JP3323414B2 - 大入熱溶接の熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
大入熱溶接の熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法Info
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Description
【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およびその
製造方法に関するものである。
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およびその
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。
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希望されている。
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希望されている。
【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。
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
靭性に注目した提案は従来から数多くある。
靭性に注目した提案は従来から数多くある。
【０００６】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を小さく
し、靭性を向上させる方法がある。また、特開平３−２
６４６１４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。
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を小さく
し、靭性を向上させる方法がある。また、特開平３−２
６４６１４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。
【０００７】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。
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。
【０００８】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非常に有効であり、高張力
鋼への適用が有望である。この原理は、Ｔｉ酸化物およ
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。したがって、さらなるＨ
ＡＺ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酸化
物を活用する必要がある。
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非常に有効であり、高張力
鋼への適用が有望である。この原理は、Ｔｉ酸化物およ
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。したがって、さらなるＨ
ＡＺ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酸化
物を活用する必要がある。
【０００９】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
性変動を生じる等の問題点が認められる。
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
性変動を生じる等の問題点が認められる。
【００１０】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。
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。
【００１１】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に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。
したがって、酸化物生成におよぼすＡｌの効果は得られ
ない。
るように、Ｔｉ添加後タンディッシュや鋳型内に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。
したがって、酸化物生成におよぼすＡｌの効果は得られ
ない。
【００１２】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。
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。
【００１３】このような課題に対して、発明者らの一部
は、特開平６−２９３９３７号公報においてＴｉ添加直
後の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靭性を大幅に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、２００
ｋＪ／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。
は、特開平６−２９３９３７号公報においてＴｉ添加直
後の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靭性を大幅に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、２００
ｋＪ／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。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】特開昭６２−１０３３
４４号公報など上記の従来手法より一層のＨＡＺ特性を
向上させられるために、Ｔｉ酸化物のごとく粗大化せ
ず、したがって破壊の起点にならず、さらにはＴｉ窒化
物、ＭｎＳ等の析出物の核サイトとなってオーステナイ
ト粒細粒化や微細フェライト生成によって優れたＨＡＺ
靭性を実現可能な酸化物を安定して分散させ、特に溶接
融合部の靭性を一層向上させることを課題とした。
４４号公報など上記の従来手法より一層のＨＡＺ特性を
向上させられるために、Ｔｉ酸化物のごとく粗大化せ
ず、したがって破壊の起点にならず、さらにはＴｉ窒化
物、ＭｎＳ等の析出物の核サイトとなってオーステナイ
ト粒細粒化や微細フェライト生成によって優れたＨＡＺ
靭性を実現可能な酸化物を安定して分散させ、特に溶接
融合部の靭性を一層向上させることを課題とした。
【００１５】
【課題を解決するための手段】本発明は、前述の課題を
解決するために、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍ、粒子数が５×１０3
