JP2000054065A - 溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ＨＡＺにおける低温靱性の優れた大入熱溶接
鋼材を提供する。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、
Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：
０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｚｒ：０．
００５〜０．０２５％、Ａｌ：０．０１０％以下、Ｍ
ｇ：０．０００１〜０．０１０％、Ｏ：０．００１〜
０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００６％、を含有
し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、粒径が
０．００１〜５．０μｍのＺｒおよびＭｇが含有する酸
窒化物が４０個／ｍｍ² 以上分散していることを特徴と
するＨＡＺにおける低温靱性の優れた大入熱溶接鋼材。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ）における低温靱性に優れた鋼材とその製造方法に
関するもので、特に、アーク溶接、電子ビーム溶接、レ
ーザー溶接等を行うに最適な大入熱溶接鋼材および超大
入熱溶接鋼材とその製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】最近の建築構造物の高層化に伴ない鋼製
柱部材への厚手の厚板材が使用される場合、四面ボック
スの製造にサブマージアーク溶接など５０ｋＪ／ｍｍ以
上を超える超大入熱溶接が適用されている。特に、最近
では建築構造物の安全性の観点から建築用鋼板に対して
も母材およびＨＡＺの靱性レベル向上の必要性が指摘さ
れている。一方、海洋構造物についても海洋構造物用鋼
として、ＹＰ３６０〜４６０ＭＰａ級の強度を有する高
ＨＡＺ靱性が開発されている。更に、天然ガス輸送用長
距離パイプラインでは、輸送効率向上のための高圧化や
使用鋼管量の低減の理由からラインパイプの高強度化が
検討されている。これら用途に使用される鋼材に要求さ
れる重要な特性の一つがＨＡＺ靱性である。

【０００３】近年、熱処理技術或いは制御圧延、加工熱
処理法（ＴＭＣＰ）が高度に発展し、鋼材それ自体の低
温靱性を改善することは容易になったが、反面、溶接Ｈ
ＡＺは溶接時に高温に再加熱されるため、鋼材鋼材の微
細組織が完全に失われ、その微細組織は著しく粗大化し
てＨＡＺ靱性の大幅な劣化を招いている。従来から上記
大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関しては多種、多様の知見
・技術が開発されているが、超大入熱溶接と大入熱溶接
とではＨＡＺが受ける熱履歴が大きく異なるために、大
入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術がそのまま超大入熱溶接の
ＨＡＺ靱性向上に適用できない場合が多く見られる。上
述の大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術を分類すると、主に
二つの技術に大別できる。その一つは、鋼中粒子による
ピン止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技
術であり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変
態利用による有効結晶粒微細化技術である。それらの技
術を開示したものとして代表的な提案を以下に示すこと
とする。

【０００４】先ず、鉄と鋼、第６１年（１９７５）第１
１号、第６８頁には、各種の鋼中窒化物・炭化物につい
てオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加
した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶
接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制
する技術が開示されている。特開昭６０−１８４６６３
号公報には、鋼中に、Ａｌ：０．０４〜０．１０％、Ｔ
ｉ：０．００２〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００３〜
０．０５％を含有させ、ＲＥＭの硫化物・酸化物形成を
利用し、大入熱溶接時のＨＡＺ部組織の粗大化を防止
し、入熱：１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接でもＨＡＺ靱
性向上の技術が開示されている。また、特開昭６０−２
４５７６８号公報では、粒子径：０．１〜３．０μｍ、
粒子数：５×１０³ 〜１×１０⁷ 個／ｍｍ³ のＴｉ酸化
物、Ｔｉ酸化物・Ｔｉ窒化物との複合体のいずれかを含
有する鋼では、入熱：１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接Ｈ
ＡＺ内でこれら粒子がフェライト変態核として作用する
ことによりＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靱性向上の技
術が開示されている。特開平２−２５４１１８号公報で
は、Ｔｉ、Ｓを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡ
Ｚ組織中にＴｉＮ、ＭｎＳの複合析出物を核として粒内
フェライトが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによ
りＨＡＺ靱性向上の技術が開示されている。特開昭６１
−２５３３４４号公報には、Ａｌ：０．００５〜０．０
８％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％に加え、Ｔ
ｉ，Ｃａ，ＲＥＭの少なくとも１種を０．０３％以下含
有する鋼が、大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ．Ｃａ
酸化・硫化物或いはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮ
を形成させ、ここからフェライトを生成させることによ
り大入熱ＨＡＺ靱性向上の技術が開示されている。更
に、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ Ｖｏｌ．３（１９９０）８０
８頁には、Ｔｉオキサイド鋼における粒内フェライト変
態に及ぼすＮの影響が、また、鉄と鋼第７９年（１９９
３）第１０号には，Ｔｉオキサイドを含む鋼における粒
内フェライト変態に及ぼすＢの影響が報告されている。
また、特開平９−１５７７８７号公報には、Ｔｉ、Ｍｇ
を含有する鋼で、粒子径：０．０１〜０．２０μｍのＭ
ｇ含有酸化物を４０，０００〜１００，０００個／ｍｍ
² 含み、かつ粒子径：０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有
酸化物とＭｎＳとからなる複合体を２０〜４００／ｍｍ
² して、γ粒成長抑制と粒内フェライト変態促進を図る
ことにより５００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接ＨＡＺ
靱性に優れた高張力鋼を開示している。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上述し
た技術にはそれぞれ以下に記すような問題点が指摘され
ている。まず、鉄と鋼、第６１年（１９７５）第１１
号、第６８頁で開示された技術ではＴｉＮを始めとする
窒化物を利用してオーステナイト粒成長を図るものであ
るが、大入熱溶接では効果が発揮されるも、超大入熱溶
接では１３５０℃以上の滞留時間が長いために殆どのＴ
ｉＮが固溶し、粒成長効果が喪失するという欠点があ
る。特開昭６０−１８４６６３号公報で開示された技術
は、硫・酸化物は、窒化物に比べて１３５０℃以上の高
温における安定性は高いために粒成長抑制効果は維持さ
れるが、硫・酸化物を微細を微細に分散させることは困
難である。この硫・酸化物は密度が低いために個々の粒
子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接Ｈ
ＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度が
あり、これだけで靱性向上を図ることはできない。特開
昭６０−２４５７６８号公報で開示された技術では、Ｔ
ｉ酸化物の高温安定性を考慮すると超大入熱溶接におい
てもその効果は維持されるも、粒内変態核から生成する
フェライトの結晶方位は全くランダムという訳ではな
く、母相オーステナイトの結晶方位の影響を受けるため
に、超大入熱溶接ＨＡＺではオーステナイト粒が粗大化
する場合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化するこ
とには限度がある。特開平２−２５４１１８号公報に開
示された技術では、大入熱溶接のように１３５０℃以上
の滞留時間が比較的短い場合には効果を発揮するが、超
大入熱溶接の場合で前述の温度以上での滞留時間が長い
場合には、この間にＴｉＮが固溶してしまうためにフェ
ライト変態核が消失し、その効果が発揮できないという
問題がある。特開昭６１−２５３３４４号公報に開示さ
れた技術では、ＲＥＭ、Ｃａの酸化・硫化物或いはＴｉ
Ｎ上にＢＮを形成させても、ＲＥＭ、Ｃａの酸化・硫化
物の個数を増加させることは困難な上に、ＴｉＮは固溶
してしてフェライト生成核として作用せず、その効果が
発揮できないという問題がある。更に、ＣＡＭＰ−ＩＳ
ＩＪ Ｖｏｌ．３（１９９０）８０８頁、および鉄と鋼
第７９年（１９９３）第１０号に開示された技術におい
ても、ＨＡＺ靱性のレベルは必ずしも十分でなかった。

