高ＣＴＯＤ値を保証しうる溶接用構造用鋼とするものである。
【０００５】
また、前記鋼材中の粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０4個／ｍｍ2以上にすることにより、大入溶接下においても溶け残ることが可能で、しかもピンニング効果を発揮できるＴｉＮ量となるため、溶接熱影響部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼とすることができる。
更に、質量％でＮを０．００２％以下にすることが好ましい。これにより、固溶Ｎを大幅に低減することができる。
【０００６】
そして、前記鋼材中に、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の１種又は２種以上の成分、或いは、又は、更には、Ｃａ：０．０００２〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の１種又は２種以上の成分を有することが好ましい。ここで、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢの添加により、母材強度の向上や、低温靱性・溶接性を向上させることができる。また、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの添加により、鋼材中の脱酸を有効に行うことができる。
なお、鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 存在するようにするには、鋳造後の鋳片を冷却段階で９００〜１３００℃の間で１０分間以上保持すればよいが、更に、この範囲で、温度、保持時間を調整することによりＴｉＮの粒径、個数を調整する。
【０００７】
本発明者は、種々のＴｉ、Ｎ量、ならびにＴｉ／Ｎ比を有する鋼板に、溶接ボンド部の熱影響を再現する熱サイクルを付与し、組織及び靱性を広範囲に調査した。特に、従来検討されてきていない母材中のＴｉＮの粒径、及び個数について詳細に検討した。
【０００８】
【発明の実施の形態】
続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発明の理解に供する。
本発明の一実施の形態に係る高ＣＴＯＤ保証低温用鋼を製造するために、以下に示すような種々の試験を行った。
図１は、０．１２％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとして、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、更に、それに入熱１００ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与した後と前の、熱サイクル付与前後それぞれのＴｉＮの粒径の分布図である。なお、ＴｉＮは、透過電子顕微鏡により観察し、粒径は画像処理により円相当径として算出した。この場合、溶接ボンド部の熱影響を再現する熱サイクルとしては、溶接ボンド部の最高到達温度は１４００℃とし、溶接入熱の影響は、実測データを基に、加熱温度、最高温度での保持時間、冷却速度を制御することにより達成した。図より、ＴｉＮの粒径は、溶接入熱の影響を受けていない母材で０．０４μｍをピークとして０．０１〜０．１μｍ、溶接ボンド部で０．１３μｍをピークとして０．０５〜０．１５μｍの範囲にそれぞれ分布している。つまり、母材に存在するＴｉＮの粒径は、０．０１〜０．１μｍの範囲に分布していることが分かる。以上のことより、大入溶接下におけるＴｉＮの状態は、ＴｉＮの粒径０．０５μｍを境として、０．０５μｍより小さいものは母材中に溶解して固溶し、大きいものは逆に粗大化すると考えられる。
【０００９】
更に、このＴｉＮの粒径及び個数が、ＨＡＺ靱性にどのような影響を及ぼすのかを明確にするため、本発明者らは溶接ボンド部の熱影響を再現する熱サイクル試験を種々の鋼板に付与し、溶接入熱ごとにそれに相当する一定の溶接履歴を受けた鋼板の組織及びその靱性を調査し、鋼板の成分であるＴｉＮの粒径、個数及びＮ量と溶接入熱の影響を検討した。
【００１０】
以下に、溶接履歴を受けた鋼板から試験片を取り出し、−２０℃に冷却した後、Ｖノッチシャルピー試験を実施した結果を示す。
図２は、０．１０％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとして、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、それに入熱１００ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与したものを試験片として用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値（ｖＥ−２０℃（Ｊ））と、熱サイクルを付与する前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数との関係を調べた結果図である。なお、この試験では、衝撃吸収エネルギー値が高いほど、靱性が優れていることを示している。
【００１１】
熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮの個数を透過電子顕微鏡を用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 の範囲では、衝撃吸収エネルギー値が１００〜２６０Ｊと高い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数が５×１０5 個／ｍｍ2 未満のときは衝撃吸収エネルギー値が低下し、また、５×１０6 個／ｍｍ2 より多いときも低下する。即ち、ＴｉＮの個数が５×１０5 個／ｍｍ2 未満のとき、大入熱溶接の熱サイクル下では、母材中に存在するＴｉＮが、鋼中にＴｉ、Ｎとして固溶するため、母材の結晶粒成長を抑制するための十分なＴｉＮ量を確保できなくなっている。その結果、ＴｉＮのピン止め効果が発揮できず、母材中の結晶粒が大きくなり、靱性を低下させている。一方、５×１０6 個／ｍｍ2 より多いとき、これは、大入熱溶接の熱サイクル下では、母材中に存在するＴｉＮが、Ｔｉ、Ｎとして固溶する量が多くなり過ぎること、また、熱サイクルにより母材中に粗大化したＴｉＮが増加することが衝撃吸収エネルギー低下の原因になると考えられる。粗大化したＴｉＮは破壊の起点となり、衝撃吸収エネルギー値を低くすると考えられる。よって、溶接前の鋼材中に存在する粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数を５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 にすることで、溶接ボンド部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼とすることが可能となる。
【００１２】
次に、図１の母材部と溶接ボンド部のＴｉＮの粒径分布の比較より得られた０．０５μｍ以下のＴｉＮに注目してプロットした図を、図３に示す。なお図３は、図２中の０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数が５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 である試験片を用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値と、熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮ個数との関係を調査した。熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮの個数を透過電子顕微鏡を用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が４×１０6 個／ｍｍ2 以下の範囲では、衝撃吸収エネルギー値が１５０〜２６０Ｊと高い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数が４×１０6 個／ｍｍ2 より多いときは衝撃吸収エネルギー値は低下する。これは、粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮが、熱サイクルにより、母材中に、ＴｉとＮとして固溶したことが原因になっていると考えられる。よって、粒径０．０１〜０．０５μｍのように小粒径のものは、少ない方が好ましいため、４×１０6 個／ｍｍ2 以下と規定した。
【００１３】
