JP3520241B2 - Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼 - Google Patents
Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼Info
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- JP3520241B2 JP3520241B2 JP2000150989A JP2000150989A JP3520241B2 JP 3520241 B2 JP3520241 B2 JP 3520241B2 JP 2000150989 A JP2000150989 A JP 2000150989A JP 2000150989 A JP2000150989 A JP 2000150989A JP 3520241 B2 JP3520241 B2 JP 3520241B2
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、超大入熱溶接を実
施しても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性の劣化が小さい
溶接構造用鋼に関わるものである。
施しても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性の劣化が小さい
溶接構造用鋼に関わるものである。
【０００２】
【従来の技術】造船、建築など溶接構造物の脆性破壊防
止の観点から、溶接部からの脆性破壊の発生抑制すなわ
ち、使用される鋼板のＨＡＺ靭性の向上に関する研究が
数多く報告されてきた。さらに、近年では、溶接施工能
率の向上の観点から、従来実施されてきた大入熱溶接
（およそ２０ｋＪ／ｍｍ以下）から、さらに溶接入熱が
増大した超大入熱溶接（５０〜１００ｋＪ／ｍｍ）を実
施される場合が増加している。
止の観点から、溶接部からの脆性破壊の発生抑制すなわ
ち、使用される鋼板のＨＡＺ靭性の向上に関する研究が
数多く報告されてきた。さらに、近年では、溶接施工能
率の向上の観点から、従来実施されてきた大入熱溶接
（およそ２０ｋＪ／ｍｍ以下）から、さらに溶接入熱が
増大した超大入熱溶接（５０〜１００ｋＪ／ｍｍ）を実
施される場合が増加している。
【０００３】大入熱溶接と超大入熱溶接の鋼板への影響
の差異は、高温での滞留時間の差異に起因しており、超
大入熱溶接ではその時間が極めて長時間であるために、
結晶粒径が著しく粗大化する領域が広く、靭性の低下が
著しい点にある。
の差異は、高温での滞留時間の差異に起因しており、超
大入熱溶接ではその時間が極めて長時間であるために、
結晶粒径が著しく粗大化する領域が広く、靭性の低下が
著しい点にある。
【０００４】一般に、鋼板のＨＡＺ部における結晶粒の
粗大化に対し、例えば、特開昭５５−２６１６４号公報
に記載されているように、微細なＴｉＮの分散や、特開
昭５２−１７３１４号公報に記載されているように、
Ｃ：０．０１〜０．２％，Ｓｉ：０．００２〜１．５
％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉあるいは／およびＺ
ｒ：０．００２〜０．１％、Ｃａあるいは／およびＭ
ｇ：０．００４％以下、Ｃｅあるいは／およびＬａ：
０．００１〜０．１％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００２〜０．０１５％を添加することを特徴と
する大入熱溶接用構造用鋼における微細なＺｒＮの分散
などにより結晶粒の粗大化を防止している。これらの公
知技術はいずれも鋼中に窒化物を微細分散させること
で、それらによる旧オーステナイト粒（以下、旧γ粒と
略す）のピニング効果により、結晶粒の粗大化を防止す
る対策が開示されている。しかしながら、このような窒
化物は大入熱溶接時には溶解せずにピニングの効果を保
持し、結晶粒の微細化に寄与するが、１４００℃以上の
高温での滞留時間が極めて長い超大入熱溶接熱では旧γ
粒のピニングに寄与する微細な窒化物が鋼中で容易に溶
解し、消滅してしまう問題点がある。
粗大化に対し、例えば、特開昭５５−２６１６４号公報
に記載されているように、微細なＴｉＮの分散や、特開
昭５２−１７３１４号公報に記載されているように、
Ｃ：０．０１〜０．２％，Ｓｉ：０．００２〜１．５
％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉあるいは／およびＺ
ｒ：０．００２〜０．１％、Ｃａあるいは／およびＭ
ｇ：０．００４％以下、Ｃｅあるいは／およびＬａ：
０．００１〜０．１％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００２〜０．０１５％を添加することを特徴と
する大入熱溶接用構造用鋼における微細なＺｒＮの分散
などにより結晶粒の粗大化を防止している。これらの公
知技術はいずれも鋼中に窒化物を微細分散させること
で、それらによる旧オーステナイト粒（以下、旧γ粒と
略す）のピニング効果により、結晶粒の粗大化を防止す
る対策が開示されている。しかしながら、このような窒
化物は大入熱溶接時には溶解せずにピニングの効果を保
持し、結晶粒の微細化に寄与するが、１４００℃以上の
高温での滞留時間が極めて長い超大入熱溶接熱では旧γ
粒のピニングに寄与する微細な窒化物が鋼中で容易に溶
解し、消滅してしまう問題点がある。
【０００５】一方、近年ＨＡＺ靭性のさらなる向上を目
的として、溶鋼中で生成する酸化物を用いる技術が開示
されている。例えば、特開昭５９−１９０３１３号公報
に記載されているように、溶鋼をＴｉあるいはＴｉ合金
で脱酸し、ついでＡｌ、Ｍｇなどを添加することを特徴
とする溶接性の優れた鋼材の製造方法が開示されてい
る。これは、Ｔｉ酸化物がフェライトの変態核として作
用し、フェライト分率を増加させるという効果によるも
ので、従来、窒化物などの析出物によるピニング効果と
異なった方法でのＨＡＺ部の靭性向上を図った技術であ
る。その後、同種の発明として、特開昭６１−７９７４
５号公報、特開平５−４３９７７号公報、特開平６−３
７３６４号公報などでは、粒内変態核としての酸化物の
個数増加を図るなど様々な発明が開示されている。
的として、溶鋼中で生成する酸化物を用いる技術が開示
されている。例えば、特開昭５９−１９０３１３号公報
に記載されているように、溶鋼をＴｉあるいはＴｉ合金
で脱酸し、ついでＡｌ、Ｍｇなどを添加することを特徴
とする溶接性の優れた鋼材の製造方法が開示されてい
る。これは、Ｔｉ酸化物がフェライトの変態核として作
用し、フェライト分率を増加させるという効果によるも
ので、従来、窒化物などの析出物によるピニング効果と
異なった方法でのＨＡＺ部の靭性向上を図った技術であ
る。その後、同種の発明として、特開昭６１−７９７４
５号公報、特開平５−４３９７７号公報、特開平６−３
７３６４号公報などでは、粒内変態核としての酸化物の
個数増加を図るなど様々な発明が開示されている。
【０００６】特に、特開昭５９−１９０３１３号公報に
記載されているように、この発明の骨子は「γ→α変態
時のフェライト核生成、すなわちフェライト組織の微細
化に利用可能な含Ｔｉ酸化物を均一に微細分散させる」
