JP3502851B2 - 溶接施工性および溶接継手靭性に優れた６００ＭＰａ級鋼 - Google Patents
溶接施工性および溶接継手靭性に優れた６００ＭＰａ級鋼Info
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- JP3502851B2 JP3502851B2 JP2001118357A JP2001118357A JP3502851B2 JP 3502851 B2 JP3502851 B2 JP 3502851B2 JP 2001118357 A JP2001118357 A JP 2001118357A JP 2001118357 A JP2001118357 A JP 2001118357A JP 3502851 B2 JP3502851 B2 JP 3502851B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、橋梁や中高層ビル
などの大型建築構造物に使用するに適した大入熱溶接継
手靭性に優れ、かつ溶接熱影響部の硬さ（Ｈｖ）が高
く、ＹＳ≧５９０ＭＰａの強度を有する溶接施工性に優
れた６００ＭＰａ級鋼に関するものである。
などの大型建築構造物に使用するに適した大入熱溶接継
手靭性に優れ、かつ溶接熱影響部の硬さ（Ｈｖ）が高
く、ＹＳ≧５９０ＭＰａの強度を有する溶接施工性に優
れた６００ＭＰａ級鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、橋梁、中高層ビルなどの大型建築
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。ところが、継手
靭性を鋼成分で改善しようとすると、溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ部）の強度が低下するので、靭性と強度との両者を
満足できる鋼の開発が要求されている。
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。ところが、継手
靭性を鋼成分で改善しようとすると、溶接熱影響部（Ｈ
ＡＺ部）の強度が低下するので、靭性と強度との両者を
満足できる鋼の開発が要求されている。
【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。
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。
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。
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。
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。
【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。
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。
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。
【００１０】以上述べたように、大入熱溶接時のＨＡＺ
靭性を改善する技術は種々提案されているが、直近、建
設業界等においては、６００ＭＰａ級鋼材を用いて大型
の橋梁用構造材を溶接することが求められていて、１０
０ｋＪ／ｃｍ以上、大きいものでは１０００ｋＪ／ｃｍ
ものさらなる溶接入熱の増加が進められており、６００
ＭＰａ級鋼において、ＨＡＺ靭性を改善すると共にＨＡ
Ｚ靭性と相反する性質であるＨＡＺの強度をも低下させ
ずにＴＳ≧５９０ＭＰａとすることができる溶接施工性
に優れた６００ＭＰａ級鋼はいまだ提案されていないの
が現状である。
靭性を改善する技術は種々提案されているが、直近、建
設業界等においては、６００ＭＰａ級鋼材を用いて大型
の橋梁用構造材を溶接することが求められていて、１０
０ｋＪ／ｃｍ以上、大きいものでは１０００ｋＪ／ｃｍ
ものさらなる溶接入熱の増加が進められており、６００
ＭＰａ級鋼において、ＨＡＺ靭性を改善すると共にＨＡ
Ｚ靭性と相反する性質であるＨＡＺの強度をも低下させ
ずにＴＳ≧５９０ＭＰａとすることができる溶接施工性
に優れた６００ＭＰａ級鋼はいまだ提案されていないの
が現状である。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、前記のよう
な超大入熱以上の超大入熱の溶接時においても、優れた
ＨＡＺ靭性を有すると共に、ＨＡＺ部の硬さが高く、Ｔ
Ｓ≧５９０ＭＰａを満足する溶接施工性および溶接継手
靭性に優れた６００ＭＰａ級鋼を提供することを課題と
するものである。
な超大入熱以上の超大入熱の溶接時においても、優れた
ＨＡＺ靭性を有すると共に、ＨＡＺ部の硬さが高く、Ｔ
Ｓ≧５９０ＭＰａを満足する溶接施工性および溶接継手
靭性に優れた６００ＭＰａ級鋼を提供することを課題と
するものである。
【００１２】
【課題を解決するための手段】溶接性の指標として下記
（１）式に示す鋼成分のＰcmが知られている。 Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２ ０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ＊５≦０．２１ ・ ・ ・（１）
（１）式に示す鋼成分のＰcmが知られている。 Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ／６０＋Ｃｒ／２ ０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ＊５≦０．２１ ・ ・ ・（１）
【００１３】そして、鋼成分のＰcmを０．２１以下とす
れば、溶接性良好となるのは既知である。溶接性を良く
するためにＰcmを低くするには、（１）式中の鋼成分の
ＣやＮｉを少なくすれば良いが、これらの成分を少なく
すればＨＡＺ部の強度（ＴＳ）が低下してしまう。そこ
で、Ｐcmに関係がない元素であるＮｂを多量添加してＨ
ＡＺ部の硬さを向上させることが考えられるが、Ｎｂを