【０００６】特開平９−１５７７８７号公報に開示され
た技術では、入熱が５００ｋＪ／ｃｍ以上のような超大
入熱溶接の場合にだけ適用しており、５００ｋＪ／ｃｍ
未満の溶接入熱の場合のＨＡＺ靱性について言及してい
ない問題点がある。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明は、溶接熱影響部
（ＨＡＺ）における低温靱性に優れた鋼材とその製造方
法に関するもので、特に、アーク溶接、電子ビーム溶
接、レーザー溶接等を行うに最適な大入熱溶接鋼および
超大入熱溶接鋼材とその製造方法を提供するものであ
る。ここで、上述の鋼材とは厚鋼板、熱延鋼板、形鋼、
鋼管等を含めたものを指す。

【０００８】本発明者らは、鋼材のＨＡＺ靱性を向上さ
せるために、化学成分（組成）とそのミクロ組織につい
て研究（オキサイドメタラジー）を行い、新しい高ＨＡ
Ｚ靱性を開発した。このオキサイドメタラジーの研究
は、酸化物の組成と分布を制御して硫化物、窒化物など
の不均質核生成サイトとして作用させることにより、結
晶粒の成長制御、粒内フェライト変態、マトリックスの
清浄化などが可能となるばかりか、酸化物自体の組成を
変えて、その変態能を目的とす鋼材特性に応じて制御す
ることができる技術である。しかしながら、この実用化
はこの分野で先駆的な役割を果たした厚板、条鋼、鋼管
分野でも数が少なく、その主たる技術が上述した先行技
術に開示されたもので、１）Ｔｉ複合酸化物を核として
生成する粒内変態フェライトを利用したＨＡＺにおける
低温靱性の改善技術（Ｔｉ脱酸鋼およびＴｉ−Ａｌ複合
脱酸鋼）と、２）複合析出物：ＭｎＳ＋ＶＮを核として
生成する粒内変態フェライトによる熱処理時の靱性改善
技術（熱間鍛造用非調質鋼）に過ぎない。また、これら
の技術が実用化されてから久しいにも拘わらず、オキサ
イドメタラジーの研究は停滞気味で、その優れた概念を
十分生かしきれないでいた。

【０００９】本発明者らは、上記問題を打破すべく更に
研究を重め、従来よりも更に有効な酸化物を多量・微細
に分散させ、前述の目的に適う酸化物種の選定およびそ
の分散技術について研究した結果、粒内変態フェライト
密度の増加や生成能力の向上に加えて、再加熱時のオー
ステナイト粒の成長抑制（微細化）効果が期待できるこ
と、また、鋼材中に含まれる不純物元素、例えば、Ｐ，
Ｓ，或いは水素トラップが可能な酸化物が発見できれば
マトリックスの清浄化や鋳片表面疵の防止などにも利用
しうること、更に、適切な酸化物を高密度で分散するこ
とができれば、高温クリープ強度を改善することが可能
であるとの期待しうるとの知見を得た。そして、このオ
キサイドメタラジーが完成すれば、鋼材製造プロセスで
は溶銑予備処理・製鋼工程での脱Ｐ、脱Ｓ処理や脱水素
処理の簡省略、圧延工程での低温加熱、ＴＣＭＰの軽減
や成形加工での溶接時の予熱、熱処理の簡省略が可能と
なる。また、材料開発の面でも超大入熱溶接用鋼、ＨＡ
Ｚ靱性の優れた高強度ラインパイプ、予熱低減型高張力
鋼など新しい鋼材の開発も期待しうるとの知見を得た。

【００１０】本発明者らは、上述したような効果を有す
る酸化物種に関して探索的な検討を行ったところ、Ｍｇ
酸化物が最も有望であるとの知見を得、Ｍｇオキサイド
メタラジーの研究を続行した。その結果、Ｍｇ酸化物
（複合酸化物） は、強力な粒内フェライト変態生成能
を有する他、再加熱時のオーステナイト粒の成長抑制
（微細化）や、不純物元素Ｐ，Ｓの固定など種々の効果
を併せもっていることも解明した。