ことであり、先に述べたような窒化物などによりピニン
グ効果を図るものではなく、冷却過程で生じるγ→α変
態時のフェライト変態を促進することで、粗大な脆化組
織の生成を抑制することを図り、組織の微細化を達成す
るものである。これらの靭性改善方法はすべて粗大な組
織の中に粒内でのフェライト変態を促進させるために、
変態核として酸化物を利用するものである。
記載されているように、この発明の骨子は「γ→α変態
時のフェライト核生成、すなわちフェライト組織の微細
化に利用可能な含Ｔｉ酸化物を均一に微細分散させる」
ことであり、先に述べたような窒化物などによりピニン
グ効果を図るものではなく、冷却過程で生じるγ→α変
態時のフェライト変態を促進することで、粗大な脆化組
織の生成を抑制することを図り、組織の微細化を達成す
るものである。これらの靭性改善方法はすべて粗大な組
織の中に粒内でのフェライト変態を促進させるために、
変態核として酸化物を利用するものである。
【０００７】しかしながら、溶接構造物の大型化、軽量
化から、高張力鋼の要求が高まりつつあり、合金元素添
加量が増加する傾向にある。その場合、ＨＡＺでの焼入
れ性の増加から、従来のフェライト変態を利用するＨＡ
Ｚ靭性の向上対策は、有効ではなくなってきつつある。
化から、高張力鋼の要求が高まりつつあり、合金元素添
加量が増加する傾向にある。その場合、ＨＡＺでの焼入
れ性の増加から、従来のフェライト変態を利用するＨＡ
Ｚ靭性の向上対策は、有効ではなくなってきつつある。
【０００８】以上のような観点から、抜本的なＨＡＺ靭
性の向上を図るためには、超大入熱溶接時でも旧γ粒の
ピニング効果が期待できるような、高温でも溶解しにく
い酸化物粒子などを窒化物と同様に鋼中に微細分散でき
るような技術の開発が望まれる。しかも、その場合にこ
れまでのフェライト変態核以上の変態能力を付与するこ
とが可能ならば、本分野で利用される鋼材特性に対して
飛躍的なＨＡＺ靭性向上をもたらすものと考えられる。
性の向上を図るためには、超大入熱溶接時でも旧γ粒の
ピニング効果が期待できるような、高温でも溶解しにく
い酸化物粒子などを窒化物と同様に鋼中に微細分散でき
るような技術の開発が望まれる。しかも、その場合にこ
れまでのフェライト変態核以上の変態能力を付与するこ
とが可能ならば、本分野で利用される鋼材特性に対して
飛躍的なＨＡＺ靭性向上をもたらすものと考えられる。
【０００９】酸化物の導入方法としては鋼の溶製工程に
おいてＴｉなどの脱酸元素を単独に添加する方法がある
が、多くの場合に溶鋼保持中に酸化物の凝集合体がおこ
り粗大な酸化物の生成をもたらすことによりかえって鋼
の清浄度を損ない靭性を低下させてしまう。そこで、こ
れらの酸化物の微細化を図るために、先の例に述べたご
とく、複合脱酸法などさまざまな工夫がなされている。
しかしながら、従来知られている方法では、超大入熱溶
接時の結晶粒の粗大化を阻止しうるほどの微細な酸化物
を分散させることはできない。
おいてＴｉなどの脱酸元素を単独に添加する方法がある
が、多くの場合に溶鋼保持中に酸化物の凝集合体がおこ
り粗大な酸化物の生成をもたらすことによりかえって鋼
の清浄度を損ない靭性を低下させてしまう。そこで、こ
れらの酸化物の微細化を図るために、先の例に述べたご
とく、複合脱酸法などさまざまな工夫がなされている。
しかしながら、従来知られている方法では、超大入熱溶
接時の結晶粒の粗大化を阻止しうるほどの微細な酸化物
を分散させることはできない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】そこで、本発明は、従
来の複合脱酸方法を改良し、従来以上に酸化物（あるい
は窒化物）を微細でかつ均一に分散させ、さらにこの微
細分散粒子にフェライト変態能も併せて付与し、超大入
熱溶接においてもＨＡＺ靭性が優れた鋼を提供すること
を課題とする。
来の複合脱酸方法を改良し、従来以上に酸化物（あるい
は窒化物）を微細でかつ均一に分散させ、さらにこの微
細分散粒子にフェライト変態能も併せて付与し、超大入
熱溶接においてもＨＡＺ靭性が優れた鋼を提供すること
を課題とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】Ｍｇは、従来から強脱酸
剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることで、溶接熱影
響部の靭性を向上させることが知られている。さらに、
酸化物の分散を制御してＨＡＺ靭性を向上させる技術と
して、特開昭５９−１９０３１３号公報に記載されてい
るＴｉ添加後、Ｍｇを添加する複合添加の技術が明らか
になっている。しかしながら、その技術の目的は、先に
引用したように、Ｍｇ添加により粒内変態核であるＴｉ
酸化物の増加を促進することであり、酸化物をより微細
に分散させてピニングにより結晶粒の細粒化を達成する
ものではない。
剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることで、溶接熱影
響部の靭性を向上させることが知られている。さらに、
酸化物の分散を制御してＨＡＺ靭性を向上させる技術と
して、特開昭５９−１９０３１３号公報に記載されてい
るＴｉ添加後、Ｍｇを添加する複合添加の技術が明らか
になっている。しかしながら、その技術の目的は、先に
引用したように、Ｍｇ添加により粒内変態核であるＴｉ
酸化物の増加を促進することであり、酸化物をより微細
に分散させてピニングにより結晶粒の細粒化を達成する
ものではない。
【００１２】本発明者らは、Ｍｇ添加した場合に形成す
るＭｇＯないしはＭｇ含有脱酸生成物がＡｌ脱酸による
脱酸生成物より微細な酸化物を容易に形成する性質を利
用して、Ｔｉ添加鋼において、製鋼工程での脱酸剤の種
類および量を制御することで、酸化物の微細分散が期待
できる余地があることを知見して、本発明を完成した。
るＭｇＯないしはＭｇ含有脱酸生成物がＡｌ脱酸による
脱酸生成物より微細な酸化物を容易に形成する性質を利
用して、Ｔｉ添加鋼において、製鋼工程での脱酸剤の種
類および量を制御することで、酸化物の微細分散が期待
できる余地があることを知見して、本発明を完成した。
【００１３】本発明の要旨は、以下に示す通りである。
【００１４】（１） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２
％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３
％、Ａｌ：０．０００５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００
３〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、
Ｏ：０．００１５〜０．００８％を含み、同時に質量％
で、Ｚｒ：０．０５１〜１．０％、Ｌａ：０．００２〜
０．０２％、Ｃｅ：０．００２〜０．０２％のうち１種
または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇＯ
ないしはＭｇ含有酸化物を核にして、酸化物を包含もし
くは周辺に析出した窒化物より構成される大きさ０．０
１〜２．０μｍの酸化物−窒化物の複合粒子を１ｍｍ2
当たり１．０×１０5〜１．０×１０8個含むことを特徴