多量添加すると超大入熱溶接継手靭性が低下することと
なる。つまり、ＨＡＺ部の靭性と強度とは相反する性質
であり、鋼成分を調整することだけでは、両者を両立さ
せることが困難である。
れば、溶接性良好となるのは既知である。溶接性を良く
するためにＰcmを低くするには、（１）式中の鋼成分の
ＣやＮｉを少なくすれば良いが、これらの成分を少なく
すればＨＡＺ部の強度（ＴＳ）が低下してしまう。そこ
で、Ｐcmに関係がない元素であるＮｂを多量添加してＨ
ＡＺ部の硬さを向上させることが考えられるが、Ｎｂを
多量添加すると超大入熱溶接継手靭性が低下することと
なる。つまり、ＨＡＺ部の靭性と強度とは相反する性質
であり、鋼成分を調整することだけでは、両者を両立さ
せることが困難である。
【００１４】本発明者は、ＨＡＺ強度（ＴＳ≧５９０Ｍ
Ｐａ）をＮｂ、Ｖ添加で確保したままで、ＨＡＺ靭性の
低下を防止することについて研究し、鋼中に酸化物を分
散させることによりＨＡＺ部靭性を改善できることを知
見した。
Ｐａ）をＮｂ、Ｖ添加で確保したままで、ＨＡＺ靭性の
低下を防止することについて研究し、鋼中に酸化物を分
散させることによりＨＡＺ部靭性を改善できることを知
見した。
【００１５】さらに、鋼材がＨＡＺ部で破断しないよう
にするためには、ＨＡＺ部の硬さ（Ｈｖ）が母材の硬さ
の８０％以上（１６０〜１８０Ｈｖ）必要であることを
知見した。このためには、Ｎｂ、Ｖの多量添加が必要と
なるが、Ｎｂ、Ｖ添加による超大入熱溶接継手靭性の低
下は、鋼中に酸化物を分散させることにより防止し得る
ことを知見した。
にするためには、ＨＡＺ部の硬さ（Ｈｖ）が母材の硬さ
の８０％以上（１６０〜１８０Ｈｖ）必要であることを
知見した。このためには、Ｎｂ、Ｖの多量添加が必要と
なるが、Ｎｂ、Ｖ添加による超大入熱溶接継手靭性の低
下は、鋼中に酸化物を分散させることにより防止し得る
ことを知見した。
【００１６】本発明は、上記知見に基づいて完成したも
ので、その発明の要旨は以下の通りである。
ので、その発明の要旨は以下の通りである。
【００１７】 （１） 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０４１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．００６〜０．０６％、
Ｖ：０．０２〜０．０６％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％
を、
Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ
／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ＊５≦
０．２１ の条件で含有し、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．
０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１０
０〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の組成
が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が
質量比で、 Ｃａ：５％以上、 Ａｌ：５％以上 をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上
で、残部がその他不可避不純物からなり、かつ溶接熱影
響部の硬さが母材の８０％以上の硬さ（Ｈｖ）を有する
ことを特徴とする溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級
鋼。
／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ＊５≦
０．２１ の条件で含有し、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．
０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１０
０〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の組成
が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が
質量比で、 Ｃａ：５％以上、 Ａｌ：５％以上 をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上
で、残部がその他不可避不純物からなり、かつ溶接熱影
響部の硬さが母材の８０％以上の硬さ（Ｈｖ）を有する
ことを特徴とする溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級
鋼。
【００１８】（２） 前記酸化物粒子の組成が少なくと
もＣａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比
で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｓ：１％以上を
それぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上で、
残部がその他不可避不純物からなることを特徴とする上
記（１）項記載の溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級
鋼。
もＣａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比
で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｓ：１％以上を
それぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上で、
残部がその他不可避不純物からなることを特徴とする上
記（１）項記載の溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級
鋼。
