JP2012052224A

JP2012052224A - 溶接熱影響部靭性に優れた鋼材

Info

Publication number: JP2012052224A
Application number: JP2011168873A
Authority: JP
Inventors: Yoshiaki Shintaku; 祥晃新宅; Masahiko Hamada; 昌彦濱田; Takayuki Nishi; 隆之西; Atsushi Okayama; 敦岡山; Naotada Yoshida; 直嗣吉田; Tomoya Fujiwara; 知哉藤原; Takayuki Kamimura; 隆之上村; Hideaki Yuki; 英昭幸; Kazuyuki Kajima; 和幸鹿島
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2010-08-03
Filing date: 2011-08-02
Publication date: 2012-03-15
Anticipated expiration: 2031-08-02
Also published as: JP5708349B2

Abstract

【課題】溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。の提供。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ、不純物としてのＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＴｉの含有量が下記（Ａ）式を満足するとともに、鋼材中に分散している酸化物粒子の平均組成が、質量％で、Ａｌ_２Ｏ_３≧５０％およびＭｎＯ≧５％であって、円相当径で０．４〜１０μｍの大きさを有する上記酸化物粒子の平均分散密度が１ｍｍ^２あたり５０個以上であることを特徴とする、溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
（Ｍｇ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｔｉ／１０）≦０．００１％・・・（Ａ）式
ここで、式（Ａ）中のＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｔｉの各元素記号は鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
【選択図】なし

Description

本発明は、船舶、建築、橋梁、海洋構造物、大型タンクおよびラインパイプ等で用いられる鋼材であって、優れた溶接熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と称す。）靱性を有する溶接構造用鋼材に関する。特に、近年要求の高まっている入熱２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接熱影響部において優れた靭性を有する鋼材に関するものである。

船舶や高層建築物、橋梁、海洋構造物、ＬＮＧなどの貯蔵タンクおよびラインパイプ等の大型溶接構造物に使用される鋼材に対して、特に大入熱溶接を行った場合の溶接熱影響部の靭性の向上についての要望が強く寄せられている。

この種の鋼構造物の建造費用に占める溶接施工費用は大きいものがあり、この溶接施工費用を低減するためには、高能率の溶接を行う必要がある。溶接施工費用を低下させることのできる最も直接的な方法は、溶接パス数を減らすことである。このためには、大入熱溶接が可能な高能率溶接法を採用することである。

しかし、大入熱溶接を行った場合、ＨＡＺ組織が大きく変化して靭性劣化することは避けられない。したがって、特に低温靭性の要求が厳しい寒冷地向けの構造物においては、靱性劣化を防止するために、溶接施行時の入熱量を制限して溶接パス数を増やしている。すなわち、能率を犠牲にして溶接施工しているのが実情である。

従来、高張力鋼板のＨＡＺ靭性に対して、オーステナイト結晶粒径、変態組織および固溶Ｎ量が大きな影響を及ぼすことが知られており、この知見を基に種々の対策が提案されてきた。

低温ＨＡＺ靱性の向上にとって最も重要な要因となるオーステナイト粒径の微細化については、溶接時の熱影響によって粗大化した粒内にあらたにフェライト相を生成させることで実質的に微細化する方法が既に数多く提案されてきた。これらのフェライト相の生成サイトには、ＴｉＮなどの窒化物、ＭｎＳなどの硫化物に加えて、高温でも化学的に安定な酸化物を利用する技術が提案されている。

例えば、特許文献１に示される溶接用高張力鋼板では、低Ａｌ化によるフェライト析出の促進効果と、Ｔｉ、Ｂの複合添加、Ｎ量の制御とを組み合わせて、ＨＡＺ靱性の改善を行うことが提案されている。この方法の場合、ＨＡＺにおいて冷却中にＢをＢＮの形でγ（オーステナイト）粒内に析出させ、γ粒内からのフェライト析出サイトとして機能させることにより、ＨＡＺ組織を等粒状の微細な粒内フェライト組織とすることが可能であり、γ粒が著しく粗大化する超大入熱溶接に際しても、良好なＨＡＺ靱性を確保することができるとしている。

一方、特許文献２には、Ｔｉ酸化物とＴｉ窒化物＋ＭｎＳの複合体を鋼中に分散させ、これらの分散粒子をフェライトの析出核として機能させることにより、ＨＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上させるというＴｉオキサイド分散鋼とも呼べるものが開示されている。

また、特許文献３には、０．５〜５μｍの大きさのＴｉ−Ｍｇ系酸化物と、０．０５〜０．５μｍ未満の微細な酸化物を同時に分散させ、Ｔｉ−Ｍｇ系酸化物からのフェライト析出と、微細酸化物によるγ粒の粗大化抑制を同時に達成する技術が開示されている。

特許文献４には、質量％でＭｎＯが２３〜５６％、Ａｌ_２Ｏ_３が４〜２７％、ＳｉＯ_２が３０〜５４％の３元系複合酸化物を鋼中に形成させ、かつ直径が０．２μｍ未満の微細粒子が６個／ｍｍ２以上分散していることを特徴とする高張力鋼板が開示されている。この方法は、低Ａｌ化でＨＡＺ靱性劣化の一因となる島状マルテンサイトの生成を抑制しながら、微細粒子によるオーステナイト粒径の粗大化抑制に利用するものである。

特開昭62−170459号公報特開昭61-117245号公報特開平9-310147号公報特開平8-60293号公報

上記のように、ＨＡＺ靱性の改善のために、鋼中の析出物または介在物などの分散粒子を利用することは公知であるが、これまでに提案されてきた分散粒子を用いる場合には、次のような様々な問題がある。

特許文献１の方法では、ＨＡＺ靱性の確保のためにＴｉＮに加えてＢＮを利用する。そのため、Ｂの添加が必須となるが、ｓｏｌ.Ａｌ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂの各含有量のバランスを
精度よくコントロールしなければ、固溶ＢによってＨＡＺが硬化するという鋼質上の困難が顕在化する。その上、ラインパイプ等、Ｂ添加を回避する必要のある用途にはこの方法による鋼材を適用するのが難しく、必ずしも汎用性に富むＨＡＺ高靱性化技術とは言えない。

特許文献２に示される、Ｔｉ酸化物とＴｉ窒化物＋ＭｎＳの複合介在物を利用する方法では、ＭｎＳが必須となるため、鋼中にＳをある程度含有させることが必須となる。したがって、鋼の清浄度の低下、特にＨＩＣ（水素誘起割れ）発生の原因となるＭｎＳ系介在物の制御が困難となり、適用範囲が限定される。しかも、これらの困難を克服して、目的とするＴｉ窒化物＋ＭｎＳ複合介在物を鋼中に形成させ得たとしても、溶接による熱影響を受けた場合、ＭｎＳの多くはいったん鋼中に固溶し、冷却時に再析出する過程を経るため、酸化物の周りには再析出できずに固溶したまま残存するＭｎが生じやすい。このため、複合介在物周辺の局所的な固溶Ｍｎ濃度は高くなりがちであり、介在物周辺の局所的な焼入れ性が増大し、往々にして上記のような介在物は充分にフェライト析出核としては機能しない結果となる。

特許文献３に示されるＴｉ−Ｍｇ系酸化物および微細酸化物をフェライト析出核およびγ粒粗大化抑制のために使用する方法では、Ｍｇを鋼中に含有させる必要があるが、Ｍｇの一部が酸化物を形成せず、固溶して残存する場合、微量であっても著しい靭性劣化を示す。含有する全てのＭｇを酸化物とするためには、製鋼段階での溶存酸素量や他の脱酸元素量の制御が必要となり、実質的には困難で、微量な固溶Ｍｇが残存するためＨＡＺ靭性の改善効果を打ち消す結果となる。

特許文献４に示されるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ三元系複合酸化物を利用する方法では、ＭｎＯ等のＭｎ酸化物およびＳｉ酸化物の形でＭｎおよびＳｉを含有しなければならない。しかしながら、このようなシリケート系介在物は形成される製鋼段階で粗大化しやすく、大量製造プロセスで製造される実鋳片ではこれらの酸化物を安定して微細に分散することは困難であり、実用的とはいい難い。

このように、現状では、ＨＡＺにおけるフェライト析出促進またはγ粒粗大化抑制のために必要な特性を有する分散粒子は知られておらず、ＨＡＺ靱性改善のために、より優れた分散粒子が必要とされている。

このため、本発明の目的は、大入熱溶接を行った場合であっても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に優れた鋼材を提供することにある。

本発明者らは、ＨＡＺにおけるオーステナイトピン止め粒子としてのＡｌ−Ｍｎ酸化物に着目した。Ａｌ−Ｍｎ酸化物は溶接金属中に分散し、その組織を微細化することが知られている。しかし、このＡｌ−Ｍｎ酸化物がＨＡＺ組織におけるオーステナイト粗大化抑制と低温靱性向上に与える影響については、これまでに明確にされていない。これはＡｌ−Ｍｎ酸化物を鋼材中に多量に分散させる技術が未知であったためであると考えられる。

というのは、溶接金属中には一般的に鋼材の数倍の酸素が含有されているため、非常に多くの酸化物を容易に分散させることができる。これに対して、鋼材中には一般に遙かに少ない個数の酸化物しか分散できない。そのため、たとえ鋼材中にＡｌ−Ｍｎ酸化物を形成させ得たとしても、オーステナイト粒をピン止めするに足るだけの分散量を確保することは困難であるから、その粗大化を抑制するまでには至らないことが一見容易に予想された。このため、Ａｌ−Ｍｎ酸化物を活用する方法が現実的な手段であるとは考えられてこなかったのである。

しかし、本発明者らが実際にＡｌ−Ｍｎ酸化物粒子分散鋼の溶製を試みた結果、特定の条件下で溶製を制御することにより、Ａｌ−Ｍｎ酸化物を微細化し、鋼材中に多量に分散させることが可能であることが明らかになった。この際の溶製条件は、通常のＡｌキルド鋼の溶製手順とはかなり異なるものの、通常の量産設備で実現可能な範囲にある。

そして、本発明者等は、Ａｌ−Ｍｎ酸化物に関して、種々の検討の結果、次の(a)〜(d)に示す新たな知見を得た。

(a) 鋼材中に安定して酸化物粒子を形成することができれば、優れたＨＡＺ靱性を得ることができる。特に、質量％で、Ａｌ_２Ｏ_３≧５０％およびＭｎＯ≧５％を含むＡｌ−Ｍｎ酸化物粒子は、その組成からみて物質相名で言えばGalaxite(MnAl2O4)に近く、鋼材中でＡｌ−Ｍｎ酸化物粒子として安定的に存在し得る。

(b) 上記のＡｌ−Ｍｎ酸化物粒子によるＨＡＺでのオーステナイト粒のピン止め効果は粒子径及び分散度による。円相当径で０．４〜１０μｍの大きさを有する上記Ａｌ−Ｍｎ酸化物粒子の平均分散密度が１ｍｍ^２あたり５０個以上である場合には、優れたピン止め効果を有していて、オーステナイト粒の粗大化を防止するため、ＨＡＺ組織を効率よく微細化することができる。さらに、オーステナイト粒の微細化により、粒内にて生成するベイナイトのパケットやブロックをも微細化するため、破壊時のき裂進展を妨げることでＨＡＺ靭性を著しく改善することができる。

(c) 鋼中の酸化物形成元素であるＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、ＴｉおよびＳｉなどが鋼中に存在する場合であっても、これらの元素は鋼中に分散する酸化物を形成する。この場合には、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、ＴｉおよびＳｉの一部はＡｌ−Ｍｎ酸化物中にも含有され、他の一部はＡｌ−Ｍｎ酸化物と酸化物複合体を形成して分散する。

しかし、この場合でも、Ａｌ−Ｍｎ酸化物の平均組成で、Ａｌ_２Ｏ_３≧５０％およびＭｎＯ≧５％の組成をともに満足させることによって、その酸化物分散粒子の微細分散能力の減退を防止する必要がある。

そして、Ａｌ−Ｍｎ酸化物の平均組成で、Ａｌ_２Ｏ_３≧５０％およびＭｎＯ≧５％の組成をともに満足させるためには、まず、強脱酸元素であるＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＴｉの影響を受けない程度に、その含有量を抑制する必要がある。具体的には、次の（Ａ）式を満足させる必要がある。
（Ｍｇ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｔｉ／１０）≦０．００１％・・・（Ａ）式
ここで、式（Ａ）中のＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｔｉの各元素記号は鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。

一方、弱脱酸元素であるＳｉについては、鋼材中への含有量の上限を、質量％で、０．１５％に規制することで、Ａｌ−Ｍｎ酸化物の微細分散能力を確保することができる。

(d) そして、上記Ａｌ−Ｍｎ酸化物粒子は、Ａｌ添加後の溶鋼中の溶存酸素量を確保できるように添加条件を調整し、Ａｌを含有する脱酸生成物を鋼中に形成させた後に、最終脱酸を行うことによって形成することができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成したものであって、その要旨は下記の(1)〜(5)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材にある。以下、総称して、「本発明」ということがある。

(1) 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ、不純物としてのＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＴｉの含有量が下記（Ａ）式を満足するとともに、鋼材中に分散している酸化物粒子の平均組成が、質量％で、Ａｌ_２Ｏ_３≧５０％およびＭｎＯ≧５％であって、円相当径で０．４〜１０μｍの大きさを有する上記酸化物粒子の平均分散密度が１ｍｍ^２あたり５０個以上であることを特徴とする、溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
（Ｍｇ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｔｉ／１０）≦０．００１％・・・（Ａ）式
ここで、式（Ａ）中のＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｔｉの各元素記号は鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。

(2) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０３５％以下およびＢ：０．００４％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、上記(1)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。

(3) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：３．０％以下を含有することを特徴とする、上記(1)または(2)の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。

(4) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下を含有することを特徴とする、上記(1)〜(3)のいずれかの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。

(5) Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｎ：０．５％以下を含有することを特徴とする、上記(1)〜(4)のいずれかの溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。

本発明に係る溶接熱影響部靱性に優れた鋼材によれば、大入熱溶接を行った場合であっても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に優れた鋼材を提供することができる。

１．鋼材の化学組成
以下、本発明に係る鋼材の化学組成について説明する。なお、含有量に関する「％」および「ｐｐｍ」は、いずれも質量割合を意味する。

Ｃ：０．０１〜０．２％
Ｃは、強度を確保するために必要な元素であり、鋼の強度を確保するために、０．０１％以上含有させる。しかし、０．２％を超えると、強度が高くなりすぎて、母材、ＨＡＺ共に靱性を確保することが難しくなる。したがって、Ｃ含有量は０．０１〜０．２％とする。望ましい下限は０．０３％であり、望ましい上限は０．１８％である。

Ｓｉ：０．００５〜０．１５％
Ｓｉは、鋼の焼入れ性を高め鋼板の強度上昇に寄与する。この効果を得るためには０．００５％以上含有させる必要がある。一方で、Ｓｉは酸素との反応性も高く脱酸作用を有するため、Ｓｉの含有量が多すぎると、本願発明が目的とする酸化物の形成に影響を及ぼす。特に、ＳｉがＡｌ−Ｍｎ酸化物中に含まれ、複合酸化物を形成する場合、Ｓｉの含有量が０．１５％を超えると、Ａｌ−Ｍｎ酸化物の微細分散を著しく阻害するため、分散個数が減少しオーステナイト粒のピン止め効果が失われ、分散個数が減少するため、ＨＡＺにおける旧オーステナイト粒の粗大化が顕著となり熱影響部靭性の低下をもたらす。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５〜０．１５％とする。望ましい下限は０．０６％であり、望ましい上限は０．１５％である。

Ｍｎ：０．３〜２．５％
Ｍｎは鋼の焼入れ性を高める効果があり、強度および靭性を確保するために、０．３％以上含有させる必要がある。一方で、Ｍｎを２．５％を超えて含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性が高まりすぎて、母材、ＨＡＺ共に靱性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３〜２．５％とする。望ましい下限は０．８％であり、望ましい上限は１．６％である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、鋼中へ不可避的に混入してくる不純物である。しかし、Ｐ含有量が０．０５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招く。したがって、Ｐ含有量を０．０５％以下とする必要がある。

Ｓ：０．００８％以下
Ｓは、鋼中へ不可避的に混入してくる不純物である。しかし、Ｓ含有量が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して、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化する。このため、Ｓ含有量の上限を０．００８％とする。Ｓは少ないほど好ましいため、Ｓ含有量の下限は特に規定しない。

Ａｌ：０．０００５〜０．００３０％
Ａｌは本発明において特に重要な元素の一つである。Ａｌは脱酸のために必須の元素である。本発明の酸化物粒子を形成するためには、Ａｌ含有量を０．０００５％以上とすることが必要である。一方、本発明が目的とするＡｌ−Ｍｎ酸化物組成を満足するためには、Ａｌ含有量を０．００３０％以下とする必要がある。というのは、Ａｌを０．００３０％を超えて含有させると、Ａｌ−Ｍｎ酸化物ではなく、Ａｌ_２Ｏ_３を形成し、粗大なクラスター状のアルミナ系介在物粒子が鋼中に分散されるため、γ粒粗大化抑制効果を失うとともに、母材、ＨＡＺ靭性を劣化させるからである。したがって、Ａｌ含有量は０．０００５〜０．００３０％とする。望ましい上限は０．００２５％である。

Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、不純物として鋼中に存在する。しかし、Ｎが鋼中に多量に存在する場合には、母材、ＨＡＺ靭性の劣化を招く。このため、Ｎ含有量の上限を０．０１０％とする。

Ｏ：０．００１０〜０．００５０％
Ｏ（酸素）は、フェライト生成の核となる酸化物の生成に有効な元素である。この効果を得るにはＯ含有量が０．００１０％は必要である。しかし、０．００５０％を超えて、過剰にＯが存在する場合には、母材靭性及び伸び絞り等の延性に悪影響を及ぼすため、Ｏ含有量の上限を０．００５０％とする。

Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｔｉ：下記の（Ａ）式を満足する。
（Ｍｇ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｔｉ／１０）≦０．００１％・・・（Ａ）式
ここで、式（Ａ）中のＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｔｉの各元素記号は鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。

Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＴｉは、いずれも強脱酸元素であり、鋼中のＯ（酸素）と反応して酸化物を形成する元素である。したがって、これらの元素が鋼中に存在すると、鋼中に分散する酸化物を形成する。すなわち、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＴｉの一部はＡｌ−Ｍｎ酸化物中にも含有され、他の一部はＡｌ−Ｍｎ酸化物と酸化物複合体を形成して分散する。しかし、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭおよびＴｉがＡｌ−Ｍｎ酸化物中に含まれ、酸化物複合体を形成する場合、Ａｌ−Ｍｎ酸化物粒子と競合して、Ａｌ−Ｍｎ酸化物の微細分散能力を著しく阻害するため、分散個数が減少しオーステナイト粒のピン止め効果を失う。したがって、これらの強脱酸元素が鋼中に不純物として含有する場合であっても、Ａｌ−Ｍｎ酸化物分散粒子の微細分散能力を減退させることがない程度に、その含有量を一定以下に低減する必要がある。具体的には、本発明で規定するＡｌ−Ｍｎ酸化物が十分に形成されるように、それぞれの強脱酸元素の酸素反応への寄与度を考慮したパラメータ（Ｍｇ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｔｉ／１０）を０．００１％以下に規定する必要がある。言い換えれば、上記（Ａ）式を満足する必要がある。

なお、ＴｉはＴｉＮの形成により溶接熱影響部の旧オーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するとされている。一方で、本発明が制限する組成範囲内では酸素との反応を生じ、酸化物の組成に変化を生ずると同時にその分散数を低下させる。よって、Ｔｉ単独では０．００２％以下とすることが望ましい。

また、Ｍｇ、ＣａおよびＲＥＭは酸素との反応性が大きいため、本発明で規定する酸化物の組成、分散に極めて大きな影響をもたらす。これらの元素の酸素反応性はＴｉに比べはるかに高いため、より厳密に制限することが求められる。それぞれ単独では０．０００３％以下とすることが望ましい。

なお、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。なお、ＲＥＭの含有量とは、これらの元素の合計含有量を意味する。

本発明に係る鋼材は、上記の元素を有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめとして製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。本発明に係る鋼材においては、不純物としてのＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＴｉの含有量は、上記（Ａ）式を満足する必要がある。

本発明に係る鋼材は、上記の元素の他に、さらにＣｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｂ、ＮｉおよびＣｒから選択される１種以上を含有させてもよい。

これらの成分は、次の３つのグループに分類することができる。
(1) 第１グループ：Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０３５％以下、Ｂ：０．００４％以下から選択される１種以上。
(2) 第２グループ：Ｎｉ：３．０％以下。
(3) 第３グループ：Ｃｒ：１．０％以下。
(4) 第４グループ：Ｓｎ：０．５０％以下。

これらの元素を含有させてもよい理由とそのときの含有量は、次の通りである。

(1) 第１グループ
Ｃｕ：１．５％以下
Ｃｕは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、強度および耐食性をより向上させる効果がある。ただし、その含有量が１．５％を超えても、合金コスト上昇に見合った性能の改善が見られないので、その上限は１．５％とする。なお、Ｃｕを含有させることによる効果を安定的に得るためには、０．２％以上含有させるのが望ましい。

Ｍｏ：１．０％以下
Ｍｏは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、鋼の焼入れ性を高め、母材の強度を向上させる効果がある。ただし、その含有量が１．０％を超えると特にＨＡＺの硬度が高まり、靱性を劣化させるので、その上限は１．０％とする。なお、Ｍｏを含有させることによる効果を安定的に得るためには、０．１％以上含有させるのが望ましい。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、主に焼戻し時の炭窒化物析出により母材の強度を向上させる効果がある。ただし、その含有量が０．１％を超えると母材の性能向上効果が飽和すると共に、硬度が高まり靱性劣化を招くので、その上限は０．１％とする。なお、Ｖを含有させることによる効果を安定的に得るためには、０．０２％以上含有させるのが望ましい。

Ｎｂ：０．０３５％以下
Ｎｂは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、細粒化と炭化物析出により母材の強度および靱性を向上させる効果がある。ただし、その含有量が０．０３５％を超えると母材の性能向上効果が飽和する一方でＨＡＺの靱性を著しく損なうので、その上限は０．０３５％とする。なお、Ｎｂを含有させることによる効果を安定的に得るためには、０．００５％以上含有させるのが望ましい。

Ｂ：０．００４％以下
Ｂは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、焼入れ性を向上させて強度を高める効果がある。ただし、その含有量が０．００４％を超えると、強度を高める効果が飽和するうえ、母材、ＨＡＺともに靱性劣化の傾向が著しくなるので、その上限は０．００４％とする。なお、Ｂを含有させることによる効果を安定的に得るためには、０．０００３％以上含有させるのが望ましい。

(2) 第２グループ
Ｎｉ：３．０％以下
Ｎｉは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靭性を高める効果がある。ただし、その含有量が３．０％を超えると、合金コストの上昇に見合った特性の向上が得られないので、その上限は３．０％とする。なお、Ｎｉを含有させることによる効果を安定的に得るためには、０．２％以上含有させるのが望ましい。

(3) 第３グループ
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは、必要に応じて含有させることができる。含有させれば、耐炭酸ガス腐食性を高め、また焼入性を高める効果がある。ただし、その含有量が１．０％を超えると、他の成分条件を満足させても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなる他、耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和するので、その上限を１．０％とする。なお、Ｃｒを含有させることによる効果を安定的に得るためには、０．１５％以上含有させるのが望ましい。

(4) 第４グループ
Ｓｎ：０．５０％以下
Ｓｎは、Ｓｎ^２＋となって溶解し、酸性塩化物溶液中でのインヒビター作用により腐食を抑制する作用を有する。また、Ｆｅ^３＋を速やかに還元させ、酸化剤としてのＦｅ３＋濃度を低減する作用を有することにより、Ｆｅ^３＋の腐食促進作用を抑制するので、高飛来塩分環境における耐候性を向上させる。また、Ｓｎには鋼のアノード溶解反応を抑制し耐食性を向上させる作用がある。この効果を得るためにＳｎを含有させてもよい。ただし、Ｓｎを０．５０％を超えて含有させると、その効果は飽和する。このため、Ｓｎを含有させる場合には、その含有量を０．５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｓｎを０．０３％以上含有させることが好ましい。Ｓｎの含有量の好ましい下限は０．０５％であり、好ましい上限は０．３０％である。

なお、鋼中にＳｎとＣｕを同時に含有する場合、鋼板製造する際に圧延割れが発生しやすくなる。これを防止するために、Ｓｎを添加した場合には、Ｃｕ含有量を０．２％未満に、かつＣｕ含有量の比（Ｃｕ／Ｓｎ比）を１．０以下とすることが好ましい。

２．鋼材中の酸化物粒子
鋼材中の分散粒子としてのＡｌ−Ｍｎ酸化物について限定した理由について述べる。なお、「％」は、質量％を意味する。

鋼材中には、平均組成で、Ａｌ_２Ｏ_３≧５０％かつＭｎＯ≧５％の酸化物粒子が分散していることが必要である。ＭｎＯは標準生成自由エネルギが高く、不安定であるのに対して、Ａｌ_２Ｏ_３は標準生成自由エネルギが低い安定な介在物である。したがって、Ａｌ_２Ｏ_３を多く含むＡｌ−Ｍｎ酸化物粒子を鋼材中に安定して導入できれば、優れたＨＡＺ靭性を得ることができる。

そして、この酸化物粒子は円相当径で０．４〜１０μｍの大きさのＡｌ−Ｍｎ酸化物粒子がオーステナイト粒のピン止め効果に大きく寄与する。０．４μｍ未満であるとピン止め効果に寄与せず、一方、１０μｍを超えると酸化物粒子の分散個数が著しく少ないので、効果的なピン止め効果を得ることができない。本発明が規定する酸化物粒子の要件を満足していれば、鋼材中に０．４μｍ未満または１０μｍを超える酸化物粒子が分散していても構わない。通常、本発明の鋼材を製造した場合、鋼材中には一部１０μｍを超える大きさの粒子が存在する。しかし、分散個数が著しく少ないため、オーステナイト粒のピン止め効果には寄与しない。

また、ピン止め効果を得るには、一定数以上の酸化物粒子が必要である。円相当径で０．４〜１０μｍの大きさのＡｌ−Ｍｎ酸化物粒子の平均分散密度が１ｍｍ^２あたり５０個以上であると、充分にオーステナイト粒のピン止め効果を得ることができるので、大入熱溶接を施工した場合のＨＡＺ組織微細化および靱性向上に寄与する。平均分散密度の上限は定めないが、酸化物粒子を構成する元素の組成との関係から、平均分散密度は多くても１ｍｍ^２あたり３０００個とするのが望ましい。

３．鋼材の製造方法
本発明の鋼材を製造するに当たっては、脱酸工程が重要となる。

本発明では、主要な脱酸元素であるＡｌを実質脱酸に関与させないようにする必要があることから、Ａｌ脱酸以外の大量生産可能な方法で、酸素が含まれる粗溶鋼を所望の酸素濃度まで減じる必要がある。

脱酸には、例えば、ＳｉおよびＭｎなどの弱脱酸元素による脱酸効果を組合せ、これに取鍋スラグ組成を制御するスラグ精錬を組み合わせる方法を利用することができる。このとき、弱脱酸元素による脱酸では、既往のスラグ改質や造滓剤の添加制御などを適用することができる。これらの処理は転炉などの製鋼炉を出鋼後、取鍋に受鋼される段階で、弱脱酸元素の添加調整、スラグ改質剤や造滓剤の添加調整などを行えばよい。

また、脱酸には、溶鋼中に含有する炭素を利用した減圧精錬および／または不活性ガス撹拌による方法を利用してもよい。このとき、減圧精錬による脱酸では、環流型脱ガス処理プロセス（一般にRHプロセスと呼称される）などを用いて、減圧処理による脱炭を伴う脱酸処理を行うことができる。

これらの工程では、併せて既往の方法で合金元素濃度などの調整や温度の調整などが行われるが、これらの調整は脱酸処理が進行した取鍋精錬後半での実施が望ましい。

転炉などの製鋼炉から出鋼された精錬初期段階で既に溶鋼中に含有されている酸素を、同様に溶鋼中に含有されている炭素を用いて、前述の脱ガス処理装置による減圧処理にて脱酸が行われる。一般に、このような脱ガス処理装置には、酸素ガス吹き付けなどで酸素を付与する機構を有しているが、これらの機構を利用して溶鋼に温度を付与することも許容される。

本発明鋼の製造にあっては、強脱酸元素を含まないので、その濃度測定による脱酸の完了可否の判断が困難である。このため、精錬の途中で酸素濃度の確認のため、例えば、酸素濃淡電池を測定原理とするジルコニア固体電解質による酸素濃度センサーや、オンラインで鋼中酸素迅速分析装置を用いることが好ましい。

このようにして所定の酸素濃度、すなわち、鋳片で０．００１０〜０．００５０質量％の範囲となるように酸素濃度が制御された溶鋼は、鋼の鋳造に広く使用されている連続鋳造法にて、鋳片を製造することができる。この際、取鍋と連続鋳造機の間で一時的に溶鋼を保持するタンディッシュと呼称される容器において、雰囲気などからの酸素の汚染に留意すればよい。具体的には、不活性ガスによるシールや雰囲気の遮断により、溶鋼を再酸化から防止する。本発明鋼では、炭素とともになお少量の酸素を含有する弱脱酸鋼であり、強い脱酸元素を含まないため、上述の雰囲気からの汚染対策に加えて、鋳型内および連鋳機セグメント内での電磁気力による撹拌も安定鋳造や鋳片内質改善に有効である。

これらの条件下で、溶鋼を連続鋳造法により鋳造しスラブとする。スラブとした後は、既往の方法で鋼材に仕上げればよい。すなわち、スラブを１０００〜１２５０℃に加熱して、熱間圧延し所定の厚みまで減肉した後、冷却する。この後、所定の熱処理を加えてもよい。スラブ中に生成した酸化物粒子はそのまま鋼材に引き継がれ鋼材中に分散する。本発明の鋼材を製造するにはスラブを製造するまでの製鋼工程が重要となる。

実機での製鋼過程を想定し、表１に示す化学組成を有する供試鋼を作製した。作製にあたっては減圧および不活性ガス雰囲気で溶解および鋳造が可能な高周波誘導加熱炉を用いた。このとき、耐火物はマグネシア基質の耐火材を用い、電解鉄あるいはＡｌ含有量の低い工業用純鉄を母材として溶解した後、所定の濃度になるよう粒状の炭素を加えて、誘導加熱をしながら、減圧不活性ガス雰囲気下で所定時間、溶解保持した。具体的には、５０〜１５０ｋｇの鋼材を作製するのに、圧力１Ｔｏｒｒ未満、濃度９０％以上のアルゴンガス雰囲気下で１０分程度溶解保持した。溶鋼温度は、一般に鋼の溶解がなされる１６００〜１６５０℃である。その後、圧力を１００Ｔｏｒｒから常圧程度の不活性ガス雰囲気にして、必要な合金成分の調整を行った後、鋳型にトラフを介して鋳造した。酸素濃度は、鋳造前に固体電解質による酸素濃度センサーで確認した。これらの鋼塊を鍛造、熱間圧延し、板厚３０ｍｍの鋼板とした。

なお、表１中Mark28〜30の供試鋼については、上述のように厳密な雰囲気管理はせず、圧力１Ｔｏｒｒ未満、濃度９０％以下のアルゴンガス雰囲気下で１０分程度溶解保持した。

これらの鋼板について、鋼板の板厚tの(1/4)厚の部分を採取し、ＳＥＭ−ＥＤＸ装置で分析し、Ａｌ−Ｍｎ酸化物粒子の円相当径測定、分散個数密度測定、およびそれらの分散粒子の組成分析を実施した。

さらに、得られた鋼板を入熱２００ｋＪ／ｃｍの溶接を模擬した再現熱サイクル試験に付した。熱サイクル条件は、室温から１４００℃まで加熱した後、１４００℃で５秒保持し、その後１４００℃から２００℃までの温度範囲を２℃／秒の速度で冷却した。

鋼材に熱サイクルを付与後、ＪＩＳ４号シャルピー試験片へと加工し、各鋼材３Ｐずつ０℃でシャルピー試験を実施し、吸収エネルギを測定した。

表２に、シャルピー試験による吸収エネルギー測定結果を示す。

本発明の要件を満足する供試鋼Mark 1〜22はいずれも再現熱サイクル試験後の吸収エネルギは１００Ｊを超え、良好な大入熱特性を有していることが分かる。

これに対して、供試鋼Mark 23はＣ含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。０．４〜１０μｍの大きさのＡｌ−Ｍｎ酸化物の密度が小さくなり、吸収エネルギが３２Ｊと低い値しか得られなかった。

供試鋼Mark 24は、Ｓｉ含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。０．４〜１０μｍの大きさのＡｌ−Ｍｎ酸化物の密度が小さく、また介在物の組成も満足せず、吸収エネルギが５７Ｊと低い値しか得られなかった。

供試鋼Mark 25は、Ｍｎ含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。０．４〜１０μｍの大きさのＡｌ−Ｍｎ酸化物の密度が小さく、また介在物の組成も満足せず、吸収エネルギが６４Ｊと低い値しか得られなかった。

供試鋼Mark 26は、Ａｌ含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。０．４〜１０μｍの大きさのＡｌ−Ｍｎ酸化物の密度が小さく、また介在物の組成も満足せず、吸収エネルギが４０Ｊと低い値しか得られなかった。

供試鋼Mark 27は、Ｎ含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。このため、吸収エネルギが２８Ｊと低い値しか得られなかった。

供試鋼Mark 28は、Ｏ含有量が多いため、本発明の要件を満足しない。０．４〜１０μｍの大きさのＡｌ−Ｍｎ酸化物の密度が小さく、また介在物の組成も満足せず、吸収エネルギが３８Ｊと低い値しか得られなかった。

供試鋼Mark 29は本発明の組成要件を満足するが、０．４〜１０μｍの大きさのＡｌ−Ｍｎ酸化物の密度が小さかった。このため、吸収エネルギが３１Ｊと低い値しか得られなかった。

供試鋼Mark 30は本発明の組成要件を満足するが、０．４〜１０μｍの大きさのＡｌ−Ｍｎ酸化物の密度が小さく、また介在物の組成も満足しなかった。このため、吸収エネルギが３７Ｊと低い値しか得られなかった。

このように、２００ｋＪ／ｃｍという超大入熱の溶接を行っても、溶接部の全領域において良好な靭性を確保する高張力鋼材を提供することができる。

以上のとおり、本発明に係る溶接熱影響部靱性に優れた鋼材によれば、大入熱溶接を行った場合であっても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性に優れた鋼材を提供することができる。これは、溶接構造物の安全性の向上ならびに溶接構造物の製造における施工能率の大幅な向上をもたらし、造船、建築をはじめとする関連産業への効果は非常に大きい。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００１０〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、かつ、不純物としてのＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭおよびＴｉの含有量が下記（Ａ）式を満足するとともに、鋼材中に分散している酸化物粒子の平均組成が、質量％で、Ａｌ_２Ｏ_３≧５０％およびＭｎＯ≧５％であって、円相当径で０．４〜１０μｍの大きさを有する上記酸化物粒子の平均分散密度が１ｍｍ^２あたり５０個以上であることを特徴とする、溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
（Ｍｇ＋Ｃａ＋ＲＥＭ＋Ｔｉ／１０）≦０．００１％・・・（Ａ）式
ここで、式（Ａ）中のＭｇ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｔｉの各元素記号は鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表す。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０３５％以下およびＢ：０．００４％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｎｉ：３．０％以下を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｓｎ：０．５％以下を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の溶接熱影響部靱性に優れた鋼材。