とする溶接熱影響部靭性の優れた超大入熱溶接用鋼。
％、Ｓｉ：０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３
％、Ａｌ：０．０００５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００
３〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、
Ｏ：０．００１５〜０．００８％を含み、同時に質量％
で、Ｚｒ：０．０５１〜１．０％、Ｌａ：０．００２〜
０．０２％、Ｃｅ：０．００２〜０．０２％のうち１種
または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇＯ
ないしはＭｇ含有酸化物を核にして、酸化物を包含もし
くは周辺に析出した窒化物より構成される大きさ０．０
１〜２．０μｍの酸化物−窒化物の複合粒子を１ｍｍ2
当たり１．０×１０5〜１．０×１０8個含むことを特徴
とする溶接熱影響部靭性の優れた超大入熱溶接用鋼。
【００１５】（２） 質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．
５％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０２〜
１．５％、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、Ｖ：０．０１〜
０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％のうち１種
または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記
載の超大入熱溶接用鋼。（３） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：
０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａ
ｌ：０．０００５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、Ｏ：
０．００１５〜０．００８％を含み、同時に質量％で、
Ｚｒ：０．０５１〜１．０％を含有し、更にＣｕ：０．
０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：
０．０２〜１．５％、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、Ｖ：
０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３
％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％のうち１種または２
種以上を含有することを特徴とする超大入熱溶接用鋼。 （４） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：
０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａ
ｌ：０．０００５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、Ｏ：
０．００１５〜０．００８％を含み、同時に質量％で、
Ｚｒ：０．０５１〜１．０％を含有し、更にＬａ：０．
００２〜０．０２％、Ｃｅ：０．００２〜０．０２％の
うち１種または２種を含有し、更にＣｕ：０．０５〜
１．５％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０２
〜１．５％、 Ｍｏ：０．０２〜１．５％、Ｖ：０．０１
〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：
０．００１〜０．０５％のうち１種または２種以上を含
有することを特徴とする超大入熱溶接用鋼。
５％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０２〜
１．５％、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、Ｖ：０．０１〜
０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％のうち１種
または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記
載の超大入熱溶接用鋼。（３） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：
０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａ
ｌ：０．０００５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、Ｏ：
０．００１５〜０．００８％を含み、同時に質量％で、
Ｚｒ：０．０５１〜１．０％を含有し、更にＣｕ：０．
０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：
０．０２〜１．５％、Ｍｏ：０．０２〜１．５％、Ｖ：
０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３
％、Ｎｂ：０．００１〜０．０５％のうち１種または２
種以上を含有することを特徴とする超大入熱溶接用鋼。 （４） 質量％で、Ｃ：０．０２〜０．２％、Ｓｉ：
０．０２〜０．５％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：
０．０３％以下、Ｓ：０．０００１〜０．０３％、Ａ
ｌ：０．０００５〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３〜
０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、Ｏ：
０．００１５〜０．００８％を含み、同時に質量％で、
Ｚｒ：０．０５１〜１．０％を含有し、更にＬａ：０．
００２〜０．０２％、Ｃｅ：０．００２〜０．０２％の
うち１種または２種を含有し、更にＣｕ：０．０５〜
１．５％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％、Ｃｒ：０．０２
〜１．５％、 Ｍｏ：０．０２〜１．５％、Ｖ：０．０１
〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｎｂ：
０．００１〜０．０５％のうち１種または２種以上を含
有することを特徴とする超大入熱溶接用鋼。
【００１６】（５） 質量％で、Ｃａ：０．０００５〜
０．００５％を含有することを特徴とする上記（１）乃
至（４）のいずれかに記載の超大入熱溶接用鋼。
０．００５％を含有することを特徴とする上記（１）乃
至（４）のいずれかに記載の超大入熱溶接用鋼。
【００１７】
【発明の実施の形態】以下、本発明に関して詳細に説明
する。
する。
【００１８】本発明では微細酸化物を、結晶粒界のピニ
ング粒として作用させることを狙っているが、ピニング
粒子としては個数密度が重要となる。つまり、個数密度
