JP2003049236A

JP2003049236A - 溶接熱影響部靱性および耐候性に優れた橋梁用高強度鋼およびその製造方法

Info

Publication number: JP2003049236A
Application number: JP2001238166A
Authority: JP
Inventors: Minoru Ito; 実伊藤; Ryuji Uemori; 龍治植森; Takuya Hara; 卓也原; Naoki Saito; 直樹斎藤; Manabu Hoshino; 学星野
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2001-08-06
Filing date: 2001-08-06
Publication date: 2003-02-21

Abstract

(57)【要約】【課題】優れたＨＡＺ靭性を有し、４９０MPa 〜５７
０MPa 級の引張強度を有しかつ耐候性に優れた橋梁用高
強度鋼およびその製造方法を提供すること。【解決手段】溶接熱影響部のミクロ組織において、旧
γ粒の平均粒径が２００μｍ以下で、全γ粒のうち、粒
内にＭｇＯまたはＭｇ含有酸化物を核にした硫化物およ
び窒化物の単独または複合析出粒子を核にした粒内フェ
ライトが３個以上有するγ粒が３０％以上である溶接Ｈ
ＡＺ靱性および耐候性に優れた橋梁用高強度鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、道路橋、鉄道橋等
の鋼橋として広く使用できる４９０MPa 〜５７０MPa 級
鋼の引張強度を有する大入熱ＨＡＺ靱性と耐候性に優れ
た橋梁用高強度鋼に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、鋼橋においては、施工コスト削減
等の理由から高強度厚手材を用いた少数主桁が主流にな
ってきており、使用鋼材の板厚も最大で１００mmのもの
が使用されるようになってきている。さらに鋼材の溶接
に関しても施工時間短縮、施工コスト削減の理由から、
１０kJ／mm以上の大入熱溶接が可能な橋梁用高強度鋼の
重要性がますます高まっている。これまでにも４００MP
a 〜５７０MPa 級鋼が使用されているが、大入熱溶接が
行われる場合には溶接ＨＡＺの靱性が著しく低下すると
いう問題があった。これが４９０MPa 〜５７０MPa 級の
引張強度を有し、かつ大入熱ＨＡＺ靱性の優れた橋梁用
高強度鋼が必要とされる理由である。

【０００３】大入熱溶接を施した場合にＨＡＺ靭性が低
下する理由は、高温での滞留時間が長くなることから、
溶接部のミクロ組織が粗大化し、さらに冷却速度が小さ
いことで、ＨＡＺ組織が多くの場合に上部ベイナイト組
織主体となり、さらに旧γ粒界には粒界フェライトが生
成し、両者の間隙にＣ濃度の高い硬質な島状マルテンサ
イト（以下Ｍ^*と示す）が形成されやすくなり、これら
が破壊の起点となるためである。

【０００４】特に、Ｍ^*の生成を低減するために鋼中の
Ｃ量を出来るだけ低減させることが行われているが、母
材強度が不十分となることから、これを補うために合金
元素の添加が不可欠であり、加えて橋梁用高強度鋼に置
いてはＣｒやＮｉなどの耐候性付与の元素も多量に添加
されるため、Ｍ^*や上部ベイナイトの生成を抑制するこ
とが実用上困難である。

【０００５】また、大入熱ＨＡＺ靭性を向上させるため
にＭｇを添加することが知られている。Ｍｇ添加は従来
から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高める作用が
あることからＨＡＺ靭性を向上させるものと考えれてい
る。中でも、酸化物の分散を制御してＨＡＺ靭性を向上
させる技術として、特開昭５９−１９０３１３号公報に
記載されているように、Ｔｉ添加後、Ｍｇ添加により粒
内変態核であるＴｉ酸化物の増加を促進することであ
り、酸化物をより微細に分散させてピニングにより、結
晶粒の細粒化を達成させるものではない。一方、近年で
はＭｇ添加による大入熱時のミクロ組織の粗大化抑制技
術が広く用いられるようになっている。例えば、特開平
１１−２９３３８２号公報に示されるように、ＭｇＯを
用いることで旧γ粒の成長が抑制されることが記載され
ている。しかしながら、前述したように、橋梁用高強度
鋼では単なる細粒化だけではＨＡＺ靭性確保のための充
分な技術ではない。