図４は、図３中の０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮ個数が４×１０6 個／ｍｍ2 以下である試験片を用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値と、熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮ個数との関係を調べた結果である。熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮの個数を透過電子顕微鏡を用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が５×１０4 個／ｍｍ2 以上の範囲では、衝撃吸収エネルギー値が２３５〜２５５Ｊと高い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数が５×１０4 個／ｍｍ2 より少ないときは衝撃吸収エネルギー値は低下する。大入熱溶接の溶接ボンド部で安定に溶け残るＴｉＮの粒径は、０．０７μｍ以上である。つまり、ＴｉＮで、粒径０．０７〜０．１μｍのものは、溶接のピーク温度１４００℃以上の大入熱溶接下で溶け残るため、粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮの個数を５×１０4 個／ｍｍ2 以上にすることで、溶接ボンド部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼とすることが可能となる。
【００１４】
図５は、０．１２％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとし、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、更に入熱１５０ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与したものから採取した試験片の衝撃吸収エネルギー値（ｖＥ−２０℃）と、熱サイクル前の試験片中に存在するＮ量との関係を調べた結果である。図より、衝撃吸収エネルギーは、Ｎ量０．００２％の所を境として大きく変化している。つまり、Ｎ量を０．００２％以下に限定することでＮ量を低下させ、その結果、母材中に固溶するＮが低減でき、溶接ボンド部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼とすることが可能となる。
【００１５】
次に、これらの熱サイクル付与サンプルを用いてＣＴＯＤ試験を実施した。試験温度は、−５０℃で実施した。各温度において、破面を観察し、脆性破壊発生起点を走査型電子顕微鏡で観察した。その結果、粗大なＴｉＮが脆性破壊の発生起点となっていることが判明した。この起点となっているＴｉＮのサイズを円相当径で整理した結果、０．６μｍ程度のＴｉＮが存在すると、破壊の起点となりうることが分かった。き裂先端にこれらの粗大なＴｉＮが存在していると脆性破壊を発生するわけであり、ＣＴＯＤ値のバラツキはこの粗大なＴｉＮがＣＴＯＤ試験片の疲労き裂先端に存在するか否かの存在確率に大きく依存することを確認した。疲労き裂先端近傍の組織を詳細に調査した結果、０．５μｍ未満のサイズのＴｉＮが存在していても、脆性破壊の核になっていないことを究明し、０．５μｍ以上の粗大なＴｉＮの存在を抑制すれば高いＣＴＯＤ値の得られることを知見した。
本発明の粗大ＴｉＮの許容サイズと存在確率（個数）を明確にするため、０．５μｍ以上のサイズのＴｉＮの個数と、−５０℃の限界ＣＴＯＤ値の関係を図６に示す。粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5〜５×１０6個／ｍｍ2存在している場合（本発明範囲）のデータＡあり、この場合、粒径０．５μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個／ｃｍ2以下であれば安定して０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値が得られている。一方、粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5個／ｍｍ2未満である場合（本発明範囲外）のデータＢには、たとえ粒径０．５μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個／ｃｍ2以下であっても、０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値は得ることができない。
したがって、−５０℃の使用温度では、０．５μｍ以上のＴｉＮの存在確率を低減することが望ましい。本発明の粗大ＴｉＮの許容サイズと存在確率（個数）は上記検討結果に基づき決定されたものである。
【００１６】
次に、溶接熱影響部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼の化学成分（質量％）を前記のように限定した理由について述べる。
Ｃは、強度を向上するのに最も有効な元素であるが、Ｃ量が高いとセメンタイト相分率が高くなったり、溶接部において島状マルテンサイトが生成しやすくなり、脆性破壊を発生させる核（以降、脆性破壊発生核と称する）となる可能性が増大する。したがって０．１５％を超える過剰な添加は好ましくないが、一方、Ｃが０．０４％以下になると構造用鋼としての強度確保が困難になるので、下限は０．０４％とする。
Ｓｉは、強度向上元素として有効であり安価な溶鋼の脱酸元素としても有用であるが、０．５０％を超えると溶接部において島状マルテンサイトの生成を助長させる。また、０．０５０％未満では強度の向上効果が不十分でＴｉやＡｌ等の高価な脱酸元素を多用する必要があるために、０．０５０〜０．５０％に限定する。
Ｍｎは、Ｃの含有量を抑制しつつ強度を向上する有用な元素である。Ｃを０．１５％以下に抑制しているため、強度確保の観点から、Ｍｎの必要下限を０．８０％とする。一方、２．０％超のＭｎの添加は、不必要に強度上昇を招き、母材靱性・溶接性を阻害するため、０．８０〜２．０％に限定する。
【００１７】
Ｐは、母材靱性の観点から０．０１５％以下に限定した。なお、不純物としてのＰは、できるだけ低いほど好ましいが、経済性も考慮する場合は、溶接性の点から０．００５％以下が好ましい。
Ｓは、母材靱性の観点から０．０１％以下に限定した。なお、不純物としてのＳは、できるだけ低いほど好ましいが、経済性も考慮する場合は溶接性・加工性の点から０．００５％以下が好ましい。
Ａｌは、Ｓｉ同様に脱酸上必要な元素であり、下限を０．００１％とし、０．０６％を超える過度の添加はＨＡＺ靱性を損なうために、０．００１〜０．０６％に限定した。
【００１８】
Ｔｉは、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるため、０．００２％以上、かつＴｉ／Ｎ比で１．０以上、６．０以下の範囲で添加する。ただし、０．０１５％を超えて添加すると、本発明の眼目である極低Ｎ化によるＨＡＺ靱性改善効果を低下させ、更に高いＴｉはＴｉＮを粗大化させる駆動力となるので、０．００２〜０．０１５％とした。
Ｎは、本発明中、最も重要な元素である。高いＮ量は、粗大なＴｉＮを生成させる一つの原因となり、かつ固溶Ｎ量も増大させるので、特に溶接部において高いＣＴＯＤ値を確保することは困難となる。そこで、Ｎを０．００３％以下に抑えることがＨＡＺ部での高ＣＴＯＤ特性を向上させる本発明の眼目である。また、ＨＡＺ靱性とＣＴＯＤ特性をより向上させるため、添加量は０．００２％以下が好ましい。
【００１９】
以上が、本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、母材強度の向上や低温靱性・溶接性の改善を目的とした低炭素等量化のために、要求される品質特性、又は鋼材の大きさ・鋼板厚に応じて本発明で規定する合金元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ）を強度・低温靱性・溶接性を向上する観点から、１種又は２種以上を添加しても本発明の効果は何ら損なわれることはない。
Ｃｕは、鋼材の強度、靱性を向上させるために有効であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靱性を低下させることから、１．０％を上限とする。
Ｎｉは、鋼材の強度、靱性を向上させるために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇させるので、１．５％を上限とする。
【００２０】
Ｎｂは、焼入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させる有功な元素であるが、過剰な添加は粗大なＮｂＣＮ析出物を生成せしめ、脆性破壊の発生核となることがあるので、０．０５％を上限とした。
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏについても同様な効果を有することから、それぞれ０．１％、０．６％、０．６％を上限とした。
Ｂは、ＨＡＺ靱性に有害な粒界フェライトの粗大化、フェライトサイドプレートの成長抑制から有効であるが、過剰な添加は不必要に焼き入れ性を増大させ、特にショートアークを行った鋼板表面の硬度を著しく高め、場合によっては割れを生じさせることもあるので、０．０００２％〜０．００３％とした。