【００１１】本発明は、上述した研究の結果得られた成
果であり、従来全く解明されていなかった新しいオキサ
イドメタラジー技術を発明した。その特徴は、低炭素鋼
にＺｒを添加した後にＭｇを添加し、かつＯ量を制御し
て鋼中にＺｒおよびＭｇを含有する酸窒化物（この他、
ＭｎＳ，ＣｕＳなどの硫化物をも含む。）を微細に分散
させ、または、低炭素鋼にＴｉを添加した後にＺｒ、Ｍ
ｇの順序で添加し、かつＯ量を制御して鋼中にＴｉ、Ｚ
ｒおよびＭｇを含有する酸窒化物（この他、ＭｎＳ，Ｃ
ｕＳなどの硫化物をも含む。）を微細に分散させ、Ｍｇ
酸化物（複合酸化物）が強力な粒内フェライト変態生成
能を有し、かつ再加熱時のオーステナイト粒の成長抑制
（微細化）や不純物元素Ｐ，Ｓを固定することを特徴と
する溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材とその
製造方法である。その具体的要旨は以下のとおりであ
る。

【００１２】１）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜
０．００５０％、を主成分とし、その他不可避的不純物
からなり、ＭｇおよびＺｒを含有する酸窒化物が、Ｍｇ
酸化物を主に含有する中心部とＺｒ窒化物およびＭｎ硫
化物を主に含有する表層部からなる酸窒化物構造を有す
ることを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高
張力鋼材。

【００１３】２）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜
０．００５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、を
主成分とし、その他不可避的不純物からなり、Ｍｇ、Ｚ
ｒおよびＴｉを含有する酸窒化物が、Ｍｇ酸化物を主に
含有する中心部とＺｒ窒化物、Ｔｉ窒化物およびＭｎ硫
化物を主に含有する表層部からなる酸窒化物構造を有す
ることを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高
張力鋼材。

【００１４】３）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜
０．００５０％、主成分とし、その他不可避的不純物か
らなり、ＭｇおよびＺｒを含有する酸窒化物が、Ｍｇ酸
化物を主に含有する中心部とＺｒ窒化物およびＭｎ硫化
物を主に含有する表層部からなる酸窒化物構造を有し、
かつ粒径：０．０００１〜５．０μｍのＺｒおよびＭｇ
を含有する酸窒化物が４０個／ｍｍ² 以上分散している
組織を有することを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れ
た溶接用高張力鋼材。

【００１５】４）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜
０．００５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、を
主成分とし、その他不可避的不純物からなり、Ｍｇ、Ｚ
ｒおよびＴｉを含有する酸窒化物が、Ｍｇ酸化物を主に
含有する中心部とＺｒ窒化物、Ｔｉ窒化物およびＭｎ硫
化物を主に含有する表層部からなる酸窒化物構造を有
し、かつかつ粒径：０．０００１〜５．０μｍのＺｒお
よびＭｇを含有する酸窒化物が４０個／ｍｍ² 以上分散
している組織を有することを特徴とする溶接熱影響部靱
性に優れた溶接用高張力鋼材。

【００１６】５）前記主成分に、更に、Ｎｂ：０．００
５〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｉ：
０．０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｃ
ｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２０％の１種または２種以
上を含有することを特徴とする前記１）〜４）のいずれ
かの項に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力
鋼材。

【００１７】６）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜
０．００５０％、を主成分とし、その他不可避的不純物
からなる溶鋼の溶製時に、溶鋼中でＺｒ，Ａｌ，Ｍｇが
不可避的不純物として以外に存在しない状態で脱酸剤と
して最初にＺｒを添加後２〜３０分放置し、次いで、Ｍ
ｇを添加し、２〜３０分放置してから鋳造を開始し、凝
固時の結晶粒径が１０００μｍ以下となるように鋳造す
ることを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高
張力鋼材の製造方法。

【００１８】７）重量％で、Ｃ ：０．０１〜０．１５
％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｚ
ｒ：０．００５〜０．０２５％、Ｍｇ：０．０００１〜
０．００５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、を
主成分とし、その他不可避的不純物からなる溶鋼の溶製
時に、溶鋼中に脱酸剤として最初にＴｉを添加後２〜３
０分放置し、次いで、Ｚｒを添加後２〜３０分放置し、
引き続きＭｇを添加し、更に２〜３０分放置してから鋳
造を開始し、凝固時の結晶粒径が１０００μｍ以下とな
るように鋳造することを特徴とする溶接熱影響部靱性に
優れた溶接用高張力鋼材の製造方法。

【００１９】

【発明の実施の形態】本発明は、前述したように、酸化
物としてＭｇ酸化物に着眼し、これを鋼中に微細分散さ
せることができれば、１）ＭｇＯはＴｉＮやＶＮと同様
にα−Ｆｅ（フェライト）との整合性が良いことから粒
内変態核としての利用価値が高いこと、２）熱的に安定
なＭｇＯのピンニング効果により加熱オーステナイト粒
径を微細にできること、等の観点から超大入熱溶接にお
けるＨＡＺ靱性を著しく向上させることが可能になった
ものであり、特に、このことは、低炭素鋼にＺｒを添加
した後にＭｇを添加し、かつＯ量を制御して、鋼中にＺ
ｒおよびＭｇを含有する酸窒化物、或いは低炭素鋼にＴ
ｉを添加した後に、Ｚｒ、Ｍｇの順序で添加して鋼中に
Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇを含有する酸窒化物（この他に、Ｍｎ
Ｓ，ＣｕＳなどの硫化物をも含む。）を微細に分散させ
ることである。なお、ここでいうＺｒおよびＭｇを含有
する酸化物、或いはＴｉ、Ｚｒ、Ｍｇを含有する酸窒化
物とは鋼中に主としてＺｒ酸化物、Ｔｉ酸化物、Ｍｇ酸
化物或いはＺｒ、ＴｉとＭｇの複合酸化物等の化合物
や、その他の例えば、Ｍｎ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｚｒ等の酸化
物或いは複合酸化物やＴｉＮなどの窒化物、Ｍｎ、Ｃ
ｕ、Ｃａ、Ｍｇなどの硫化物或いは複合硫化物を示す。