〜１×１０5個／ｍｍ2、Ｃａを含み、さらにＴｉとＡｌ
のいづれか１種以上を含む複合酸化物を含有することを
特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材を
第１の手段とし、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦１．５％ Ｎｂ：≦０．０３０％ Ｖ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μ
ｍ、粒子数が５×１０3〜１×１０5個／ｍｍ2、Ｃａを
含み、さらにＴｉとＡｌのいづれか１種以上を含む複合
酸化物を含有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を第２の手段とし、さらには、上
記第１、第２の手段の鋼材を製造するにあたり、Ｓｉ濃
度が０．０５〜０．２０％で、溶存酸素濃度が２０〜８
０ｐｐｍになるように調整した溶鋼中に、最終含有量が
０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加して脱酸し
た後、最終含有量が０．００５〜０．０２０％となるＡ
ｌを添加し、さらに最終含有量が０．０００５〜０．０
０３０％となるＣａを添加し、その後最終成分に対して
不足する分のＳｉ、および他合金を添加し、成分組成が
重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を含有し、残部がＦｅおよ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溶接熱影響部靭性の
優れた溶接構造用鋼材の製造方法を第３の手段とし、Ｓ
ｉ濃度が０．０５〜０．２０％で、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０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加して脱
酸した後、最終含有量が０．００５〜０．０２０％とな
るＡｌを添加し、さらに最終含有量が０．０００５〜
０．００３０％となるＣａを添加し、その後最終成分に
対して不足する分のＳｉ、および他合金を添加し、成分
組成が重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦１．５％ Ｎｂ：≦０．０３０％ Ｖ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
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
る溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法
を第４の手段とする。
解決するために、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍ、粒子数が５×１０3
〜１×１０5個／ｍｍ2、Ｃａを含み、さらにＴｉとＡｌ
のいづれか１種以上を含む複合酸化物を含有することを
特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材を
第１の手段とし、重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦１．５％ Ｎｂ：≦０．０３０％ Ｖ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μ
ｍ、粒子数が５×１０3〜１×１０5個／ｍｍ2、Ｃａを
含み、さらにＴｉとＡｌのいづれか１種以上を含む複合
酸化物を含有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を第２の手段とし、さらには、上
記第１、第２の手段の鋼材を製造するにあたり、Ｓｉ濃
度が０．０５〜０．２０％で、溶存酸素濃度が２０〜８
０ｐｐｍになるように調整した溶鋼中に、最終含有量が
０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加して脱酸し
た後、最終含有量が０．００５〜０．０２０％となるＡ
ｌを添加し、さらに最終含有量が０．０００５〜０．０
０３０％となるＣａを添加し、その後最終成分に対して
不足する分のＳｉ、および他合金を添加し、成分組成が
重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を含有し、残部がＦｅおよ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溶接熱影響部靭性の
優れた溶接構造用鋼材の製造方法を第３の手段とし、Ｓ
ｉ濃度が０．０５〜０．２０％で、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０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加して脱
酸した後、最終含有量が０．００５〜０．０２０％とな
るＡｌを添加し、さらに最終含有量が０．０００５〜
０．００３０％となるＣａを添加し、その後最終成分に
対して不足する分のＳｉ、および他合金を添加し、成分
組成が重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦１．５％ Ｎｂ：≦０．０３０％ Ｖ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
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
る溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方法
を第４の手段とする。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。本発明者らはＨＡＺ靭性を向上させる金属組織要
因として、 （１）１４００℃未満に加熱される領域のオーステナイ
ト細粒化、 （２）溶接ボンド部近傍で１４００℃以上に加熱される
領域の粒内フェライト生成を同時に、酸化物を利用して
達成することを検討した。
する。本発明者らはＨＡＺ靭性を向上させる金属組織要
因として、 （１）１４００℃未満に加熱される領域のオーステナイ
ト細粒化、 （２）溶接ボンド部近傍で１４００℃以上に加熱される
領域の粒内フェライト生成を同時に、酸化物を利用して
達成することを検討した。
【００１７】上記（１）項について、オーステナイトを
細粒化するためには高温でのオーステナイト粒成長を抑
制することが必要である。その手段として、析出物によ
りオーステナイト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オーステナイト結
晶粒径が小さくなることはよく知られている事実であ
