JP3502822B2

JP3502822B2 - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材およびその製造方法

Info

Publication number: JP3502822B2
Application number: JP2000294878A
Authority: JP
Inventors: 昌紀皆川; 敏彦小関; 裕二船津; 潤大谷; 知彦秦; 昌光若生
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2000-02-10
Filing date: 2000-09-27
Publication date: 2004-03-02
Anticipated expiration: 2020-09-27
Also published as: JP2001342537A

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、
橋梁などの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いる。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、エレクトロガス溶接
法、エレクトロスラグ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】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。

【０００４】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。

【０００５】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
まうので靭性向上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。

【０００６】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、鋼の融点におい
ても安定なＴｉ酸化物をサイトとして、溶接後の温度低
下途中にＴｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらにそれら
をサイト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酸化物を活用する必要がある。

【０００７】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
酸化物の個数が十分でなかったり、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。

【０００８】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。

【０００９】このような課題に対して、特開平６−２９
３９３７号公報、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が提案されている。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、２００ｋＪ／ｃｍ以上、大きいものでは１００
０ｋＪ／ｃｍも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、特に溶接融合部近傍の靭性向上が必要
となる。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、前記のよう
な超大入熱の溶接時においても、高温に長時間加熱され
たときのオーステナイト粒粗大化を一層抑制して、優れ
たＨＡＺ靭性を実現した溶接熱影響部靭性の優れた鋼材
およびその製造方法を提供することを課題とするもので
ある。

【００１１】

【課題を解決するための手段】本発明は、特定鋼成分の
鋼中にＣａ、ＡｌあるいはＣａ、Ａｌ、Ｍｇの微細な酸
化物を分散させことにより、上記課題を解決し得ること
を知見し、本発明を完成した。

【００１２】本発明の要旨は、以下の通りである。

【００１３】（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．０００５〜０．００６１％、Ｏ：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼
で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μ
ｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜
５０００個／ｍｍ²含有し、その酸化物粒子の組成が少
なくともＣａ、Ａｌ、Ｏの元素からなり、該Ｏを除いた
元素が質量％で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：４％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼
材。

【００１４】（２）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２％、Ｎ：０．０００５〜０．００６１％、Ｏ：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼
で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μ
ｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜
５０００個／ｍｍ²含有し、その酸化物粒子の組成が少
なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏの元素からなり、該Ｏを
除いた元素が質量％で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：４％以上、Ｍｇ：１％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼
材。

【００１５】（３）質量％で、Ｃｕ：≦１．０％、Ｎ
ｉ：≦１．５％、Ｎｂ：≦０．０３％、Ｖ：≦０．１
％、Ｃｒ：≦０．６％。Ｍｏ：≦０．６％、ＲＥＭ：≦
０．０５％を含有することを特徴とする上記（１）また
は（２）記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。

【００１６】（４）前記酸化物粒子の組成が、さら
に、Ｓを質量％で１％以上含有することを特徴とする上
記（１）〜（３）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性
の優れた鋼材。

【００１７】（５）前記鋼が更に質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２％を含有することを特徴とする上記（１）、（３）及び
（４）の内のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れ
た鋼材。

【００１８】（６）前記鋼がさらに、質量％で、Ｂ
：０．０００５〜０．００３％を含有し、ＥＮ＝（％
Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）なる
当量式において０≦ＥＮ≦０．００２を満足することを
特徴とする上記（１）〜（５）のいずれかに記載の溶接
熱影響部靭性の優れた鋼材。

【００１９】

【００２０】

【００２１】（７）減圧雰囲気の二次精錬工程にお
いて酸素濃度が８０ｐｐｍ超〜２００ｐｐｍ以下の溶鋼
にＡｌまたはＡｌ合金を添加して該溶鋼中の酸素濃度を
８０ｐｐｍ以下として、Ｔｉ、Ａｌ、ＣａをＴｉ、Ａ
ｌ、Ｃａの順で添加して、前記上記（１）〜（６）のい
ずれかに記載の化学成分、酸化物を有する溶鋼とし、こ
れを鋳造して、鋳片とすることを特徴とする溶接熱影響
部靭性の優れた鋼材の製造方法。