【００２０】本発明において、低炭素鋼中で微細に分散
したＺｒ−Ｍｇ複合酸化物或いはＴｉ−Ｚｒ−Ｍｇ複合
酸化物は、１）粗大化したオーステナイト粒内における
微細な粒内フェライトの生成、および／或いは、２）オ
ーステナイト粒の粗大化を抑制して、ＨＡＺ組織を微細
化し、ＨＡＺ特性を大幅に改善することを明らかにし
た。しかも、３）鋳造組織を微細化し、再加熱γ粒径も
微細化することを明らかにした。前述の１）について
は、Ｍｇ含有量が０．００２０％以下の場合にその効果
が現れ、２）はＭｇ含有量が０．００２０％を超える場
合にその効果が現れることが判明した。また、３）につ
いてはＺｒとＭｇを含む鋼の場合に鋳造組織が微細化す
ることも分かった。上記１）、２）、３）が起こる理由
について本発明者らは以下のように考えている。

【００２１】先ず、１）については、ＺｒＮ（格子定数
は０．４５７８ｎｍ）とフェライト（〔１１０〕の長さ
０．４０５４ｎｍ）との整合性が良好なこと、Ｍｇを添
加することによって酸化物（主にＭｇ酸化物）と窒化物
（ＺｒＮ）の数が添加する前に比べて更に増加するため
粒内フェライトが促進される。また、ＴｉＮよりもＺｒ
Ｎの方が生成自由エネルギーの関係からより安定して生
成するのでＺｒＮの方が数が増えるものと考えている。
次に、２）については、微細なＭｇ酸化物が多く存在す
るのでピンニング効果が効くものと考えられ、更に、
３）については溶鋼時に生成したＺｒＮと鋳片冷却中に
生成したＺｒＮとの両者により鋳造組織が微細化される
ものと考えられる。これは、通常のＴｉ脱酸鋼の場合で
の凝固時の結晶粒径は２０００μｍ以上であるのに対し
て、Ｚｒ−Ｍｇ脱酸を行うと凝固時の結晶粒径が１００
０μｍ以下に微細化されるためである。前記１）〜３）
の場合にはＴｉの有無には無関係である。

【００２２】前述の複合酸化物は、Ｔｉ単独添加時に生
成するＴｉ酸化物に比較して、より多量・微細に分散し
ており、前記１）、２）、３）に対する効果よりも大き
いことも分かった。しかし、このような効果を得るには
Ｚｒ、Ｍｇ複合酸化物のサイズと密度が大きな鍵となる
ことは明らかである。ただし、Ｍｇ量が多い場合には、
Ｚｒ、Ｍｇの複合酸化物以外にＭｇ単独酸化物が存在す
る場合があるし、一方、Ｍｇ量が少ない場合には、Ｚ
ｒ、Ｍｇの複合酸化物以外にＺｒ単独酸化物が存在する
場合がある。しかし、ＺｒとＭｇの単独および複合酸化
物のサイズが０．００１〜５μｍの範囲内であれば問題
はない。

【００２３】ＺｒとＭｇの複合Ｍｇ酸化物の大きさが
０．００１μｍ未満では酸化物が小さすぎてオーステナ
イト粒粗大化抑制効果あるいは粒内フェライト生成の効
果がなく、５．０μｍを越えた大きさでは酸化物が大き
すぎるためにこれまたオーステナイト粒粗大化抑制効果
あるいは粒内フェライト生成の効果がなくなる。オース
テナイト粒粗大化抑制に効果のある酸化物は０．０１μ
ｍ程度のＭｇ酸化物のまわりに０．１μｍのＺｒの窒化
物が存在しているものである。従って０．１μｍ程度の
Ｍｇ酸化物とＺｒ窒化物であり、この大きさの酸化物が
微細分散しているのが好ましい。

【００２４】中心部のＭｇ酸化物は融点が極めて高いた
めに溶接温度においても粒子が消失せず、粒子の分布が
損なわれることがない。一方、粒内フェライト生成に効
果のある酸化物はＭｇを含有する酸化物のまわりにＺｒ
の窒化物あるいはＭｎの硫化物が存在するものである。
その大きさは０．３〜３．０μｍ程度のもので、これら
の大きさの粒子が微細分散しているものが好ましい。

【００２５】粒子の形態はＺｒＮを主とするＺｒ窒化物
が表層にあり、その格子定数（０．４５７８ｎｍ）がフ
ェライトの［１１０］の長さ（０．４０５４ｎｍ）と近
いためにフェライト生成核としての有効性が高い。また
ＭｎＳを主とする硫化物も表層にありＭｎ欠乏層の存在
により、フェライト生成が容易になる。またＺｒ、Ｍｇ
複合酸化物の密度は、粒内変態生成の場合に必要であ
る。その個数は４０個／ｍｍ² 未満では酸化物分散の数
が少なくオーステナイト粒粗大化抑制効果あるいは粒内
変態に効かないので４０個／ｍｍ² 以上必要である。粒
内変態生成に有効なＭｇ及びＴｉの酸化物の密度はＣＭ
Ａ測定法により２５０個／ｍｍ² 以上あることが好まし
い。この場合の密度のＣＭＡ測定法は０．５ｍｍ×０．
５ｍｍの面積を１μｍのビーム径を用いてＣＭＡにより
測定したものである。

【００２６】またオーステナイト粒粗大化抑制に効果の
あるＭｇ酸化物＋Ｚｒ窒化物は０．１μｍ程度と非常に
微細なためにＣＭＡでは測定不可能である。またＺｅｎ
ｅｒの関係からピニングは酸化物の半径と体積分率で決
まってくるので、密度の概念を導入することは難しい。
従ってここでは酸化物の組成がＭｇ酸化物とＴｉ窒化物
で、Ｍｇ量が最低０．０００５％以上あれば可とする。

【００２７】以下に成分元素の限定理由について説明す
る。Ｃ量は、０．０１〜０．１５％に限定する。炭素は
鋼の強度向上に極めて有効な元素であり、結晶粒の微細
化効果の発現のために最低０．０１％は必要である。し
かしＣ量が多過ぎると母材、ＨＡＺの低温靱性の著しい
劣化を招くので、その上限を０．１５％とした。

