JP2003213366A - 母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性に優
れた鋼材を提供する。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．
０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０１％
以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．００
５〜０．０２％、Ｏ：０．００３〜０．０１２％、Ｎ：
０．００３〜０．０１２％を含有し、残部が鉄及び不可
避不純物からなり、平均粒径が０．００２〜３．０μｍ
のＺｒ酸化物が鋼材断面中心部に１０²〜５×１０⁶個／
ｍｍ²分散し、かつ、平均粒径が０．００２〜０．５μ
ｍのＴｉ窒化物、Ｚｒ窒化物が併せて鋼材断面中心部に
１０ ³〜５×１０⁶個／ｍｍ²分散していることを特徴と
する母材および大小入熱両方の溶接熱影響部の靭性に優
れた鋼材。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、母材靭性、溶接熱
影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）靭性の両方に優
れた鋼材に関するものである。本発明の鋼材は、小入熱
溶接から大入熱溶接までの広範囲な溶接条件において良
好な母材及びＨＡＺ靭性を有するもので、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
どの各種溶接鋼構造物に用いられる。

【０００２】

【従来の技術】造船、建築など溶接構造物の脆性破壊防
止の観点から、溶接部からの脆性破壊の発生抑制、すな
わち、使用される鋼板のＨＡＺ靭性の向上に関する研究
が数多くなされてきた。さらに近年では、ＨＡＺ以外を
起点とする破壊の発生抑制のため、母材そのものの靭性
向上に関しても研究がなされてきている。

【０００３】一般に、結晶粒の粗大化は鋼板のＨＡＺに
おける脆性低下の原因となる。この結晶粒の粗大化に対
し、例えば特開昭５５−２６１６４号公報にて開示され
ているように、微細なＴｉＮや、また特開昭５２−１７
３１４号公報にて開示されているように、微細なＺｒＮ
を、いずれも鋼中に微細分散させることで、それらによ
る旧オーステナイト粒（以下、旧γ粒）のピンニング効
果により、結晶粒の粗大化を防止する対策がとられてい
る。

【０００４】しかしながら、このような窒化物は、熱影
響が小さい母相あるいは溶接入熱量の小さい溶接方法の
ＨＡＺでは結晶粒の粗大化抑制に寄与するが、溶接入熱
量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接において
は、旧γ粒のピンニングに寄与する微細な窒化物が溶解
しやすく、消滅してしまうという問題点がある。

【０００５】一方、特開昭６０−２４５７６８号公報、
特開昭６０−１５２６２６号公報、特開昭６３−２１０
２３５号公報、特開平２−２５０９１７号公報にて開示
されているように、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物や
ＴｉＮとＭｎＳ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させ、ＨＡＺ靭性の向上を図る方法
が知られている。

【０００６】しかしながら、これらの技術によって製造
される鋼も、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるよう
な大入熱溶接においては十分な靭性を得ることは困難で
ある。さらに、上述の鋼中非金属析出物は数ミクロンの
比較的大きなものが主であり、十分な母相靭性の向上も
期待できないという問題点がある。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、母材の良好な靭性と、大小入熱溶接におい
ても良好なＨＡＺ靭性を併せ持つ鋼材を提供することで
ある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】本発明者は、良好な母材
およびＨＡＺ靭性を有する鋼材の開発を狙いとして、
（ａ）加熱γ粒成長抑制、および、（ｂ）適正な酸化物
および窒化物の存在形態について鋭意検討し、新たな金
属学的効果を知見して本発明に至った。

【０００９】本発明の要旨は、以下のとおりである。

【００１０】（１）質量％で、 Ｃ：０．０３〜０．２％ Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００６％以下 Ａｌ：０．０１％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０２％ Ｚｒ：０．００５〜０．０２％ Ｏ：０．００３〜０．０１２％ Ｎ：０．００３〜０．０１２％ を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、平均
粒径が０．００２〜３．０μｍのＺｒ酸化物が鋼材断面
中心部に１０²〜５×１０⁶個／ｍｍ²分散し、かつ、平
均粒径が０．００２〜０．５μｍのＴｉ窒化物、Ｚｒ窒
化物が併せて鋼材断面中心部に１０³〜５×１０⁶個／ｍ
ｍ²分散していることを特徴とする母材および大小入熱
溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。

【００１１】（２）質量％で、さらに 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１種または２種以上を含有することを特徴とする上記
（１）に記載の母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性
に優れた鋼材。

【００１２】（３）質量％で、さらに Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％ の１種または２種を含有することを特徴とする上記
（１）または（２）に記載の母材および大小入熱溶接熱
影響部の靭性に優れた鋼材。

【００１３】（４）質量％を用いて下記（１）式で計算
される有効酸化物指数が正であり、かつ、下記（２）式
で計算される有効窒化物指数が−０．００８〜＋０．０
０５の範囲にあることを特徴とする上記（１）〜（３）
のいずれかに記載の母材および大小入熱溶接熱影響部の
靭性に優れた鋼材。

【００１４】 （有効酸化物指数）＝［％Ｚｒ］−２．８５×（［％Ｏ］−０．１７ ×［％ＲＥＭ］−０．４×［％Ｃａ］） …（１） （有効窒化物指数）＝［％Ｔｉ］＋０．５１×（有効酸化物指数） −３．４×［％Ｎ］ …（２）

【００１５】

【発明の実施の形態】本発明で知見した新たな金属学的
効果について以下に説明する。

【００１６】まず、加熱γ粒径成長抑制について、溶接
入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接の場
合を例にとり説明する。この場合は、加熱温度が１３０
０〜１４００℃にも及ぶため、窒化物が溶解、粗大化す
ることでγ粒界の移動をピンニングする力が著しく低下
し、γ粒の成長を抑制することは困難であった。

【００１７】そこで、上記の高温下でも熱的に安定であ
る酸化物によるピンニングによってγ粒成長を抑制する
ことを検討した。

【００１８】その結果、ＴｉとＺｒをこの順番で溶鋼中
に含有させることにより、平均粒径が０．３〜３．０μ
ｍ、さらにその大部分が０．３〜１．５μｍの微細なＺ
ｒ酸化物が多量に生成することを見出した。加えて、鋳
造後、平均粒径が０．００２〜０．５μｍの微細なＴｉ
Ｎが多量に生成することも見出した。

【００１９】以下に、Ｚｒ酸化物が粗大化せず、微細な
状態で存在する理由を説明する。

【００２０】Ｔｉを脱酸元素として用いた場合、一旦Ｔ
ｉを主成分とする酸化物が生成する。この状態でＺｒが
添加されるとＴｉ酸化物が還元され、収縮する。この時
放出される酸素分は、新たにＺｒ酸化物が生成するため
の酸素分供給源となるが、その供給速度は小さく、Ｚｒ
酸化反応の過飽和度が低く抑えられるため、新たに生成
するＺｒ酸化物は微細なものとなる。

【００２１】この微細なＺｒ酸化物は、１３００〜１４
００℃の高温でも安定に存在するため、溶接入熱量が２
０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接においても、Ｈ
ＡＺ靭性の向上に寄与する。

【００２２】また、Ｚｒ酸化物内にはＴｉ酸化物がほと
んど複合せず、Ｔｉ酸化物を還元するのに十分な量のＺ
ｒを添加した場合には、Ｔｉは酸化物としては不安定な
状態となる。一方、ＴｉはＺｒと比較して窒素との親和
力が大きく、鋼中においても窒化物を生成しやすい。す
なわち、鋼中に添加したＴｉが効率よくＴｉＮとなり、
酸化物生成で過剰となったＺｒによるＺｒＮと相俟っ
て、母材靭性および溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍ以下で
あるような小入熱溶接におけるＨＡＺ靭性向上に大きく
寄与する。

【００２３】以上述べたとおり、ＴｉとＺｒの組み合わ
せは、微細な酸化物および窒化物を効率よく生成し、母
材およびＨＡＺの靭性を向上するのに非常に優れた方法
である。

【００２４】本発明で規定した析出物の分散状態は、例
えば、以下のような方法で定量的に測定される。

【００２５】ＴｉＮあるいはＺｒＮの分散状態は、母相
鋼板の任意の位置、好ましくは鋼材断面中心部の位置か
ら抽出レプリカ試料を作成し、これを透過型電子顕微鏡
（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で
少なくとも１０００μｍ²以上の領域にわたって観察
し、対象となる大きさの窒化物を測定し、単位面積当た
りの個数に換算する。

【００２６】次に、Ｚｒ酸化物の測定方法の例を示す。
母材鋼板の任意の場所、好ましくは鋼材断面１／４厚み
の位置から小片試料を切り出し、これを１４００℃〜１
４５０℃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する。

【００２７】対象となる酸化物のうち少なくとも１０個
以上についてＸ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）に
付属の波長分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析
し、酸化物の平均組成を求める。この時、酸化物組成の
分析値に地鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦ
ｅを除外して酸化物の平均組成を求める。

【００２８】Ｔｉの添加量が０．００５〜０．０２％、
Ｚｒの添加量が０．００５〜０．０２％の範囲内であれ
ば、Ｚｒ酸化物の平均粒径は３．０μｍ以下の範囲内に
入り、１ｍｍ²あたり１．０×１０²〜１．０×１０⁴個
程度の分散状態が得られる。また、Ｔｉ系窒化物、Ｚｒ
系窒化物の平均粒径は０．５μｍ以下の範囲内に入り、
１ｍｍ²あたり１．０×１０⁴個以上の分散状態が得られ
る。

【００２９】大入熱ＨＡＺ靭性の向上に寄与するＺｒ酸
化物粒子は、適切な範囲内で小さく高密度に分散するほ
ど靭性向上効果が大きい。しかし、平均粒径が０．００
２μｍ未満の場合、γ粒ピンニング効果が十分でない。
よって、平均粒径の下限を０．００２μｍとする。ま
た、平均粒径が３μｍを超えると、酸化物そのものが破
壊の起点となり、靭性の低下を招くので好ましくない。
よって、上限は３μｍとする。

【００３０】一方、酸化物の数密度は１ｍｍ²あたり１
０²個未満であると十分な靭性向上効果が得られない。
よって、下限を１０²個／ｍｍ²とする。また、数密度が
１ｍｍ ²あたり５×１０⁶個を超えると、脆性破壊の起点
が増加し、靭性に不利な要因も増えるため、靭性向上効
果が飽和し、延性の劣化も招くことから好ましくない。
よって、上限を５×１０⁶個／ｍｍ²とする。

【００３１】ＴｉおよびＺｒの窒化物に関しても同様に
小さく高密度に分散するほど靭性向上効果が大きく、平
均粒径の下限は酸化物の場合と同様０．００２μｍと
し、数密度の上限を５×１０⁶個／ｍｍ²とする。一方、
平均粒径が０．５μｍを超えるか、あるいは分散状態が
１ｍｍ²あたり１０³個未満になると十分な靭性向上効果
が得られない。よって、窒化物の平均粒径の上限を０．
５μｍ、粒子数の下限を１０³個／ｍｍ²とする。

【００３２】次に、各々の化学成分の限定理由について
説明する。なお、％は質量％を意味する。

【００３３】Ｃの下限である０．０３％は、母材および
溶接部の強度、靭性を確保するための最小値である。し
かし、Ｃが多すぎると母材および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。

【００３４】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０．５％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。また下限は０％であ
る。

【００３５】Ｍｎは母材およびＨＡＺ部の強度、靭性の
確保に不可欠であり、下限を０．５％とする。しかし、
Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性の劣化や、スラブの中心偏
析助長による溶接性劣化などがおこるため、上限を２．
０％とする。

【００３６】Ｐは本発明方法においては不純物元素であ
り、０．０２％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。したがっ
て、下限は０％である。

【００３７】Ｓは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するため、母材および
ＨＡＺの機械的性質が劣化する。また、Ｃｅとの親和力
が大きく、微細な複合酸化物の生成を阻害するため、Ｓ
濃度は低いほど望ましい。したがって、上限を０．００
６％とする。また下限は０％である。

【００３８】Ａｌは多すぎると脱酸生成物がクラスター
化し、粗大な介在物を作る原因になる。したがって、Ａ
ｌ量は少ない程よく、上限を０．０１％とする。また下
限は０％である。

【００３９】Ｔｉはピンニング粒子であるＴｉＮの分散
状態を制御する上で重要であり、後述する有効窒化物指
数の適性範囲と相俟って、狭い範囲に限定されなければ
ならない。Ｔｉが０．００５％未満の場合、単独析出す
るＴｉＮの量が１０³個／ｍｍ²未満となり、母材靭性向
上に必要なγ粒ピンニング効果が得られない。

【００４０】一方、Ｔｉが０．０２％を超える場合、有
効Ｔｉ量が適正範囲内にあっても実質的にＴｉＣが過剰
に生成し、母材およびＨＡＺの靭性が低下する。このた
め、上限を０．０２％、下限を０．００５％とした。好
ましくは、０．００７〜０．０２％である。

【００４１】ＺｒはＴｉ酸化物を還元し、母材の靭性向
上に有効なＴｉＮを効率よく生成する上で重要であり、
後述する有効Ｔｉ濃度の適性範囲と相俟って、狭い範囲
に限定されなければならない。Ｚｒが０．００５％未満
の場合、Ｚｒ酸化物の個数が１．０×１０²個／ｍｍ²未
満となり、大入熱ＨＡＺ靭性向上に必要なγ粒成長抑制
効果が得られない。

【００４２】一方、Ｚｒが０．０２％を超える場合、後
述する有効酸化物指数が適正範囲内にあっても実質的に
ＺｒＣが過剰に生成し、母材およびＨＡＺの靭性が低下
する。このため、上限を０．０２％、下限を０．００５
％とする。

【００４３】Ｏは、高温でも安定なピンニング粒子とし
ての酸化物を確保する上で必要である。Ｏが０．００３
％未満の場合、酸化物の個数が不足し、ＨＡＺ靭性が劣
化する。一方、Ｏが０．０１２％を超える場合、鋼材の
清浄度の悪さが機械的性質に悪影響を及ぼすようにな
る。よって、上限を０．０１２％、下限を０．００３％
とする。

【００４４】Ｎはピンニング粒子であるＴｉＮを生成さ
せるための必須元素であり、その個数を確保する上でも
重要である。Ｎが０．００３％未満の場合、ＴｉＮある
いはＺｒＮの個数が確保できない。また、Ｎが０．０１
２％を超える場合は、固溶Ｎが過剰となり、靭性の低下
を引き起こす。よって、上限を０．０１２％、下限を
０．００３％とする。

【００４５】本発明においては、製品に求める特性を発
現させるため、さらに以下の元素を１種または２種以上
溶鋼に添加してもよい。

【００４６】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。よって、上限を１．５％とする。

【００４７】Ｍｏ、Ｃｒは母材の強度、靭性を向上させ
る。しかし、１．０％を超えると母材の靭性、溶接性お
よびＨＡＺ靭性が劣化する。よって、上限を１．０％と
する。

【００４８】Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であ
り、母材の機械的性質を向上させる。しかし、０．０５
％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。よって、上限を
０．０５％とする。

【００４９】Ｖは母材の靭性を向上させる。しかし、
０．０５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化す
る。よって、上限を０．０５％とする。

【００５０】Ｂは焼入れ性を高めて母材やＨＡＺの機械
的性質を向上させる。しかし、０．００２％を超えて添
加すると、ＨＡＺ靭性や溶接性が劣化する。よって、上
限を０．００２％とする。

【００５１】すべての元素について下限値は０％を超え
る値とする。

【００５２】なお、本発明においては、酸化物をさらに
微細化し、そして多量化し、ＨＡＺ靭性を向上させる元
素として、さらに以下の元素を１種または２種以上溶鋼
に添加してもよい。その際、以下の元素をＺｒ添加から
鋳造までの間に添加するのが望ましい。

【００５３】Ｃａ、ＲＥＭ（希土類元素を示す）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性（厚板に継
手を溶接した時、鋼板表面で溶接部を中心にして層状に
なって剥離する現象）を改善する。

【００５４】Ｃａ、ＲＥＭはともに０．０００５％未満
ではこの効果が得られないので、下限値を０．０００５
％とする。逆に、０．００５％を超えるとＣａ、ＲＥＭ
の粗大な酸化物が増加し、ＨＡＺ靭性に寄与する酸化物
個数が減少するため、上限を０．００５％とする。

【００５５】ここで、適正なＴｉ、ＺｒとＯ、Ｎの存在
形態について説明する。

【００５６】鋼中のＴｉおよびＺｒはＯと結合して酸化
物を生成しうるが、Ｚｒ酸化物が優先的に生成する。Ｏ
に対してＺｒが不足した場合、Ｔｉ酸化物が生成する
が、これはＺｒに還元されないため比較的径が大きい。
したがって、ＺｒはＴｉ酸化物をすべて還元しうる量以
上の添加が望ましい。

【００５７】次に、残ったＴｉ、ＺｒはＮと結合して窒
化物を生成しうるが、ＴｉＮが優先的に生成し、残りの
ＮはＺｒと結合する。さらに残ったＴｉ、Ｚｒが存在す
れば、Ｃと結合してＴｉＣあるいはＺｒＣを形成する
が、これらの炭化物は析出脆化をもたらす。Ｔｉ、Ｚｒ
のいずれとも結合できなかった過剰なＮが存在する場合
は、固溶Ｎとして地鉄中に残存し、脆化をもたらす。

【００５８】以上の考え方に基づき、本発明では、以下
の（１）式の「有効酸化物指数」と、（２）式の「有効
窒化物指数」を定義する。

【００５９】 （有効酸化物指数）＝［％Ｚｒ］−２．８５×（［％Ｏ］−０．１７ ×［％ＲＥＭ］−０．４×［％Ｃａ］） …（１） （有効窒化物指数）＝［％Ｔｉ］＋０．５１×（有効酸化物指数） −３．４×［％Ｎ］ …（２） （１）式および（２）式の各元素の係数は、想定される
酸化物および窒化物から化学量論的に決定された値であ
る。溶接温度が１３００〜１４００℃に至るような大入
熱溶接においては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｎの存在形態はさらに
複雑である。

【００６０】その理由は、溶接加熱時にＴｉＣ、Ｔｉ
Ｎ、ＺｒＣ、ＺｒＮの多くが一旦地鉄中に固溶し、固溶
したＴｉ、Ｚｒ、Ｃ、Ｎが溶接冷却中にＴｉＣ、Ｔｉ
Ｎ、ＺｒＣ、ＺｒＮとして再析出するとともに、一部は
固溶のまま存在するからである。

【００６１】このようなＴｉ、ＺｒとＮの存在状態を制
御してＨＡＺ靭性の向上を目指すためには、Ｔｉ、Ｚ
ｒ、Ｎそれぞれの量を規定するとともに、有効酸化物
量、有効窒化物量を用いて他の成分とのバランスをとる
ことが重要である。

【００６２】図１および図２は、溶接入熱量が３０ｋＪ
／ｍｍの場合をシミュレートした、１４００℃に加熱し
た時のＨＡＺ靭性に及ぼす有効酸化物指数および有効窒
化物指数の影響を示す。有効酸化物指数が０以上かつ有
効窒化物指数が−０．００８〜＋０．００５の範囲で良
好な靭性を示す。

【００６３】すなわち、この範囲がＨＡＺ組織の細粒化
と同時に、炭化物析出ならびに固溶Ｎによる脆化を回避
できる適正な成分範囲であることを示している。有効酸
化物指数が０未満の場合はＨＡＺ靭性の向上に有効な微
細酸化物の個数が不足する。一方、有効窒化物指数が−
０．００８未満の場合は固溶Ｎが過剰となり、有効窒化
物指数が０．００５を超える場合、炭化物析出量が過剰
となることにより、それぞれＨＡＺ靭性が劣化する。ｖ
Ｅ（−１０℃）が６５Ｊ以上を本発明の範囲とする。

【００６４】このように、有効酸化物指数と有効窒化物
指数を考慮することにより、さらに良好な母材およびＨ
ＡＺの靭性が得られる。

【００６５】本発明鋼材は、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。必要に応じ、鋼材に各種の熱処理を
施して母材の材質が制御される。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。

【００６６】さらに、適切な鋳造設備を用い、板厚５０
〜１５０ｍｍのスラブを連続鋳造する際においても、本
発明を適用することにより、母材および溶接熱影響部の
靭性に優れた鋼材を製造することができる。

【００６７】

【実施例】（実施例）表１に示す組成の鋼を真空溶解炉
で溶製し、分塊圧延により７０〜１２０ｍｍ厚のスラブ
とした。ついで、これらスラブを１２００℃に加熱し、
熱間圧延により板厚２０ｍｍの厚鋼板とし、圧延後空冷
した。これら圧延のまま材を用いて、以下（１）〜
（３）の方法を用いて、それぞれ酸化物および窒化物の
数密度、母材およびＨＡＺの靭性を調査した。

【００６８】その結果を表２に示す。なお、２つの表に
おける鋼Ａ１〜Ａ１２が本発明例、鋼Ｂ１〜Ｂ１２およ
び鋼Ｃ１〜Ｃ６が比較例である。

【００６９】（１）酸化物および窒化物の数密度調査 酸化物および窒化物粒子の個数測定は、母材断面の板厚
中心部から抽出レプリカ試料を作成し、これを３０００
０倍の倍率で２０００μｍ²の面積にわたってＴＥＭ観
察することで行った。

【００７０】また、表２の０．５〜３．０μｍの大きさ
の酸化物の個数の測定は、同じく、母材断面の板厚中心
部から小片を切り出して１４００℃で２０分間保定した
後に水冷し、鏡面研磨面を１０００倍の倍率で４ｍｍ²
の面積にわたって光学顕微鏡観察することで行った。

【００７１】（２）母材の靭性試験 上記圧延のまま材の板厚Ｔ／２部から圧延方向と直角方
向にＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定する４号試験片を採取
し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、破面遷移温度
（ｖＴｒｓ）を求めた。

【００７２】（３）ＨＡＺの靭性試験 上記圧延のまま材の板厚Ｔ／２部から、所定の寸法の溶
接熱サイクル再現試験片を採取し、入熱５ｋＪ／ｍｍの
小入熱ＨＡＺ相当、もしくは、入熱３０ｋＪ／ｍｍの大
入熱ＨＡＺ相当のいずれかの熱サイクルを付与した後、
シャルピー衝撃試験片とし、−１０℃におけるシャルピ
ー吸収エネルギー（ｖＥ−１０）によりＨＡＺ靭性を評
価した。

【００７３】表２から、本発明例（鋼Ａ１〜Ａ１２）で
は、母材のｖＴｒｓは−３５℃以下であり高靭性であ
る。しかも、溶接熱影響部の靭性も、入熱５ｋＪ／ｍｍ
でｖＥ−１０が８０Ｊ以上、入熱３０ｋＪ／ｍｍでもｖ
Ｅ−１０で６５Ｊ以上と、大入熱溶接でも高い吸収エネ
ルギーを示し、溶接熱影響部の靭性も優れている。

【００７４】一方、鋼組成が本発明の範囲から外れる比
較例をＢ１〜Ｂ１２およびＣ１〜Ｃ６に示す。鋼Ｂ１〜
Ｂ１２は基本成分のうちＴｉおよびＺｒを除くいずれか
の元素が、発明の要件を満たさない例である。また、鋼
Ｃ１〜Ｃ４は、ＴｉあるいはＺｒが発明の要件を満たさ
ない例であり、Ｃ５〜Ｃ６は、有効酸化物指数、有効窒
化物指数が発明の要件を満たさない例であり、これら
は、酸化物および窒化物の形態が適切に制御されていな
いため、もしくは、炭化物の過剰析出により、本発明と
比較して母材靭性、または／および、ＨＡＺ靭性が劣
る。

【００７５】

【表１】

【００７６】

【表２】

【００７７】

【発明の効果】本発明によれば、母材および大小入熱溶
接熱影響部の靭性に優れた鋼材を提供することができ、
溶接鋼構造物用の鋼材の範囲を拡大することができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ＨＡＺ靭性と有効酸化物指数の関係を示す図で
ある。

【図２】ＨＡＺ靭性と有効窒化物指数の関係を示す図で
ある。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：０．０３〜０．２％ Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：０．５〜２．０％ Ｐ：０．０２％以下 Ｓ：０．００６％以下 Ａｌ：０．０１％以下 Ｔｉ：０．００５〜０．０２％ Ｚｒ：０．００５〜０．０２％ Ｏ：０．００３〜０．０１２％ Ｎ：０．００３〜０．０１２％ を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、平均
   粒径が０．００２〜３．０μｍのＺｒ酸化物が鋼材断面
   中心部に１０²〜５×１０⁶個／ｍｍ²分散し、かつ、平
   均粒径が０．００２〜０．５μｍのＴｉ窒化物、Ｚｒ窒
   化物が併せて鋼材断面中心部に１０³〜５×１０⁶個／ｍ
   ｍ²分散していることを特徴とする母材および大小入熱
   溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
2. 【請求項２】 質量％で、さらに 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に記載の母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性に
   優れた鋼材。
3. 【請求項３】 質量％で、さらに Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１
   または２に記載の母材および大小入熱溶接熱影響部の靭
   性に優れた鋼材。
4. 【請求項４】 質量％を用いて下記（１）式で計算され
   る有効酸化物指数が正であり、かつ、下記（２）式で計
   算される有効窒化物指数が−０．００８〜＋０．００５
   の範囲にあることを特徴とする請求項１〜３のいずれか
   １項に記載の母材および大小入熱溶接熱影響部の靭性に
   優れた鋼材。 （有効酸化物指数）＝［％Ｚｒ］−２．８５×（［％Ｏ］−０．１７ ×［％ＲＥＭ］−０．４×［％Ｃａ］） …（１） （有効窒化物指数）＝［％Ｔｉ］＋０．５１×（有効酸化物指数） −３．４×［％Ｎ］ …（２）