【０００６】このように、橋梁用鋼の超高強度化は大入
熱溶接時にＨＡＺ靱性が低下するという問題を抱えてお
り、これを克服した画期的な橋梁用高強度鋼の早期開発
が要望されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述した点
に鑑みなされたものであり、優れたＨＡＺ靭性を有し、
４９０MPa 〜５７０MPa 級の引張強度を有しかつ耐候性
に優れた橋梁用高強度鋼およびその製造方法を提供する
ものである。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、引張強度
が４９０MPa 〜５７０MPa 級で、かつ大入熱時の溶接熱
影響部の靭性に優れた超高強度鋼を得るために鋭意研究
を行い、新しい橋梁用高強度鋼およびその製造方法を発
明するに至った。本発明の要旨は以下のとおりである。（１）溶接熱影響部のミクロ組織において、旧γ粒の平
均粒径が２００μｍ以下で、全γ粒のうち、粒内にＭｇ
ＯまたはＭｇ含有酸化物を核にした硫化物および窒化物
の単独または複合析出粒子を核にした粒内フェライトが
３個以上有するγ粒が３０％以上であること特徴とする
溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に優れた橋梁用高強度鋼。（２）粒子径：０．２〜５μｍのＭｇ含有酸化物を核に
して、硫化物および窒化物の単独または複合して析出し
た複合粒子が、平均粒子間隔：３０〜１００μｍで鋼中
に含有し、かつ粒子径：０．００５〜０．２μｍ未満の
ＭｇＯまたはＭｇ含有酸化物を核にして、硫化物および
窒化物の単独または複合して析出した０．０１〜２μｍ
の複合粒子を平均粒子間隔３０μｍ以下で鋼中にそれぞ
れ微細分散した状態で含有することを特徴とする前記
（１）に記載の溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に優れた橋
梁用高強度鋼。（３）０．００５〜０．１μｍのＭｇ硫化物を核にし
て、他の硫化物および窒化物の単独または複合して析出
した０．０１〜２μｍの複合粒子を平均粒子間隔：３０
μｍ以下で鋼中に含有することを特徴とする前記（１）
または（２）に記載の溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に優
れた橋梁用高強度鋼。（４）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．
０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％
以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：０．００
０５〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍ
ｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｏ：０．０００１〜
０．０１５％を含有し、残部鉄および不可避的不純物か
らなる前記（１）乃至（３）の何れかに記載の溶接ＨＡ
Ｚ靱性および耐候性に優れた橋梁用高強度鋼。（５）質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：
０．０５〜５％、Ｃｒ：０．０２〜１．５％、Ｍｏ：
０．０２〜１．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：
０．０００１〜０．２％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０
５％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、Ｂ：０．００
０３〜０．０５％のうちの１種または２種以上を、さら
に含有することを特徴とする前記（１）乃至（４）の何
れかに記載の溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に優れた橋梁
用高強度鋼。（６）質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％、Ｙ：０．０００１
〜０．０５％、Ｈｆ：０．０００１〜０．０５、Ｒｅ：
０．０００１〜０．０５％のうちの１種または２種以上
を、さらに含有することを特徴とする前記（１）乃至
（５）の何れかに記載の溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に
優れた橋梁用高強度鋼。（７）前記（１）乃至（６）の何れかに記載の橋梁用高
強度鋼の製造にあたり、製鋼段階において、Ｓｉ、Ｍｎ
を添加して弱脱酸処理を行った後、最終含有量で０．０
０３〜０．０５質量％のＴｉと、０．００５質量％以下
のＡｌ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭのうちの何れかを順次ある
いは同時に添加して溶存酸素を５０ppm 以下とし、さら
に最終含有量で０．０１質量％以下のＭｇを添加し、Ｍ
ｇ添加直前、直後あるいは同時に、１次脱酸生成物生成
のための酸素源を供給した上で、これを１５２０〜１６
５０℃の温度で鋳造後、熱間圧延して鋼板とすることを
特徴とする溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に優れた橋梁用
高強度鋼の製造方法。