更に、Ａｌに加えて、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの脱酸元素を１種又は２種以上添加しても本発明の効果は何ら損なわれる事はない。ただし過剰な添加は粗大な酸化物生成の原因となり、粗大な酸化物や介在物が脆性破壊の発生核となる可能性もあるので、それぞれ０．０００２〜０．００３％、０．０００２〜０．００５％、０．００１〜０．０５％とした。
【００２１】
次に、本発明でＴｉ／Ｎ比を限定する理由を述べる。たとえＮを極低化しても、Ｎがフリーの状態で鋼中に固溶するのは、ＨＡＺ靱性の観点から好ましくなく、少なくともＴｉ／Ｎ重量比で１．０以上必要であるが、一方、Ｔｉ過剰な状態が過ぎると、フリーのＴｉがＨＡＺ靱性に有害であるので、Ｔｉ／Ｎ比が６．０以下であることが必要である。
【００２２】
【実施例】
表１及び表２に示した化学成分の鋼板を試作した。Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｈが本発明鋼であり、Ａ２、Ｂ２、Ｊ〜Ｒが比較鋼である。成分的には、Ａ１とＡ２及びＪ、Ｂ１とＢ２及びＫ、ＣとＬ、ＤとＭ、ＥとＮ、ＦとＰ、ＧとＱ、ＨとＲがほぼ一致しており、本発明鋼のＴｉ量は、いずれも０．００２〜０．００５％、Ｎ量はいずれも０．００３％以下、特にＡ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｅ及びＨは０．００２％以下、またＴｉ／Ｎ比は１．０〜６．０の範囲である。これに対し、比較鋼Ａ２、Ｂ２は、発明鋼Ａ１、Ｂ１と全く同じ化学成分、成分量を有している。また、比較鋼ＪはＴｉ添加なし、Ｎ量は本発明範囲外、比較鋼Ｋ、Ｍ、Ｐ、ＱはＴｉ量、Ｎ量のいずれか、又は両方が本発明の範囲外である。比較鋼ＮはＶが本発明の請求項３の範囲を超えており、比較鋼ＬはＣａが請求項４の範囲を超えている。また比較鋼Ｌ、ＱはＴｉ／Ｎ比が、それぞれ本発明範囲を超えている。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】
また、表３に示したＴｉＮの個数については、本発明鋼Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｈにおいて、粒径０．０１〜０．１μｍ：５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 、粒径０．０１〜０．０５μｍ：４×１０6 個／ｍｍ2 以下、粒径０．０７〜０．１μｍ：５×１０4 個／ｍｍ2 以上、粒径０．５μｍ以上：１０個／ｃｍ2 以下の範囲を満足している。これに対し、比較鋼ＪはＴｉ添加なしであるためＴｉＮは観察されず、比較鋼Ａ２、Ｂ２、Ｋ、Ｍ、Ｐ、Ｒは粒径０．０１〜０．１μｍ：５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 の範囲を外れ、比較鋼Ａ２、Ｋ、Ｍ、Ｎ、Ｐは粒径０．０１〜０．０５μｍ：４×１０6 個／ｍｍ2 以下の範囲を超え、比較鋼Ａ２、Ｒは粒径０．０７〜０．１μｍ：５×１０4 個／ｍｍ2 以上の範囲を下回っている。また、比較例Ｂ２、Ｍ〜Ｒは粒径０．５μｍ以上：１０個／ｃｍ2 以下の範囲を超えている。なお、比較鋼Ａ２、Ｂ２は鋳造後の鋳片の冷却条件が、Ａ１、Ｂ１と異なっている。
【００２６】
【表３】
【００２７】
表４には、本発明鋼、及び比較鋼の溶接条件、及びＨＡＺ靱性評価、ＣＴＯＤの結果を示す。本発明鋼、及び比較鋼は、いずれも転炉溶製し、連続鋳造にて２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造後、加熱圧延にて表４に示す所定の板厚に仕上げた。試作した鋼板は、それぞれ表４に示す溶接法にて１パス溶接を行い、溶接ボンド部の靱性を評価した。すなわち溶接法としては、フラックスバッキング溶接（ＦＢ）、エレクトロガス溶接（ＥＧ）、エレクトロスラグ溶接（ＥＳ）を用い、それぞれ（）内に示す適切な溶接入熱にて溶接を行った。また、溶接ボンド部靱性はシャルピー試験により評価した。評価温度は表４に示すとおりで、それぞれの鋼板成分で要求される典型的な温度を採用した。シャルピー試験の繰返し数は３（Ｎ＝３）である。
【００２８】
【表４】
【００２９】
まず化学成分的に、発明鋼と比較鋼との比較を行う。鋼Ａ１と鋼Ｊとの結果を比較すると、Ｔｉ含有の差、極低Ｎ量の効果は明白であり、溶接入熱の高いフラックスバッキング溶接において、ＨＡＺ靱性の差は極めて顕著に現れる。鋼Ｂ１と鋼Ｋとを比較すると、フラックスバッキング溶接、エレクトロガス溶接、いずれの溶接においても鋼Ｂ１のＨＡＺ靱性が優れている。特に、入熱の高いエレクトロガス溶接を実施したときの、衝撃吸収エネルギーの最小値の差は大きい。同様の比較は鋼Ｄと鋼Ｍ、鋼Ｅと鋼Ｎでも見られる。また、鋼Ｃと鋼Ｌとの比較では、鋼ＣのＨＡＺ靱性が非常に良好なのに対し、鋼Ｌでは、Ｔｉ量が多いのでＴｉ／Ｎ比の適正範囲の逸脱、及び高Ｃａ量によりＨＡＺ靱性が大幅に低下している。同様に、鋼Ｇと鋼Ｑとの比較でも、鋼Ｑの過剰Ｔｉ量によるＴｉ／Ｎ比の適正範囲の逸脱が、ＨＡＺ靱性の低下に大きく影響している。
【００３０】
次に、ＴｉＮのそれぞれの粒径の個数について発明鋼と比較鋼との比較を行う。鋼Ａ１と鋼Ｊとの結果を比較すると、Ｔｉ含有の差、極低Ｎの効果は明白である。鋼Ａ１においては、各粒径におけるＴｉＮの個数が、規定範囲に納まっている。一方、鋼Ｊは、母材中にＴｉＮの結晶が存在しない。この結果、ＨＡＺ靱性及びＣＴＯＤ値の差は極めて顕著に現れている。鋼Ｅと鋼Ｎとを比較すると、鋼Ｎは、粒径０．０１〜０．０５μｍ及び０．５μｍ以上のＴｉＮの個数が規定範囲を逸脱しているため、ＨＡＺ靱性及びＣＴＯＤ値が低下している。また、鋼Ｍ、Ｎ、Ｐ、Ｑ、Ｒは、前記のように０．５μｍ以上の粒径を有するＴｉＮが所定の個数以上であるため、それぞれの試験温度において充分なＣＴＯＤ値が得られていない。
また、鋼Ｇと鋼ＱはＴｉＮ粒径０．５μｍ以上の個数が大きく異なることからＨＡＺ靱性及びＣＴＯＤ値が大幅に異なっている。
【００３１】
更に、化学成分及び成分量は等しいが、鋳造後の鋳片の冷却条件が異なることでＴｉＮの個数が異なる発明鋼Ａ１、Ｂ１と比較鋼Ａ２、Ｂ２との比較を行う。このように、鋳造後の鋳片を冷却段階で９００〜１３００℃で１０分間以上保持し、この範囲で、温度、保持時間を調整できなければ、比較鋼Ａ２のように、ＴｉＮの個数が、規定範囲を逸脱し、ＨＡＺ靱性を大きく低下させることが分かる。また、１２００〜１３００℃程度の高温で６０分以上保持すると、ＴｉＮの粗大化現象が生じ、比較鋼Ｂ２のように０．５μｍ以上のＴｉＮの個数が増加してしまうので、高いＣＴＯＤ値を得ることはできなくなる。つまり、本発明においては、各粒径におけるＴｉＮの個数を規定範囲に納めることが重要となるが、それには、化学成分、成分量及び鋳造後の鋳片適正な温度、保持時間が重要な要因となる。
【００３２】
以上の結果から、本発明の効果は明らかであり、母材中のＮを、Ｎ：０．００３％以下と低減し、Ｔｉ／Ｎ比を１．０〜６．０に保ちながらＴｉを添加し、溶接前の鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 存在させ、かつ０．５μｍ以上の粗大ＴｉＮの存在を抑制することにより、溶接ＨＡＺ靱性、とりわけ大入熱の溶接ボンド部靱性を安定かつ向上させ高ＣＴＯＤを保証することが可能となった。本発明により、近年の鋼構造物の大型化に伴う使用鋼材の厚手化、建造コストの削減、建造の高能率化の点から進められる溶接大入熱化に伴う溶接部靱性確保が可能となり、産業界が享受可能な経済的利益は多大なものがあると考えられる。
【００３３】
【発明の効果】
本発明は、Ｎを０．００３％以下にすることで固溶Ｎを低減し、Ｔｉ／Ｎ比を１．０〜６．０にすることで、Ｔｉ過剰、及びＮ過剰を抑制し、更に、ＴｉＮの粒子の粒径、及び個数を規定することで、大入溶接下でのＴｉＮによるピンニング効果、固溶Ｔｉ、固溶Ｎ、ＴｉＣ析出効果、更に脆性破壊の発生核となる粗大なＴｉＮの排除を配慮した、溶接熱影響部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼を製造できる。特に、大入熱溶接を適用した溶接継手部においてでも、−５０℃における低温環境下で０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値を安定して確保できるので、脆性破壊の発生を抑制する必要のある重要鋼構造物の鋼材として使用できるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材及び再現溶接ボンド部のＴｉＮの粒径分布のグラフである。
【図２】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図３】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図４】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図５】ＨＡＺ靱性に及ぼすＮ量の影響を示したグラフである。
