JP2001247932A

JP2001247932A - 高ｃｔｏｄ保証低温用鋼

Info

Publication number: JP2001247932A
Application number: JP2000063632A
Authority: JP
Inventors: Tadashi Ishikawa; 忠石川; Masaaki Nagahara; 政明永原; Toshihiko Koseki; 敏彦小関; Tomohiko Hata; 知彦秦
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-03-08
Filing date: 2000-03-08
Publication date: 2001-09-14
Anticipated expiration: 2020-03-08
Also published as: JP4299431B2

Abstract

(57)【要約】【課題】ＴｉＮ活用による鋼材ＨＡＺ靱性を確保する
ため、Ｔｉ、Ｎの化学成分値、ＴｉＮの粒径、及びその
粒径の個数を規定することで、溶接熱影響部の破壊靱性
に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼を提供することを目的
とする。【解決手段】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、Ａ
ｌ：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が１０個／ｃｍ² 以下とする。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ＬＰＧタンク、Ｌ
ＰＧ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：ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎ
ｅ）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ＣＴ
ＯＤ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Ｃ
ＴＯＤ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：０．０
４〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５０〜０．５０％、Ｍ
ｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｔ
ｉ：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０．０１〜０．１μｍの粒
径のＴｉＮを５×１０⁵ 〜５×１０⁶ 個／ｍｍ² 有して
いる。更に、粒径０．５μｍ以上のＴｉＮが１０個／ｃ
ｍ² 以下とする。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、前記鋼材中に、粒径０．０１〜０．０５μｍのＴ
ｉＮを４×１０⁶ 個／ｍｍ² 以下にすることが好まし
い。これにより、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、前記鋼材中に、粒径０．０７〜０．
１μｍのＴｉＮを５×１０⁴ 個／ｍｍ ² 以上にすること
が好ましい。これにより、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Ｔ
ｉＮ量となるため、溶接熱影響部靱性に優れた高ＣＴＯ
Ｄ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、Ｎ
ｂ、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／ｍ
ｍ² 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Ｔｉ
Ｎ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ＣＴ
ＯＤ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０．０１〜０．１μ
ｍ、溶接ボンド部で０．１３μｍをピークとして０．０
５〜０．１５μｍ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、０．０１〜０．１
μｍ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、ＨＡ
Ｚ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１００ｋ
Ｊ／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−２
０℃（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 〜
５×１０ ⁶ 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、Ｔ
ｉＮ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５×１
０⁵ 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、Ｔ
ｉＮ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５×１０
⁵ 〜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Ｔｉ
Ｎの粒径分布の比較より得られた０．０５μｍ以下のＴ
ｉＮ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／ｍｍ ² 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Ｔｉ
Ｎ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Ｔ
ｉＮ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５×１０ ⁴ 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１４
００℃以上の大入熱溶接下で溶け残るため、粒径０．０
７〜０．１μｍ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ＣＴＯ
Ｄ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Ｔ
ｉＮ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Ｔｉ
Ｎ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５×１
０⁵ 〜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ＣＴＯ
Ｄ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以下の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ＣＴＯ
Ｄ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。Ｍ
ｎ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、０．０
１５％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ＨＡ
Ｚ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、Ｂ
２、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５の範囲を超えており、比較鋼ＬはＣ
ａが請求項６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０．０
１〜０．１μｍ：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：５×１０
⁵ 〜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：４×１
０⁶ 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、ＨＡ
Ｚ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０．０１〜０．０５μ
ｍ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９００〜１
３００℃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、Ｔｉ
Ｎ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Ｔｉ
Ｎ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、Ｔ
ｉＮ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０．０１〜０．０５μ
ｍ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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者小関敏彦大分県大分市大字西ノ洲１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内 (72)発明者秦知彦大分県大分市大字西ノ洲１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】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、Ａ
ｌ：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が１０個／ｃｍ² 以下とすることを特徴とす
る高ＣＴＯＤ保証低温用鋼。
【請求項２】請求項１記載の高ＣＴＯＤ保証低温用鋼
において、前記鋼材中に粒径０．０１〜０．０５μｍの
ＴｉＮが４×１０⁶ 個／ｍｍ² 以下存在することを特徴
とする高ＣＴＯＤ保証低温用鋼。
【請求項３】請求項１又は２記載の高ＣＴＯＤ保証低
温用鋼において、前記鋼材中に粒径０．０７〜０．１μ
ｍのＴｉＮが５×１０⁴ 個／ｍｍ² 以上存在することを
特徴とする高ＣＴＯＤ保証低温用鋼。
【請求項４】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、質量％でＮ：０．００
２％以下の成分を有することを特徴とする高ＣＴＯＤ保
証低温用鋼。
【請求項５】請求項１〜４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、
質量％でＣｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｎ
ｂ：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
とする高ＣＴＯＤ保証低温用鋼。
【請求項６】請求項１〜５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：０．０００
２〜０．００５％、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高Ｃ
ＴＯＤ保証低温用鋼。