【００１９】 （３） 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１〜０．５％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．０４１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｎｂ：０．００６〜０．０６％、
Ｖ：０．０２〜０．０６％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、
Ｍｇ：０．００２％以下
を、
Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ
／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ＊５≦
０．２１ の条件で含有し、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．
０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１０
０〜３０００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を含み、Ｏを除いた
元素が質量比で、 Ｃａ：５％以上、 Ａｌ：５％以上、 Ｍｇ：１％以上 をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上
で、残部がその他不可避不純物からなり、かつ溶接熱影
響部の硬さが母材の８０％以上の硬さ（Ｈｖ）を有する
ことを特徴とする溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級
鋼。
／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ＊５≦
０．２１ の条件で含有し、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．
０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１０
０〜３０００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を含み、Ｏを除いた
元素が質量比で、 Ｃａ：５％以上、 Ａｌ：５％以上、 Ｍｇ：１％以上 をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上
で、残部がその他不可避不純物からなり、かつ溶接熱影
響部の硬さが母材の８０％以上の硬さ（Ｈｖ）を有する
ことを特徴とする溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級
鋼。
【００２０】（４） 前記酸化物粒子の組成が少なくと
もＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が
質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｇ：１
％以上、Ｓ：１％以上を含有し、残部がその他不可避不
純物からなることを特徴とする上記（３）項記載の溶接
施工性に優れた６００ＭＰａ級鋼。
もＣａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が
質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｇ：１
％以上、Ｓ：１％以上を含有し、残部がその他不可避不
純物からなることを特徴とする上記（３）項記載の溶接
施工性に優れた６００ＭＰａ級鋼。
【００２１】（５） 質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．
６％以下の内１種又は２種以上を含有することを特徴と
する上記（１）〜（４）項のいずれかに記載の溶接施工
性に優れた６００ＭＰａ級鋼。
Ｎｉ：１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．
６％以下の内１種又は２種以上を含有することを特徴と
する上記（１）〜（４）項のいずれかに記載の溶接施工
性に優れた６００ＭＰａ級鋼。
【００２２】（６） 質量％で、Ｂ：０．０００５〜
０．００３％を含有することを特徴とする上記（１）〜
（５）項のいずれかに記載の溶接施工性に優れた６００
ＭＰａ級鋼。
０．００３％を含有することを特徴とする上記（１）〜
（５）項のいずれかに記載の溶接施工性に優れた６００
ＭＰａ級鋼。
【００２３】（７） 前記酸化物粒子が円相当径で０．
１〜２．０μｍであることを特徴とする上記（１）〜
（６）項のいずれかに記載の溶接施工性に優れた６００
ＭＰａ級鋼。
１〜２．０μｍであることを特徴とする上記（１）〜
（６）項のいずれかに記載の溶接施工性に優れた６００
ＭＰａ級鋼。
【００２４】
【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の硬さ（Ｈｖ）が母材の８
０％以上であって、強度がＴＳ≧５９０ＭＰａの６００
ＭＰａ級鋼とするため、鋼成分としてＮｂ、Ｖを含有さ
せた。ところが、Ｎｂ、Ｖを含有させたことにより、Ｈ
ＡＺ靭性が低下した。そこで、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、
酸化物に利用して達成することを検討した。
する。本発明者らは、ＨＡＺの硬さ（Ｈｖ）が母材の８
０％以上であって、強度がＴＳ≧５９０ＭＰａの６００
ＭＰａ級鋼とするため、鋼成分としてＮｂ、Ｖを含有さ
せた。ところが、Ｎｂ、Ｖを含有させたことにより、Ｈ
ＡＺ靭性が低下した。そこで、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、
酸化物に利用して達成することを検討した。
【００２５】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、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。