【図６】粒径別ＴｉＮの個数と、−５０℃における大入熱溶接部の限界ＣＴＯＤ値の関係を示したグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、ＬＰＧタンク、ＬＰＧ運搬船（タンカー）のタンク部、及びＬＮＧタンカーにおいてＬＮＧタンクを支持する部材等の鋼構造物で、−５０℃の低温環境下で使用されることを前提に設計された大入熱溶接を適用した継手部においても、破壊靱性値であるＣＴＯＤ値が高い特徴を有する溶接用構造用低温用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
阪神大震災を契機に、脆性破壊を防止しようとするニーズが高まっている。脆性破壊を防止するためには、鋼材及びその溶接部において高い破壊靱性値を確保する必要がある。破壊靱性値として、ＣＴＯＤ値が広く用いられており、海洋構造物や重要建築物には、溶接継手部のＣＴＯＤ値を保証させようとする施工主や設計者の要求があるが、溶接部のＣＴＯＤ値は特に大きくばらつくために、ＣＴＯＤ値を保証することは極めて難しい。
一方、従来からシャルピー試験によるＶノッチシャルピー衝撃試験での吸収エネルギーが靱性の尺度として広く用いられてきた。溶接部の靱性を確保するためには、鋼材側から様々な対策が提案されてきた。そのうち最も広く用いられているのは、例えば、特公昭５５−２６１６４号公報などの、鋼中に微細なＴｉ窒化物（以下ＴｉＮと呼ぶ）を分散させることによって、ＨＡＺ（溶接熱影響部：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）のオーステナイト粒の成長を抑え、靱性を向上させる方法である。また、特開平３−２６４６１４号公報の、ＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物をＨＡＺのフェライト生成核として活用し、ＨＡＺ靱性を向上させる方法が提案されている。ＨＡＺの中で、溶接金属との境界部（以下、溶接ボンド部と呼ぶ）の靱性が最も低いのは周知であるが、これは、最高到達温度が１４００℃を超える溶接ボンド部ではオーステナイト粒の粒成長が著しく、そのために溶接ボンド部の組織が粗くなるためであり、ＴｉＮの分散によりオーステナイト粒の成長を抑制し、最終的なボンド組織を微細化することにより靱性を改善する、というのがＴｉＮ活用の基本的な考え方である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
上記ＴｉＮ活用技術によりシャルピー試験によるＨＡＺ靱性を向上させる技術はいくつか提案されてきた。しかしながら、シャルピー試験で高い吸収エネルギーが得られた溶接継手部でも、ＣＴＯＤ試験を行うと０．０５ｍｍ以下といった低値が発生することが多く、ＣＴＯＤ値を保証することは困難であった。
更に、鋼材中に様々な粒径、及び個数を持つＴｉＮが分散していると、溶接方法、及び最高到達温度の違いにより、一部のＴｉＮは鋼材中に固溶することでＨＡＺ靱性を低下させ、またある一部のものは、鋼材中で粗大化することでＨＡＺ靱性を低下させる原因となり、最終的にＨＡＺ靱性を改善することが困難になるという問題があった。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、溶接部で大きくばらつくＣＴＯＤ試験において、−５０℃の低温環境下においても、０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を保証しうる鋼材を提供するため、鋼材中のＮ量、Ｔｉ／Ｎ比、ＴｉＮの粒径、及びその粒径の個数を規定することで、溶接熱影響部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼を供することを目的とする。
設計温度において必要なＣＴＯＤ値は、破壊防止設計の考え方により０．０５ｍｍ以上であったり、０．１ｍｍ以上であったりと様々であるが、破壊靱性値が０．０５ｍｍ以下のＣＴＯＤ値の場合には、使用される鋼材の板厚程度の溶接欠陥（例えば２０〜３０ｍｍ）等が存在すれば降伏点の１／２〜２／３程度の設計応力下でも脆性破壊する危険性があり、危険物を低温貯蔵するような構造物では重大な問題をまねく可能性がある。０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値が保証でき、非破壊検査により板厚サイズ以上の欠陥の存在を否定できれば、設計応力下、あるいは設計応力の１．２倍程度の応力が負荷された場合でも脆性破壊を生ずることはないと考えられる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
前記目的に沿う本発明に係る高ＣＴＯＤ保証低温用鋼は、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５０〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００２〜０．０１５％、Ｎ：０．００３％以下の成分を有し、残部が鉄及び不回避的不純物からなると共に、Ｔｉ／Ｎが１．０〜６．０を満足する鋼材で、しかも、溶接前の前記鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5〜５×１０6個／ｍｍ2存在し、かつ粒径０．５μｍ以上のＴｉＮを１０個／ｃｍ2以下とし、更に粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮが４×１０6個／ｍｍ2以下、及び粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０4個／ｍｍ2以上存在して、−５０℃の低温環境下でも溶接ボンド部で０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を安定に確保できる。これにより、大入溶接下でのＴｉＮによるピンニング効果、固溶Ｔｉ、固溶Ｎ、ＴｉＣ析出効果、更にＴｉＮの粗大化効果を配慮しつつ、ＣＴＯＤ試験においても高いＣＴＯＤ値を確保するものである。
ここで、前記鋼材中の粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮを４×１０6個／ｍｍ2以下にすることにより、溶接した後、ＴｉＮが溶解して消滅することによる、母材中の固溶Ｔｉ、固溶Ｎの量の増大を抑制し、かつ脆性破壊の発生起点となる粗大ＴｉＮの存在を抑制することにより溶接熱影響部での高ＣＴＯＤ値を保証しうる溶接用構造用鋼とするものである。
【０００５】
また、前記鋼材中の粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０4個／ｍｍ2以上にすることにより、大入溶接下においても溶け残ることが可能で、しかもピンニング効果を発揮できるＴｉＮ量となるため、溶接熱影響部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼とすることができる。
更に、質量％でＮを０．００２％以下にすることが好ましい。これにより、固溶Ｎを大幅に低減することができる。
【０００６】
そして、前記鋼材中に、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の１種又は２種以上の成分、或いは、又は、更には、Ｃａ：０．０００２〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の１種又は２種以上の成分を有することが好ましい。ここで、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢの添加により、母材強度の向上や、低温靱性・溶接性を向上させることができる。また、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの添加により、鋼材中の脱酸を有効に行うことができる。
なお、鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 存在するようにするには、鋳造後の鋳片を冷却段階で９００〜１３００℃の間で１０分間以上保持すればよいが、更に、この範囲で、温度、保持時間を調整することによりＴｉＮの粒径、個数を調整する。
【０００７】
本発明者は、種々のＴｉ、Ｎ量、ならびにＴｉ／Ｎ比を有する鋼板に、溶接ボンド部の熱影響を再現する熱サイクルを付与し、組織及び靱性を広範囲に調査した。特に、従来検討されてきていない母材中のＴｉＮの粒径、及び個数について詳細に検討した。
【０００８】
【発明の実施の形態】
続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発明の理解に供する。
本発明の一実施の形態に係る高ＣＴＯＤ保証低温用鋼を製造するために、以下に示すような種々の試験を行った。