【００２２】（８）減圧雰囲気の二次精錬工程にお
いて酸素濃度が２００ｐｐｍ超の溶鋼にＣを添加して該
溶鋼中の酸素濃度を２００ｐｐｍ以下とした後、Ａｌま
たはＡｌ合金を添加して該溶鋼中の酸素濃度を８０ｐｐ
ｍ以下として、Ｔｉ、Ａｌ、ＣａをＴｉ、Ａｌ、Ｃａの
順で添加して、前記上記（１）〜（６）のいずれかに記
載の化学成分、酸化物を有する溶鋼とし、これを鋳造し
て、鋳片とすることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優
れた鋼材の製造方法。

【００２３】

【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、１４００℃以上に加熱されるＨＡＺ領域の再
加熱オーステナイト細粒化を、酸化物を利用して達成す
ることを検討した。

【００２４】再加熱オーステナイト粒を細粒化するため
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。その手段として最も有効な方法は、分散粒子
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分
散粒子の一つとしては、従来、Ｔｉの窒化物と酸化物が
有効であると考えられていた。しかしながらＴｉ窒化物
は１４００℃以上の高温では固溶する割合が大きくなる
ため、一部粗大粒が生成してしまいピンニング効果が小
さくなることは先に述べた。これに対し、高温で安定な
酸化物をピンニング粒子として活用することが必要であ
る。

【００２５】さらに、安定な酸化物の近傍は加工時に不
均一変形領域となるため、γ粒界とともに再結晶の優先
核生成サイトとなり、再結晶γの微細化を促進するとい
う効果もある。

【００２６】また、分散粒子による結晶粒界のピンニン
グ効果は、分散粒子の体積率が大きいほど、一個の粒子
径が大きいほど大きい。ただし、分散粒子の体積率は鋼
中に含まれる粒子を構成する元素の濃度によって上限が
あるので、体積率を一定と仮定した場合には、粒子径は
ある程度小さい方がピンニングには有効である。このよ
うな観点から、本発明者らは酸化物の体積分率を大き
く、かつ適正な粒子径となるよう、種々の検討を行っ
た。

【００２７】酸化物の体積分率を大きくする手段の一
つとして、酸素量を増大させることがあるが、酸素量の
増大は材質に有害な粗大酸化物をも多数生成する原因と
なるため、有効な手段ではない。そこで本発明者らは、
酸素を最大限に利用するため、酸素との溶解度積が小さ
い元素を活用することを検討した。酸素との溶解度積が
小さい、すなわち強脱酸元素として、一般的にはＡｌが
用いられる。しかしながら、Ａｌだけでは酸素を十分利
用するには不充分で、さらにＡｌよりも強い脱酸元素が
必要で、種々検討の結果、鉄鋼の脱酸工程で汎用的に使
用されるＣａを活用することが有効であることを見出し
た。Ｃａは酸素との溶解度積が小さいため、同量の酸素
に対してＡｌよりも一層多量の酸化物を生成することが
できる。脱酸元素としてＣａを用いた実験を種々行った
結果、鋼中に生成する酸化物粒子の組成として、Ｃａが
５％以上、Ａｌが４％以上、好ましくは５％以上含まれ
ることで、酸化物の体積分率すなわち酸化物量を大きく
することが可能となることを知見した。この結果を基
に、鋼中に含まれる酸化物粒子の組成を、少なくともＣ
ａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを
５％以上、Ａｌを４％以上とした。

【００２８】また、Ｃａと同時にＭｇを使用すること
も酸化物を多数生成させることに有効であることを見出
した。ＭｇはＣａほどの効果はないものの、Ａｌより強
い脱酸元素であり、酸素との溶解度積が小さい。したが
って、ＭｇをＣａと複合して脱酸に使用することで酸化
物個数を一層増加させることが可能となる。発明者らは
脱酸元素としてＣａを用いた実験を行った結果、鋼中に
生成する酸化物粒子の組成として、Ｃａが５％以上、Ａ
ｌが４％以上、好ましくは５％以上、Ｍｇが１％以上含
まれることで、酸化物の体積分率すなわち酸化物量を一
層大きくすることが可能となることを知見した。この結
果を基に、鋼中に含まれる酸化物粒子の組成を、少なく
ともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質
量比でＣａを５％以上、Ａｌを４％以上、Ｍｇを１％以
上とした。