【０００９】

【発明の実施の形態】以下、本発明の内容について詳細
に説明する。本発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶
鋼中にＭｇを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調
べた。その結果、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添
加、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ等の強脱酸元素を順に添加した
場合に、あるいはＴｉ添加と前出強脱酸元素の添加を同
時に行い、さらに、平衡状態になった状態で再度Ｍｇを
添加することで、酸化物の粒子径に２種類のものが生成
されることを見いだした。すなわち、１つは粒子径が
０．２〜５μｍのＭｇ等の強脱酸元素を含有する酸化物
であり、他は０．００５〜０．２μｍの超微細なＭｇを
含有する酸化物、例えばＭｇＯやＭｇＡｌ₂Ｏ₄であ
る。このような酸化物の生成原因は以下のような理由に
基づくものと推定される。

【００１０】まず、Ｔｉ添加あるいはＴｉと少量のＭｇ
同時添加により、一旦Ｔｉを主体とするミクロンサイズ
の酸化物が生成され、この状態では脱酸力の強いＭｇが
さらに添加されると既に生成されている酸化物はＭｇに
より還元されるため、最終的にミクロンサイズのＭｇを
主体とするＭｇ含有酸化物が生成されるものと思われ
る。また、この際に溶存酸素が少なくなっているにもか
かわらずＭｇがＴｉよりも脱酸力が強いために新たなＭ
ｇ単独のサブミクロンサイズの微細な酸化物も同時に生
成される。その結果、従来の添加法では達成できなかっ
た粒子数の増加とサイズの微細化が生じることとなる。
一般にミクロンサイズの酸化物に対しては５μｍ以上の
ものが多くなるほど破壊の起点になりやすく、Ｍｇ添加
を図った場合には、特開平９−１５７７８７号公報に開
示されているように、Ｍｇ量が３０〜５０ppm 程度が限
界とされている。しかしながら、本発明においてはこの
ような問題は回避され１００ppm まではＭｇの添加が可
能になる。

【００１１】一方、Ｔｉ脱酸やＴｉ＋少量Ｍｇ脱酸では
弱脱酸元素あるいは少量の強脱酸元素故に溶存酸素がま
だ残っているため、その時点で再度Ｍｇが添加された場
合には前述のミクロン〜サブミクロンの酸化物だけでな
く、そのような溶存酸素とＭｇの酸化反応が穏やかに生
じるために超微細な酸化物の生成がさらに起こるものと
思われる。超微細な酸化物が生成される理由は溶存酸素
量が少なくなっていることに加えて、溶存酸素の溶鋼中
での分布が均一化されることから、酸化物のクラスター
化が抑制されたものと推定される。

【００１２】以上のように鋼中に生成された酸化物は鋳
造時あるいはその後の冷却過程や再加熱−熱間工程中に
硫化物および窒化物の核生成サイトになる。電子顕微鏡
を用いて１万倍〜１０万倍でその様子を調査した結果、
鋼中酸化物の存在状態は以下のように整理できる。な
お、酸化物の存在状態については特定倍率（例えば超微
細な酸化物の場合には１０万倍程度）で１０視野以上を
観察し、平均粒子間隔等を測定する事が望ましい。

【００１３】１）粒子径が０．２〜５μｍのＭｇ含有酸
化物が存在し、この酸化物を核にしてその周辺に硫化物
あるいは窒化物が析出している。酸化物−硫化物および
／または窒化物の複合粒子は平均粒子間隔で３０〜１０
０μｍで鋼中に含有されている。２）粒子径が０．００５〜０．２μｍの超微細なＭｇＯ
ないしはＭｇ含有酸化物も存在する。この酸化物を核に
して、酸化物を包含するようにもしくは周辺に析出した
硫化物および／または窒化物より構成される複合粒子は
平均粒子間隔で３０μｍ以下で鋼中に含有されている。

【００１４】３）粒子径が０．００５〜０．２μｍの超
微細なＭｇＳないしはＭｇ含有硫化物も存在する。この
硫化物を核にして、もしくは周辺に析出した窒化物より
構成される複合粒子は平均粒子間隔で３０μｍ以下で鋼
中に含有されている。本発明は、上記の酸化物の存在状
態によって達成されるＨＡＺ部靱性の優れた鋼材に関す
るものであり、従来は入熱量に大きく依存していたＨＡ
Ｚ部の靱性変化を極力抑えた画期的な発明である。以下
にＨＡＺ靭性向上についてさらに言及する。