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、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。
【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。
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だけでは酸素を充分利用
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、鉄鋼の脱酸工程で汎用的に使用されるＣａを活用
することが重要である。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Ｃａ、Ａ
ｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５％以
上、Ａｌを５％以上とした。
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だけでは酸素を充分利用
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、鉄鋼の脱酸工程で汎用的に使用されるＣａを活用
することが重要である。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Ｃａ、Ａ
ｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５％以
上、Ａｌを５％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。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Ｃ
ａ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、Ａｌが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５％以
上、Ｍｇを１％以上とした。
酸化物を多数生成させることに有効である。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Ｃ
ａ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、Ａｌが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５％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、Ａ
ｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５
％以上、Ａｌを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５％以上、Ｍｇ
を１％以上、Ｓを１％以上とした。
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、Ａ
ｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比でＣａを５
％以上、Ａｌを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５％以上、Ｍｇ
を１％以上、Ｓを１％以上とした。
【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。
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とした。
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とした。
【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。
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３０
００個／ｍｍ 2が適切である。
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３０
００個／ｍｍ 2が適切である。
【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。
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】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戻しの組合
せ、および焼入れ・焼戻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。
まま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼戻しの組合
せ、および焼入れ・焼戻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。
【００３６】また、Ｎｂ、Ｖを含有する鋼において、酸
化物粒子を分散させたことによりＨＡＺ靭性が向上する
ことを、図２に基づいて説明する。
化物粒子を分散させたことによりＨＡＺ靭性が向上する
ことを、図２に基づいて説明する。
【００３７】図２は、ＰHAZとＨＡＺ靭性との関係を示
す図で、点線は０．１〜２．０μｍの酸化物粒子を約５
０個／ｍｍ２含有する比較鋼、そして実線は０．１〜
２．０μｍの酸化物粒子を約５００個／ｍｍ２含有する
本発明鋼を示している。
す図で、点線は０．１〜２．０μｍの酸化物粒子を約５
０個／ｍｍ２含有する比較鋼、そして実線は０．１〜
２．０μｍの酸化物粒子を約５００個／ｍｍ２含有する
本発明鋼を示している。
【００３８】図２に示すように、Ｎｂ、Ｖの添加量の増
加に応じてＨＡＺ靭性は低下するが、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Ｈ
ＡＺ靭性は、ＰHAZの８０〜１４０の範囲において本発
明鋼で達成されていても比較鋼では達成できない。つま
り、酸化物粒子を分散させることによりＨＡＺ靭性が大
幅に向上することが分かる。