【００２９】さらには、本発明者らは、酸化物の周囲
にＣａＳおよびＭｇＳといった硫化物が析出すること
で、酸化物と硫化物とを併せてより一層の体積分率の増
加が可能となることを見出したのである。この結果をも
とに、鋼中に含まれる粒子の組成を、少なくともＣａ、
Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを
５％以上、Ａｌを４％以上、好ましくは５％以上、Ｓを
１％以上、もしくは、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、
Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５％以
上、Ａｌを４％以上、好ましくは５％以上Ｍｇを１％以
上、Ｓを１％以上とした。なおかつ、不可避的に混入す
るＳｉ、Ｍｎ、ＴｉなどのＡｌより弱い脱酸元素を含ん
でも本発明効果に影響のないことを確認した。

【００３０】次に、ピンニングに有効な酸化物粒子の大
きさについて述べる。

【００３１】分散粒子による結晶粒界のピンニング効果
は、分散粒子の体積率が大きいほど、一個の粒子径が大
きいほど大きいが、粒子の体積率が一定のとき、一個の
酸化物粒子の大きさが小さい方が粒子数が多くなりピン
ニング効果が大きくなるが、あまり小さくなると粒界に
存在する粒子の割合が小さくなるため、その効果は低減
すると考えた。粒子の大きさを種々変化させた試験片を
用いて、高温に加熱したときのオーステナイト粒径を詳
細に調査した結果、ピンニングには粒子の大きさとし
て、０．００５〜２．０μｍのものが効果が大きいこと
をつきとめた。さらに、オーステナイト粒界の移動を止
めるピンニング力は分散粒子のサイズが大きいほど強い
ことが判明し、粒子径０．００５〜２．０μｍの中でも
０．１〜２．０μｍの粒子の大きさが特に有効であるこ
とを知見するに至った。０．１μｍより小さくなるとピ
ンニング効果は徐々に減少し、０．００５μｍより小さ
くなるとほとんどピンニング効果を発揮しない。また、
２．０μｍより大きい酸化物粒子はピンニング効果はあ
るものの、脆性破壊の起点となることがあるため鋼材の
特性上不適である。この結果より、必要な粒子径を０．
００５〜２．０μｍ、その中でも特に０．１〜２．０μ
ｍが効果がある。

【００３２】次に、ＨＡＺ靭性に必要なピンニング粒子
の個数について検討した。

【００３３】酸化物粒子個数が多いほど組織単位は微細
になり、粒子個数が多いほどＨＡＺ靭性が向上するが、
鋼材に要求されるＨＡＺ靭性は、その用途、使用される
溶接方法などによって複雑に異なる。特に要求特性が厳
しいと考えられる高強度の造船用鋼で大入熱溶接施工さ
れる場合に要求されるＨＡＺ靭性、例えば、試験温度−
４０℃において吸収エネルギー５０Ｊ以上を満足するた
めには、図１に示すように、円相当径が０．００５〜
２．０μｍの酸化物粒子数が１００個／ｍｍ²以上必要
であることを知見した。ただし、粒子数が多くなるほ
ど、その靭性向上効果は小さくなり、必要以上に粒子個
数を多くすることは靭性に有害な粗大な粒子が生成する
可能性が高くなることを考えると、粒子数の上限は５０
００個／ｍｍ ²が適切である。すなわち、粒子数が５０
００個／ｍｍ²を超えると粒子間隔が小さくなり、加熱
オーステナイト粒の微細化には有効であるが、介在物を
起点とする破壊の間隔が小さくなるためシャルピー衝撃
吸収エネルギーに代表される靭性にはむしろ有害である
ことが分かった。したがって、有効かつ必要な粒子個数
を１００〜５０００個／ｍｍ²とした。

【００３４】この酸化物粒子の大きさおよび個数の測定
は、例えば以下の要領で行う。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。大きさの測定は、例えば粒子を撮影した写真をもと
に、その円相当径を求める。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。また、粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を
低くしてもかまわない。

【００３５】酸化物粒子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Ａｌ−Ｃａ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かまわない。