【００１５】これまで知られているように、粒内変態は
酸化物の個数が多いほど、かつ硫化物と窒化物の酸化物
上への析出がある場合の方が促進される。上記１）で説
明したように個数については従来に比較して１０倍以上
増加していること、また複合析出についても確認した限
りにおいて１００％硫化物あるいは窒化物が複合的に析
出していることから、本発明のＭｇ含有酸化物は極めて
粒内変態能が大きくなる。

【００１６】次いで、本発明で最も重要な加熱γ粒径の
微細化について説明し、その後、そのような微細なγ粒
での粒内変態能を付与技術について説明する。Ａｌ脱
酸、Ｔｉ含有Ａｌ脱酸、Ｍｇ脱酸をそれぞれ行った種々
の鋼を、入熱条件を２０kJ／mmで溶接したときの旧γ粒
径を測定した。旧γ粒径の測定は実継手の場合には、Ｈ
ＡＺ部を切断加工等により抽出した後、研磨処理を行
い、さらにナイタール腐食して得られるミクロ組織を５
０倍〜２００倍で光学顕微鏡により写真撮影（５枚以
上）し、切断法によって旧γ粒径を測定した。その結
果、Ｍｇ脱酸鋼以外では旧γ粒径が顕著に大きくなるこ
とが判明した。すなわち、Ｍｇ脱酸鋼の旧γ粒径は２０
０μｍ以下であり、従来の橋梁用高強度鋼の１／２〜１
／５程度であった。

【００１７】次いで、旧γ粒が微細化した鋼板を電子顕
微鏡で観察した結果、０．１μｍ以下の面心立方構造の
ＭｇＯやＭｇを主構成元素とするスピネル型構造のＭII
ＭIII ₂Ｏ₄（ＭII：Ｍｇ、Ｃａ、Ｆｅ、Ｍｎ等、ＭII
I ：Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ等）粒子が多数認めら
れ、Ｍｇ含有酸化物−硫化物および／または窒化物［Ｔ
ｉＮ等］の複合粒子が多数存在することがわかった。電
子顕微鏡観察において、Ｍｇ含有酸化物−硫化物あるい
は窒化物粒子間の結晶学的な方位関係を調べると、いず
れも完全平行の方位関係を持っていることも明らかにな
った。このことは、Ｍｇの超微細酸化物が硫化物や窒化
物の優先析出サイトとして作用していることを示してお
り、この析出サイトが多数存在するために、結晶粒のピ
ニングに有効な窒化物を増加させているものと考えられ
る。つまり、入熱が小さい場合にはこれらの複合粒子が
ピニング粒子として作用しているものと考えられ、さら
に、超大入熱溶接時のような高温での滞留時間が長い場
合、窒化物粒子の溶解が生じるが、本発明では、多数の
ＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物が存在しており、例え窒
化物粒子が溶解したとしても、依然として微細な酸化物
粒子が存在するために、これらが高温でのピニング粒子
として作用し、従来鋼では決して得ることが出来なかっ
たＨＡＺ部における旧γの粒成長抑制が達成されたもの
と思われる。

【００１８】すなわち、本発明の特徴は、顕著な粒内変
態の向上に加え、ＴｉＮなど窒化物を利用して結晶粒の
ピニングを図った従来鋼に比べ、ＭｇＯ等の酸化物を鋼
中に微細に導入することで、窒化物の析出核を創出し、
これにより窒化物の個数の増加を実現するために、窒化
物が有効な小入熱溶接ではこれらの複合粒子の存在によ
りＨＡＺ部において１０μｍ〜２００μｍ以下の旧γ粒
が得られる点にある。さらに、窒化物が溶解してしまい
従来全く靱性の改善効果が見られなかった大入熱〜超大
入熱溶接でも、酸化物単独の粒成長抑制効果により、ほ
とんどＨＡＺ部の旧γ粒径には変化が生じない。一般的
にはＨＡＺの旧γ粒径が大きく変化しない場合にはＨＡ
Ｚ靭性の劣化代は小さい。