が大きいほど結晶粒界のピニングの作用は強力となり、
ＨＡＺ部の結晶粒径は小さいものとなり、靭性は向上す
る。一方で、鋼中の酸化物の量が一定の場合、酸化物の
サイズと個数は必然的に関係を持ち、サイズが大きいほ
ど酸化物粒子の個数密度は小さくなる。よってこの場
合、酸化物サイズを小さく制御して、その個数密度を高
めることが、結果としてＨＡＺ部の結晶粒径を細かくす
ることができ、高靭性の確保が可能となる。
ング粒として作用させることを狙っているが、ピニング
粒子としては個数密度が重要となる。つまり、個数密度
が大きいほど結晶粒界のピニングの作用は強力となり、
ＨＡＺ部の結晶粒径は小さいものとなり、靭性は向上す
る。一方で、鋼中の酸化物の量が一定の場合、酸化物の
サイズと個数は必然的に関係を持ち、サイズが大きいほ
ど酸化物粒子の個数密度は小さくなる。よってこの場
合、酸化物サイズを小さく制御して、その個数密度を高
めることが、結果としてＨＡＺ部の結晶粒径を細かくす
ることができ、高靭性の確保が可能となる。
【００１９】本発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶
鋼中にＭｇを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調
べた。その結果、ＴｉともにＺｒ、Ｃｅ、Ｌａの１種あ
るいは２種以上を添加し、さらに少量のＡｌおよびＭｇ
をある条件下で添加することで、０．００５〜０．１μ
ｍの超微細なＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物が多量に形
成されることを見出した。このような酸化物の生成原因
は次のような理由に基づくものと推定される。
鋼中にＭｇを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調
べた。その結果、ＴｉともにＺｒ、Ｃｅ、Ｌａの１種あ
るいは２種以上を添加し、さらに少量のＡｌおよびＭｇ
をある条件下で添加することで、０．００５〜０．１μ
ｍの超微細なＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物が多量に形
成されることを見出した。このような酸化物の生成原因
は次のような理由に基づくものと推定される。
【００２０】ここで、重要な点は従来のＴｉ脱酸では達
成できなかったサイズの微細化と粒子数の増加が生じる
点にある。溶鋼中での脱酸により生じる酸化物は、高温
であり、溶鋼中での元素の拡散が速やかであるため、成
長し、通常０．１μｍ以下に制御することは困難であ
る。よって、０．１μｍ以下のような微細な酸化物は、
主には、鋼凝固中かあるいは、凝固直後のような低温で
あり、粒子が成長する時間を与えられない時点で晶析出
したと考えるのが妥当である。本発明において得られた
微細なＭｇＯあるいはＭｇ含有酸化物もこのような機構
で得られたものと考えられる。従って、微細酸化物を多
量に得るためには、脱酸後の溶鋼中に溶存酸素と溶存Ｍ
ｇを同時に多量に存在せしめることが必要となってく
る。しかるに、Ｍｇは強脱酸元素であるため、溶存Ｍｇ
濃度を高めようとすると、溶存酸素値が低下することに
なり、両者を同時に高値に維持することは困難とされて
いた。
成できなかったサイズの微細化と粒子数の増加が生じる
点にある。溶鋼中での脱酸により生じる酸化物は、高温
であり、溶鋼中での元素の拡散が速やかであるため、成
長し、通常０．１μｍ以下に制御することは困難であ
る。よって、０．１μｍ以下のような微細な酸化物は、
主には、鋼凝固中かあるいは、凝固直後のような低温で
あり、粒子が成長する時間を与えられない時点で晶析出
したと考えるのが妥当である。本発明において得られた
微細なＭｇＯあるいはＭｇ含有酸化物もこのような機構
で得られたものと考えられる。従って、微細酸化物を多
量に得るためには、脱酸後の溶鋼中に溶存酸素と溶存Ｍ
ｇを同時に多量に存在せしめることが必要となってく
る。しかるに、Ｍｇは強脱酸元素であるため、溶存Ｍｇ
濃度を高めようとすると、溶存酸素値が低下することに
なり、両者を同時に高値に維持することは困難とされて
いた。
【００２１】Ｚｒ、ＬａあるいはＣｅの脱酸元素をＴ
ｉ、Ｍｇおよび少量のＡｌと同時に添加することによ
り、微細なＭｇＯあるいはＭｇ含有酸化物を多量に形成
せしめた理由は、Ｚｒ、ＬａおよびＣｅが溶鋼中の酸素
活量を著しく低下させる性質を有し、これらを所定量添
加することにより、未添加の場合に比べて、同じ溶存Ｍ
ｇ濃度でも溶存酸素量を高めることができたためと推定
される。
ｉ、Ｍｇおよび少量のＡｌと同時に添加することによ
り、微細なＭｇＯあるいはＭｇ含有酸化物を多量に形成
せしめた理由は、Ｚｒ、ＬａおよびＣｅが溶鋼中の酸素
活量を著しく低下させる性質を有し、これらを所定量添
加することにより、未添加の場合に比べて、同じ溶存Ｍ
ｇ濃度でも溶存酸素量を高めることができたためと推定
される。
【００２２】上記の多量の微細酸化物は鋳造時あるいは
その後の冷却過程や再加熱−熱間工程中に硫化物および
窒化物の核生成サイトになる。電子顕微鏡を用いて１万
倍〜３万倍でその様子を調査した結果、粒子径が０．０
０５〜０．１μｍの超微細なＭｇＯないしはＭｇ含有酸
化物を核にして、酸化物を包含するようにもしくは周辺
に析出した窒化物より構成される。酸化物と窒化物の複
合析出物は大きさが０．０１〜２．０μｍであり、１ｍ
ｍ2当たり１．０×１０5〜１．０×１０8個含まれる。
窒化物は基本的にはＴｉＮであるが、Ｚｒ添加の場合に
はＺｒＮも共存する。なお、粒子数は３万倍の電子顕微
鏡観察を用い、１０視野での個数カウント値の平均を用
いた。
その後の冷却過程や再加熱−熱間工程中に硫化物および
窒化物の核生成サイトになる。電子顕微鏡を用いて１万
倍〜３万倍でその様子を調査した結果、粒子径が０．０
０５〜０．１μｍの超微細なＭｇＯないしはＭｇ含有酸
化物を核にして、酸化物を包含するようにもしくは周辺
に析出した窒化物より構成される。酸化物と窒化物の複
合析出物は大きさが０．０１〜２．０μｍであり、１ｍ
ｍ2当たり１．０×１０5〜１．０×１０8個含まれる。
窒化物は基本的にはＴｉＮであるが、Ｚｒ添加の場合に
はＺｒＮも共存する。なお、粒子数は３万倍の電子顕微
鏡観察を用い、１０視野での個数カウント値の平均を用
いた。
【００２３】本発明は、上記の酸化物の存在状態によっ
て達成されるＨＡＺ部靭性の優れた鋼材に関するもので
あり、ＨＡＺ部の靭性向上についてさらに言及する。
て達成されるＨＡＺ部靭性の優れた鋼材に関するもので
あり、ＨＡＺ部の靭性向上についてさらに言及する。
【００２４】加熱γ粒径の微細化について図１および図
２により説明する。
２により説明する。
【００２５】図１は、０．１０Ｃ−１．０Ｍｎ鋼をベー
ス成分とし、ＭｇおよびＺｒ含有量を変化させた場合
の、入熱９０ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクルを付与し
た時の旧γ粒の大きさを測定したものである。
ス成分とし、ＭｇおよびＺｒ含有量を変化させた場合
の、入熱９０ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクルを付与し
た時の旧γ粒の大きさを測定したものである。
【００２６】図２は、図１中のＭｇ添加の場合の加熱γ