【００２８】Ｓｉ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ＨＡＺ靱性を著しく劣化さ
せるので、上限を０．６％とした。鋼の脱酸はＺｒある
いはＭｇでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する
必要はない。Ｍｎは、強度・低温靱性バランスを確保す
る上で不可欠な元素であり、その下限は０．５％であ
る。しかしＭｎ量が多過ぎると鋼の焼入性が増加してＨ
ＡＺ靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造片（鋳片）
の中心偏析を助長し、母材の低温靱性をも劣化させるの
で上限を２．５％とした。

【００２９】Ｚｒの添加は、微細なＺｒＮを形成し、凝
固時の結晶粒径を微細化させる。またスラブ再加熱時お
よび溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して
ミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺの低温靱性を
改善する。このようなＺｒ添加効果を発現させるには、
最低０．００５％のＺｒ添加が必要である。しかしＺｒ
量が多過ぎると、ＺｒＮの粗大化が生じ、低温靱性を劣
化させるので、その上限を０．０２５％に限定した。

【００３０】Ｍｇは、強脱酸元素であり、酸素と結合し
て微細な酸化物（微量のＺｒなどを含んだ複合酸化物）
を形成する。鋼中に微細分散したＭｇ酸化物はＴｉＮに
比べて高温でも安定であり、ＨＡＺ全域のγ粒の粗大化
を抑制することあるいは粗大化したオーステナイト粒内
における微細な粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ靱性を
改善する。このためにはＭｇは最低０．０００１％必要
である。しかしＭｇを多量・微細に鋼の中に分散させる
ことは製鋼上非常に難しいので、その上限は０．００５
０％とした。好ましいＭｇ量は０．０００１％から０．
００３０％である。

【００３１】なおＯ量については、Ｚｒ、Ｍｇ添加時に
微細酸化物を十分に得るために、強脱酸元素Ａｌの量を
極力低下し、０．００１〜０．００４％に制御すること
が有効である。Ｎは、ＺｒＮを形成し、凝固時の結晶粒
を抑制する。また、スラブ再加熱時および溶接ＨＡＺの
オーステナイト粒の粗大化を抑制して母材、ＨＡＺの低
温靱性を向上させる。このために必要な最小量は０．０
０１％である。しかしＮ量が多過ぎるとスラブ表面疵や
固溶ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となるので、その
上限は０．００６％に抑える必要がある。

【００３２】さらに本発明では、不純物元素であるＰ、
Ｓ量をそれぞれ０．０３０％以下、０．００５％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量の低減は鋳片の中
心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱
性を向上させる。またＳ量の低減は制御圧延で延伸化し
たＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。

【００３３】つぎにＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃ
ｒ、ＭｏおよびＢを添加する目的について説明する。基
本となる成分にさらにこれらの元素を添加する主たる目
的は本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度・低
温靱性、ＨＡＺ靱性などの特性の一層の向上や製造可能
な鋼材サイズの拡大をはかるためである。したがって、
その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。

【００３４】Ｔｉ添加は、微細なＴｉＮを形成し、スラ
ブ再加熱時および溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大
化を抑制してミクロ組織を微細化し、母材およびＨＡＺ
の低温靱性を改善する。またＡｌ量が少ないとき（たと
えば０．０１０％以下）、Ｔｉは酸化物を形成しＨＡＺ
において粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ組
織を微細化する効果も有する。このようなＴｉ添加効果
を発現させるには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要
である。しかしＴｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化や
ＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるの
で、その上限を０．０２５％に限定した。

【００３５】Ｎｂは、Ｍｏと共存して制御圧延時にオー
ステナイトの再結晶を抑制して結晶粒を微細化するだけ
でなく、析出硬化や焼入性増大にも寄与し、鋼を強靱化
する作用を有する。Ｎｂは最低０．００５％以上必要で
ある。しかしＮｂ添加量が多過ぎると、ＨＡＺ靱性に悪
影響をもたらすので、その上限を０．１０％とした。Ｖ
は、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、その効果はＮｂ
に比較して弱いと考えられていた。最低０．０１％のＶ
添加が必須であり、Ｖの上限はＨＡＺ靱性の点から０．
１０％まで許容できる。

【００３６】Ｎｉを添加する目的は強度や低温靱性を向
上させるためである。Ｎｉ添加は、ＭｎやＣｒ、Ｍｏ添
加に比較して圧延組織（とくに鋳片の中心偏析帯）中に
低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ないだけ
でなく、微量のＮｉ添加がＨＡＺ靱性の改善にも有効で
あることが判明した（ＨＡＺ靱性上、特に有効なＮｉ添
加量は０．３％以上である）。しかし添加量が多過ぎる
と、ＨＡＺ靱性を劣化させるばかりでなく、経済性をも
損なわれるので、その上限を２．０％とした。またＮｉ
添加は連続鋳造時、熱間圧延時におけるＣｕクラックの
防止にも有効である。この場合、ＮｉはＣｕ量の１／３
以上添加する必要がある。

【００３７】Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様な効果をもつとと
もに、耐食性、耐水素誘起割れ特性の向上にも効果があ
る。また約０．５％以上のＣｕ添加は析出硬化によって
強度を大幅に増加させる。しかし過剰に添加すると、析
出硬化により母材、ＨＡＺの靱性低下や熱間圧延時にＣ
ｕクラックが生じるので、その上限を１．２％とした。

【００３８】Ｃｒは、母材、溶接部の強度を増加させる
が、多過ぎるとＨＡＺ靱性を著しく劣化させる。このた
めＣｒ量の上限は１．０％である。Ｍｏは、Ｎｂと共存
して制御圧延時にオーステナイトの再結晶を強力に抑制
し、オーステナイト組織の微細化にも効果がある。しか
し過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靱性を劣化させるので、その
上限を０．８０％とした。

【００３９】なお、Ｎｉ、Ｃｕ、ＣｒおよびＭｏ量の下
限０．０５％は、それぞれの元素添加による材質上の効
果が顕著になる最小量である。Ｂは、極微量で鋼の焼き
入れ性を飛躍的に高め、上部ベイナイトの生成を抑制
し、下部ベイナイト主体の組織を得るために、極めて有
効な元素である。１％Ｍｎに相当する効果がある。さら
に、ＢはＭｏの焼き入れ性向上効果を高めるとともにＮ
ｂと共存して相乗的に焼入れ性を増す。このような効果
を得るためには、Ｂは最低でも０．０００３％が必要で
ある。一方過剰に添加すると低温靱性を劣化させるだけ
でなく、かえってＢの焼き入れ性向上効果を消失せしめ
ることもあるのでその上限を０．００２０％とした。

【００４０】次に脱酸の順序について説明する。脱酸元
素の順番は弱脱酸から強脱酸の順序で添加しなければな
らない。強脱酸を先に入れると次にどのような弱脱酸元
素を入れてもそれが酸化物にならず、酸化還元反応が起
こらないため酸化物が微細分散しないからである。最初
はＳｉ脱酸の状態で次にＺｒ脱酸を行う。この時酸化物
はＺｒ酸化物がかなり存在する。次にＭｇ脱酸を行う。
このときＭｇ量にも依るがＺｒ酸化物がＭｇ酸化物にな
りＺｒ酸化物が還元されてＺｒＮにかわる。Ｍｇ量が少
ない場合はＺｒ酸化物が多く、Ｍｇ酸化物は少ない。逆
にＭｇ量が多い場合にはＭｇ酸化物あるいはＭｇとＺｒ
の酸化物になる。また、Ｚｒの前にＴｉを添加しても良
い。Ｔｉを添加するとＴｉＮも存在する。ここで注意し
なければならないことはＡｌを添加しないことである。
Ａｌを添加すると酸化物の凝集粗大化が起こり微細な酸
化物の分散が起こりにくくなる。

【００４１】従って、この系では基本的にはＡｌを添加
しない鋼であるが、Ａｌは不可避的に混入しており、
０．０１％未満であれば酸化物の凝集粗大化は起こらな
い。つぎにＺｒとＭｇの複合酸化物のサイズと個数につ
いて説明する。ＺｒとＭｇの複合Ｍｇ酸化物の大きさが
０．００１μｍ未満では酸化物が小さすぎてオーステナ
イト粒粗大化抑制効果あるいは粒内フェライト生成の効
果がなく、５．０μｍを越えた大きさでは酸化物が大き
すぎるためにこれまたオーステナイト粒粗大化抑制効果
あるいは粒内フェライト生成の効果がなくなる。

【００４２】オーステナイト粒粗大化抑制に効果のある
酸化物は０．０１μｍ程度のＭｇ酸化物のまわりに０．
１μｍのＺｒの窒化物が存在しているものである。従っ
て０．１μｍ程度のＭｇ酸化物とＺｒ窒化物であり、こ
の大きさの酸化物が微細分散しているのが好ましい。中
心部のＭｇ酸化物は融点が極めて高いために溶接温度に
おいても粒子が消失せず、粒子の分布が損なわれること
がない。

【００４３】一方、粒内フェライト生成に効果のある酸
化物はＭｇ及びＺｒの酸化物のまわりにＺｒの窒化物あ
るいはＭｎの硫化物が存在するものである。その大きさ
は０．３〜３．０μｍ程度のもので、これらの大きさの
粒子が微細分散しているものが好ましい。粒子の形態は
ＺｒＮを主とするＺｒ窒化物が表層にあり、その格子定
数がフェライトと極めて近いためにフェライト生成核と
しての有効性が高い。またＭｎＳを主とする硫化物も表
層にありＭｎ欠乏層の存在により、フェライト生成が容
易になる。

【００４４】またＴｉ、Ｍｇ複合酸化物の密度は、粒内
変態生成の場合に必要である。その個数は４０個／ｍｍ
² 未満では酸化物分散の数が少なくオーステナイト粒粗
大化抑制効果あるいは粒内変態に効かないので４０個／
ｍｍ² 以上必要である。粒内変態生成に有効なＭｇ及び
Ｚｒの酸化物の密度はＣＭＡ測定法により２５０個／ｍ
ｍ² 以上あることが好ましい。この場合の密度のＣＭＡ
測定法は０．５ｍｍ×０．５ｍｍの面積を１μｍのビー
ム径を用いてＣＭＡにより測定したものである。

【００４５】またオーステナイト粒粗大化抑制に効果の
あるＭｇ酸化物＋Ｚｒ窒化物は０．１μｍ程度と非常に
微細なためにＣＭＡでは測定不可能である。またＺｅｎ
ｅｒの関係からピニングは酸化物の半径と体積分率で決
まってくるので、密度の概念を導入することは難しい。
従ってここでは酸化物の組成がＭｇ酸化物とＴｉ窒化物
で、Ｍｇ量が最低０．０００５％以上あれば可とする。

【００４６】Ｍｇ添加素材については純金属Ｍｇあるい
は、Ｍｇ合金を用いても良い。前述したような酸窒化物
構造を有する介在物の生成は、脱酸条件と密接に関係し
ている。脱酸元素の順序は弱脱酸から強脱酸の順序で脱
酸が行われる必要がある。すなわち、最初がＳｉ、Ｍｎ
による脱酸を行いＳｉ、Ｍｎの酸化物が形成される。こ
の状態で、引き続きＺｒを添加するが、重要なことは、
このＺｒ添加した状態で２〜３０分、好ましくは約３〜
１０分間このままの状態に維持し、次の工程に入らない
ことである。この静止された状態において、Ｓｉ、Ｍｎ
とＺｒの酸化物（ＳｉとＭｎの量は還元されて少なくな
る。）とＺｒ酸化物が形成される。次いで、Ｍｇを添加
するが、この場合にもＭｇを添加した状態で２〜３０
分、好ましくは約３〜１０分間このままの状態に維持
し、直ちに鋳造工程に入らないことが必要である。すな
わち、Ｍｇが添加後、２〜３０分、好ましくは約３〜１
０分間静止状態に置くことで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｍｇ
の酸化物（Ｚｒの量は還元されて少なくなる。）とＭｇ
酸化物が形成される。次いで、鋳造が開始される。この
ような合金元素添加の条件を採用することにより、凝固
時の結晶粒径が１０００μｍ以下に微細化された鋳片を
得ることができる。