【００１９】しかしながら、耐候性鋼や合金元素を多く
含んだ一般橋梁用鋼においては旧γ粒の成長抑制だけで
は充分なＨＡＺ靭性は得られない。その理由は、耐候性
を増加させるために添加する合金元素により焼入性が高
まり、ＨＡＺ部の旧γ粒内のミクロ組織が靭性を悪くす
る上部ベイナイト主体の組織となるためであり、多量の
Ｍ^*生成も靭性を大きく劣化させる。そこで、脱酸方法
を種々変化させ得られた鋼材のＨＡＺ組織から、旧γ粒
の組織とＨＡＺ靭性の関係を調査した結果、図１の模式
図に示したように、ＨＡＺ組織中の全γ粒のうち、粒内
フェライト数が３個以上含む粒が３０％以上を占める場
合において、ＨＡＺ靭性が飛躍的に向上していることを
本発明者らは見出した。特に、低温靭性が求められる場
合や超大入熱の溶接に対しては５０％以上を占めること
が好ましい。その手段としては、例えば、Ｍｇ添加の際
に溶鋼酸素量を増やすなどの工程［酸素吹き込み、スケ
ール添加等］を加えることにより１次脱酸生成物［前出
のミクロンサイズの酸化物に対応］を大量に溶鋼中に生
成させることである。これにより粒内変態核となる１次
脱酸生成物が著しく増加するため、粒内フェライト（Ｉ
ＧＦ）を３個以上含むγ粒の割合が急激に増加する。

【００２０】さらに、本発明においては、橋梁用鋼材と
して重要な特性である耐候性も著しく向上することが明
らかになっている。この理由については必ずしも明確で
はないが、Ｍｇ添加による介在物の微細化や固溶Ｍｇに
よる表面皮膜形成への影響を通して、鋼材表面の耐候性
特性を向上させたものと推定される。固溶Ｍｇ量として
は、化学分析値として０．１〜１０ppm の範囲で著しい
耐候性が現出することを確認している。

【００２１】本発明におけるＭｇの添加方法であるが、
上述したように、最初に、Ｓｉ、Ｍｎを添加後、まず、
Ｔｉを添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、少量のＭｇ
を徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＭｇを同
時に添加した後に、最終段階で再度Ｍｇを添加する。最
適なＭｇの添加量は、Ｔｉ添加後、溶鋼中に存在する酸
素量などに依存するが、実験では、その時の酸素濃度は
Ｔｉ添加量とＭｇ添加までの時間に依存し、ＴｉとＭｇ
添加量を適正な範囲で制御すれば良い。なお、最終的な
Ｍｇ添加時の溶存酸素量は０．１〜５０ppm 程度が適量
である。最小の０．１ppm は微細なＭｇ酸化物ができる
最小の量であり、５０ppm を超えると粗大なＭｇ酸化物
ができるようになり、ピニング力が弱くなることからこ
れを限度とした。

【００２２】また、Ｍｇを添加する際に用いるＭｇの素
材は、Ｆｅ箔に金属Ｍｇを包む方法、Ｍｇ合金による方
法などを試みた結果、前者は、溶鋼投入の際の酸化反応
が激しく、歩留まりが低下する。従って、通常の大気圧
下で溶製する場合には比重の比較的重いＭｇ合金の添加
が好ましい。以下、本発明の成分の限定理由について述
べる。

【００２３】Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる
基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な
下限として０．０１％以上の添加が必要であるが、０．
２％を越える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の低
下を招くので、その上限を０．２％とした。Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、
鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％
を越えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそれを上限とす
る。

【００２４】Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性の確
保に必要な元素であるが、３％を越えるとＨＡＺ靱性を
著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の強度
確保が困難になるために、その範囲を０．３〜３％とす
る。Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０３
％を越えて含有すると鋼材の母材だけでなくＨＡＺの靱
性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０３
％とした。

【００２５】Ｓ：Ｓは０．０３％を越えて過剰に添加さ
れると粗大な硫化物の生成の原因となり、靱性を阻害す
るが、その含有量が０．０００１％未満になると、粒内
フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物生成量が著
しく低下するために、０．０００１〜０．０３％をその
範囲とする。Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、本発明に
おいては、０．１％越えて添加されるとＭｇの添加の効
果を阻害するために、これを上限とする。また、安定に
ＭIIＭIII ₂Ｏ₄を生成するためには０．０００５％は
必要であり、これを下限とした。