【００３６】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。

【００３７】さらに、このような鋳片の製造条件を詳細
に検討した。鋼の製造過程：転炉→取鍋→二次精錬→連
続鋳造において、鋳片中に残留する酸化物系介在物は、
特に二次精錬工程における脱酸開始前の溶鋼酸素濃度を
８０ｐｐｍ以下に抑え、かつ、脱酸元素をＴｉ、Ａｌ、
Ｃａの順に添加することで、顕著に平均粒径が微細化し
個数が増大することを知見した。また、これにより、最
終的に残留する介在物の組成も、上記のように鋼中の酸
化物粒子の組成として、Ｃａ：３％以上、Ａｌ：１％以
上含ませることが可能となることを知見した。ここで二
次精錬は、転炉精錬後に真空精練装置や不活性ガス中で
の精練装置によって行われる工程を指す。二次精錬工程
における脱酸開始前の溶鋼酸素濃度が８０ｐｐｍを超え
る場合、および／または脱酸元素の添加順序が上記の通
りでない場合は、酸化物系介在物の平均サイズは比較的
大きく、したがって個数も目標レベルに達しない。すな
わちこれらの結果から、脱炭を行った溶鋼にＳｉとＭｎ
を添加後、真空精練装置や不活性ガス中での精練装置等
の二次精錬工程に移し、その際の溶鋼酸素濃度が８０ｐ
ｐｍ以下の場合には、引き続きＴｉ、Ａｌ、Ｃａの順で
添加し、また、溶鋼酸素濃度が２００ｐｐｍより高い場
合には、減圧雰囲気でコークス粉などのＣを添加してＣ
脱酸を行ない、該溶鋼中の酸素濃度を２００ｐｐｍ以下
としてから、さらに微量のＡｌまたはＡｌ合金を入れて
酸素濃度を８０ｐｐｍ以下とした後にＴｉ、Ａｌ、Ｃａ
の順で添加し、また、溶鋼酸素濃度が８０ｐｐｍより高
く２００ｐｐｍより低い場合には、微量のＡｌまたはＡ
ｌ合金を入れて酸素濃度を８０ｐｐｍ以下とした後にＴ
ｉ、Ａｌ、Ｃａの順で添加することで、いずれの場合に
おいても上記要件を満たす微細な介在物を分散した鋳片
が製造できることが分かった。ここで、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃ
ａについては、それぞれの脱酸元素および不可避的不純
物からなる金属粒または金属ワイヤ、もしくは該脱酸元
素を含む合金粒または合金ワイヤの形で添加するが、特
に、脱酸元素を含む合金の形で添加することにより、脱
酸元素の歩留まりが向上するとともに、酸化物の微細化
が一層促進されることが判明した。

【００３８】一方、このようにして鋼中に酸化物を分散
することにより、ＨＡＺの再加熱オーステナイト粒はピ
ンニングにより極めて有効に細粒化し、ＨＡＺ靭性もそ
れに伴い向上するが、同時にオーステナイト粒が微細化
するに伴い粒界面積が増し、粒界からのフェライト生成
能も増し、非常に厳しい靭性要求においては、特に粒界
の角部（粒界三重点）の比較的粗大なフェライトが起点
となって靭性向上を律速していることが新たな問題点と
して見出された。言い換えれば、このような粒界および
粒界三重点に形成する比較的粗大なフェライトを抑制・
改善することができれば、ＨＡＺ組織の微細化効果と重
畳してさらに靭性を大幅に向上することが可能である。
このような粒界および粒界三重点に形成する比較的粗大
なフェライトの問題は、大入熱溶接のＨＡＺ組織を酸化
物で従来になく微細化することで、初めて見出されたも
のである。

【００３９】本発明者らは、ＨＡＺ組織の微細化による
靭性向上の効果を飛躍的に向上すべく、さらに検討を加
えた。その結果、微細な酸化物を多数分散して再加熱オ
ーステナイト粒を細粒化した場合、ＨＡＺ組織の形成過
程中で粒界および粒界三重点のフェライトの成長を抑制
するためには、Ｂの添加が極めて有効であることを見出
した。さらにＢの添加効果の機構を詳細に調査した結
果、ＢとＮのバランスが重要であり、Ｂと原子比で当量
以上の固溶Ｎがフェライト生成段階で残存していること
がＢの添加効果を高め、細粒ＨＡＺの靭性を大幅に向上
させ、安定化させることが明らかとなった。

【００４０】Ｔｉ添加鋼では、ＴｉとＮの親和力が極め
て大きいため、Ｔｉによって消費されるＮを考慮した結
果、図２に示すごとく、ＨＡＺ靭性はＥＮ＝（％Ｎ）−
０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）なる当量で
よく整理でき、当量値が０〜０．００２の範囲であれ
ば、その添加効果が最も大きく、靭性が大幅に向上する
ことが分かった。この当量値が０未満の場合はＢの効果
が認められず、他方、０．００２を超える場合は、フェ
ライトは微細化するものの、ＨＡＺ靭性は余剰のＮによ
って大きく低下した。

