JP4379620B2

JP4379620B2 - 溶接熱影響部の靱性に優れた溶接構造用鋼材およびその製造方法

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Publication number: JP4379620B2
Application number: JP2005213764A
Authority: JP
Inventors: 祥晃新宅; 知哉藤原; 光裕沼田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Priority date: 2005-07-25
Filing date: 2005-07-25
Publication date: 2009-12-09
Anticipated expiration: 2025-07-25
Also published as: JP2007031749A

Description

本発明は、船舶、海洋構造物、橋梁、建材などに使用される溶接熱影響部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。特に、近年要求の高まっている、溶接熱影響部が安定した高靭性を有する鋼材に関する。

近年、船舶、海洋構造物、橋梁、建築などの大型構造物に使用される溶接構造用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増しており、母材の靭性と同様に溶接熱影響部の靭性への要求も厳しさを増している。例えば、タンカーが破壊すると海洋汚染を引き起こし、海洋環境に甚大な被害を及ぼす場合がある。そのような事故の防止にも溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材が必要である。以下、溶接熱影響部をＨＡＺと略記することがある。

例えば、特許文献１（特開2002-256379号公報）には、鋼材中のＣａ、Ｏ（酸素）、Ｓの含有量を調整し、大入熱溶接をした際に、溶接熱影響部を微細な組織とすることにより、優れたＨＡＺ靭性を有する大入熱溶接用鋼材に関する発明が記載されている。この特許文献１に開示される発明では、鋼板を溶製する際の凝固段階でＣａＳを晶出させ、さらに、ＣａＳの表面上にＭｎＳを析出させる。さらにＭｎＳ上には、ＴｉＮ、ＢＮ、ＡｌＮ、ＶＮ等のフェライト生成核を析出させることにより、大入熱溶接時の高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させ、ＨＡＺ組織を微細なフェライト−パーライト組織として高靭性化を達成している。

また、特許文献２（特開2001-288509号公報）には、製鋼における脱酸剤をＴｉ、Ａｌ、Ｃａの順に添加し、さらにＡｌを添加する鋼材の製造方法に関する発明が記載されている。その発明では、Ｃａ、ＡｌおよびＴｉのいずれか２種以上を含有する酸化物の微細分散と個数増加を図り、オーステナイト粒の細粒化や微細フェライト生成によって優れたＨＡＺ靭性を持つ鋼材が製造できるとされている。

特開2002-256379号公報特開2001-288509号公報

前述のとおり、近年、鋼構造物に対する安全性確保の要求はますます高まっており、従来であれば、シャルピー試験においても、靭性値の平均値で満足すれば、それでよしとする風潮があったが、最近では安定な高靭性が求められ、シャルピー試験の個々の測定値のバラツキまで問題にされるようになってきた。その背景は、次の２点である。

第一は、平均値が高くても、個々の測定値にバラツキがあるということは、本質的に靭性が安定しておらず、何度か試験を繰り返すと、平均値としても低値を示す確率が高いと考えられるようになってきたことである。

第二に、重要な鋼構造物に対しては、安全性確認のために、例えば溶接長１００ｍ当り１回のシャルピー試験を行い合格することを求められる場合があることである。そのような場合には、シャルピー試験の個々の測定値のレベルで安定した高靭性が得られなければ、何度も繰り返される試験にすべて合格することはおぼつかない。

上記のようなことから、本発明は、重要構造物に用いられる鋼材であって、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性について、安定して高い値を確保できる鋼材およびその鋼材を製造する方法の提供を目的としている。

本発明者は、溶接熱影響部においても安定した高靭性を得られる鋼材の開発を目的として、適正な介在物制御とシャルピー試験時の応力集中緩和効果とを組み合わせることによって得られる、新たな金属学的効果を知見して本発明に至った。本発明の要旨は、以下のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％を超えて０．０８％まで、Ｔｉ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００３〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００９％およびＯ（酸素）：０．００２５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記の(1)式を満足するとともに、粒径０．５〜５μｍのＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が分散していることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた溶接構造用鋼材。