【００２６】Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸材として、さらには窒
化物形成元素としてし結晶粒の細粒化に効果を発揮する
元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の
著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５％に
する必要があるが、所定の効果を得るためには０．００
３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜
０．０５％とする。

【００２７】Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であ
り、主に脱酸材として添加されるが、０．０１％を越え
て添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母材
およびＨＡＺ靱性の低下をもたらす。しかしながら、
０．０００１％未満の添加では、粒内変態およびピニン
グ粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待できなく
なるため、その添加範囲を０．０００１〜０．０１％と
限定する。

【００２８】Ｏ：ＯはＭｇ含有酸化物を生成させるため
の必須元素である。鋼中に最終的に残存する酸素量とし
ては、０．０００１％未満では酸化物の個数が十分とは
ならないために、０．０００１％を下限値とする。一
方、０．０１５％を超えて残存した場合は、粗大な酸化
物が多くなり、母材およびＨＡＺ靭性の低下をもたら
す。従って、上限値を０．０１５％としたが、好適な上
限値は０．００８％である。

【００２９】なお、本発明においては、強度および靱性
を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中で、１種または２種以上の元
素を添加することができる。Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な
元素であるが、０．０５％未満では効果がなく、１．５
％を越えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくす
る。従って、その含有量を０．０５〜１．５％以下とす
る。

【００３０】Ｎｉ：Ｎｉは、靱性および強度の改善に有
効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以
上の添加が必要であるが、５％以上の添加では溶接性が
低下するために、その上限を５％とする。Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるため
に、０．０２％以上の添加が有効であるが、多量に添加
すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさ
せ、靱性を低下させる。従って、その上限を１．５％と
する。

【００３１】Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同
時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、そ
の効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要に
なるが、１．５％を越えた多量の添加は必要以上の強化
とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その範
囲を０．０２〜１．５％とする。Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果が
ある元素であるが、０．０１％以下の添加ではその効果
がなく、０．１％を越える添加では、逆に靱性の低下を
招くために、その範囲を０．０１〜０．１％以下とす
る。

【００３２】Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し強
度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以
下の添加ではその効果がなく、０．２％を越える添加で
は、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１
〜０．２％以下とする。Ｚｒ、Ｔａ：ＺｒとＴａもＮｂと同様に炭化物、窒化物
を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０
００１％以下の添加ではその効果がなく、０．０５％を
越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範
囲を０．０００１〜０．０５％以下とする。

【００３３】Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増
加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱
影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０
００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の
添加は、靱性の低下を招くために、その上限を０．０５
％とする。

【００３４】Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、Ｒｅ：Ｃａおよ
びＲＥＭは硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生
成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティ
アー性を改善する。また、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｙ、Ｈｆ、
Ｗ、Ｒｅは溶存酸素量の低減効果によりＭｇ含有酸化物
の生成に有効に作用する。以上の効果はともに０．００
０１％未満では得られないのでこれを下限値にした。逆
に、Ｃａでは０．００５％を越えると、また、ＲＥＭ、
Ｙ、Ｈｆ、Ｗ、Ｒｅでは０．０５０％を超えると粗大な
酸化物個数が増加し、超微細なＭｇ含有酸化物の個数が
低下するため、その上限をそれぞれ０．００５％、０．
００５％とする。

【００３５】上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶
製後、連続鋳造などをへてスラブ加熱、圧延を施され厚
板とされる。この場合、圧延方法と加熱冷却方法および
熱処理方法においては、当該分野で従来から適用されて
いる方法を用いてもＨＡＺ靱性に関しては、何ら差し支
えがない。特に、母材の粒径が小さければ小さい程、Ｈ
ＡＺ部との粒径差が大きくなることから、本発明による
ＨＡＺ旧γ粒径の微細化はＨＡＺ靭性だけでなく硬度マ
ッチングなどを考慮する必要がある場合にはますます効
力を発揮する。

【００３６】

【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。表１
の化学成分を有する２４０mmの厚みを有するスラブまた
は鋼塊を板厚１０mm〜１００mmまで種々の最終板厚に熱
間圧延し、「空冷」、「水冷」、「水冷＋焼戻し」等の
処理を施した。その後、溶接入熱が２０kJ／mmの大入熱
を付与し、旧γ粒径を測定するとともに、ＨＡＺ靭性
（試験片採取位置はＦＬ＋１mm）を評価し、表２に示し
た。