図１は、０．１２％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとして、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、更に、それに入熱１００ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与した後と前の、熱サイクル付与前後それぞれのＴｉＮの粒径の分布図である。なお、ＴｉＮは、透過電子顕微鏡により観察し、粒径は画像処理により円相当径として算出した。この場合、溶接ボンド部の熱影響を再現する熱サイクルとしては、溶接ボンド部の最高到達温度は１４００℃とし、溶接入熱の影響は、実測データを基に、加熱温度、最高温度での保持時間、冷却速度を制御することにより達成した。図より、ＴｉＮの粒径は、溶接入熱の影響を受けていない母材で０．０４μｍをピークとして０．０１〜０．１μｍ、溶接ボンド部で０．１３μｍをピークとして０．０５〜０．１５μｍの範囲にそれぞれ分布している。つまり、母材に存在するＴｉＮの粒径は、０．０１〜０．１μｍの範囲に分布していることが分かる。以上のことより、大入溶接下におけるＴｉＮの状態は、ＴｉＮの粒径０．０５μｍを境として、０．０５μｍより小さいものは母材中に溶解して固溶し、大きいものは逆に粗大化すると考えられる。
【０００９】
更に、このＴｉＮの粒径及び個数が、ＨＡＺ靱性にどのような影響を及ぼすのかを明確にするため、本発明者らは溶接ボンド部の熱影響を再現する熱サイクル試験を種々の鋼板に付与し、溶接入熱ごとにそれに相当する一定の溶接履歴を受けた鋼板の組織及びその靱性を調査し、鋼板の成分であるＴｉＮの粒径、個数及びＮ量と溶接入熱の影響を検討した。
【００１０】
以下に、溶接履歴を受けた鋼板から試験片を取り出し、−２０℃に冷却した後、Ｖノッチシャルピー試験を実施した結果を示す。
図２は、０．１０％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとして、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、それに入熱１００ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与したものを試験片として用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値（ｖＥ−２０℃（Ｊ））と、熱サイクルを付与する前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数との関係を調べた結果図である。なお、この試験では、衝撃吸収エネルギー値が高いほど、靱性が優れていることを示している。
【００１１】
熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮの個数を透過電子顕微鏡を用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 の範囲では、衝撃吸収エネルギー値が１００〜２６０Ｊと高い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数が５×１０5 個／ｍｍ2 未満のときは衝撃吸収エネルギー値が低下し、また、５×１０6 個／ｍｍ2 より多いときも低下する。即ち、ＴｉＮの個数が５×１０5 個／ｍｍ2 未満のとき、大入熱溶接の熱サイクル下では、母材中に存在するＴｉＮが、鋼中にＴｉ、Ｎとして固溶するため、母材の結晶粒成長を抑制するための十分なＴｉＮ量を確保できなくなっている。その結果、ＴｉＮのピン止め効果が発揮できず、母材中の結晶粒が大きくなり、靱性を低下させている。一方、５×１０6 個／ｍｍ2 より多いとき、これは、大入熱溶接の熱サイクル下では、母材中に存在するＴｉＮが、Ｔｉ、Ｎとして固溶する量が多くなり過ぎること、また、熱サイクルにより母材中に粗大化したＴｉＮが増加することが衝撃吸収エネルギー低下の原因になると考えられる。粗大化したＴｉＮは破壊の起点となり、衝撃吸収エネルギー値を低くすると考えられる。よって、溶接前の鋼材中に存在する粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数を５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 にすることで、溶接ボンド部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼とすることが可能となる。
【００１２】
次に、図１の母材部と溶接ボンド部のＴｉＮの粒径分布の比較より得られた０．０５μｍ以下のＴｉＮに注目してプロットした図を、図３に示す。なお図３は、図２中の０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数が５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 である試験片を用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値と、熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮ個数との関係を調査した。熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮの個数を透過電子顕微鏡を用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が４×１０6 個／ｍｍ2 以下の範囲では、衝撃吸収エネルギー値が１５０〜２６０Ｊと高い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数が４×１０6 個／ｍｍ2 より多いときは衝撃吸収エネルギー値は低下する。これは、粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮが、熱サイクルにより、母材中に、ＴｉとＮとして固溶したことが原因になっていると考えられる。よって、粒径０．０１〜０．０５μｍのように小粒径のものは、少ない方が好ましいため、４×１０6 個／ｍｍ2 以下と規定した。
【００１３】
図４は、図３中の０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮ個数が４×１０6 個／ｍｍ2 以下である試験片を用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値と、熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮ個数との関係を調べた結果である。熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮの個数を透過電子顕微鏡を用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が５×１０4 個／ｍｍ2 以上の範囲では、衝撃吸収エネルギー値が２３５〜２５５Ｊと高い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数が５×１０4 個／ｍｍ2 より少ないときは衝撃吸収エネルギー値は低下する。大入熱溶接の溶接ボンド部で安定に溶け残るＴｉＮの粒径は、０．０７μｍ以上である。つまり、ＴｉＮで、粒径０．０７〜０．１μｍのものは、溶接のピーク温度１４００℃以上の大入熱溶接下で溶け残るため、粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮの個数を５×１０4 個／ｍｍ2 以上にすることで、溶接ボンド部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼とすることが可能となる。
【００１４】
図５は、０．１２％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとし、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、更に入熱１５０ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与したものから採取した試験片の衝撃吸収エネルギー値（ｖＥ−２０℃）と、熱サイクル前の試験片中に存在するＮ量との関係を調べた結果である。図より、衝撃吸収エネルギーは、Ｎ量０．００２％の所を境として大きく変化している。つまり、Ｎ量を０．００２％以下に限定することでＮ量を低下させ、その結果、母材中に固溶するＮが低減でき、溶接ボンド部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼とすることが可能となる。
【００１５】
次に、これらの熱サイクル付与サンプルを用いてＣＴＯＤ試験を実施した。試験温度は、−５０℃で実施した。各温度において、破面を観察し、脆性破壊発生起点を走査型電子顕微鏡で観察した。その結果、粗大なＴｉＮが脆性破壊の発生起点となっていることが判明した。この起点となっているＴｉＮのサイズを円相当径で整理した結果、０．６μｍ程度のＴｉＮが存在すると、破壊の起点となりうることが分かった。き裂先端にこれらの粗大なＴｉＮが存在していると脆性破壊を発生するわけであり、ＣＴＯＤ値のバラツキはこの粗大なＴｉＮがＣＴＯＤ試験片の疲労き裂先端に存在するか否かの存在確率に大きく依存することを確認した。疲労き裂先端近傍の組織を詳細に調査した結果、０．５μｍ未満のサイズのＴｉＮが存在していても、脆性破壊の核になっていないことを究明し、０．５μｍ以上の粗大なＴｉＮの存在を抑制すれば高いＣＴＯＤ値の得られることを知見した。