粒径とＺｒ濃度との関係の詳細図である。
粒径とＺｒ濃度との関係の詳細図である。
【００２７】すなわち、Ｍｇ無添加の場合、Ｔｉを添加
していても旧γ粒径の微細化が得られないのに対し、Ｍ
ｇが添加された場合、結晶粒の著しい微細化が達成され
ることがわかる。加えてＺｒを０．２％以上添加した場
合には、結晶粒のさらなる微細化が生じ、この傾向は
１．０％添加まで継続し、１．０％を超えると飽和す
る。結晶粒が微細化した鋼板を電子顕微鏡で観察した結
果、前述したように０．１μｍ以下の面心立方構造のＭ
ｇＯやスピネル型構造のＭｇ＜Ｍ＞2Ｏ4（＜Ｍ＞：Ａ
ｌ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ）粒子が多数認められ、あるいは図
３に示すようなＭｇ含有酸化物１と窒化物２［ＴｉＮあ
るいは（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｎ、ＺｒＮ等］の複合粒子３が多
数存在することがわかった。電子顕微鏡観察において、
Ｍｇ含有酸化物−窒化物粒子間の結晶学的な方位関係を
調べると、いずれも［００１］酸化物‖［００１］窒化
物の方位関係を持っていることも明らかになった。この
ことは、Ｍｇの微細酸化物が窒化物の優先析出サイトと
して作用していることを示しており、この析出サイトが
多数存在するために、結晶粒のピニングに有効な窒化物
を増加させているものと考えられる。さらに、超大入熱
溶接時のような高温での滞留時間が長い場合、窒化物粒
子の溶解が生じるが、本発明では、多数のＭｇＯないし
はＭｇ含有酸化物が存在しており、たとえ窒化物粒子が
溶解したとしても、依然として微細な酸化物粒子が存在
するために、高温でも従来鋼以上に優れたピニング効果
を発揮できる。
していても旧γ粒径の微細化が得られないのに対し、Ｍ
ｇが添加された場合、結晶粒の著しい微細化が達成され
ることがわかる。加えてＺｒを０．２％以上添加した場
合には、結晶粒のさらなる微細化が生じ、この傾向は
１．０％添加まで継続し、１．０％を超えると飽和す
る。結晶粒が微細化した鋼板を電子顕微鏡で観察した結
果、前述したように０．１μｍ以下の面心立方構造のＭ
ｇＯやスピネル型構造のＭｇ＜Ｍ＞2Ｏ4（＜Ｍ＞：Ａ
ｌ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ）粒子が多数認められ、あるいは図
３に示すようなＭｇ含有酸化物１と窒化物２［ＴｉＮあ
るいは（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｎ、ＺｒＮ等］の複合粒子３が多
数存在することがわかった。電子顕微鏡観察において、
Ｍｇ含有酸化物−窒化物粒子間の結晶学的な方位関係を
調べると、いずれも［００１］酸化物‖［００１］窒化
物の方位関係を持っていることも明らかになった。この
ことは、Ｍｇの微細酸化物が窒化物の優先析出サイトと
して作用していることを示しており、この析出サイトが
多数存在するために、結晶粒のピニングに有効な窒化物
を増加させているものと考えられる。さらに、超大入熱
溶接時のような高温での滞留時間が長い場合、窒化物粒
子の溶解が生じるが、本発明では、多数のＭｇＯないし
はＭｇ含有酸化物が存在しており、たとえ窒化物粒子が
溶解したとしても、依然として微細な酸化物粒子が存在
するために、高温でも従来鋼以上に優れたピニング効果
を発揮できる。
【００２８】すなわち、本発明の特徴は、ＴｉＮなどの
窒化物を利用して結晶粒のピニングを図った従来鋼に比
べ、ＭｇＯ等の酸化物を鋼中に微細に導入することで、
窒化物の析出核を創出し、これにより窒化物の個数の増
加を図ると同時に、窒化物が溶解してしまい従来全く靭
性の改善効果が見られなかった高温域でも、酸化物単独
の効果により、これまでにない優れた結晶粒径の微細化
効果を発揮できることである。
窒化物を利用して結晶粒のピニングを図った従来鋼に比
べ、ＭｇＯ等の酸化物を鋼中に微細に導入することで、
窒化物の析出核を創出し、これにより窒化物の個数の増
加を図ると同時に、窒化物が溶解してしまい従来全く靭
性の改善効果が見られなかった高温域でも、酸化物単独
の効果により、これまでにない優れた結晶粒径の微細化
効果を発揮できることである。
【００２９】本発明に用いたＴｉ、Ｚｒ、Ｌａ、Ｃｅ、
Ａｌ、Ｍｇの添加方法であるが、最初にＳｉ、Ｍｎを添
加後、まず、ＴｉとＺｒ、Ｌａ、Ｃｅの１種あるいは２
種以上を添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、少量のＡ
ｌとＭｇを添加する。ＴｉやＺｒを先に添加するのは、
溶鋼中の溶存酸素粒を低下、あるいは酸素活量を下げて
酸素の反応性を低下させ、後に添加するＭｇの歩留まり
を高め、同時に溶存Ｍｇ濃度値の制御性を高めるためで
ある。Ｍｇ歩留まりの向上には、０．０００５％〜０．
００５％の少量のＣａ添加をＭｇ添加に先だって行うこ
とも有効である。
Ａｌ、Ｍｇの添加方法であるが、最初にＳｉ、Ｍｎを添
加後、まず、ＴｉとＺｒ、Ｌａ、Ｃｅの１種あるいは２
種以上を添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、少量のＡ
ｌとＭｇを添加する。ＴｉやＺｒを先に添加するのは、
溶鋼中の溶存酸素粒を低下、あるいは酸素活量を下げて
酸素の反応性を低下させ、後に添加するＭｇの歩留まり
を高め、同時に溶存Ｍｇ濃度値の制御性を高めるためで
ある。Ｍｇ歩留まりの向上には、０．０００５％〜０．
００５％の少量のＣａ添加をＭｇ添加に先だって行うこ
とも有効である。
【００３０】なお、Ｍｇの添加方法であるが、Ｆｅ箔に
金属Ｍｇを包む方法、Ｍｇ合金による方法などを試みた
結果、前者は、溶鋼投入の際の酸化反応が激しく、歩留
まりが低下する。従って、通常の大気圧下で要請する場
合には比重の比較的重いＭｇ合金による添加が好まし
い。
金属Ｍｇを包む方法、Ｍｇ合金による方法などを試みた
結果、前者は、溶鋼投入の際の酸化反応が激しく、歩留
まりが低下する。従って、通常の大気圧下で要請する場
合には比重の比較的重いＭｇ合金による添加が好まし
い。
【００３１】以下、本発明の鋼成分の限定理由について
述べる。
述べる。
【００３２】Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる
基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な
下限として０．０２％以上の添加が必要であるが、０．
２％を超える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靭性の低
下を招くので、その上限を０．２％とした。
基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な
下限として０．０２％以上の添加が必要であるが、０．
２％を超える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靭性の低
下を招くので、その上限を０．２％とした。
【００３３】Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な