【００３７】

【表１】

【００３８】

【表２】

【００３９】表１および表２の鋼１〜２１は本発明の
例、鋼２２〜３６は比較例を示す。表２から明らかなよ
うに、これらの本発明鋼はいずれも２００μｍ以下の旧
γ粒径を示しており、すべて−５℃シャルピー吸収エネ
ルギーが１５０Ｊ〜３００Ｊの範囲になっており、いず
れも高い靭性値を示している。このとき酸化物の平均間
隔、粒内フェライトを５個以上含むγ粒の割合は、全て
要件を満足している。それに対し、鋼２２〜３６は本発
明方法から逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼２６、
２７、２８、３０、３２、３３、３４、３５は基本成分
あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の用件を
越えて添加されている例であり、本発明の重要な部分で
ある酸化物の平均間隔の要件は満たしているものの靱性
劣化要因となる元素が過剰に添加された事により大入熱
ＨＡＺ靱性の劣化が助長されたものである。また、鋼２
３、２４、２５、２９、３１、３６はＭｇが無添加であ
り、吸収エネルギ―は低い。以上の比較例ではいずれも
ＨＡＺ靱性は低いレベルにあることが分かる。なお、比
較鋼の２２に示すように、微細な酸化物が多く存在して
いることから酸化物の平均間隔の要件を満たしているに
も関わらず靱性劣化が大きくなっているのは過剰のＭｇ
が添加された事に起因しており、５μｍ以上の粗大な粒
子が増大したためである。

【００４０】さらに、耐候性試験についても実施した。
表３は、本発明鋼１、２、１７および比較鋼２３、２
４、２９の耐候性を評価した結果を示している。本発明
鋼の１、２、１７は、それぞれ比較鋼の２３、２４、２
９の成分系にＭｇを含んだ成分に対応している。

【００４１】

【表３】

【００４２】耐候性の試験は、いずれもの鋼材も黒皮を
削除した後の表面直下から６×５０×１５０mmのサイズ
の試験片を採取し、千葉県富津市臨海部において、日照
及び日陰環境で１、３及び７年の曝露試験を実施した。
離岸距離は８００ｍであり、飛来塩分量は、年間平均で
０．２mdd である。日照環境下の大気曝露試験は、試験
片を南向き、水平に対し３０°の傾斜で設置して行っ
た。日陰環境下の大気曝露試験は、図２に示す模式図の
日陰大気曝露試験法で、試験片を水平に設置し、雨に濡
れることが無く、水分は結露のみにより供給され、且
つ、海風は試験片面を通るようにして、試験を行った。
耐候性の評価は、さび層の目視外観評価と腐食減量によ
って行った。さび層の目視外観評価は、暴露期間が最も
長い７年のものについて実施し、均一に安定さびが形成
されて最も状態が良好と判断される場合を評点４とし、
層状剥離さびや鱗状さび等の不均一な腐食形態が増加す
るにともなって評点を下げ、全面に層状剥離さびが認め
られて、さびの安定化と腐食の進展防止が全く望めない
状態を評点１とした。腐食減量は、各暴露期間での平均
板厚減少量を測定し、平均板厚減少量と暴露期間との両
対数プロットから外挿して５０年後の推定板厚減少量を
求めて評価した。

【００４３】表３から、Ｍｇを含む鋼材がＭｇを含まな
い対応比較鋼に比べいずれも耐候性が、さび層の目視外
観評価値は高く、５０年後の推定板厚減少量は小さくな
っており、Ｍｇを添加することにより耐候性が格段に優
れていることが明らかである。特に、従来の海浜耐候性
鋼（高Ｎｉ系鋼）でも安定さびの形成が期待できなかっ
た日陰環境においても、日照環境と同等の耐候性が達成
されている。以上の実施例では、固溶Ｍｇ量が確保され
ている場合に明らかに耐候性が優れている。このよう
に、本発明によれば、優れた大入熱ＨＡＺ靭性を有し、
かつ、高飛来塩分環境での耐候性が、日照、日陰ともに
極めて優れていることが明らかである。