る。したがって、オーステナイト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。そのような酸化物として、Ｃａを含み、
さらにＴｉとＡｌとのいずれか１種以上を含む酸化物
（以後Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物）があり、その粒子径は
０．０１〜０．１μｍであることを見いだした。
細粒化するためには高温でのオーステナイト粒成長を抑
制することが必要である。その手段として、析出物によ
りオーステナイト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オーステナイト結
晶粒径が小さくなることはよく知られている事実であ
る。したがって、オーステナイト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。そのような酸化物として、Ｃａを含み、
さらにＴｉとＡｌとのいずれか１種以上を含む酸化物
（以後Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物）があり、その粒子径は
０．０１〜０．１μｍであることを見いだした。
【００１８】すなわち、粒子径０．０１〜０．１μｍの
Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸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
グされたオーステナイト粒の細粒化が可能となる。
Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸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
グされたオーステナイト粒の細粒化が可能となる。
【００１９】上記（２）項について、本発明者らは、オ
ーステナイト粒内で生成する粒内フェライトの組織を観
察し、粒内フェライト中に含まれる粒子を調査した。そ
の結果、粒内フェライトの生成核として、０．１〜１．
０μｍの大きさをもつＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物と、その
上に析出したＴｉ窒化物＋ＭｎＳとの複合体が有効に作
用することを見いだした。酸化物は高温に加熱したとき
においても安定であり、１４００℃以上でも変化するこ
となく安定して鋼中に存在する。また、Ｔｉ窒化物＋Ｍ
ｎＳはその後の冷却過程で、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を
核生成サイトとして析出するため、溶接ボンド部近傍で
の粒内フェライト生成が可能となる。
ーステナイト粒内で生成する粒内フェライトの組織を観
察し、粒内フェライト中に含まれる粒子を調査した。そ
の結果、粒内フェライトの生成核として、０．１〜１．
０μｍの大きさをもつＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物と、その
上に析出したＴｉ窒化物＋ＭｎＳとの複合体が有効に作
用することを見いだした。酸化物は高温に加熱したとき
においても安定であり、１４００℃以上でも変化するこ
となく安定して鋼中に存在する。また、Ｔｉ窒化物＋Ｍ
ｎＳはその後の冷却過程で、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を
核生成サイトとして析出するため、溶接ボンド部近傍で
の粒内フェライト生成が可能となる。
【００２０】このように粒内フェライト生成を促進する
効果を有する酸化物の一つにはＴｉ−Ａｌ複合酸化物が
あるが、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物はＴｉ−Ａｌ酸化物よ
りもフェライト生成能力が高く、同数の酸化物が存在し
たとき、粒内フェライト生成数はＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化
物が存在する方が多くなることを見いだした。
効果を有する酸化物の一つにはＴｉ−Ａｌ複合酸化物が
あるが、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物はＴｉ−Ａｌ酸化物よ
りもフェライト生成能力が高く、同数の酸化物が存在し
たとき、粒内フェライト生成数はＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化
物が存在する方が多くなることを見いだした。
【００２１】以上の知見から、１４００℃未満に加熱さ
れる領域のオーステナイト粒を細粒化し、さらに溶接ボ
ンド部近傍で１４００℃以上に加熱される領域の粒内フ
ェライトを生成させるためには、粒子径が０．０１〜
１．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｃａ複合酸化物が鋼中に存在
することが必要である。本発明者らの知見によれば、該
粒子径が０．０１μｍ未満ではＴｉ窒化物析出核として
の効果は弱く、また１．０μｍを超えると、その酸化物
が破壊の起点となる可能性が高くなり、ＨＡＺ靭性の低
下を招く可能性が生じる。
れる領域のオーステナイト粒を細粒化し、さらに溶接ボ
ンド部近傍で１４００℃以上に加熱される領域の粒内フ
ェライトを生成させるためには、粒子径が０．０１〜
１．０μｍのＴｉ−Ａｌ−Ｃａ複合酸化物が鋼中に存在
することが必要である。本発明者らの知見によれば、該
粒子径が０．０１μｍ未満ではＴｉ窒化物析出核として
の効果は弱く、また１．０μｍを超えると、その酸化物
が破壊の起点となる可能性が高くなり、ＨＡＺ靭性の低
下を招く可能性が生じる。
【００２２】つぎにＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物の個数に関
して記す。酸化物個数が少なすぎると溶接時に充分なＴ
ｉ窒化物および粒内フェライトの生成核が得られないの
で、５×１０3個／ｍｍ2以上の酸化物を存在させること
が必要である。酸化物個数が多くなるにしたがってＴｉ
窒化物および粒内フェライトの個数は増加しＨＡＺ靭性
は向上するが、１×１０5個／ｍｍ2を超える過剰な酸化
物が存在するとＨＡＺ部および母材の靭性低下を招くこ
とになるので、酸化物個数の上限は１×１０5個／ｍｍ2
でなければならない。
して記す。酸化物個数が少なすぎると溶接時に充分なＴ
ｉ窒化物および粒内フェライトの生成核が得られないの
で、５×１０3個／ｍｍ2以上の酸化物を存在させること
が必要である。酸化物個数が多くなるにしたがってＴｉ
窒化物および粒内フェライトの個数は増加しＨＡＺ靭性
は向上するが、１×１０5個／ｍｍ2を超える過剰な酸化
物が存在するとＨＡＺ部および母材の靭性低下を招くこ
とになるので、酸化物個数の上限は１×１０5個／ｍｍ2
でなければならない。
【００２３】該酸化物の大きさおよび個数の測定は以下
の要領で行なう。母材となる鋼板から抽出レプリカを作
製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以
上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察すること
で該酸化物の大きさおよび個数を測定する。このとき鋼
板の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出レ
プリカでもよい。
の要領で行なう。母材となる鋼板から抽出レプリカを作
製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以
上、観察面積にして１０００μｍ2以上を観察すること
で該酸化物の大きさおよび個数を測定する。このとき鋼
板の表層部から中心部までどの部位から採取した抽出レ
プリカでもよい。
【００２４】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−Ｃａ酸化物お
よびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を効果的に多数均一微細
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、脱酸処理を行なう前
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２０〜８０ｐｐ
ｍに調整した溶鋼中に、最終含有量が０．００５〜０．
０２０％となるＴｉを添加して脱酸した後、直ちに最終
含有量が０．００５〜０．０２０％となるＡｌを添加
し、さらにその後、最終含有量が０．０００５〜０．０
０３０％となるＣａを添加する方法が最も多数Ｔｉ−Ａ
ｌ−Ｃａ酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物が均一
微細分散し、得られた鋼材を大入熱溶接したとき、ＨＡ
Ｚ部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Ｃａを添加することで酸化物の個数増加効果が増
す。
明する。まず、本発明者らはＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物お
よびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を効果的に多数均一微細
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、脱酸処理を行なう前
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２０〜８０ｐｐ
ｍに調整した溶鋼中に、最終含有量が０．００５〜０．
０２０％となるＴｉを添加して脱酸した後、直ちに最終
含有量が０．００５〜０．０２０％となるＡｌを添加
し、さらにその後、最終含有量が０．０００５〜０．０
０３０％となるＣａを添加する方法が最も多数Ｔｉ−Ａ
ｌ−Ｃａ酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物が均一
微細分散し、得られた鋼材を大入熱溶接したとき、ＨＡ
Ｚ部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Ｃａを添加することで酸化物の個数増加効果が増
す。
【００２５】すなわち本発明者らは、次の（３）、
（４）、（５）に述べる知見を見いだした。
（４）、（５）に述べる知見を見いだした。
【００２６】（３）溶存酸素量は酸化物の生成挙動に大
く影響する。酸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２０〜８０ｐｐｍ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。
く影響する。酸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２０〜８０ｐｐｍ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。
【００２７】（４）Ｔｉ脱酸後に適量のＡｌを添加する
とＴｉ酸化物個数が増加し、さらにＣａを添加すること
で酸化物中にＣａが取り込まれ、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化
物となる。
とＴｉ酸化物個数が増加し、さらにＣａを添加すること
で酸化物中にＣａが取り込まれ、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化
物となる。
【００２８】（５）Ｔｉ脱酸後、Ａｌ添加し、その後さ
らにＣａを添加することで、鋼中に存在する酸化物個数
が、Ｔｉ脱酸後、Ａｌ添加のみの場合より増加する。
らにＣａを添加することで、鋼中に存在する酸化物個数
が、Ｔｉ脱酸後、Ａｌ添加のみの場合より増加する。
【００２９】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。
結果を述べる。
【００３０】上記（３）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Ｔｉ系酸化物が形成されず、一方、溶存酸素濃
度が８０ｐｐｍを越えると、生成した酸化物が粗大化
し、ＨＡＺ靭性の低下を招く。
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Ｔｉ系酸化物が形成されず、一方、溶存酸素濃
度が８０ｐｐｍを越えると、生成した酸化物が粗大化
し、ＨＡＺ靭性の低下を招く。
【００３１】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。したがっ
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。このとき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を越えるため、上記し
た酸化物の粗大化を招くからである。
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。したがっ
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。このとき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を越えるため、上記し
た酸化物の粗大化を招くからである。
【００３２】上記（４）、（５）項について、Ｔｉ脱酸
後に投入するＡｌおよびＣａ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
化物の還元およ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、０．０２０％
を超えるとＴｉ酸化物を完全に還元してしまい、Ｔｉ酸
化物個数が減少してしまうことが明らかとなった。
後に投入するＡｌおよびＣａ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
化物の還元およ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、０．０２０％
を超えるとＴｉ酸化物を完全に還元してしまい、Ｔｉ酸
化物個数が減少してしまうことが明らかとなった。
【００３３】つぎに、Ｔｉ、Ａｌより強い脱酸力を有す
るＣａ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−Ｃａ酸化物とな
る。また、溶存酸素濃度はさらに低下し、Ｔｉ−Ａｌ−
Ｃａ酸化物の成長はより一層抑制され、酸化物は微細な
まま分散することが可能となる。このとき、Ｃａの過剰
な添加はＣａＳの生成を促進し、後のＭｎＳ析出を阻害
するため適切ではない。
るＣａ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−Ｃａ酸化物とな
る。また、溶存酸素濃度はさらに低下し、Ｔｉ−Ａｌ−
Ｃａ酸化物の成長はより一層抑制され、酸化物は微細な
まま分散することが可能となる。このとき、Ｃａの過剰
な添加はＣａＳの生成を促進し、後のＭｎＳ析出を阻害
するため適切ではない。
【００３４】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。したがって、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。したがって、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なわない場合、例えば転炉出鋼時
などにＴｉ脱酸を行なう場合には、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、請求
の範囲および発明の詳細な説明の中の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。Ｃａ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。
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。したがって、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。したがって、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なわない場合、例えば転炉出鋼時
などにＴｉ脱酸を行なう場合には、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、請求
の範囲および発明の詳細な説明の中の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。Ｃａ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。
【００３５】Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物は、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−Ａｌ−Ｃ
ａ酸化物は生成する。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。
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−Ａｌ−Ｃ
ａ酸化物は生成する。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。
【００３６】以上より、酸化物の組成、個数および大き
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、脱酸処理を行なう前の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Ｃａ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。
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、脱酸処理を行なう前の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Ｃａ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。
【００３７】また鋼材を製造するプロセスとして、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、および焼入れ・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。
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、および焼入れ・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。
【００３８】つぎに本発明の基本成分範囲の限定理由に
ついて述べる。
ついて述べる。
【００３９】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分とし
て下限を０．０３％とし、また０．１８％を越える過剰
の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下
させるので、上限を０．１８％とした。
て下限を０．０３％とし、また０．１８％を越える過剰
の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下
させるので、上限を０．１８％とした。
【００４０】Ｓｉは母材の強度確保、予備脱酸などに必
要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下する
のを防止するため上限を０．５％とした。
要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下する
のを防止するため上限を０．５％とした。
【００４１】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保、および粒
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．４％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性など
の許容できる範囲で上限を２．０％とした。
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．４％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性など
の許容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００４２】Ｐは含有量が少ないほど望ましいが、これ
を工業的に低減させるためには多大なコストがかかるこ
とから、０．０２０％を上限とした。
を工業的に低減させるためには多大なコストがかかるこ
とから、０．０２０％を上限とした。
【００４３】ＳはＭｎＳを生成する元素として０．００
１％が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容
できる範囲で上限を０．００５％とした。
１％が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容
できる範囲で上限を０．００５％とした。
【００４４】Ａｌは酸化物個数を増加させること、およ
び溶接金属の靭性低下を抑制するため、下限値を０．０
０５％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、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物が生
成しなくなるため、上限を０．０２０％とした。
び溶接金属の靭性低下を抑制するため、下限値を０．０
０５％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、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物が生
成しなくなるため、上限を０．０２０％とした。
【００４５】ＴｉはＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物、Ｔｉ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、０．０２０％を上限とした。
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、０．０２０％を上限とした。
【００４６】ＣａはＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を生成させ
るために０．０００５％以上の添加が必要である。しか
しながら、過剰の添加はＭｎＳの析出を阻害し、その結
果粒内フェライト組織を減少させるため、０．００３０
％を上限とした。
るために０．０００５％以上の添加が必要である。しか
しながら、過剰の添加はＭｎＳの析出を阻害し、その結
果粒内フェライト組織を減少させるため、０．００３０
％を上限とした。
【００４７】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、フェライト組織の充分な生成量が得られない。
また、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靭性の低下を招くことから
０．００６を上限とした。
素であり、０．００２％未満ではＴｉ窒化物の析出量が
不足し、フェライト組織の充分な生成量が得られない。
また、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靭性の低下を招くことから
０．００６を上限とした。
【００４８】Ｃｕは鋼材の強度を向上させるために有効
であるが、１．０％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．０％を上限とした。
であるが、１．０％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．０％を上限とした。
【００４９】Ｎｉは鋼材の強度および靭性を向上させる
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％を上限とした。
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％を上限とした。
【００５０】Ｎｂは焼き入れ性を向上させることにより
母材の強度および靭性を向上させるために有効な元素で
あるが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく
低下させるため０．０３％を上限とした。
母材の強度および靭性を向上させるために有効な元素で
あるが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靭性を著しく
低下させるため０．０３％を上限とした。
【００５１】Ｖ、Ｃｒ、ＭｏについてもＮｂと同様な効
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。
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。
【００５２】ＢはＨＡＺ靭性に有害な粒界フェライト、
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００２％以上０．
００２％以下とした。
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００２％以上０．
００２％以下とした。
【００５３】
【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、１１〜２２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を順に添加し脱酸を行な
い、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
２００ｋＪ／ｃｍ2である。
した。１〜１０が本発明鋼、１１〜２２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を順に添加し脱酸を行な
い、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
２００ｋＪ／ｃｍ2である。
【００５４】表２には、脱酸方法、酸化物の粒子径、粒
子数を示す。表３には、鋼板の圧延条件、母材特性、お
よび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。
子数を示す。表３には、鋼板の圧延条件、母材特性、お
よび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。
【００５５】表３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
判る。すなわち、粒子径が０．０１〜１．０μｍで、Ｔ
ｉ−、Ａｌ−Ｃａ酸化物の粒子数が５×１０3〜１×１
０5個／ｍｍ2の範囲にあり、−２０℃のＨＡＺ靭性が極
めて優れている。
明鋼は比較鋼と比べて優れたＨＡＺ靭性を有することが
判る。すなわち、粒子径が０．０１〜１．０μｍで、Ｔ
ｉ−、Ａｌ−Ｃａ酸化物の粒子数が５×１０3〜１×１
０5個／ｍｍ2の範囲にあり、−２０℃のＨＡＺ靭性が極
めて優れている。
【００５６】一方、比較例の１１〜２２は、いずれもシ
ャルピー試験−２０℃で４０Ｊ未満の低い靭性しか示さ
なかった。これらの原因は１１、１２、１３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
かったため、１４はＳｉにより調整した溶存酸素量が所
定の量を超えたため、１５はＡｌ量が所定量を下回った
ため、１６はＡｌ量が所定量を上回ったためである。ま
た、１７、１８はＴｉとＡｌとの添加順序が本発明とは
逆であったため、１９、２０はＴｉとＡｌとの添加間隔
が本発明で規定した所定時間より長かったためである。
２１はＣａ量が所定量を上回ったため、２２はＣａ量が
所定量を下回ったためである。
ャルピー試験−２０℃で４０Ｊ未満の低い靭性しか示さ
なかった。これらの原因は１１、１２、１３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
かったため、１４はＳｉにより調整した溶存酸素量が所
定の量を超えたため、１５はＡｌ量が所定量を下回った
ため、１６はＡｌ量が所定量を上回ったためである。ま
た、１７、１８はＴｉとＡｌとの添加順序が本発明とは
逆であったため、１９、２０はＴｉとＡｌとの添加間隔
が本発明で規定した所定時間より長かったためである。
２１はＣａ量が所定量を上回ったため、２２はＣａ量が
所定量を下回ったためである。
【００５７】
【表１】
【００５８】
【表２】
【００５９】
【表３】
【００６０】
【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。
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。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭61−117245（ＪＰ，Ａ) 特開 平10−68018（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−3599（ＪＰ，Ａ) 特開 平８−158006（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−278738（ＪＰ，Ａ) 特開 平７−242985（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−211251（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−53044（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−194113（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−35619（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍ、粒子数が５×１０3
〜１×１０5個／ｍｍ2、Ｃａを含み、さらにＴｉとＡｌ
のいづれか１種以上を含む複合酸化物を含有することを
特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦１．５％ Ｎｂ：≦０．０３０％ Ｖ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μ
ｍ、粒子数が５×１０3〜１×１０5個／ｍｍ2、Ｃａを
含み、さらにＴｉとＡｌのいづれか１種以上を含む複合
酸化物を含有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。 - 【請求項３】 Ｓｉ濃度が０．０５〜０．２０％、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０．００５〜０．０２０％となるＴ
ｉを添加して脱酸した後、最終含有量が０．００５〜
０．０２０％となるＡｌを添加し、さらに最終含有量が
０．０００５〜０．００３０％となるＣａを添加し、そ
の後最終成分に対して不足する分のＳｉ、および他合金
を添加し、成分組成が重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を含有し、残部がＦｅおよ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溶接熱影響部靭性の
優れた溶接構造用鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 Ｓｉ濃度が０．０５〜０．２０％、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０．００５〜０．０２０％となるＴ
ｉを添加して脱酸した後、最終含有量が０．００５〜
０．０２０％となるＡｌを添加し、さらに最終含有量が
０．０００５〜０．００３０％となるＣａを添加し、そ
の後最終成分に対して不足する分のＳｉ、および他合金
を添加し、成分組成が重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１８％ Ｓｉ：≦０．５０％ Ｍｎ：０．４０〜２．０％ Ｐ：≦０．０２％ Ｓ：０．００１０〜０．０１０％ Ａｌ：０．００５〜０．０２０％ Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％ Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ：０．００２０〜０．００６０％ を基本成分とし、さらに Ｃｕ：≦１．０％ Ｎｉ：≦１．５％ Ｎｂ：≦０．０３０％ Ｖ：≦０．１％ Ｃｒ：≦０．６％ Ｍｏ：≦０．６％ Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
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
る溶接熱影響部靭性の優れた溶接構造用鋼材の製造方
法。
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|---|---|---|---|---|
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-
1996
- 1996-12-19 JP JP35393996A patent/JP3323414B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|---|---|---|
| WO2007105752A1 (ja) | 2006-03-16 | 2007-09-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | サブマージアーク溶接用鋼板 |
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