【００４１】さらに、本発明の基本成分範囲について述
べる。

【００４２】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。

【００４３】Ｓｉは母材の強度確保、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。好ましくは、０．
０３〜０．５％である。

【００４４】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に有効な成
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。

【００４５】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、０．０２％を上限とした。

【００４６】Ｓ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、０．０２％を上限とした。

【００４７】Ａｌは重要な脱酸元素であり、下限値を
０．００５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、
鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０４％とし
た。

【００４８】Ｔｉは脱酸元素であると同時に、Nと結合
してＴｉ窒化物を形成することで加熱γとＨＡＺの細粒
化に一定の効果を及ぼすために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、０．０３％を上限とした。

【００４９】ＣａはＣａ系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、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．０
０３％を上限とした。

【００５０】ＭｇはＭｇ系酸化物を生成させるために
０．０００１％以上の添加が必要である。しかしなが
ら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．０
０３％を上限とした。

【００５１】ＮはＴｉＮとして析出することでＨＡＺ
靭性の向上効果があるため、下限を０．０００５％とし
た。しかしながら固溶Ｎが増大するとＨＡＺ靭性の低下
を招くことから０．００６１％を上限とした。

【００５２】Ｏは溶鋼を脱炭する際に溶鋼中に含まれ、
その後の脱酸反応により減少するが、酸化物系介在物を
有効に使う目的においては、最終の鋳片段階で少なくと
も０．０００５％必要である。一方、過剰に含有するこ
とはすなわち粗大な脱酸生成物（酸化物）を含有するこ
とを意味し、鋼材特性上は好ましくなく、したがって上
限を０．００６％とした。

【００５３】ＢはＮとの共存下で加熱オーステナイト粒
界に生成するフェライトの成長を抑制する上で有効な元
素であり、少なくとも０．０００５％添加する。しかし
多量に添加すると鋼材の靭性を劣化させるため、上限を
０．００３％とした。

【００５４】Ｃｕは鋼材の強度を向上させるために有効
であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させる
ことから、１．０％を上限とした。

【００５５】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。

【００５６】Ｎｂは焼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。

【００５７】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。

【００５８】ＲＥＭは溶鋼中Ｃａに次ぐ脱酸力を有し、
Ｃａによる微細酸化物形成を補助する働きがあるが、過
剰に入れるとＣａと比較してコストアップが大きいとと
もに、粗大介在物を作って鋼板およびＨＡＺの靭性を阻
害することから、上限を０．０５％とした。

【００５９】なお、実際の製造プロセスでは、添加した
元素が１００％溶鋼中に含まれることになるわけではな
いので、歩留を考慮して余分に添加する必要がある。ま
た、添加方法については、特に規定はしない。上記条件
を満足するように鋼中に含有できる方法であれば、どの
ような方法でもかまわない。ただし前述のごとく、Ｔ
ｉ、Ａｌ、Ｃａおよび脱酸元素であるＭｇ、ＲＥＭは、
該脱酸元素を含む合金の形で添加することにより、脱酸
元素の歩留まりが向上するとともに、溶鋼中生成の酸化
物の微細化が一層促進される。

【００６０】

【実施例】（実施例１）本実施例は請求項２〜４、６に対応するものであり表１
に示した化学成分で、５０キロ鋼を試作した。１〜９が
本発明鋼、１０〜１７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Ｔ
ｉ、Ａｌを順に添加し脱酸を行ない、連続鋳造により２
８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した後、加熱圧延を経て、板厚４
５ｍｍ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。

【００６１】

【表１】

【００６２】表２には、酸化物粒子の組成、粒子径０．
００５〜２．０μｍの粒子数、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ＨＡＺ１ｍ
ｍの部位で９本の試験を行ない、その平均値である。

【００６３】

【表２】

【００６４】表２から明らかなように、１〜９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、酸化物の粒子径、粒子数、組成の量が
本発明の範囲にあることから、−４０℃のＨＡＺ靭性が
極めて優れている。また、本発明鋼の中で、酸化物粒子
径０．１〜２．０μｍが１００〜５０００個／ｍｍ²の
範囲内である発明鋼３、４、５、６、８、９、酸化物粒
子組成のＭｇが１％以上である発明鋼２、４、５、６、
７、８、９、酸化物粒子組成のＳが１％以上である発明
鋼３、４、５はそれ以外本発明鋼よりＨＡＺ靭性が良好
であることが解る。また、本発明鋼の酸素含有量は、
０．０００５〜０．００６％の範囲内であった。