本発明の粗大ＴｉＮの許容サイズと存在確率（個数）を明確にするため、０．５μｍ以上のサイズのＴｉＮの個数と、−５０℃の限界ＣＴＯＤ値の関係を図６に示す。粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5〜５×１０6個／ｍｍ2存在している場合（本発明範囲）のデータＡあり、この場合、粒径０．５μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個／ｃｍ2以下であれば安定して０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値が得られている。一方、粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5個／ｍｍ2未満である場合（本発明範囲外）のデータＢには、たとえ粒径０．５μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個／ｃｍ2以下であっても、０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値は得ることができない。
したがって、−５０℃の使用温度では、０．５μｍ以上のＴｉＮの存在確率を低減することが望ましい。本発明の粗大ＴｉＮの許容サイズと存在確率（個数）は上記検討結果に基づき決定されたものである。
【００１６】
次に、溶接熱影響部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼の化学成分（質量％）を前記のように限定した理由について述べる。
Ｃは、強度を向上するのに最も有効な元素であるが、Ｃ量が高いとセメンタイト相分率が高くなったり、溶接部において島状マルテンサイトが生成しやすくなり、脆性破壊を発生させる核（以降、脆性破壊発生核と称する）となる可能性が増大する。したがって０．１５％を超える過剰な添加は好ましくないが、一方、Ｃが０．０４％以下になると構造用鋼としての強度確保が困難になるので、下限は０．０４％とする。
Ｓｉは、強度向上元素として有効であり安価な溶鋼の脱酸元素としても有用であるが、０．５０％を超えると溶接部において島状マルテンサイトの生成を助長させる。また、０．０５０％未満では強度の向上効果が不十分でＴｉやＡｌ等の高価な脱酸元素を多用する必要があるために、０．０５０〜０．５０％に限定する。
Ｍｎは、Ｃの含有量を抑制しつつ強度を向上する有用な元素である。Ｃを０．１５％以下に抑制しているため、強度確保の観点から、Ｍｎの必要下限を０．８０％とする。一方、２．０％超のＭｎの添加は、不必要に強度上昇を招き、母材靱性・溶接性を阻害するため、０．８０〜２．０％に限定する。
【００１７】
Ｐは、母材靱性の観点から０．０１５％以下に限定した。なお、不純物としてのＰは、できるだけ低いほど好ましいが、経済性も考慮する場合は、溶接性の点から０．００５％以下が好ましい。
Ｓは、母材靱性の観点から０．０１％以下に限定した。なお、不純物としてのＳは、できるだけ低いほど好ましいが、経済性も考慮する場合は溶接性・加工性の点から０．００５％以下が好ましい。
Ａｌは、Ｓｉ同様に脱酸上必要な元素であり、下限を０．００１％とし、０．０６％を超える過度の添加はＨＡＺ靱性を損なうために、０．００１〜０．０６％に限定した。
【００１８】
Ｔｉは、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるため、０．００２％以上、かつＴｉ／Ｎ比で１．０以上、６．０以下の範囲で添加する。ただし、０．０１５％を超えて添加すると、本発明の眼目である極低Ｎ化によるＨＡＺ靱性改善効果を低下させ、更に高いＴｉはＴｉＮを粗大化させる駆動力となるので、０．００２〜０．０１５％とした。
Ｎは、本発明中、最も重要な元素である。高いＮ量は、粗大なＴｉＮを生成させる一つの原因となり、かつ固溶Ｎ量も増大させるので、特に溶接部において高いＣＴＯＤ値を確保することは困難となる。そこで、Ｎを０．００３％以下に抑えることがＨＡＺ部での高ＣＴＯＤ特性を向上させる本発明の眼目である。また、ＨＡＺ靱性とＣＴＯＤ特性をより向上させるため、添加量は０．００２％以下が好ましい。
【００１９】
以上が、本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、母材強度の向上や低温靱性・溶接性の改善を目的とした低炭素等量化のために、要求される品質特性、又は鋼材の大きさ・鋼板厚に応じて本発明で規定する合金元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ）を強度・低温靱性・溶接性を向上する観点から、１種又は２種以上を添加しても本発明の効果は何ら損なわれることはない。
Ｃｕは、鋼材の強度、靱性を向上させるために有効であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靱性を低下させることから、１．０％を上限とする。
Ｎｉは、鋼材の強度、靱性を向上させるために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇させるので、１．５％を上限とする。
【００２０】
Ｎｂは、焼入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させる有功な元素であるが、過剰な添加は粗大なＮｂＣＮ析出物を生成せしめ、脆性破壊の発生核となることがあるので、０．０５％を上限とした。
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏについても同様な効果を有することから、それぞれ０．１％、０．６％、０．６％を上限とした。
Ｂは、ＨＡＺ靱性に有害な粒界フェライトの粗大化、フェライトサイドプレートの成長抑制から有効であるが、過剰な添加は不必要に焼き入れ性を増大させ、特にショートアークを行った鋼板表面の硬度を著しく高め、場合によっては割れを生じさせることもあるので、０．０００２％〜０．００３％とした。
更に、Ａｌに加えて、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの脱酸元素を１種又は２種以上添加しても本発明の効果は何ら損なわれる事はない。ただし過剰な添加は粗大な酸化物生成の原因となり、粗大な酸化物や介在物が脆性破壊の発生核となる可能性もあるので、それぞれ０．０００２〜０．００３％、０．０００２〜０．００５％、０．００１〜０．０５％とした。
【００２１】
次に、本発明でＴｉ／Ｎ比を限定する理由を述べる。たとえＮを極低化しても、Ｎがフリーの状態で鋼中に固溶するのは、ＨＡＺ靱性の観点から好ましくなく、少なくともＴｉ／Ｎ重量比で１．０以上必要であるが、一方、Ｔｉ過剰な状態が過ぎると、フリーのＴｉがＨＡＺ靱性に有害であるので、Ｔｉ／Ｎ比が６．０以下であることが必要である。
【００２２】
【実施例】
表１及び表２に示した化学成分の鋼板を試作した。Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｈが本発明鋼であり、Ａ２、Ｂ２、Ｊ〜Ｒが比較鋼である。成分的には、Ａ１とＡ２及びＪ、Ｂ１とＢ２及びＫ、ＣとＬ、ＤとＭ、ＥとＮ、ＦとＰ、ＧとＱ、ＨとＲがほぼ一致しており、本発明鋼のＴｉ量は、いずれも０．００２〜０．００５％、Ｎ量はいずれも０．００３％以下、特にＡ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｅ及びＨは０．００２％以下、またＴｉ／Ｎ比は１．０〜６．０の範囲である。これに対し、比較鋼Ａ２、Ｂ２は、発明鋼Ａ１、Ｂ１と全く同じ化学成分、成分量を有している。また、比較鋼ＪはＴｉ添加なし、Ｎ量は本発明範囲外、比較鋼Ｋ、Ｍ、Ｐ、ＱはＴｉ量、Ｎ量のいずれか、又は両方が本発明の範囲外である。比較鋼ＮはＶが本発明の請求項３の範囲を超えており、比較鋼ＬはＣａが請求項４の範囲を超えている。また比較鋼Ｌ、ＱはＴｉ／Ｎ比が、それぞれ本発明範囲を超えている。
【００２３】
【表１】
【表２】
また、表３に示したＴｉＮの個数については、本発明鋼Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｈにおいて、粒径０．０１〜０．１μｍ：５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 、粒径０．０１〜０．０５μｍ：４×１０6 個／ｍｍ2 以下、粒径０．０７〜０．１μｍ：５×１０4 個／ｍｍ2 以上、粒径０．５μｍ以上：１０個／ｃｍ2 以下の範囲を満足している。これに対し、比較鋼ＪはＴｉ添加なしであるためＴｉＮは観察されず、比較鋼Ａ２、Ｂ２、Ｋ、Ｍ、Ｐ、Ｒは粒径０．０１〜０．１μｍ：５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 の範囲を外れ、比較鋼Ａ２、Ｋ、Ｍ、Ｎ、Ｐは粒径０．０１〜０．０５μｍ：４×１０6 個／ｍｍ2 以下の範囲を超え、比較鋼Ａ２、Ｒは粒径０．０７〜０．１μｍ：５×１０4 個／ｍｍ2 以上の範囲を下回っている。また、比較例Ｂ２、Ｍ〜Ｒは粒径０．５μｍ以上：１０個／ｃｍ2 以下の範囲を超えている。なお、比較鋼Ａ２、Ｂ２は鋳造後の鋳片の冷却条件が、Ａ１、Ｂ１と異なっている。