【００４４】

【発明の効果】本発明により、大入熱溶接でのＨＡＺ靱
性を向上させることができ、広い入熱範囲で優れたＨＡ
Ｚ靭性を確保することで可能となる。また同時に耐候性
を向上させることから、腐食損傷を低減でき、構造物と
しての耐久性をより長期化させることが可能となる。す
なわち、道路橋、鉄道橋等の鋼橋をはじめとする各種構
造物の安全性を大幅に向上させ、かつ長期間の使用が可
能となることから、産業界への貢献は計り知れない。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＩＧＦを３個以上含む旧γ粒の割合と靱性との
関係を模式的に示した図である。

【図２】実施例における日陰大気曝露試験法を模式的に
示した図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者原卓也千葉県富津市新富20−１新日本製鐵株式会社技術開発本部内 (72)発明者斎藤直樹愛知県東海市東海町５−３新日本製鐵株式会社名古屋製鐵所内 (72)発明者星野学愛知県東海市東海町５−３新日本製鐵株式会社名古屋製鐵所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】溶接熱影響部のミクロ組織において、旧
γ粒の平均粒径が２００μｍ以下で、全γ粒のうち、粒
内にＭｇＯまたはＭｇ含有酸化物を核にした硫化物およ
び窒化物の単独または複合析出粒子を核にした粒内フェ
ライトが３個以上有するγ粒が３０％以上であること特
徴とする溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に優れた橋梁用高
強度鋼。
【請求項２】粒子径：０．２〜５μｍのＭｇ含有酸化
物を核にして、硫化物および窒化物の単独または複合し
て析出した複合粒子が、平均粒子間隔：３０〜１００μ
ｍで鋼中に含有し、かつ粒子径：０．００５〜０．２μ
ｍ未満のＭｇＯまたはＭｇ含有酸化物を核にして、硫化
物および窒化物の単独または複合して析出した０．０１
〜２μｍの複合粒子を平均粒子間隔３０μｍ以下で鋼中
にそれぞれ微細分散した状態で含有することを特徴とす
る請求項１に記載の溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に優れ
た橋梁用高強度鋼。
【請求項３】０．００５〜０．１μｍのＭｇ硫化物を
核にして、他の硫化物および窒化物の単独または複合し
て析出した０．０１〜２μｍの複合粒子を平均粒子間
隔：３０μｍ以下で鋼中に含有することを特徴とする請
求項１または２に記載の溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に
優れた橋梁用高強度鋼。
【請求項４】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａｌ：０．０００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、Ｏ：０．０００１〜０．０１５％を含有し、残部鉄お
よび不可避的不純物からなる請求項１乃至３の何れか１
項に記載の溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に優れた橋梁用
高強度鋼。
【請求項５】質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜５％、Ｃｒ：０．０２〜１．５％、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、Ｖ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、Ｂ：０．０００３〜０．０５％のうちの１種または２
種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項１乃
至４の何れか１項に記載の溶接ＨＡＺ靱性および耐候性
に優れた橋梁用高強度鋼。
【請求項６】質量％で、Ｃａ：０．０００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００１〜０．０５％、Ｙ：０．０００１〜０．０５％、Ｈｆ：０．０００１〜０．０５、Ｒｅ：０．０００１〜０．０５％のうちの１種または２
種以上を、さらに含有することを特徴とする請求項１乃
至５の何れか１項に記載の溶接ＨＡＺ靱性および耐候性
に優れた橋梁用高強度鋼。
【請求項７】請求項１乃至６の何れかの１項に記載の
橋梁用高強度鋼の製造にあたり、製鋼段階において、Ｓ
ｉ、Ｍｎを添加して弱脱酸処理を行った後、最終含有量
で０．００３〜０．０５質量％のＴｉと、０．００５質
量％以下のＡｌ、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭのうちの何れかを
順次あるいは同時に添加して溶存酸素を５０ppm 以下と
し、さらに最終含有量で０．０１質量％以下のＭｇを添
加し、Ｍｇ添加直前、直後あるいは同時に、１次脱酸生
成物生成のための酸素源を供給した上で、これを１５２
０〜１６５０℃の温度で鋳造後、熱間圧延して鋼板とす
ることを特徴とする溶接ＨＡＺ靱性および耐候性に優れ
た橋梁用高強度鋼の製造方法。