【００６５】一方、比較例の１０〜１７は、いずれも
シャルピー試験−４０℃で４０Ｊ未満の低い靭性しか示
さなかった。この原因は、比較例９においては酸化物粒
子組成であるＣａ量、Ｍｇ量および酸化物粒子数が本発
明の下限を外れ、また、比較例１０は酸化物粒子のＣａ
量および酸化物粒子数が本発明の下限を外れていたため
である。また、比較例１１〜１６はＴｉとＡｌの添加順
序が本発明鋼と逆になっているので酸化物粒子数が本発
明の下限を外れていたためである。また、比較例１７は
酸化物粒子のＡｌ量および酸化物粒子数が本発明の下限
を外れていたためである。

【００６６】（実施例２）本実施例は請求項６に対応するものであり、表３に示し
た化学成分で、５０〜６０キロ鋼を試作した。１〜８が
本発明鋼、９〜１５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。Ｔ
ｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、その後Ｔ
ｉ、Ａｌ、Ｃａを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
５０ｍｍの鋼板として製造した。得られた鋼板を１パス
のエレクトロガス溶接した。入熱は約２８０ｋＪ／ｃｍ
²である。

【００６７】

【表３】

【００６８】表４には、酸化物粒子の平均組成、電子顕
微鏡にて測定した粒子径０．００５〜２．０μｍの粒子
数、ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９
２（％Ｂ）の値、１００倍の光学顕微鏡写真２０視野に
て切断法で測定したしたＨＡＺ組織のオーステナイト粒
の平均径、およびオーステナイト粒界あるいは粒界三重
点の最大フェライトサイズ（幅）、およびＨＡＺの靭性
を示す。ＨＡＺ靭性値は、前記溶接後の鋼板のボンドか
らＨＡＺ１ｍｍの部位で９本の試験片を採取し、これを
−４０℃でシャルピー試験を行い、その平均値である。

【００６９】

【表４】

【００７０】表４から明らかなように、１〜８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０．００５〜２．０μｍで、
Ｃａ、Ａｌを所定の組成で含む酸化物の粒子数が１００
〜５０００個／ｍｍ²の範囲であることによって、比較
鋼と比較してＨＡＺ組織のオーステナイト粒径も小さ
く、かつ、Ｂの効果によりオーステナイト粒界あるいは
粒界三重点のフェライトも小さくなっており、その結
果、−４０℃のシャルピー吸収エネルギー値は、鋼構造
物の破壊力学的立場から一般に要求される平均５０Ｊを
大きく上回っており、ＨＡＺ靭性に極めて優れているの
が明らかである。なお、１、２、４、５、７、８は粒子
径０．１〜２．０μｍの粒子数も１００個／ｍｍ²以上
あり、３および６と比較して相対的にオーステナイト粒
径が小さく、かつ、シャルピー吸収エネルギーも高い。
また、本発明鋼の酸素含有量は０．０００５〜０．００
６％の範囲内であった。

【００７１】一方、比較例の９〜１４は、いずれもシ
ャルピー試験−４０℃で５０Ｊ未満の低い靭性しか示さ
なかった。これらの原因は９〜１２では、化学成分が本
発明範囲から外れ、酸化物粒子の組成、個数がが本発明
の範囲を外れためであり、比較例１３、１４は酸化物粒
子の組成、個数は本発明の範囲内であるが、ＥＮ当量が
本発明範囲から外れているためである。

【００７２】（実施例３）本実施例は請求項１、３〜８に対応するものであり、表
５に示す化学成分を有する２０鋳片を製造した。いずれ
も、２０００ｍｍ幅、２８０ｍｍ厚の鋳片であり、転炉
出鋼後、ＲＨ真空精錬を経て、連続鋳造にて製造した。
溶鋼酸素の制御、脱酸元素の添加は、ＲＨ真空精錬設備
にて、表６に示す条件にて行った。製造した鋳片の幅方
向１／４の部位において、０．００５〜２．０μｍの介
在物個数およびその平均組成を調べた。厚み方向、表層
下２０ｍｍ、７０ｍｍ（１／４厚）、１４０ｍｍ（１／
２厚）、２１０ｍｍ（３／４厚）の４箇所でそれぞれ測
定を行ったが、厚み方向の測定結果はほぼ一定であっ
た。代表として１／４厚における調査結果を併せて表６
に示す。介在物の測定は、鏡面研磨後エッチングによっ
て介在物を現出し、走査型電子顕微鏡にて３０００倍の
倍率で２０視野以上観察し、介在物のサイズおよび個数
を計測した。また介在物の組成はエネルギー分散型分光
分析装置を用いて酸化物であることを確認して決定し
た。同時に、同一部から採集したレプリカを用いて、透
過型電子顕微鏡にて１００００倍の倍率で２０視野以上
観察し、走査型顕微鏡での測定結果の妥当性を検証し
た。

【００７３】

【表５】

【００７４】

【表６】

【００７５】鋼Ａ〜Ｈは本発明範囲のものであり、鋼Ｉ
〜Ｕは成分または／および製造条件が本発明範囲から外
れる比較例である。

【００７６】鋼Ａ〜Ｈについては二次精錬前の初期溶
鋼酸素が８０ｐｐｍ以下の鋼Ａ〜Ｃ、Ｆ〜Ｈの場合に
は、引き続きＴｉ、Ａｌ、Ｃａの順で添加し、また、溶
鋼酸素濃度が２００ｐｐｍより高い鋼Ｅの場合には、減
圧雰囲気でＣ脱酸を行って該溶鋼中の酸素濃度を２００
ｐｐｍ以下としてから、さらに微量のＡｌまたはＡｌ合
金を入れて酸素濃度を８０ｐｐｍ以下とした後にＴｉ、
Ａｌ、Ｃａの順で添加し、また、溶鋼酸素濃度が８０ｐ
ｐｍより高く２００ｐｐｍより低い鋼Ｄの場合には、微
量のＡｌまたはＡｌ合金を入れて酸素濃度を８０ｐｐｍ
以下とした後にＴｉ、Ａｌ、Ｃａの順で添加した。Ｔ
ｉ、Ａｌ、Ｃａの添加原料としては、基本的には、Ｔｉ
はスポンジＴｉ、Ａｌは再生Ａｌ、ＣａはＣａ−Ｓｉ合
金の粒を用いたが、鋼Ｂ、Ｄ、ＧについてはＴｉ源とし
てＦｅ−Ｔｉ合金を用いた。本発明鋼に関しては、二次
脱酸工程での脱酸前の溶鋼酸素の制御、および脱酸順序
の制御の結果、いずれの場合も、０．００５〜２．０μ
ｍの有効微細介在物個数は１００〜５０００個／ｍｍ²
であり、かつその平均組成（酸素を除く）はＣａ≧３
％、Ａｌ≧１％となっている。この結果、極めて微細な
酸化物が多数分散された鋳片製造が確認された。またこ
の中で、Ｆｅ−Ｔｉ合金を用いて脱酸した鋼Ｂ、Ｄ、Ｇ
については特に介在物個数が多く、またＴｉ歩留まりも
良好であることも確認された。なお、製造された鋼Ａ〜
Ｈの酸素含有量は、０．０００５〜０．００６％の範囲
内となっていた。

【００７７】一方、比較鋼については、鋼Ｉ〜Ｌは鋳片
成分Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａの値が本発明範囲から外れてお
り、溶鋼酸素量、脱酸順序とも本発明と同様であるにも
拘わらず、微細な酸化物個数は目標個数に至っていな
い。また、鋼Ｍ、Ｎは二次脱酸工程での脱酸前の溶鋼酸
素が本発明範囲より高いにも拘わらず、酸素量を調整す
ることなく次の脱酸を進めたために微細な酸化物を作り
込めていない。さらに鋼Ｐ〜Ｕは脱酸順序が本発明とは
異なるため、いずれも有効な微細介在物数は高ＨＡＺ靭
性を得るに十分な数にはならなかった。

【００７８】なお、これらの鋳片は厚板圧延により、板
厚５０ｍｍの厚板とし、建築用などで汎用的に用いられ
る超大入熱エレクトロスラグ溶接を施し、溶接熱ＨＡＺ
部の靭性を評価したが、本発明鋼はいずれも優れたＨＡ
Ｚ靭性を安定的に示したのに対し、本発明外の鋼はいず
れも低靭性であった。

【００７９】

【発明の効果】本発明は、２００ｋＪ／ｃｍ²以上の大
入熱溶接、超大入熱溶接に対しても優れた溶接継手靭性
を有する鋼材およびその製造方法であり、船舶、海洋構
造物、中高層建築物、橋梁などの破壊に対する厳しいＨ
ＡＺ靭性要求を満足する鋼材を供給できる。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。ま
た、本製造方法によって酸化物を微細に分散した鋳片の
安定製造が可能であり、ＨＡＺ靭性に優れた鋼板の製造
を可能とするのみならず、粗大介在物に起因する鋼板製
造上の問題の解決としても有効である。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋼中の酸化物粒子の個数とＨＡＺ靭性の関係を
示す図である。

【図２】当量式ＥＮとＨＡＺ靭性の関係を示す図であ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩＣ２１Ｃ 7/06 Ｃ２１Ｃ 7/06 Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/58 38/58 (72)発明者大谷潤大分市大字西ノ州１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内 (72)発明者秦知彦大分市大字西ノ州１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内 (72)発明者若生昌光大分市大字西ノ州１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内 (56)参考文献特開平11−293382（ＪＰ，Ａ) 特開平10−183295（ＪＰ，Ａ) 特開平５−163516（ＪＰ，Ａ) 特開平11−229078（ＪＰ，Ａ) 特開昭59−190313（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21C 7/00 - 7/10

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．０００５〜０．００６１％、Ｏ：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼
で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μ
ｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜
５０００個／ｍｍ²含有し、その酸化物粒子の組成が少
なくともＣａ、Ａｌ、Ｏの元素からなり、該Ｏを除いた
元素が質量％で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：４％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼
材。
【請求項２】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１８％、Ｓｉ：≦０．５％、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｐ：≦０．０２％、Ｓ：≦０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２％、Ｎ：０．０００５〜０．００６１％、Ｏ：０．０００５〜０．００６％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる鋼
で、かつ、この鋼中に円相当径で０．００５〜２．０μ
ｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１００〜
５０００個／ｍｍ²含有し、その酸化物粒子の組成が少
なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏの元素からなり、該Ｏを
除いた元素が質量％で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：４％以上、Ｍｇ：１％以上であることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼
材。
【請求項３】質量％で、Ｃｕ：≦１．０％、Ｎｉ：≦１．５％、Ｎｂ：≦０．０３％、Ｖ：≦０．１％、Ｃｒ：≦０．６％。Ｍｏ：≦０．６％、ＲＥＭ：≦０．０５％を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶
接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【請求項４】前記酸化物粒子の組成が、さらに、Ｓを
質量％で１％以上含有することを特徴とする請求項１〜
３のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【請求項５】前記鋼が更に質量％で、Ｍｇ：０．０００１〜０．００２％を含有することを特徴とする請求項１、３及び４の内の
いずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【請求項６】前記鋼がさらに、質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００３％を含有し、ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−
１．２９２（％Ｂ）なる当量式において０≦ＥＮ≦０．
００２を満足することを特徴とする請求項１〜５のいず
れかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【請求項７】減圧雰囲気の二次精錬工程において酸素
濃度が８０ｐｐｍ超〜２００ｐｐｍ以下の溶鋼にＡｌま
たはＡｌ合金を添加して該溶鋼中の酸素濃度を８０ｐｐ
ｍ以下として、Ｔｉ、Ａｌ、ＣａをＴｉ、Ａｌ、Ｃａの
順で添加して、前記請求項１〜６のいずれかに記載の化
学成分、酸化物を有する溶鋼とし、これを鋳造して、鋳
片とすることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼
材の製造方法。
【請求項８】減圧雰囲気の二次精錬工程において酸素
濃度が２００ｐｐｍ超の溶鋼にＣを添加して該溶鋼中の
酸素濃度を２００ｐｐｍ以下とした後、ＡｌまたはＡｌ
合金を添加して該溶鋼中の酸素濃度を８０ｐｐｍ以下と
して、Ｔｉ、Ａｌ、ＣａをＴｉ、Ａｌ、Ｃａの順で添加
して、前記請求項１〜６のいずれかに記載の化学成分、
酸化物を有する溶鋼とし、これを鋳造して、鋳片とする
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造
方法。