【００２６】
【表３】
表４には、本発明鋼、及び比較鋼の溶接条件、及びＨＡＺ靱性評価、ＣＴＯＤの結果を示す。本発明鋼、及び比較鋼は、いずれも転炉溶製し、連続鋳造にて２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造後、加熱圧延にて表４に示す所定の板厚に仕上げた。試作した鋼板は、それぞれ表４に示す溶接法にて１パス溶接を行い、溶接ボンド部の靱性を評価した。すなわち溶接法としては、フラックスバッキング溶接（ＦＢ）、エレクトロガス溶接（ＥＧ）、エレクトロスラグ溶接（ＥＳ）を用い、それぞれ（）内に示す適切な溶接入熱にて溶接を行った。また、溶接ボンド部靱性はシャルピー試験により評価した。評価温度は表４に示すとおりで、それぞれの鋼板成分で要求される典型的な温度を採用した。シャルピー試験の繰返し数は３（Ｎ＝３）である。
【００２８】
【表４】
まず化学成分的に、発明鋼と比較鋼との比較を行う。鋼Ａ１と鋼Ｊとの結果を比較すると、Ｔｉ含有の差、極低Ｎ量の効果は明白であり、溶接入熱の高いフラックスバッキング溶接において、ＨＡＺ靱性の差は極めて顕著に現れる。鋼Ｂ１と鋼Ｋとを比較すると、フラックスバッキング溶接、エレクトロガス溶接、いずれの溶接においても鋼Ｂ１のＨＡＺ靱性が優れている。特に、入熱の高いエレクトロガス溶接を実施したときの、衝撃吸収エネルギーの最小値の差は大きい。同様の比較は鋼Ｄと鋼Ｍ、鋼Ｅと鋼Ｎでも見られる。また、鋼Ｃと鋼Ｌとの比較では、鋼ＣのＨＡＺ靱性が非常に良好なのに対し、鋼Ｌでは、Ｔｉ量が多いのでＴｉ／Ｎ比の適正範囲の逸脱、及び高Ｃａ量によりＨＡＺ靱性が大幅に低下している。同様に、鋼Ｇと鋼Ｑとの比較でも、鋼Ｑの過剰Ｔｉ量によるＴｉ／Ｎ比の適正範囲の逸脱が、ＨＡＺ靱性の低下に大きく影響している。
【００３０】
次に、ＴｉＮのそれぞれの粒径の個数について発明鋼と比較鋼との比較を行う。鋼Ａ１と鋼Ｊとの結果を比較すると、Ｔｉ含有の差、極低Ｎの効果は明白である。鋼Ａ１においては、各粒径におけるＴｉＮの個数が、規定範囲に納まっている。一方、鋼Ｊは、母材中にＴｉＮの結晶が存在しない。この結果、ＨＡＺ靱性及びＣＴＯＤ値の差は極めて顕著に現れている。鋼Ｅと鋼Ｎとを比較すると、鋼Ｎは、粒径０．０１〜０．０５μｍ及び０．５μｍ以上のＴｉＮの個数が規定範囲を逸脱しているため、ＨＡＺ靱性及びＣＴＯＤ値が低下している。また、鋼Ｍ、Ｎ、Ｐ、Ｑ、Ｒは、前記のように０．５μｍ以上の粒径を有するＴｉＮが所定の個数以上であるため、それぞれの試験温度において充分なＣＴＯＤ値が得られていない。
また、鋼Ｇと鋼ＱはＴｉＮ粒径０．５μｍ以上の個数が大きく異なることからＨＡＺ靱性及びＣＴＯＤ値が大幅に異なっている。
【００３１】
更に、化学成分及び成分量は等しいが、鋳造後の鋳片の冷却条件が異なることでＴｉＮの個数が異なる発明鋼Ａ１、Ｂ１と比較鋼Ａ２、Ｂ２との比較を行う。このように、鋳造後の鋳片を冷却段階で９００〜１３００℃で１０分間以上保持し、この範囲で、温度、保持時間を調整できなければ、比較鋼Ａ２のように、ＴｉＮの個数が、規定範囲を逸脱し、ＨＡＺ靱性を大きく低下させることが分かる。また、１２００〜１３００℃程度の高温で６０分以上保持すると、ＴｉＮの粗大化現象が生じ、比較鋼Ｂ２のように０．５μｍ以上のＴｉＮの個数が増加してしまうので、高いＣＴＯＤ値を得ることはできなくなる。つまり、本発明においては、各粒径におけるＴｉＮの個数を規定範囲に納めることが重要となるが、それには、化学成分、成分量及び鋳造後の鋳片適正な温度、保持時間が重要な要因となる。
【００３２】
以上の結果から、本発明の効果は明らかであり、母材中のＮを、Ｎ：０．００３％以下と低減し、Ｔｉ／Ｎ比を１．０〜６．０に保ちながらＴｉを添加し、溶接前の鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 存在させ、かつ０．５μｍ以上の粗大ＴｉＮの存在を抑制することにより、溶接ＨＡＺ靱性、とりわけ大入熱の溶接ボンド部靱性を安定かつ向上させ高ＣＴＯＤを保証することが可能となった。本発明により、近年の鋼構造物の大型化に伴う使用鋼材の厚手化、建造コストの削減、建造の高能率化の点から進められる溶接大入熱化に伴う溶接部靱性確保が可能となり、産業界が享受可能な経済的利益は多大なものがあると考えられる。
【００３３】
【発明の効果】
本発明は、Ｎを０．００３％以下にすることで固溶Ｎを低減し、Ｔｉ／Ｎ比を１．０〜６．０にすることで、Ｔｉ過剰、及びＮ過剰を抑制し、更に、ＴｉＮの粒子の粒径、及び個数を規定することで、大入溶接下でのＴｉＮによるピンニング効果、固溶Ｔｉ、固溶Ｎ、ＴｉＣ析出効果、更に脆性破壊の発生核となる粗大なＴｉＮの排除を配慮した、溶接熱影響部靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼を製造できる。特に、大入熱溶接を適用した溶接継手部においてでも、−５０℃における低温環境下で０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値を安定して確保できるので、脆性破壊の発生を抑制する必要のある重要鋼構造物の鋼材として使用できるものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材及び再現溶接ボンド部のＴｉＮの粒径分布のグラフである。
【図２】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図３】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図４】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図５】ＨＡＺ靱性に及ぼすＮ量の影響を示したグラフである。
【図６】粒径別ＴｉＮの個数と、−５０℃における大入熱溶接部の限界ＣＴＯＤ値の関係を示したグラフである。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５０〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００２〜０．０１５％、Ｎ：０．００３％以下の成分を有し、残部が鉄及び不回避的不純物からなると共に、Ｔｉ／Ｎが１．０〜６．０を満足する鋼材で、しかも、溶接前の前記鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5〜５×１０6個／ｍｍ2存在し、かつ粒径０．５μｍ以上のＴｉＮを１０個／ｃｍ2以下とし、更に粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮが４×１０6個／ｍｍ2以下、及び粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０4個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする−５０℃の低温環境下でも溶接ボンド部で０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を安定に確保できる高ＣＴＯＤ保証低温用鋼。
- 請求項１記載の高ＣＴＯＤ保証低温用鋼において、質量％でＮ：０．００２％以下の成分を有することを特徴とする−５０℃の低温環境下でも前記溶接ボンド部で０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を安定に確保できる高ＣＴＯＤ保証低温用鋼。
- 請求項１又は２記載の高ＣＴＯＤ保証低温用鋼において、前記鋼材には、更に、質量％でＣｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の１種又は２種以上の成分を有することを特徴とする−５０℃の低温環境下でも前記溶接ボンド部で０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を安定に確保できる高ＣＴＯＤ保証低温用鋼。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の高ＣＴＯＤ保証低温用鋼において、前記鋼材には、更に、Ｃａ：０．０００２〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の１種又は２種以上の成分を有することを特徴とする−５０℃の低温環境下でも前記溶接ボンド部で０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を安定に確保できる高ＣＴＯＤ保証低温用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000063632A JP4299431B2 (ja) | 2000-03-08 | 2000-03-08 | 高ｃｔｏｄ保証低温用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000063632A JP4299431B2 (ja) | 2000-03-08 | 2000-03-08 | 高ｃｔｏｄ保証低温用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001247932A JP2001247932A (ja) | 2001-09-14 |