【００４７】また、ＺｒとＴｉを併用する場合において
も前述の条件に類似した合金元素添加条件が採用され
る。すなわち、最初のＳｉ，Ｍｎによる脱酸は同一であ
り、Ｓｉ，Ｍｎの酸化物が形成された状態でＴｉ添加を
行い、２〜３０分、好ましくは約３〜１０分間このまま
の状態に維持する。この静止状態に置かれることで、Ｔ
ｉ添加により、Ｓｉ，ＭｎとＴｉの酸化物（ＳｉとＭｎ
の量は還元されて少なくなる。）とＴｉ酸化物（Ｔｉの
量は還元されて少なくなる。）が形成される。次いで、
Ｚｒ添加が行われ、同様に２〜３０分、好ましくは約３
〜１０分間このままの状態に維持する。この静止された
状態において、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｚｒの酸化物（Ｓ
ｉ，Ｍｎ，Ｔｉの量は還元されて少なくなる。）とＴ
ｉ，Ｚｒ酸化物（Ｔｉの量は還元されて少なくなる。）
とＺｒ酸化物が形成される。次いで、Ｍｇを添加する
が、この場合にもＭｇを添加した状態で２〜３０分、好
ましくは約３〜１０分間このままの状態に維持し、直ち
に鋳造工程に入らないことが必要である。すなわち、Ｍ
ｇが添加後、２〜３０分、好ましくは約３〜１０分間静
止状態に置くことで、Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｍｇの
酸化物（Ｓｉ，Ｍｎ，Ｔｉ，Ｚｒの量は還元されて少な
くなる。）とＴｉ，Ｚｒ，Ｍｇの酸化物（Ｔｉ，Ｚｒの
量は還元されて少なくなる。）とＺｒ，Ｍｇの酸化物
（Ｚｒの量は還元されて少なくなる。）とＭｇ酸化物が
形成される。次いで、鋳造が開始される。このような合
金元素添加の条件を採用することにより、凝固時の結晶
粒径が１０００μｍ以下に微細化された鋳片を得ること
ができる。何れの場合においても鋳造開始温度は約１６
００℃が好ましい。上述した合金元素添加条件および鋳
造開始温度が、本件発明の酸窒化物を得るための必須の
条件である。

【００４８】前述した凝固時の鋳片の結晶粒径が１００
０μｍ以下に微細化された状態でスラブ加熱、熱延工程
を経て製造された熱延鋼板内の存在する介在物は、前述
したように、中心部にＭｇ，Ｚｒ，Ｔｉを含有する酸化
物、表層部にはＴｉ，Ｚｒ窒化物およびＭｎ硫化物で構
成された形態の介在物となる。この介在物の粒子径は非
常に微細で、その大きさは０．０００１μｍ〜数十μ
ｍ、好ましくは、約０．１〜１μｍで、Ｍｇを含有する
１μｍ程度の粒子径を有する単位面積当たりの介在物の
数は２５０個／ｍｍ² 以上存在することが好ましく、こ
れによりＨＡＺ靱性の向上を図ることができ、また、Ｍ
ｇを含有する０．１μｍ程度の粒子径を有する単位面積
当たりの介在物の数は、好ましくは１個／μｍ² 以上存
在させることでＨＡＺ靱性の向上・促進を図ることがで
きる。

【００４９】そして、この粒内変態核生成、Ｍｎが拡散
する際に酸化されＭｎＯの酸化物を形成し、それに伴い
凝固冷却中にＴｉＯ₂ （＋４）がＴｉ₂ Ｏ ₃（＋３）に
変化し、Ｔｉが余って、これがＴｉＮに変化するものと
考えられる。更に、前記Ｔｉ ₂ Ｏ ₃などの陽イオン空孔
に酸化物が集まり、表面に固溶金属原子の濃縮が起こ
り、拡散速度の速い陰イオンが集積してＴｉＮ、ＶＮ、
ＭｎＳが析出する。次いで、表面にＴｉが再析出してＴ
ｉＮが生成するものと考えられる。また、ＭｇＯも陽イ
オン空孔型であり、Ｍｇ酸化物形成の状態も前記Ｔｉ₂
Ｏ ₃の酸化物生成形態と同様の形態で起こるものと考え
られる。

【００５０】更に、ピンニングについて説明すると、微
細なＴｉＮは、通常転位上に析出するために、鋳造され
た鋳片の凝固時には析出することはなく、その後のスラ
ブ加熱の昇温時、保熱時、圧延時、或いは冷却中に微細
ＴｉＮが析出する。一方、ＴｉＮ＋ＭｇＯは熱的に安定
であること、ＭｇＯとＴｉＮは格子定数がよくあってい
ることから、ＭｇＯにＴｉＮが優先析出するものと考え
られる。

【００５１】

【実施例】つぎに本発明の実施例について述べる。 ＜実施例１＞実験室溶解（５０kg、１２０ｍｍ厚鋼塊）
で種々の鋼成分の鋼塊を製造した。これらの鋼塊を種々
の条件で厚みが１３〜３０ｍｍの鋼板に圧延し、諸機械
的性質を調査した。鋼板の機械的性質（降伏強さ：Ｙ
Ｓ、引張強さ：ＴＳ、シャルピー衝撃試験の−２０℃で
の吸収エネルギー：ｖＥ-₂ｏと５０％破面遷移温度：ｖ
Ｔｒｓ）は圧延と直角方向で調査した。ＨＡＺ靱性（シ
ャルピー衝撃試験の−２０℃での吸収エネルギー：ｖＥ
-₂ｏ）は再現熱サイクル装置で再現したＨＡＺで評価し
た（最高加熱温度：１４００℃、８００〜５００℃の冷
却時間［Δｔ_{800- 500} ］：２８秒）。Ｔｉ、Ｍｇ複合酸
化物の大きさ、数はＣＭＡ分析を行い、調査した。

【００５２】実施例を表１に示す。本発明にしたがって
製造した鋼板は−２０℃でのＨＡＺシャルピー吸収エネ
ルギーが１５０Ｊを越え、優れたＨＡＺ靱性を有する。
これに対して比較鋼は化学成分またはＺｒ、Ｍｇ複合酸
化物の大きさ、密度が不適切なため、−２０℃でのＨＡ
Ｚのシャルピー吸収エネルギーが著しく劣る。鋼１５は
Ｏ量が少ないためにＭｇ、Ｚｒ複合酸化物の密度が少な
いのでＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが低い。鋼１
６はＡｌ量が多すぎるためにＭｇ、Ｚｒ複合酸化物の密
度がほとんどなく、ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギー
が低い。鋼１７はＺｒ量が少なすぎるために、ＨＡＺの
シャルピー吸収エネルギーが低い。鋼１８はＺｒ量が多
いためにＨＡＺのシャルピー吸収エネルギーが若干低
い。鋼１９はＯ量が多いためにＭｇ、Ｚｒ複合酸化物の
粒径が大きく、０．００１〜５μｍでのＺｒとＭｇの酸
化物の密度が少なく、ＨＡＺのシャルピー吸収エネルギ
ーが低い。鋼２０はＭｇ添加がないため、ＨＡＺのシャ
ルピー吸収エネルギーが若干低い。

【００５３】

【表１】

【００５４】

【表２】

【００５５】＜実施例２＞転炉でＴｉ，Ｍｇ以外の合金
元素を添加する。ＴｉおよびＭｇの添加は２次精錬で行
う。Ｔｉを添加した１５分後にＭｇ合金を溶鋼中に吹き
込む。さらに２０分後連続鋳造を行い、スラブにする。
スラブを例えば１１５０℃に加熱し、中心部が１１５０
℃に到達した６０分後にスラブを抽出し、直ちに例えば
１００ｍｍまで粗圧延、２０ｍｍまで仕上げ圧延を行
う。その後水冷し、水冷停止温度を例えば４００℃に
し、厚鋼板の製造を終える。この厚鋼板を造管し、内外
面溶接を行う。この時の入熱は例えば２０ｍｍの場合で
は３．５ｋＪ／ｃｍである。その後拡管を行い、ＵＯＥ
鋼管とした。

【００５６】

【発明の効果】以上のべたように、本発明は、ＺｒとＭ
ｇを、必要に応じてＴｉを、適切な量添加してＺｒ、Ｍ
ｇの酸化物を形成させ、しかもＭｇを含有する１μｍ程
度の粒子径で粒内変態を促進させ、またＭｇを含有する
０．１μｍ程度の粒子径で結晶粒を微細化してＨＡＺ靱
性を向上させることができ、造船、建築、圧力容器、ラ
インパイプ等の構造物に使用する鋼材を安定して製造す
ることが可能となる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 斎藤 直樹 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 為広 博 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 Ｆターム(参考） 4K013 BA14 DA03 DA08 EA18 EA24 FA02

Claims (7)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 を主成分とし、その他不可避的不純物からなり、Ｍｇお
   よびＺｒを含有する酸窒化物が、Ｍｇ酸化物を主に含有
   する中心部とＺｒ窒化物およびＭｎ硫化物を主に含有す
   る表層部からなる酸窒化物構造を有することを特徴とす
   る溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材。
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 を主成分とし、その他不可避的不純物からなり、Ｍｇ、
   ＺｒおよびＴｉを含有する酸窒化物が、Ｍｇ酸化物を主
   に含有する中心部とＺｒ窒化物、Ｔｉ窒化物およびＭｎ
   硫化物を主に含有する表層部からなる酸窒化物構造を有
   することを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接用
   高張力鋼材。
3. 【請求項３】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 主成分とし、その他不可避的不純物からなり、Ｍｇおよ
   びＺｒを含有する酸窒化物が、Ｍｇ酸化物を主に含有す
   る中心部とＺｒ窒化物およびＭｎ硫化物を主に含有する
   表層部からなる酸窒化物構造を有し、かつ粒径：０．０
   ００１〜５．０μｍのＺｒおよびＭｇを含有する酸窒化
   物が４０個／ｍｍ² 以上分散している組織を有すること
   を特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼
   材。
4. 【請求項４】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 を主成分とし、その他不可避的不純物からなり、Ｍｇ、
   ＺｒおよびＴｉを含有する酸窒化物が、Ｍｇ酸化物を主
   に含有する中心部とＺｒ窒化物、Ｔｉ窒化物およびＭｎ
   硫化物を主に含有する表層部からなる酸窒化物構造を有
   し、かつかつ粒径：０．０００１〜５．０μｍのＺｒお
   よびＭｇを含有する酸窒化物が４０個／ｍｍ² 以上分散
   している組織を有することを特徴とする溶接熱影響部靱
   性に優れた溶接用高張力鋼材。
5. 【請求項５】 前記主成分に、更に、Ｎｂ：０．００５
   〜０．１０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｉ：０．
   ０５〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｃｒ：
   ０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．８％、Ｂ：
   ０．０００３〜０．００２０％の１種または２種以上を
   含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかの項
   に記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材。
6. 【請求項６】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 を主成分とし、その他不可避的不純物からなる溶鋼の溶
   製時に、溶鋼中でＺｒ，Ａｌ，Ｍｇが不可避的不純物と
   して以外に存在しない状態で脱酸剤として最初にＺｒを
   添加後２〜３０分放置し、次いで、Ｍｇを添加し、２〜
   ３０分放置してから鋳造を開始し、凝固時の結晶粒径が
   １０００μｍ以下となるように鋳造することを特徴とす
   る溶接熱影響部靱性に優れた溶接用高張力鋼材の製造方
   法。
7. 【請求項７】 重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．５〜２．５％、 Ｚｒ：０．００５〜０．０２５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００５０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２５％、 を主成分とし、その他不可避的不純物からなる溶鋼の溶
   製時に、溶鋼中に脱酸剤として最初にＴｉを添加後２〜
   ５分放置し、次いで、Ｚｒを添加後２〜３０分放置し、
   引き続きＭｇを添加し、更に２〜３０分放置してから鋳
   造を開始し、凝固時の結晶粒径が１０００μｍ以下とな
   るように鋳造することを特徴とする溶接熱影響部靱性に
   優れた溶接用高張力鋼材の製造方法。