元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要である
が、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させるのでそ
れを上限とする。
元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要である
が、０．５％を超えるとＨＡＺ靭性を低下させるのでそ
れを上限とする。
【００３４】Ｍｎ：Ｍｎは母材の強度および靭性の確保
に必要な元素であるが、２．０％を超えるとＨＡＺ靭性
を著しく阻害し、逆に０．３％未満では、母材の強度確
保が困難になるために、その範囲を０．３〜２．０％と
する。
に必要な元素であるが、２．０％を超えるとＨＡＺ靭性
を著しく阻害し、逆に０．３％未満では、母材の強度確
保が困難になるために、その範囲を０．３〜２．０％と
する。
【００３５】Ｐ：Ｐは鋼の靭性に影響を与える元素であ
り、０．０３％を超えて含有すると鋼材の母材だけでな
くＨＡＺの靭性を著しく阻害するのでその含有される上
限を０．０３％とした。
り、０．０３％を超えて含有すると鋼材の母材だけでな
くＨＡＺの靭性を著しく阻害するのでその含有される上
限を０．０３％とした。
【００３６】Ｓ：Ｓは０．０３％を超えて過剰に添加さ
れると粗大な硫化物の生成の原因となり、靭性を阻害す
るが、その含有量が０．０００１％未満になると、粒内
フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物生成量が著
しく低下するために、０．０００１〜０．０３％をその
範囲とする。
れると粗大な硫化物の生成の原因となり、靭性を阻害す
るが、その含有量が０．０００１％未満になると、粒内
フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物生成量が著
しく低下するために、０．０００１〜０．０３％をその
範囲とする。
【００３７】Ａｌ：Ａｌは通常脱酸剤として添加される
が、本発明においては、０．０３％を超えて添加される
とＭｇの添加の効果を阻害するために、これを上限とす
る。また、安定にＭｇ＜Ｍ＞2Ｏ4を生成するためには
０．０００５％は必要であり、これを下限とした。
が、本発明においては、０．０３％を超えて添加される
とＭｇの添加の効果を阻害するために、これを上限とす
る。また、安定にＭｇ＜Ｍ＞2Ｏ4を生成するためには
０．０００５％は必要であり、これを下限とした。
【００３８】Ｔｉ：Ｔｉは脱酸剤として、さらには窒化
物形成元素として結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素
であるが、多量の添加は炭化物の形成による靭性の著し
い低下をもたらすために、その上限を０．０５％にする
必要があるが、所定の効果を得るためには、０．００３
％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜
０．０５％とする。
物形成元素として結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素
であるが、多量の添加は炭化物の形成による靭性の著し
い低下をもたらすために、その上限を０．０５％にする
必要があるが、所定の効果を得るためには、０．００３
％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜
０．０５％とする。
【００３９】Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であ
り、主に脱酸剤として添加されるが、０．０１５％を超
えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母
材およびＨＡＺ靭性の低下をもたらす。しかしながら、
０．０００１％未満の添加では、ピニング粒子として必
要な酸化物の生成が十分に期待できなくなるため、その
添加範囲を０．０００１〜０．０１５％と限定する。
り、主に脱酸剤として添加されるが、０．０１５％を超
えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母
材およびＨＡＺ靭性の低下をもたらす。しかしながら、
０．０００１％未満の添加では、ピニング粒子として必
要な酸化物の生成が十分に期待できなくなるため、その
添加範囲を０．０００１〜０．０１５％と限定する。
【００４０】Ｏ：ＯはＭｇ含有酸化物を生成させるため
の必須元素である。０．００１５％未満では酸化物の個
数が十分とはならないために、０．００１５％を下限値
とする。一方、０．００８％を超えて添加されると、粗
大な酸化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靭性の
低下をもたらす。従って、上限値を０．００８％とし
た。
の必須元素である。０．００１５％未満では酸化物の個
数が十分とはならないために、０．００１５％を下限値
とする。一方、０．００８％を超えて添加されると、粗
大な酸化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靭性の
低下をもたらす。従って、上限値を０．００８％とし
た。
【００４１】Ｚｒ、ＬａまたはＣｅはＴｉとともに本発
明具現化のために必須の元素であり、その効果はＴｉと
同時に添加されることで初めて発揮される。また、それ
自身炭化物形成能力が高いためＯ量およびＴｉ／Ｎ比を
考えて、適切な量にする必要がある。
明具現化のために必須の元素であり、その効果はＴｉと
同時に添加されることで初めて発揮される。また、それ
自身炭化物形成能力が高いためＯ量およびＴｉ／Ｎ比を
考えて、適切な量にする必要がある。
【００４２】Ｚｒ：Ｚｒの添加の場合は、Ｔｉと同様に
多量の添加は炭化物の形成による靭性の著しい低下をも
たらすために、その上限を１．０％に制限するが、所定
の効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であ
り、その範囲を０．０５〜１．０％とする。
多量の添加は炭化物の形成による靭性の著しい低下をも
たらすために、その上限を１．０％に制限するが、所定
の効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であ
り、その範囲を０．０５〜１．０％とする。
【００４３】Ｌａ、Ｃｅ：ＬａあるいはＣｅの場合はと
もに所定の効果を得るためには０．００２％以上の添加
が必要であり、また、０．０２％を超えるとその効果が
飽和するために上限を０．０２％とした。
もに所定の効果を得るためには０．００２％以上の添加
が必要であり、また、０．０２％を超えるとその効果が
飽和するために上限を０．０２％とした。
【００４４】なお、本発明においては、強度および靭性
を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｂの中で、１種または２種以上の元素を添加する
ことができる。
を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、
Ｎｂ、Ｂの中で、１種または２種以上の元素を添加する
ことができる。
【００４５】Ｃｕ：Ｃｕは靭性を低下させずに強度の上
昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果がな
く、１．５％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生
じ易くする。従って、その含有量を０．０５〜１．５％
とする。
昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果がな
く、１．５％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生
じ易くする。従って、その含有量を０．０５〜１．５％
とする。
【００４６】Ｎｉ：Ｎｉは靭性および強度の改善に有効
な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上
の添加が必要であるが、２．０％超の添加では溶接性が
低下するために、その上限を２．０％とする。
な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上
の添加が必要であるが、２．０％超の添加では溶接性が
低下するために、その上限を２．０％とする。
【００４７】Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向
上させるために、０．０２％以上の添加が有効である
が、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイ
ト組織を生じさせ、靭性を低下させる。従って、その上
限を１．５％とする。
上させるために、０．０２％以上の添加が有効である
が、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイ
ト組織を生じさせ、靭性を低下させる。従って、その上
限を１．５％とする。
【００４８】Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性を向上させると同時
に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その
効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要にな
るが、１．５％を超えた多量の添加は必要以上の強化と
ともに、靭性の著しい低下をもたらすために、その範囲
を０．０２〜１．５％とする。
に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その
効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要にな
るが、１．５％を超えた多量の添加は必要以上の強化と
ともに、靭性の著しい低下をもたらすために、その範囲
を０．０２〜１．５％とする。
【００４９】Ｖ：Ｖは炭化物、窒化物を形成し強度の向
上に効果がある元素であるが、０．０１％以下の添加で
は、その効果がなく、０．１％を超える添加では、逆に
靭性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．１
％とする。
上に効果がある元素であるが、０．０１％以下の添加で
は、その効果がなく、０．１％を超える添加では、逆に
靭性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．１
％とする。
【００５０】Ｎｂ：ＮｂもＶと同様な効果を有し、靭性
確保の点からその上限を０．０５％とする。また、析出
強化を得るためには０．００１％以上の添加が必要であ
るため、０．００１〜０．０５％の範囲とする。
確保の点からその上限を０．０５％とする。また、析出
強化を得るためには０．００１％以上の添加が必要であ
るため、０．００１〜０．０５％の範囲とする。
【００５１】Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増
加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱
影響部の靭性を向上させる元素である。従って、０．０
００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の
添加は、靭性の低下を招くために、その上限を０．００
３％とする。
加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱
影響部の靭性を向上させる元素である。従って、０．０
００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の
添加は、靭性の低下を招くために、その上限を０．００
３％とする。
【００５２】Ｃａ：Ｍｇ添加に先立ったＣａの添加は前
述した通りＭｇ歩留まりを向上させ、溶存Ｍｇの確保を
容易にする。その効果は０．０００５％以上の添加で利
用できるが、一方０．００５％の添加では、効果は飽和
し、さらに耐火物溶損の悪影響が顕著になるため、上限
を０．００５％とした。
述した通りＭｇ歩留まりを向上させ、溶存Ｍｇの確保を
容易にする。その効果は０．０００５％以上の添加で利
用できるが、一方０．００５％の添加では、効果は飽和
し、さらに耐火物溶損の悪影響が顕著になるため、上限
を０．００５％とした。
【００５３】上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶
製後、連続鋳造などをへて厚板加熱、圧延を施される。
この場合、圧延方法および加熱冷却方法および熱処理方
法においては、当該分野において従来から適用されてい
る方法を用いてもＨＡＺ靭性に関しては、何ら差し支え
がない。
製後、連続鋳造などをへて厚板加熱、圧延を施される。
この場合、圧延方法および加熱冷却方法および熱処理方
法においては、当該分野において従来から適用されてい
る方法を用いてもＨＡＺ靭性に関しては、何ら差し支え
がない。
【００５４】
【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。
【００５５】表１の化学成分を有する鋼塊を表２に示す
熱間圧延および熱処理を行い鋼板とした後、最高加熱温
度が１４００℃で入熱が１．７ｋＪ／ｍｍ相当の小入熱
および９０ｋＪ／ｍｍ相当の超大入熱のそれぞれの再現
熱サイクルを付与し、特定の温度でシャルピー試験を行
い、両者の吸収エネルギーを求め、［小入熱時の靭性］
−［超大入熱時の靭性］を計算した。
熱間圧延および熱処理を行い鋼板とした後、最高加熱温
度が１４００℃で入熱が１．７ｋＪ／ｍｍ相当の小入熱
および９０ｋＪ／ｍｍ相当の超大入熱のそれぞれの再現
熱サイクルを付与し、特定の温度でシャルピー試験を行
い、両者の吸収エネルギーを求め、［小入熱時の靭性］
−［超大入熱時の靭性］を計算した。
【００５６】鋼１〜２２は本発明の例を示す。表２から
明らかなように、これらの鋼板は、小入熱と超大入熱の
靭性の差が最大でもおよそ４ｋｇｆ・ｍｍ以下と小さ
く、超大入熱溶接を実施してもほぼ小入熱溶接と同レベ
ルの良好な靭性を有する。
明らかなように、これらの鋼板は、小入熱と超大入熱の
靭性の差が最大でもおよそ４ｋｇｆ・ｍｍ以下と小さ
く、超大入熱溶接を実施してもほぼ小入熱溶接と同レベ
ルの良好な靭性を有する。