加に応じてＨＡＺ靭性は低下するが、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Ｈ
ＡＺ靭性は、ＰHAZの８０〜１４０の範囲において本発
明鋼で達成されていても比較鋼では達成できない。つま
り、酸化物粒子を分散させることによりＨＡＺ靭性が大
幅に向上することが分かる。
【００３９】次に、ＨＡＺ部の硬さについて説明する。
【００４０】図３は、６００ＭＰａ級鋼材のＨＡＺ部の
硬度（Ｈｖ）と強度（ＴＳ）との関係を示す図である。
６００ＭＰａ級鋼材を入熱１００ｋＪ／ｃｍで溶接して
試験片を作成し、引張試験を行い、ＨＡＺ部の硬さ（Ｈ
ｖ）と強度（ＴＳ）との関係を求めた。
硬度（Ｈｖ）と強度（ＴＳ）との関係を示す図である。
６００ＭＰａ級鋼材を入熱１００ｋＪ／ｃｍで溶接して
試験片を作成し、引張試験を行い、ＨＡＺ部の硬さ（Ｈ
ｖ）と強度（ＴＳ）との関係を求めた。
【００４１】図３に示すように、ＨＡＺ部の硬さが１６
０ＨｖのときにＴＳが５９０ＭＰａとなった。硬さが１
６０Ｈｖ未満ではＴＳが５９０ＭＰａ未満となり、本発
明で目的とするＴＳ≧５９０ＭＰａが得られず、ＨＡＺ
部で破断が生じた。
０ＨｖのときにＴＳが５９０ＭＰａとなった。硬さが１
６０Ｈｖ未満ではＴＳが５９０ＭＰａ未満となり、本発
明で目的とするＴＳ≧５９０ＭＰａが得られず、ＨＡＺ
部で破断が生じた。
【００４２】したがって、ＨＡＺ部で破断しないように
するためには、母材の硬さ（２００Ｈｖ）の８０％以上
の硬さとすることが必要であることが分かった。このた
め、本発明では溶接熱影響部の硬さが母材の８０％以上
の硬さ（Ｈｖ）と規定した。
するためには、母材の硬さ（２００Ｈｖ）の８０％以上
の硬さとすることが必要であることが分かった。このた
め、本発明では溶接熱影響部の硬さが母材の８０％以上
の硬さ（Ｈｖ）と規定した。
【００４３】さらに、本発明の基本成分範囲について述
べる。
べる。
【００４４】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分であ
り、下限を０．０５％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０．１５％とした。
り、下限を０．０５％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０．１５％とした。
【００４５】Ｓｉは母材の強度確保、脱酸などに必要な
成分０．１％以上必要であるが、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。
成分０．１％以上必要であるが、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。
【００４６】Ｍｎは母材の強度、靭性の確保に有効な成
分として１．０％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。
分として１．０％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。
【００４７】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。
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。
【００４８】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。
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。
【００４９】 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０．０４１％と
した。
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０．０４１％と
した。
【００５０】ＴｉはNと結合して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、０．０３％
を上限とした。
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、０．０３％
を上限とした。
【００５１】 Ｎｂは焼入れ性を向上させることにより
鋼の硬さおよび強度を向上させるために有効な元素であ
り、ＴＳ≧５９０ＭＰａを達成させるためには０．００
６％以上、好ましくは０．０１％以上必要であるが、Ｈ
ＡＺ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０．０６％を上限とした。
鋼の硬さおよび強度を向上させるために有効な元素であ
り、ＴＳ≧５９０ＭＰａを達成させるためには０．００
６％以上、好ましくは０．０１％以上必要であるが、Ｈ
ＡＺ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０．０６％を上限とした。
【００５２】ＶはＮｂと同様に鋼の硬さおよび硬度を向
上させるために有効な元素であり０．０２％以上添加す
る。しかし、ＶもＨＡＺ部の靭性を低下させるので、
０．０６％を上限とした。
上させるために有効な元素であり０．０２％以上添加す
る。しかし、ＶもＨＡＺ部の靭性を低下させるので、
０．０６％を上限とした。
【００５３】そして、Ｎｂ単独の添加よりもＮｂとＶと
の両者を複合添加することによりＨＡＺ部の靭性の低下
は防止できるので、ＮｂとＶとの両者を添加することと
した。
の両者を複合添加することによりＨＡＺ部の靭性の低下
は防止できるので、ＮｂとＶとの両者を添加することと
した。
【００５４】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。
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。
【００５５】ＭｇはＣａと複合して脱酸に使用すること
で酸化物個数を増加させる元素である。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、Ｍｇは０．
００２％以下としたが、好ましくは、０．０００１〜
０．００２％である。
で酸化物個数を増加させる元素である。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、Ｍｇは０．
００２％以下としたが、好ましくは、０．０００１〜
０．００２％である。
【００５６】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
と共にＰcmを増加させることから、１．０％を上限とし
た。好ましくは、０．１〜１．０％である。
であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させる
と共にＰcmを増加させることから、１．０％を上限とし
た。好ましくは、０．１〜１．０％である。
【００５７】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Ｐcmを増加させる
と共に製造コストを上昇させるので、１．０％を上限と
した。好ましくは、０．１〜１．０％である。
ために有効であるが、Ｎｉ量の増加はＰcmを増加させる
と共に製造コストを上昇させるので、１．０％を上限と
した。好ましくは、０．１〜１．０％である。
【００５８】Ｃｒ、Ｍｏは鋼の強度および靭性を向上さ
せる効果を有するが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、それぞれ０．６％、０．６
％を上限とした。
せる効果を有するが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、それぞれ０．６％、０．６
％を上限とした。
【００５９】Ｂは鋼の焼入性を改善すると共に、強度を
向上させる元素であるが、０．０００５％未満では充分
な効果が得られず、一方、０．００３％を超えると靭性
を低下させるので、Ｂは０．０００５〜０．００３％と
した。
向上させる元素であるが、０．０００５％未満では充分
な効果が得られず、一方、０．００３％を超えると靭性
を低下させるので、Ｂは０．０００５〜０．００３％と
した。
【００６０】
【実施例】表１に示した化学成分で、５９０ＭＰａ級鋼
を試作した。１〜７が本発明鋼、８〜１９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。連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に
鋳造した後、加熱圧延水冷を経て、板厚５０ｍｍの鋼板
として製造した。得られた鋼板を汎用の溶接材料を用い
て１パスのエレクトロスラグ溶接した。入熱は約９００
ｋＪ／ｃｍである。
を試作した。１〜７が本発明鋼、８〜１９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。連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に
鋳造した後、加熱圧延水冷を経て、板厚５０ｍｍの鋼板
として製造した。得られた鋼板を汎用の溶接材料を用い
て１パスのエレクトロスラグ溶接した。入熱は約９００
ｋＪ／ｃｍである。
【００６１】表２には、酸化物の組成、粒子数、ならび
に鋼板の硬さ、ＨＡＺ部の硬さ、ＨＡＺ靭性を示す。靭
性評価のためのシャルピー値は、フュージョンライン部
位で試験温度０℃にて６本の試験を行い、その平均値で
ある。
に鋼板の硬さ、ＨＡＺ部の硬さ、ＨＡＺ靭性を示す。靭
性評価のためのシャルピー値は、フュージョンライン部
位で試験温度０℃にて６本の試験を行い、その平均値で
ある。
【００６２】表２から明らかなように、１〜７の本発明
鋼は比較鋼と比べて吸収エネルギーが５０Ｊ以上の優れ
たＨＡＺ靭性、ならびにＨＡＺ部の硬さ／母材の硬さが
８０％以上と充分な継手強度を有すると共に、優れた溶
接施工性を有することが判る。すなわち、粒子径が０．
００５〜２μｍで、本発明の範囲の化学組成を有する酸
化物の粒子数が１００〜３０００個／ｍｍ２のはんいに
あり、０℃のＨＡＺ靭性、溶接施工性共に極めて優れて
いる。
鋼は比較鋼と比べて吸収エネルギーが５０Ｊ以上の優れ
たＨＡＺ靭性、ならびにＨＡＺ部の硬さ／母材の硬さが
８０％以上と充分な継手強度を有すると共に、優れた溶
接施工性を有することが判る。すなわち、粒子径が０．
００５〜２μｍで、本発明の範囲の化学組成を有する酸
化物の粒子数が１００〜３０００個／ｍｍ２のはんいに
あり、０℃のＨＡＺ靭性、溶接施工性共に極めて優れて
いる。
【００６３】一方、比較例の８〜１９は、シャルピー試
験でＨＡＺ靭性が４０Ｊ未満の低い靭性しか示さない
か、ＨＡＺ部の硬さ／母材の硬さが８０％に達しない。
８〜１５は酸化物の組成もしくは酸化物個数が本発明の
範囲からはずれたため、ＨＡＺ靭性が劣っている。１６
〜１９はＶを添加していないため、ＨＡＺ靭性は良好な
ものの、ＨＡＺ部の硬さ／母材の硬さが８０％に達しな
かった。
験でＨＡＺ靭性が４０Ｊ未満の低い靭性しか示さない
か、ＨＡＺ部の硬さ／母材の硬さが８０％に達しない。
８〜１５は酸化物の組成もしくは酸化物個数が本発明の
範囲からはずれたため、ＨＡＺ靭性が劣っている。１６
〜１９はＶを添加していないため、ＨＡＺ靭性は良好な
ものの、ＨＡＺ部の硬さ／母材の硬さが８０％に達しな
かった。
【００６４】
【表１】
【００６５】
【表２】
【００６６】
【発明の効果】本発明は、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ＹＲ≦８０％、Ｔ
Ｓ≧５９０ＭＰａの鋼板を提供でき、大型建築構造物等
を溶接によって製造することが要求される産業分野にも
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。
対しても優れた溶接継手靭性を有するＹＲ≦８０％、Ｔ
Ｓ≧５９０ＭＰａの鋼板を提供でき、大型建築構造物等
を溶接によって製造することが要求される産業分野にも
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。
【図１】鋼中の酸化物粒子の個数とＨＡＺ靭性との関係
を示す図である。
を示す図である。
【図２】ＰHAZとＨＡＺ靭性との関係を示す図である。
【図３】６００ＭＰａ級鋼材のＨＡＺ部の硬度（Ｈｖ）
と強度（ＴＳ）との関係を示す図である。
と強度（ＴＳ）との関係を示す図である。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 千葉 幸弘
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2001−73071（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 (7)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｎ：１．０〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．０４１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．００６〜０．０６％、 Ｖ：０．０２〜０．０６％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００３％ を、 Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ
／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ＊５≦
０．２１ の条件で含有し、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．
０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１０
０〜３０００個／ｍｍ2含有し、その酸化物粒子の組成
が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が
質量比で、 Ｃａ：５％以上、 Ａｌ：５％以上 をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上
で、残部がその他不可避不純物からなり、かつ溶接熱影
響部の硬さが母材の８０％以上の硬さ（Ｈｖ）を有する
ことを特徴とする溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級
鋼。 - 【請求項２】 前記酸化物粒子の組成が少なくともＣ
ａ、Ａｌ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、
Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｓ：１％以上をそれ
ぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上で、残部
がその他不可避不純物からなることを特徴とする請求項
１記載の溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級鋼。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ：０．０５〜０．１５％、 Ｓｉ：０．１〜０．５％、 Ｍｎ：１．０〜２．０％、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｓ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．０４１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．００６〜０．０６％、 Ｖ：０．０２〜０．０６％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００３％、 Ｍｇ：０．００２％以下 を、 Ｐcm＝Ｃ＋Ｓｉ／３０＋Ｍｎ／２０＋Ｃｕ／２０＋Ｎｉ
／６０＋Ｃｒ／２０＋Ｍｏ／１５＋Ｖ／１０＋Ｂ＊５≦
０．２１ の条件で含有し、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．
０μｍの酸化物粒子を単位面積当たりの個数密度で１０
０〜３０００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を含み、Ｏを除いた
元素が質量比で、 Ｃａ：５％以上、 Ａｌ：５％以上、 Ｍｇ：１％以上 をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合計が５０％以上
で、残部がその他不可避不純物からなり、かつ溶接熱影
響部の硬さが母材の８０％以上の硬さ（Ｈｖ）を有する
ことを特徴とする溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級
鋼。 - 【請求項４】 前記酸化物粒子の組成が少なくともＣ
ａ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量
比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｇ：１％以
上、Ｓ：１％以上をそれぞれ含有し、ＣａとＡｌとの合
計が５０％以上で、残部がその他不可避不純物からなる
ことを特徴とする請求項３記載の溶接施工性に優れた６
００ＭＰａ級鋼。 - 【請求項５】 質量％で、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：
１．５％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以
下の内１種又は２種以上を含有することを特徴とする請
求項１〜請求項４のいずれかに記載の溶接施工性に優れ
た６００ＭＰａ級鋼。 - 【請求項６】 質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．００
３％を含有することを特徴とする請求項１〜請求項５の
いずれかに記載の溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級
鋼。 - 【請求項７】 前記酸化物粒子が円相当径で０．１〜
２．０μｍであることを特徴とする請求項１〜請求項６
のいずれかに記載の溶接施工性に優れた６００ＭＰａ級
鋼。
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