０．５０≦Ｃａ／Ｏ≦１．３０・・・・・(1)
ただし、(1)式の元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す。

上記の粒径０．５〜５μｍのＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のアスペクト比は、１〜１．９であることが望ましい。なお、アスペクト比とは、鋼材の圧延方向に平行な断面で観察される介在物の長径を短径で除した値である。

また、粒径が０．５μｍを超え、かつアスペクト比が５を超えるＡｌ₂Ｏ₃およびＣａＯは、それぞれ５×１０個／ｍｍ²以下であることが望ましい。

上記の溶接構造用鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：６％以下、Ｃｒ：１％以下およびＭｏ：０．８％以下のなかから選んだ１種以上を含有することができる。

（２）溶鋼中のＡｌが０．００５％を超えて０．０８％までの範囲となるようにＡｌを添加して脱酸した後、Ｔｉを添加し、さらに脱ガス装置で１５分以上処理した後、溶鋼温度を１６００±７０℃に保った状態でＣａを添加し、鋳造し、圧延することを特徴とする上記の溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造用鋼材の製造方法。

まず、本発明者が知見した新たな金属学的効果について説明する。

一般に、溶接熱影響部に高靭性が要求される重要構造物には、Ａｌにより鋼中の酸素を除去したＡｌキルド鋼が用いられる。本発明も、このような重要構造物に用いられるＡｌキルド鋼に関するものであるが、Ａｌキルド鋼の問題点は、溶接熱影響部においては、シャルピー試験などの個々の測定値のバラツキが大きいことである。

近年、破壊安全性に対する要求は更に高まり、安全確保のために溶接熱影響部においても靱性が安定していることが求められている。

本発明者らは、シャルピー試験の吸収エネルギーの個々の値のバラツキについて鋭意研究した結果、その原因が鋼中の粗大介在物または圧延で点列状につらなった介在物の集合体にあることが判明した。これらの介在物が、溶接熱影響部のシャルピー試験時にき裂の発生と伝播を助長し、吸収エネルギーのバラツキの原因になるのである。従って、ＨＡＺ組織の微細化だけでは上記のバラツキは抑えられないことが明らかになった。

鋼中の粗大介在物は、例えば、圧延で伸延された硫化物系の介在物、またはＡｌ₂Ｏ₃系の介在物が圧延で砕かれて点列状につらなった介在物である。これらの圧延で伸延された硫化物系の介在物やＡｌ₂Ｏ₃系の介在物が圧延で砕かれて点列状につらなって生じる介在物群の生成を防止することが、シャルピー試験における吸収エネルギーの個々の測定値のバラツキを防止する上で非常に重要である。

このような粗大介在物群が、シャルピー試験片のノッチ近傍に存在すれば、そこから発生する亀裂の伝播によって劈開破壊が容易となり、シャルピー試験の吸収エネルギーは著しく低下する。したがって、鋼材中の介在物形態を制御すれば、これらを防止することができる。本発明では、製鋼段階における脱酸材の添加を制御して、酸化物を制御することにより、これらを防止する。以下、本発明で定める鋼材の化学組成、介在物の分布形態および製造方法について順次説明する。なお、成分含有量についての「％」は「質量％」を意味する。
（１）化学組成
Ｃ：０．０１〜０．２％
Ｃは、母材および溶接部の強度と靭性を確保するため０．０１％以上含有させる。しかし、Ｃが多すぎると母材およびＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるため、その上限を０．２％とする。

Ｓｉ：０．０３〜０．５％
Ｓｉは、予備脱酸のために鋼に添加され、また母材の強度確保に有効である。これらの効果を得るために、その含有量を０．０３％以上とする。しかし、Ｓｉが多すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５％とする。より良好なＨＡＺ靭性を得るためにはＳｉを０．３％以下にするのが一層望ましい。

Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、母材およびＨＡＺ部の強度と靭性の確保に不可欠であり、その含有量の下限を０．５％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性の劣化や、スラブの中心偏析助長による溶接性劣化などが起こるため、上限を２．０％とする。

Ｐ：０．０２％以下
Ｐは、本発明の鋼材においては不純物であり、０．０２％以下とする。Ｐの低減は、スラブ中心偏析の軽減を通じて母材およびＨＡＺの靱性等の機械的性質を改善し、さらにはＨＡＺの粒界破壊を抑制する。

Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、鋼中に不純物として存在し、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するため、母材およびＨＡＺの靭性等の機械的性質が劣化する。また、後述するＣａとの親和力が大きく、ＣａＳを生成するため、適正な複合酸化物の生成を阻害する。従って、Ｓは０．０１％以下とする。より好ましいのは０．００１％未満、最も好ましいのは０．０００４％未満である。

Ａｌ：０．００５％を超えて０．０８％まで
Ａｌは、本発明鋼材において脱酸剤として重要な元素の一つである。この作用を確保するために、Ａｌは０．００５％を超える量で含有させる。Ａｌを溶鋼に添加した場合、脱酸材として作用しＡｌ₂Ｏ₃を生成する。Ａｌ₂Ｏ₃は溶鋼中にてクラスターを形成し、圧延を施した場合にはこれらのクラスターが分離し、点列状につらなって鋼材中に存在することとなる。この場合、点状につらなったＡｌはシャルピー試験時の亀裂の発生起点となり、母材の靭性を劣化させる。また、Ａｌ₂Ｏ₃は安定な酸化物であるため溶接によっても変化せず、最終的にＨＡＺに残留するため、ＨＡＺ靭性をも劣化させる。

しかし、本発明ではＡｌとともにＣａを添加することにより、鋼中にＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物を生成せしめる。したがって、Ａｌを０．００５％を超えて含有させることができる。より好ましいのは０．０４％を超える含有量である。一方、Ａｌ含有量が過多になると、鋼中に固溶するＡｌが増加し、溶接後の冷却過程において残留オーステナイトのセメンタイトへの分解反応を抑制して、島状マルテンサイトを増加させ、溶接部の靭性を低下させる。したがって、Ａｌ含有量の上限は０．０８％とする。

Ｔｉ：０．０００５〜０．０２％
Ｔｉは、鋼中でＴｉＮとして析出し、ＨＡＺ部でのオーステナイトの粗大化を抑制し、かつフェライト変態の核となって靭性を向上させる。この効果を得るには、０．０００５％以上含有させる必要がある。一方、含有量が過多になると、固溶Ｔｉが増加し、ＨＡＺ靭性が低下する。そのため、０．０２％以下とする。

Ｃａ：０．０００３〜０．０２％
Ｃａは、本発明鋼材において最も重要な元素であり、介在物の球状化を達成するためにはＡｌおよびＯ（酸素）とともに厳密に制御する必要がある。Ｃａは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中にＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物を形成するためにも必要な元素である。したがって、０．０００３％以上含有させる。しかし、Ｃａを大量に添加すると鋼の清浄性を低下させ、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させる。このため、その含有量は０．０２％以下とする。

Ｎ：０．００１〜０．００９％
Ｎは、ＴｉＮの析出に極めて重要な元素であり、０．００１％未満ではＴｉＮの析出量が不足し、溶接後の冷却時に有害なＴｉ炭化物が生成するため、０．００１％を下限とした。より好ましいのは０．００４％を超える含有量、最も好ましいのは０．００６％を超える含有量である。一方、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靭性の劣化を招くので、０．００９％を上限とした。

Ｏ（酸素）：０．００２５％以下
Ｏは、Ｃａとならんで本発明鋼材において最も重要な元素であり、介在物の球状化のみならず、分散個数や介在物粒径とも直接的に関わるため、その含有量は厳密に制御されなければならない。本発明の鋼材においては、０．００２５％を超える過剰なＯは、粗大な酸化物を形成するとともに、介在物個数を必要以上に増加させ、母材の清浄性を劣化させるため靭性に悪影響を及ぼす。よって、Ｏの許容上限を０．００２５％とした。一方、本発明の鋼材においては、Ｏは少ないほど好ましいので、下限値を設ける必要はないが、Ｏの低減には工業的に限界があり、通常は少なくとも０．００１０％は含まれる。

Ｃａ／Ｏ：０．５０〜１．３０
溶鋼中で生成されるＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物において、ＣａＯとＡｌ₂Ｏ₃がほぼ１：１で共存した場合、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の融点は溶鋼温度以下に低下し液化する。この時、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物には表面張力が作用し球状となる。この作用を利用してＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物を球状化させるには、Ｃａ／Ｏを０．５０〜１.３０とする必要がある。

Ｃａ／Ｏが１．３０を超えると、ＣａＯがＡｌ₂Ｏ₃よりも多くなり、また、Ｃａ／Ｏが０．５０未満であると、Ａｌ₂Ｏ₃がＣａＯよりも多くなり、いずれの場合も、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の融点が溶鋼温度を超えることとなり、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の球状化は困難となる。球状化をより一層促進するためにはＣａ／Ｏを０．６３〜１．１３とすることが望ましい。

本発明鋼材の一つは、上記の成分のほか、残部がＦｅおよび不純物からなるものである。本発明鋼材の他の一つは、さらにＢ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの中から選んだ１種または２種以上を含有する鋼材である。これらの元素は、いずれも母材およびＨＡＺの強度、靱性等の機械的性質の改善に役立つ。

Ｂ：０．００２％以下
Ｂは、焼入性を高めて母材やＨＡＺの機械的性質を向上させる。この効果を得るには、０．０００３％以上含有することが好ましい。しかし、Ｂの含有量が０．００２％を超えるとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化する。よって上限を０．００２％とする。

Ｎｂ：０．０５％以下
Ｎｂは、母材組織の微細化に有効な元素であり、母材の機械的性質を向上させる。この効果を得るには、０．００４０％以上含有することが好ましい。しかし、０．０５％を超えると母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。よって上限を０．０５％とする。

Ｖ：０．１％以下
Ｖは、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。その含有量が０．００５％未満では上記の効果が得られない。一方、０．１％を超えると母材の性能向上効果が飽和し、靱性劣化を招く。

Ｃｕ：１．５％以下
Ｃｕを含有させると、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させずに強度を上昇させることができる。これらの効果を確実に得るには、Ｃｕは０．１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし１．５％を超えると、鋼の焼入性を過度に高め、ＨＡＺ靱性を損なう傾向が強くなる。したがって、１．５％を超えて含有させるべきではない。

Ｎｉ：６％以下
Ｎｉは、適正量を添加することによって、溶接性およびＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすこともなく、母材の強度および靱性を向上させる。含有量を０．１％以上とすると焼入性向上効果も得られるので、０．１％以上とすることが望ましい。特に、Ｃｕを添加する場合は圧延時のひび割れ（Ｃｕチェッキング）を防止するために、０．１％以上のＮｉを含有させる必要がある。Ｎｉ含有量が６％を超えると構造用鋼材として極めて高価になって経済性を失うので、添加する場合、Ｎｉ含有量は６％以下に限定する。

Ｃｒ：１％以下
Ｃｒは、適正量を添加することによって、焼入性を高めるのに有用である。Ｃｒのこのような効果を積極的に利用しようとする場合、０．０５％以上の含有量とするのがよい。一方、１％を超えて含有させると、他の成分の含有量の条件を満足させても、ＨＡＺ靭性が劣化する。

Ｍｏ：０．８％以下
Ｍｏは、母材の強度と靱性を向上させる効果がある。しかし、含有量が０．０５％未満ではこの効果が小さいので、０．０５％以上含有させるのが望ましい。一方、０．８％を超えると、特にＨＡＺの硬度が高まり靱性が損なわれる。
（２）介在物の分布形態
(2)−１．ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物
本発明に係る溶接熱影響部の靭性に優れた溶接構造用鋼材では、その組織に粒径が０．５〜５μｍのＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が分散していることが必要である。なお、介在物が非円形であるときは、その長径を介在物の粒径とする。

前述のようにＣａ／Ｏをコントロールすることにより、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物は球状のものとなる。ここで、介在物の粒径を０．５μｍ以上としたのは、これより小さい介在物は、破壊起点として影響する確率が低く、ＨＡＺ靭性に大きな影響を与えないためである。よって本発明では粒径が０．５μｍよりも小さい介在物に関しては、その個数および形状について問題としない。

また、介在物の粒径を５μｍ以下としたのは、粒径が５μｍを超えるＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が多数分散している場合は、たとえその球状化が達成されていたとしても、シャルピー試験時の破壊起点として作用し、特に溶接熱影響部における靭性のバラツキが大きくなるからである。

なお、本発明では、粒径が５μｍを超えるＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が鋼材中に存在することを否定するものではない。すなわち、粒径が５μｍを超えるＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物であっても、その粒径が１０μｍ以下であり、その個数が１×１０個／ｍｍ²未満であれば鋼の靭性のバラツキに影響はない。即ち、粒径が５μｍを超えるＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物は、１×１０個／ｍｍ²未満であれば許容できる。

前記のとおり、本発明鋼材には粒径が０．５〜５μｍのＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が分散する。ただし、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が多量に存在すると、鋼材の清浄性が劣化し、靭性に悪影響を与える。一方、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が少ないと、鋼中に存在する酸素がＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃以外に、ＳｉやＴｉと酸化物を形成し、介在物形状のコントロールが困難となる。前記のように、工業的には鋼中のＯを完全に取り除くことは困難であり、Ｏは少なくとも０．００１０％程度は含まれているので、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物を生成させ、ＳｉやＴｉの酸化物は生成させないことが肝要である。したがって、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物は適度に存在していることが好ましく、具体的には、１×１０〜１×１０⁴個／ｍｍ²分散していることが好ましい。

ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の分散状態は、以下のような方法で定量的に測定することができる。すなわち、鋼材の圧延方向に対し平行な断面から、好ましくはその断面の中心部から観察用試料を作製し、これを走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて８００〜２０００倍の倍率で少なくとも１０ｍｍ²以上の面積を観察し、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の数を測定し、単位面積当たりの個数に換算すればよい。

ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のアスペクト比は、１〜１．９であることが望ましい。介在物が球状化し、アスペクト比（長径／短径）が１に近くなった場合、シャルピー試験時の介在物およびその周辺組織への応力集中が緩和されるため、靭性が向上、安定化する。一方で、アスペクト比が、１．９を超えるＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物がシャルピー試験片のノッチ近傍に存在する場合、応力集中源となり、そこから発生する亀裂の伝播によって靭性が著しく低下し、シャルピー衝撃試験の測定値のバラツキが大きくなる。

ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物は、Ｃａ／Ｏが０．５０〜１．３０の範囲であれば、溶鋼中で球状化し、またこの組成の介在物は圧延によって破砕や延伸されることがないため、そのアスペクト比は１に近い値となる。しかし、Ｃａ／Ｏバランスが０．５０未満の場合、または１．３０を超える場合、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物は溶鋼中で完全に球状化せず、一部が圧延中に破砕され点列状につらなった形状となり、シャルピー試験における応力集中源となるため、靱性に悪影響を及ぼす。なお、点列状につらなった介在物は、一つの延伸した介在物と見なしてそのアスペクト比を測定する。

(2)−２．ＣａＯおよびＡｌ₂Ｏ₃
粒径０．５μｍ以上でアスペクト比が５以上のＡｌ₂Ｏ₃またはＣａＯは、５×１０個／ｍｍ²以下であることが望ましい。

粒径０．５μｍ以上のＡｌ₂Ｏ₃やＣａＯは、圧延により延伸した粗大な介在物や点列状につらなった介在物群を形成し、シャルピー試験における応力集中源となり、ＨＡＺ靭性の安定性を著しく低下させる。特に、アスペクト比が５以上の場合、他の介在物よりも有効な応力集中源として作用する。したがって、このような延伸した粗大なＡｌ₂Ｏ₃またはＣａＯは５×１０個／ｍｍ²以下に抑えるのが望ましいのである。

なお、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物と同様に、点列状に並んだＣａＯおよびＡｌ₂Ｏ₃の介在物も、一つの延伸した介在物と見なしてそのアスペクト比を測定する。

本発明のＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物、ＣａＯおよびＡｌ₂Ｏ₃のアスペクト比は、鋼材の圧延方向に対し平行な断面から、好ましくは断面中心部から観察用試料を作製し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて３０００〜１００００倍の倍率で、少なくとも１００個以上の介在物を観察し、その長径を短径で除した値の平均値を算出すればよい。

（３）製造方法
本発明の製造方法は、その製鋼段階に特徴を有する。すなわち、溶鋼中のＡｌが０．００５％を超えて０．０８％となるようにＡｌを添加して脱酸した後、Ｔｉを添加し、さらに脱ガス装置、例えばＲＨ装置で１５分以上処理した後、溶鋼温度を１６００±７０℃に保った状態でＣａを添加する。この溶鋼温度は、１６００℃±５０℃であるのがより望ましく、１６００±２０℃であることがさらに望ましい。なお、このＣａ添加の前にあらかじめ溶鋼の成分調整を行っておくのが望ましい。

最初に添加するＡｌは、脱酸力が強いため、溶鋼中の固溶酸素と結合し、Ａｌ₂Ｏ₃を生成する。次にＡｌより脱酸力の低いＴｉを添加することにより、Ｔｉは酸化物を生成せず、ＴｉＮを生成し、ＨＡＺ靭性の改善に寄与することになる。

この時、Ａｌは、前記のように溶鋼中のＡｌが０．００５％を超えて０．０８％までの範囲となるように添加する。溶鋼中のＡｌが０．００５％以下の場合には、Ａｌによる脱酸が不十分となり、Ｔｉの酸化物が鋼中に生成してしまい、鋼中にＴｉＮを十分に形成させることができない。一方、溶鋼中のＡｌが０．０８％を超えると、余分なＡｌが鋼中に固溶Ａｌとして残留し、母材およびＨＡＺの靭性が劣化する。

さらにＲＨ法等によって１５分以上の脱ガス処理することにより、粗大なＡｌ₂Ｏ₃を浮上分離させた後、溶鋼中にＣａを添加する。このＣａ添加により、Ａｌ₂Ｏ₃介在物が一部還元され、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が形成される。このとき、溶鋼の温度を１６００±７０℃に制御することによりＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物は液化が促進され、表面張力が作用するために、同介在物は球状化する。なお、球状化には、Ｃａ、ＡｌおよびＯの含有量を前述の含有量となるように制御することが必要である。

本発明の製造方法において、「Ａｌを添加した後」とは、投入したＡｌが溶鋼中に均一に混合した後のことを意味する。また、Ｔｉ添加およびＣａ添加についても同様である。

上記のように溶製した鋼を鋳造し、圧延することにより溶接熱影響部の靭性に優れた溶接構造用鋼材を製造する。本発明の製造方法においては、製鋼段階後の鋳造および圧延は、通常の方法により行うことができる。圧延以後のプロセスとして、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、および焼入れと焼戻しの組合せなどを行っても、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の分散状態には影響はなく、介在物が及ぼす靭性への影響にはなんら変化はない。

表１に示した化学組成を有する鋼を溶製し、加熱、圧延を経て板厚１９〜２５ｍｍの鋼板を製造した。得られた鋼板を入熱１００〜５００ｋＪ／ｃｍで溶接し、−６０℃でシャルピー試験を行い、ＨＡＺ靭性を評価した。試験番号の１〜２４が本発明例、ａ〜ｋが比較例である。母材の製造条件は下記のとおりである。

表２に母材の製造方法、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試験は、フュージョンラインから採取した３本の試験片で行った。表２にその３本の試験片による測定値を示す。なお、表２の各例において、アスペクト比が５を超えるＣａＯ介在物およびＡｌ₂Ｏ₃介在物は、ほとんど観察されなかった。そのため、同表では観察されたＣａＯ介在物およびＡｌ₂Ｏ₃介在物の平均粒径と個数を参考までに示した。

表２から明らかなように、No.１〜２４の本発明鋼材は、比較例の鋼材と比べて、優れたＨＡＺ靭性を有し、−６０℃でのＨＡＺ靭性がいずれも７０Ｊ以上と極めて優れている。

一方、比較例のａ〜ｋの鋼材は、いずれも−６０℃でのシャルピー試験でバラツキが大きく、３本中の少なくとも１本は７０J未満の値を示した。これらのａ〜ｋは、基本成分が本発明の要件を満たさない例である。また、ｉは、ＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物の粒径およびアスペクト比が本発明の所定の値を超えた例、ｊおよびｋは、ともにＣａ添加温度が本発明で定める温度範囲内ではないためＨＡＺ靭性が劣化した例である。

本発明の鋼材は、溶接熱影響部が安定して高靭性となる鋼材である。この鋼材は、船舶、海洋構造物などの海上構造物に用いる溶接鋼板等に好適である。本発明は、このような鋼材の製造方法をも提供するものであり、溶接構造物の安全性を高めることにおいても寄与するところが大きい。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０３〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００５％を超えて０．０８％まで、Ｔｉ：０．０００５〜０．０２％、Ｃａ：０．０００３〜０．０２％、Ｎ：０．００１〜０．００９％およびＯ（酸素）：０．００２５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、下記の(1)式を満足するとともに、粒径０．５〜５μｍのＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物が分散していることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた溶接構造用鋼材。
０．５０≦Ｃａ／Ｏ≦１．３０・・・・・(1)
ただし、(1)式の元素記号はその元素の含有量（質量％）を示す。
粒径０．５〜５μｍのＣａＯ・Ａｌ₂Ｏ₃系介在物のアスペクト比が１〜１．９であることを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた溶接構造用鋼材。ただし、アスペクト比とは、鋼材の圧延方向に平行な断面で観察される介在物の長径を短径で除した値である。
粒径が０．５μｍを超え、かつアスペクト比が５を超えるＡｌ₂Ｏ₃が５×１０個／ｍｍ²以下であ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靭性に優れた溶接構造用鋼材。
粒径が０．５μｍを超え、かつアスペクト比が５を超えるＣａＯが５×１０個／ｍｍ²以下であ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靭性に優れた溶接構造用鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｂ：０．００２％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：６％以下、Ｃｒ：１％以下およびＭｏ：０．８％以下のなかから選んだ１種以上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靭性に優れた溶接構造用鋼材。
溶鋼中のＡｌが０．００５％を超えて０．０８％までの範囲となるようにＡｌを添加して脱酸した後、Ｔｉを添加し、さらに脱ガス装置で１５分以上処理した後、溶鋼温度を１６００±７０℃に保った状態でＣａを添加し、鋳造し、圧延することを特徴とする請求項１から５までのいずれかに記載の溶接熱影響部靭性に優れた溶接構造用鋼材の製造方法。