【００５７】それに対し、鋼２３〜３６は本発明方法か
ら逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼２３、２４、２
５、２６、２７、２９、３０、３３、３４は基本成分の
内いずれかの元素が、発明の要件を超えて添加されてい
る例であり、鋼２８、３１ではＡｌとＴｉが下限値より
小さい場合に相当する。鋼２３〜３４では本発明の重要
な部分である酸化物個数の要件は満たしているものの靭
性劣化要因となる元素が過剰に添加されたことにより超
大入熱ＨＡＺ靭性の劣化が助長されたものである。ま
た、鋼３２はＭｇが無添加であり、鋼３５はＯ量が少な
い。鋼３６〜３８ではＺｒ、ＬａあるいはＣｅが添加さ
れていない。以上の比較例ではいずれも超大入熱時のＨ
ＡＺ靭性が著しく低下していることがわかる。特に、比
較鋼の３３と３４に示すように、微細な酸化物が多く存
在しているにも関わらず靭性劣化が大きくなっているの
は、過剰のＭｇあるいはＯが添加されたことに起因して
おり、５μｍ以上の粗大な粒子が増大したためである。
ら逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼２３、２４、２
５、２６、２７、２９、３０、３３、３４は基本成分の
内いずれかの元素が、発明の要件を超えて添加されてい
る例であり、鋼２８、３１ではＡｌとＴｉが下限値より
小さい場合に相当する。鋼２３〜３４では本発明の重要
な部分である酸化物個数の要件は満たしているものの靭
性劣化要因となる元素が過剰に添加されたことにより超
大入熱ＨＡＺ靭性の劣化が助長されたものである。ま
た、鋼３２はＭｇが無添加であり、鋼３５はＯ量が少な
い。鋼３６〜３８ではＺｒ、ＬａあるいはＣｅが添加さ
れていない。以上の比較例ではいずれも超大入熱時のＨ
ＡＺ靭性が著しく低下していることがわかる。特に、比
較鋼の３３と３４に示すように、微細な酸化物が多く存
在しているにも関わらず靭性劣化が大きくなっているの
は、過剰のＭｇあるいはＯが添加されたことに起因して
おり、５μｍ以上の粗大な粒子が増大したためである。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【発明の効果】本発明の化学成分および酸化物−窒化物
の複合粒子に限定することにより、超大入熱溶接用鋼と
することができ、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超える
超大入熱溶接においても、溶接熱影響部の靭性の低下を
防止し、構造物の脆性破壊に対する安全性を大幅に向上
することができる。
の複合粒子に限定することにより、超大入熱溶接用鋼と
することができ、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超える
超大入熱溶接においても、溶接熱影響部の靭性の低下を
防止し、構造物の脆性破壊に対する安全性を大幅に向上
することができる。
【図１】Ｍｇ、Ｚｒ量を変化させた鋼板に、超大入熱溶
接相当の熱サイクルを付与した場合の旧γ粒を調べた結
果を示す図である。
接相当の熱サイクルを付与した場合の旧γ粒を調べた結
果を示す図である。
【図２】Ｍｇ添加鋼でのＺｒ含有量と加熱γ粒径との関
係を示す図である。
係を示す図である。
【図３】複合粒子の模式図である。
１ 酸化物
２ 窒化物
３ 複合粒子
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０００１〜０．０３％、 Ａｌ：０．０００５〜０．０３％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、 Ｏ：０．００１５〜０．００８％ を含み、同時に質量％で、 Ｚｒ：０．０５１〜１．０％、 Ｌａ：０．００２〜０．０２％、 Ｃｅ：０．００２〜０．０２％ のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、粒子径が０．００５〜０．１μ
ｍのＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物を核にして、酸化物
を包含もしくは周辺に析出した窒化物より構成される大
きさ０．０１〜２．０μｍの酸化物−窒化物の複合粒子
を１ｍｍ2当たり１．０×１０5〜１．０×１０8個含む
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた超大入熱溶
接用鋼。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．５％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｃｒ：０．０２〜１．５％、 Ｍｏ：０．０２〜１．５％、 Ｖ：０．０１〜０．１％、 Ｂ：０．０００３〜０．００３％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
請求項１記載の超大入熱溶接用鋼。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０００１〜０．０３％、 Ａｌ：０．０００５〜０．０３％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、 Ｏ：０．００１５〜０．００８％ を含み、同時に質量％で、 Ｚｒ：０．０５１〜１．０％ を含有し、更に Ｃｕ：０．０５〜１．５％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｃｒ：０．０２〜１．５％、 Ｍｏ：０．０２〜１．５％、 Ｖ：０．０１〜０．１％、 Ｂ：０．０００３〜０．００３％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
超大入熱溶接用鋼。 - 【請求項４】 質量％で、 Ｃ：０．０２〜０．２％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ｐ：０．０３％以下、 Ｓ：０．０００１〜０．０３％、 Ａｌ：０．０００５〜０．０３％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、 Ｏ：０．００１５〜０．００８％ を含み、同時に質量％で、 Ｚｒ：０．０５１〜１．０％ を含有し、更に Ｌａ：０．００２〜０．０２％、 Ｃｅ：０．００２〜０．０２％ のうち１種または２種を含有し、更に Ｃｕ：０．０５〜１．５％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｃｒ：０．０２〜１．５％、 Ｍｏ：０．０２〜１．５％、 Ｖ：０．０１〜０．１％、 Ｂ：０．０００３〜０．００３％、 Ｎｂ：０．００１〜０．０５％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
超大入熱溶接用鋼。 - 【請求項５】 質量％で、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％ を含有することを特徴とする請求項１乃至４のいずれか
に記載の超大入熱溶接用鋼。
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