| JP4299431B2 true JP4299431B2 (ja) | 2009-07-22 |
Family
ID=18583466
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000063632A Expired - Lifetime JP4299431B2 (ja) | 2000-03-08 | 2000-03-08 | 高ｃｔｏｄ保証低温用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4299431B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5207914B2 (ja) * | 2008-10-20 | 2013-06-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 母材および溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板 |
| CN105980588B (zh) * | 2013-12-12 | 2018-04-27 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢板及其制造方法 |
| KR20160127808A (ko) | 2014-03-31 | 2016-11-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고장력 강판 및 그 제조 방법 |
| CN109161789B (zh) * | 2018-08-17 | 2020-09-25 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种lpg船用低温钢板及其生产方法 |
-
2000
- 2000-03-08 JP JP2000063632A patent/JP4299431B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001247932A (ja) | 2001-09-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5172970B2 (ja) | 低温ｃｔｏｄ特性に優れたフラックスコアードアーク溶接金属部及びこの溶接金属部を有する鋼部材 | |
| WO2013147197A1 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及びこれに用いる高強度ラインパイプ用鋼板、並びにこれらの製造方法 | |
| RU2393262C1 (ru) | Стальной лист для дуговой сварки под флюсом | |
| KR20210136132A (ko) | 극저온용 고강도 용접 조인트의 제조 방법 | |
| JP4311740B2 (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| WO2012108517A1 (ja) | クリープ特性に優れた溶接金属 | |
| EP1736562A1 (en) | Thick high strength steel plate having excellent low temperature toughness in welding heat affected zone caused by high heat input welding | |
| KR20030011148A (ko) | 페라이트계 내열강 | |
| JP2018053281A (ja) | 角形鋼管 | |
| WO2017183719A1 (ja) | 高張力鋼および海洋構造物 | |
| EP3533891A1 (en) | Steel for high heat input welding | |
| EP0812646B1 (en) | Method of manufacturing large diameter welded steel pipe having high strength and toughness | |
| JP4041447B2 (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP2007254767A (ja) | 高張力厚鋼板の溶接継手 | |
| JP4279231B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼材 | |
| JP4276576B2 (ja) | 大入熱溶接熱影響部靭性に優れた厚手高強度鋼板 | |
| JP4299431B2 (ja) | 高ｃｔｏｄ保証低温用鋼 | |
| WO2016059997A1 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れたタンク用厚鋼板 | |
| WO2018066573A1 (ja) | オーステナイト系耐熱合金およびそれを用いた溶接継手 | |
| JP2005232515A (ja) | 大入熱溶接継手靭性に優れた厚鋼板 | |
| JP3898842B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板 | |
| JP3793388B2 (ja) | 耐震建築用大入熱溶接用鋼 | |
| JP3492282B2 (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼 | |
| JP3817216B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材および鋼溶接部材 | |
| JP2001098340A (ja) | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20060905 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080819 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080909 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20081106 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20081216 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20090210 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20090407 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090417 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4299431 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120424 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120424 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130424 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130424 Year of fee payment: 4 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130424 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130424 Year of fee payment: 4 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130424 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140424 Year of fee payment: 5 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |