JP2003277880A - 大入熱溶接の熱影響部靭性の優れた鋼材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 鋼中に分散させる粒子の作りこみにあたり、
粗大化せず、従って破壊の起点にならない微細な粒子と
すること、さらには、これを鋼中にほぼ均一に分散させ
ることによりγ粒を細粒化し、優れたＨＡＺ靭性を持つ
鋼材を提供すること。 【解決手段】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：
０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．００２
〜０．００６％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物
からなり、ＲＥＭを含み、さらにＴｉとＡｌのいずれか
１種以上を含む粒子径０．０１〜２．０μｍの酸・硫化
物が少なくとも鋼材断面中心部に５×１０²〜５×１０⁴
個／ｍｍ²分散することを特徴とする溶接熱影響部靭性
の優れた溶接構造用鋼材。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、船舶、海洋構造
物、中高層ビルなどに使用される溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺと称す）の靭性に優れた溶接構造用鋼材及びその製
造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、船舶、海洋構造物、中高層ビルな
どで用いられる大型構造物に使用される溶接用鋼材の材
質特性に対する要望は厳しさを増しており、鋼材自身の
靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増して
いる。

【０００３】さらにそのような構造物を建造する際、溶
接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング
溶接法、エレクトロスラグ溶接法、エレクトロガスアー
ク溶接法などに代表されるような大入熱溶接法の適用が
志向されている。

【０００４】従来、靭性の要求は小中入熱溶接を適用し
た部分に限られていたため、靭性を向上させる方法は、
例えば、特公平４−１４１７９号公報や特開平４−１１
６１３５号公報に開示されるように成分を規制すること
によって靭性を支配している島状マルテンサイトの生成
状態を制御するだけで充分であった。ところが、近年で
は大入熱溶接の適用が進められており、その場合島状マ
ルテンサイトを制御するだけでは不十分である。

【０００５】これを受け、大入熱溶接時の鋼材のＨＡＺ
靭性向上に関する提案は従来から数多く行われてきた。
例えば、特公昭５５−２６１６４号公報等に開示される
ように、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによっ
て、ＨＡＺのオーステナイト粒（以下γ粒と称す）を小
さくし、靭性を向上させる方法がある。また、特開平３
−２６４６１４号公報ではＴｉ窒化物とＭｎＳとの複合
析出物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭
性を向上させる方法が提案されている。

【０００６】しかしながら、Ｔｉ窒化物は、ＨＡＺのう
ち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界
（溶接ボンド部と称する）近傍ではほとんど固溶してし
まうので靭性劣化抑制効果が低下してしまうという問題
があり、近年の厳しい鋼材特性への要求を達成すること
が困難である。

【０００７】この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方
法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの
様々な分野で使用されている。例えば厚板分野では特開
昭６１−７９７４５号公報や特開昭６２−１０３３４４
号公報に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した
鋼が大入熱溶接部靭性向上に有効であり、高張力鋼への
適用が有望である。この原理は、Ｔｉ酸化物及びＴｉ窒
化物、ＭｎＳ等の析出物を核として微細フェライトが生
成し、その結果靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑
制され、靭性の劣化が防止できるというものである。し
かしながら、このようなＴｉ酸化物は鋼中へ分散される
個数をあまり多くすることができない。その原因はＴｉ
酸化物の粗大化や凝集合体であり、Ｔｉ酸化物の個数を
増加させようとすれば５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、
いわゆる介在物が増加してしまう。この５μｍ以上の介
在物は構造物の破壊の起点となって有害であり、靭性の
低下を引き起こす。従って、さらなるＨＡＺ靭性の向上
を達成するためには、粗大化や凝集合体が起こりにく
く、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する粒子を活用する必
要がある。

【０００８】また、このようなＴｉ酸化物の鋼中への分
散方法としては、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まな
い溶鋼中へのＴｉ添加によるものが多い。しかしなが
ら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸
化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さら
には、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御
することも困難である。その結果、Ｔｉ脱酸のみによっ
てＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ
酸化物の個数が充分でなかったり、厚板の板厚方向の靭
性変動を生じたりする等の問題点が認められる。

【０００９】さらに、上記特開昭６１−７９７４５号公
報などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするため
に、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない
量で制限している。鋼材中のＡｌ量が少ない場合、Ａｌ
Ｎ析出物量の不足などの原因により、母材の靭性が低下
する場合がある。また、通常使用されている溶接材料を
用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の
靭性が低下する場合がある。

【００１０】特開平４−９４４８号公報に例示されてい
るように、Ｔｉ添加後タンディッシュや鋳型内でＡｌを
添加する方法も考案されている。しかしながら、この方
法はＡｌＮを有効に生成させるための方法であり、Ｔｉ
酸化物さらにはＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を鋼中に分散
させるための方法ではない。またＡｌをタンディッシュ
で添加するなど、ＴｉとＡｌとの添加間隔が長く、Ａｌ
添加後直ちに鋳造することが特徴であり、これはＴｉ酸
化物がＡｌで還元されることを極力抑えるためである。
従って、酸化物生成に及ぼすＡｌの効果は得られない。

【００１１】また、特開平３−５３０４４号公報におい
ても、Ｔｉ添加後にＡｌを添加する方法が考案されてい
るが、この方法はＴｉ添加前のＳｉ量を０．０５％以下
にすることを規定している。このようにＳｉ量が少ない
と、溶存酸素濃度の調整が不安定で、溶存酸素濃度が高
くなりすぎ、その結果酸化物の粗大化が生じ、先にも述
べたように、破壊の発生起点となる大型介在物が生成し
やすくなるといった問題点がある。

【００１２】このような課題に対して、特開平６−２９
３９３７号公報では、Ｔｉ添加直後にＡｌを添加するこ
とで、生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物を活用する技術を
考案している。この技術により、大入熱溶接ＨＡＺ靭性
を向上させることが可能であるが、直近、造船業界、建
設業界においては、２００ｋＪ／ｃｍ以上のさらなる溶
接入熱の増加が進められており、より一層のＨＡＺ靭性
を有する鋼材が必要とされている。この際、とくに溶接
融合部近傍の靭性向上が必要となる。

【００１３】

【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、鋼中に分散させる粒子の作りこみにあた
り、粗大化せず、従って破壊の起点にならない微細な粒
子とすること、さらには、これを鋼中にほぼ均一に分散
させることによりγ粒を細粒化し、優れたＨＡＺ靭性を
持つ溶接構造用鋼材を提供することである。

【００１４】

【課題を解決するための手段】本発明者は、大入熱溶接
においても優れたＨＡＺ靭性を有する鋼材の開発を狙い
として、溶接時の加熱γ粒径成長抑制、適正な酸・
硫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。本発明の要旨は、以下
のとおりである。

【００１５】（１） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．０
０２〜０．００６％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不
純物からなり、ＲＥＭを含み、さらにＴｉとＡｌのいず
れか１種以上を含む粒子径０．０１〜２．０μｍの酸・
硫化物が少なくとも鋼材断面中心部に５×１０²〜５×
１０⁴個／ｍｍ²分散することを特徴とする溶接熱影響部
靭性の優れた溶接構造用鋼材。

【００１６】（２） 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．０
０２〜０．００６％、を基本成分とし、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、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．０
０２％以下の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅ
及び不可避不純物からなり、ＲＥＭを含み、さらにＴｉ
とＡｌのいずれか１種以上を含む粒子径０．０１〜２．
０μｍの酸・硫化物が少なくとも鋼材断面中心部に５×
１０²〜５×１０⁴個／ｍｍ²分散することを特徴とする
溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材。

【００１７】（３） Ｓｉ濃度が０．０５〜０．２％、
溶存酸素濃度が２０〜８０ｐｐｍになるように調整した
溶鋼中に、最終含有量が０．００５〜０．０２％となる
Ｔｉを添加して脱酸した後、最終含有量が０．００５〜
０．０２％となるＡｌを添加し、さらに最終含有量が
０．００３〜０．０２％となるＲＥＭを添加し、その後
最終成分に対して不足する分のＳｉ、及び他合金成分を
添加し、成分組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．０
０２〜０．００６％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不
純物からなる溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とする上
記（１）記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼
材の製造方法。

【００１８】（４） Ｓｉ濃度が０．０５〜０．２％、
溶存酸素濃度が２０〜８０ｐｐｍになるように調整した
溶鋼中に、最終含有量が０．００５〜０．０２％となる
Ｔｉを添加して脱酸した後、最終含有量が０．００５〜
０．０２％となるＡｌを添加し、さらに最終含有量が
０．００３〜０．０２％となるＲＥＭを添加し、その後
最終成分に対して不足する分のＳｉ、及び他合金成分を
添加し、成分組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２
％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０
％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａ
ｌ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．
０２％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．０
０２〜０．００６％を基本成分とし、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、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．００２
％以下の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅ及び
不可避不純物からなる溶鋼を鋳造後圧延することを特徴
とする上記（２）記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接
構造用鋼材の製造方法。

【００１９】

【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。

【００２０】γ粒を細粒化するためには高温でのγ粒成
長を抑制することが必要である。その手段として、析出
物によりγの粒界をピンニングし、粒界の移動を止める
方法が考えられる。そのような作用をする析出物の一つ
としては、一般にＴｉ窒化物が有効であると考えられ
る。また、析出物個数が多いほどγ粒径が小さくなるこ
とはよく知られている事実である。従って、γを細粒化
するためには、Ｔｉ窒化物を多数析出させることが有効
である。そのような観点で、本発明者らが鋼中に析出し
ているＴｉ窒化物を詳細に観察したところ、酸・硫化物
を核生成サイトとして析出しているＴｉ窒化物が頻度高
く存在することを見いだした。そのような酸・硫化物と
して、ＲＥＭを含み、さらにＴｉとＡｌのいずれか１種
類以上を含む酸・硫化物（以後、ＴｉあるいはＡｌが含
まれずともＴｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化物と呼ぶ）があ
り、その粒子径は０．０１〜０．５μｍであることを見
いだした。なお、ここでＲＥＭとはＬａやＣｅ等の希土
類元素を表すが、そのうちの任意の１種類、あるいは２
種類以上のＲＥＭを用いることができる。また、酸・硫
化物とは、酸化物と硫化物が複合して粒子を形成してい
るものを示す。

【００２１】すなわち、粒子径０．０１〜０．５μｍの
Ｔｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化物が鋼中に存在すること
で、それら酸化物が存在しない場合に比較してＴｉ窒化
物が析出するサイトが増加し、Ｔｉ窒化物の析出個数が
増加する。その結果として、多数Ｔｉ窒化物によってピ
ンニングされたγ粒の細粒化が可能となる。

【００２２】次に、Ｔｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化物の個
数に関して記す。少なくとも鋼材断面中心部にほぼ均一
に分散している酸・硫化物個数が少なすぎると溶接時に
充分なγ粒ピンニング効果が得られないので、５×１０
²個／ｍｍ²以上の酸・硫化物を分散させることが必要で
ある。酸・硫化物個数が多くなるに従ってピンニング効
果は増大し、ＨＡＺ靭性も向上するが、５×１０⁴個／
ｍｍ²を超える過剰な酸・硫化物が存在するとＨＡＺ部
及び母材の靭性低下を招くことになるので、酸・硫化物
個数の上限は５×１０⁴個／ｍｍ²でなければならない。

【００２３】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。

【００２４】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１００００〜５０
０００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粒子を測定し、
単位面積当たりの個数に換算する。

【００２５】対象となる酸・硫化物のうち少なくとも１
０個以上についてＸ線マイクロアナライザー（ＥＰＭ
Ａ）に付属の波長分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成
を分析し、酸・硫化物の平均組成を求める。この時、酸
・硫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Ｆｅを除外して酸・硫化物の平均組成を
求める。

【００２６】以下、本発明の製造方法について詳細に説
明する。まず、本発明者らはＴｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫
化物を効果的に多数ほぼ均一に微細分散するため、種々
の脱酸元素を用いて、種々の順序による脱酸実験を試み
た。その結果、脱酸処理を行う前の、Ｔｉよりも脱酸力
の弱い元素であるＳｉの量を調整して、Ｓｉ量と平衡す
る溶存酸素濃度を２０〜８０ｐｐｍに調整した溶鋼中
に、最終含有量が０．００５〜０．０２％となるＴｉを
添加して脱酸した後、直ちに最終含有量が０．００５〜
０．０２％となるＡｌを添加し、さらにその後、最終含
有量が０．００３〜０．０２％となるＲＥＭを添加する
方法が最も多数のＴｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化物がほぼ
均一に微細分散し、得られた鋼材を大入熱溶接した場
合、ＨＡＺの靭性が非常に優れた溶接溶接構造用鋼とな
る結果を得た。Ｔｉ脱酸直後にＡｌを添加した場合に比
べて、さらにＲＥＭを添加することでγ粒ピンニングに
有効な微細粒子の個数増加効果が増す。

【００２７】すなわち本発明者らは、次の（１）、
（２）、（３）に述べる知見を見いだした。

【００２８】（１） 溶存酸素量は酸化物の生成挙動に
大きく影響する。酸・硫化物を多数生成させるためには
適正な溶存酸素濃度が存在し、その値は２０〜８０ｐｐ
ｍである。この溶存酸素濃度を調整するためには、Ｔｉ
よりも脱酸力の弱いＳｉの量を調整する。

【００２９】（２） Ｔｉ脱酸後に適量のＡｌを添加す
るとＴｉ−Ａｌ酸化物となり、個数が増加する。さらに
ＲＥＭを添加すると、酸化力の弱いＴｉやＲＥＭの添加
量によってはＡｌが還元され、カチオンとしてＲＥＭ、
あるいはＲＥＭとＡｌを含む粒子となる。この粒子には
Ｓが取り込まれており、Ｔｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化物
となっている。

【００３０】（３） Ｔｉ脱酸後、Ａｌ添加し、その後
さらにＲＥＭを添加することで、鋼中に存在する酸・硫
化物個数が、Ｔｉ脱酸後、Ａｌ添加のみの場合より増加
する。以下に上記３項目について詳細に検討した結果を
述べる。

【００３１】上記（１）項について、Ｔｉ投入前の溶存
酸素濃度について調査した結果、溶存酸素濃度が２０ｐ
ｐｍよりも少なくなるとＨＡＺ靭性を確保するために必
要な量の酸・硫化物が形成されず、一方、溶存酸素濃度
が８０ｐｐｍを超えると、Ａｌ添加によるＴｉ酸化物還
元効果、ＲＥＭ添加によるＴｉ−Ａｌ酸化物還元効果が
低下し、微細な粒子を多量生成することができないた
め、ＨＡＺ靭性の低下を招く。

【００３２】また、この時の溶存酸素濃度は、Ｓｉとの
平衡反応で調整する必要がある。溶存酸素濃度の調整
は、この他に吹酸等の方法があるが、例えば吹酸によっ
て溶存酸素濃度を調整しても、その直後に溶存酸素濃度
は平衡値に変化してしまい、Ｔｉ投入時の溶存酸素濃度
を正確に調整できないことが明らかとなった。従って、
Ｔｉ投入時の正確な溶存酸素濃度調整は、溶鋼中で安定
して実現できる平衡反応を利用しなければならない。こ
の時Ｓｉ濃度は０．０５％より高くなくてはならない。
Ｓｉ濃度が０．０５％以下になると、Ｓｉと平衡する溶
存酸素濃度は８０ｐｐｍを超えるため、上記したＨＡＺ
靭性の低下を招くからである。

【００３３】上記（４）、（５）項について、Ｔｉ脱酸
後に投入するＡｌ及びＲＥＭの効果について検討した結
果、Ａｌ投入によってＴｉ酸化物が一部還元され、かつ
微細化していることが明らかとなった。また、Ｔｉ−Ａ
ｌ酸化物個数が増加したのは、Ａｌ添加によって溶存酸
素濃度が低下したためにＴｉ−Ａｌ酸化物の成長が抑制
され微細化し、浮上しにくくなったためだと考えられ
る。さらに最適なＡｌの範囲を明確にするために実験を
行った結果、Ａｌが０．００５％よりも少ないとＴｉ酸
化物の還元及び溶存酸素量の低下が充分でなく、Ｔｉ酸
化物が粗大化、浮上してしまう。また、０．０２％を超
えるとＴｉ酸化物を過剰に還元してしまい、Ｔｉ酸化物
個数が減少してしまうことが明らかとなった。

【００３４】次に、Ｔｉ、Ａｌより強い脱酸力を有する
ＲＥＭをさらに添加することにより、すでに生成してい
た酸化物は一部還元され、Ｔｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化
物となる。また、溶存酸素濃度はさらに低下し、Ｔｉ−
Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化物の成長はより一層抑制され、酸
・硫化物は微細なまま分散することが可能となる。

【００３５】さらには、Ｔｉ脱酸後の溶鋼サンプルを適
宜採取し、酸化物の生成挙動を調査した結果、図１に示
す如く、Ｔｉ脱酸後時間の経過とともに生成したＴｉ酸
化物は成長・凝集して粗大化し、浮上してしまうことが
明らかとなった。従って、Ｔｉ投入後、Ｔｉが溶鋼中に
均一に混合してすぐにＡｌを投入することが酸化物を多
く得るためには有効である。従って、Ａｌは、Ｔｉ添加
を実施するＲＨなどの二次精錬設備における脱酸工程で
投入添加しなければならない。ただし、Ｔｉ脱酸を二次
精錬設備で行わない場合、例えば転炉出鋼時などにＴｉ
脱酸を行う場合には、Ａｌ添加もその直後に実施する。
また、Ｔｉ脱酸後すぐにＡｌを投入しなくても５分以内
であればＴｉ酸化物の減少量はさほど多くないため、５
分以内であることが望ましい。なお、本発明において
「Ｔｉを添加して脱酸した後あるいはＴｉ脱酸後」と
は、投入したＴｉが溶鋼中に均一に混合した後のことを
意味する。ＲＥＭ添加についてもＡｌ添加と同様であ
り、Ａｌ添加後短い時間の間に投入することが望まし
い。

【００３６】Ｔｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化物は、溶鋼を
脱酸する際に生成する。これを一次酸化物と称する。さ
らには鋳造、凝固中に溶鋼温度の低下とともにＴｉ−Ａ
ｌ−ＲＥＭ酸・硫化物は生成する。これを二次酸化物と
称する。本発明では、一次酸化物と二次酸化物とのどち
らを用いても構わない。

【００３７】以上より、酸化物の組成、個数及び大きさ
を所定の条件に制御するためには製鋼工程における脱酸
方法が重要となる。適当な脱酸方法としては、転炉出鋼
後、脱酸処理を行う前のＳｉ量を０．０５％より多くし
た上で、溶存酸素濃度が２０〜８０ｐｐｍになるように
調整した溶鋼中に、ＲＨなどの二次精錬工程で、最終含
有量が所定の成分値になるようＴｉを添加して脱酸した
後、同じくＲＨなどの二次工程で最終含有量が所定の成
分値となるＡｌを添加し、さらにＲＥＭを添加した後、
最終成分に対して不足する分のＳｉその他の元素を添加
し、最終成分調整をする。

【００３８】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。

【００３９】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、ＨＡＺ靭性に優れた鋼材を製
造することができる。

【００４０】また、圧延以後のプロセスとして、通常圧
延まま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼もどしの
組合せ、及び焼入れ・焼もどしの組合せなどであっても
酸化物の効果は影響を受けない。

【００４１】次に、本発明の基本成分範囲の限定理由に
ついて述べる。

【００４２】Ｃの下限である０．０３％は母材及び溶接
部の強度、靭性を確保するための最小値である。しか
し、Ｃが多すぎると母材及びＨＡＺ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。

【００４３】Ｓｉは予備脱酸のために鋼に含有され、ま
た母材の強度確保に有効である。よって下限を０．０５
％とする。しかし多すぎると溶接性及びＨＡＺ靭性が劣
化するため、上限を０．５％とする。好ましくは、良好
なＨＡＺ靭性を得るためにＳｉを０．３％以下にするの
が望ましい。

【００４４】Ｍｎは母材及び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、Ｍ
ｎ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起こるため上限を２．０％
とする。

【００４５】Ｐは本発明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
減を通じて母材及びＨＡＺ靭性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。従って下限は０
％である。

【００４６】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、母材及びＨ
ＡＺ靭性の機械的性質が劣化する。また、ＲＥＭ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。従
って上限を０．００６％とする。また下限は０％であ
る。なお、Ｓが０％の時、脱酸生成物はＳを含まないＴ
ｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸化物となるが、それによる特異な効
果は発現しないため、この場合でもＴｉ−Ａｌ−ＲＥＭ
酸・硫化物と記述し、同じ扱いとした。

【００４７】ＴｉはＴｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化物、Ｔ
ｉ窒化物を形成させるために０．００５％以上添加す
る。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下
するため、０．０２％を上限とした。

【００４８】Ａｌは酸化物個数を増加させる効果、及び
溶接金属の靭性低下を抑制する効果があるため、下限値
を０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在する
と、酸化物がすべてアルミナとなり、クラスターを形成
しやすくなるため、上限を０．０２％、望ましくは以下
の（１）式の［％Ａｌ］で表される値とした。 ［％Ａｌ］ ＝ ０．５６４×［％Ｔｉ］ ・ ・ ・（１） ＲＥＭはＴｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化物を生成させるた
めに０．００３％以上の添加が必要である。一方、過剰
の添加は鋼の清浄性を低下させ、母材の靭性を劣化させ
る。このため、０．０２％を上限とした。

【００４９】ＮはＴｉ窒化物の析出には極めて重要な元
素であり、０．００２％未満ではＴｉ窒化物の析出量が
不足し、冷却時に有害なＴｉ炭化物が生成するため、
０．００２％を下限とした。また、固溶Ｎの増大はＨＡ
Ｚ靭性の劣化を招くことから０．００６％を上限とし
た。

【００５０】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
を溶鋼に添加しても良い。

【００５１】Ｃｕ、Ｎｉは溶接性及び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％を超えると溶接性及びＨＡＺ靭性が劣化
する。よって上限を１．５％とする。

【００５２】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、溶接性及
びＨＡＺ靭性が劣化する。よって上限を１．０％とす
る。

【００５３】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。

【００５４】Ｖは母材の靭性を向上させる。しかし０．
０５％を超えると溶接性及びＨＡＺ靭性が劣化する。よ
って上限を０．０５％とする。

【００５５】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。

【００５６】ＣａはＲＥＭと同等の脱酸力を持つ元素で
あり、Ａｌ添加後に投入することによりＴｉ−Ａｌ−Ｃ
ｅ酸・硫化物をさらに微細化し、ＨＡＺ靭性を向上させ
ることができる。しかしＲＥＭ同様、過剰の添加は鋼の
清浄性を低下させ、母材の靭性を劣化させる。このた
め、０．００５％を上限とした。

【００５７】すべての元素について下限値は０％を超え
る値とする。

【００５８】

【実施例】表１に示した化学成分で、５０キロ鋼を試作
した。１〜１０が本発明鋼、１１〜３３が比較鋼であ
る。試作鋼は転炉溶製し、ＲＨにて真空脱ガス処理時に
脱酸を行っている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉ
で調整し、その後Ｔｉ、Ａｌ、ＲＥＭを適宜順番を変え
て添加することにより脱酸を行った。なお、２種類のＲ
ＥＭ元素を用いる場合は同時に添加を行った。この溶鋼
を連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した後、加熱
圧延を経て、板厚４５ｍｍの鋼板として製造した。得ら
れた鋼板を１パスのＳＥＧＡＲＣ溶接した。入熱は約２
００ｋＪ／ｃｍである。

【００５９】

【表１】

【００６０】表２には、脱酸方法、Ｔｉ−Ａｌ−ＲＥＭ
酸・硫化物の粒子数、ＥＰＭＡによる濃度分析結果及び
ＨＡＺの靭性を示す。ＨＡＺ靭性評価のためのシャルピ
ー値は、フュージョンラインからＨＡＺ１ｍｍの部位で
９本の試験を行ない、その平均値である。

【００６１】表２から明らかなように、１〜１０の本発
明鋼は比較鋼と比べて優れたＨＡＺ靭性を有することが
分かる。すなわち、粒子径が０．０１〜２．０μｍで、
Ｔｉ−Ａｌ−ＲＥＭ酸・硫化物の粒子数が５×１０²〜
５×１０⁴個／ｍｍ²の範囲にあり、−２０℃のＨＡＺ靭
性がいずれも６５J以上と極めて優れている。

【００６２】一方、比較例の１１〜３３は、いずれもシ
ャルピー試験−２０℃で６０J未満の靭性しか示さなか
った。１１〜２６は基本成分が本発明の要件を満たさな
い例である。また、２７、２８はＳｉにより調整した溶
存酸素量が本発明の所定の量に達していない例、１３、
２９はＳｉにより調整した溶存酸素量が所定の量を超得
た例である。また、３０〜３３はＴｉ、Ａｌ、ＲＥＭの
添加順序が本発明と異なるため、ＨＡＺ靭性が劣化した
例である。

【００６３】

【表２】

【００６４】

【発明の効果】本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビ
ルなどの破壊に対する厳しい靭性要求を満足する鋼板を
供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果
は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味から社会
に対する貢献も非常に大きい。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
   ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
   Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：
   ０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
   ％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．００２
   〜０．００６％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物
   からなり、ＲＥＭを含み、さらにＴｉとＡｌのいずれか
   １種以上を含む粒子径０．０１〜２．０μｍの酸・硫化
   物が少なくとも鋼材断面中心部に５×１０²〜５×１０⁴
   個／ｍｍ²分散することを特徴とする溶接熱影響部靭性
   の優れた溶接構造用鋼材。
2. 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓ
   ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、
   Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：
   ０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２
   ％、ＲＥＭ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．００２
   〜０．００６％、を基本成分とし、さらにＣｕ：１．５
   ％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃ
   ｒ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０
   ５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．００２％
   以下の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不
   可避不純物からなり、ＲＥＭを含み、さらにＴｉとＡｌ
   のいずれか１種以上を含む粒子径０．０１〜２．０μｍ
   の酸・硫化物が少なくとも鋼材断面中心部に５×１０²
   〜５×１０⁴個／ｍｍ²分散することを特徴とする溶接熱
   影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材。
3. 【請求項３】 Ｓｉ濃度が０．０５〜０．２％、溶存酸
   素濃度が２０〜８０ｐｐｍになるように調整した溶鋼中
   に、最終含有量が０．００５〜０．０２％となるＴｉを
   添加して脱酸した後、最終含有量が０．００５〜０．０
   ２％となるＡｌを添加し、さらに最終含有量が０．００
   ３〜０．０２％となるＲＥＭを添加し、その後最終成分
   に対して不足する分のＳｉ、及び他合金成分を添加し、
   成分組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：
   ０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：
   ０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０
   ０５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｒ
   ＥＭ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．
   ００６％を含有し、残部はＦｅ及び不可避不純物からな
   る溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とする請求項１記載
   の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方
   法。
4. 【請求項４】 Ｓｉ濃度が０．０５〜０．２％、溶存酸
   素濃度が２０〜８０ｐｐｍになるように調整した溶鋼中
   に、最終含有量が０．００５〜０．０２％となるＴｉを
   添加して脱酸した後、最終含有量が０．００５〜０．０
   ２％となるＡｌを添加し、さらに最終含有量が０．００
   ３〜０．０２％となるＲＥＭを添加し、その後最終成分
   に対して不足する分のＳｉ、及び他合金成分を添加し、
   成分組成が質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：
   ０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：
   ０．０２％以下、Ｓ：０．００６％以下、Ａｌ：０．０
   ０５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｒ
   ＥＭ：０．００３〜０．０２％、Ｎ：０．００２〜０．
   ００６％を基本成分とし、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、Ｃａ：０．００５％以下、Ｂ：０．００２％以下の
   １種または２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不可避不
   純物からなる溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とする請
   求項２記載の溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材
   の製造方法。