JPH03100141A - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材及びその製法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材並びにその
製造方法に関するものである。

〈従来技術とその課題〉 近年、鉄鋼の製造や鋼構造物の施工に係る著しい技術革
新によって、合金元素の多量添加を要しなくても優れた
低温靭性を示す鋼材の実現が可能となり、これら低温用
鋼は海洋構造物、低温用各種貯蔵容器、氷海船、ライン
パイプ等の各種鋼構造物用として幅広い需要を誇ってい
る。

しかし、上述のような鋼材も、低温での素晴らしい靭性
を安定して確保できるのは一般に母材部だけであり、溶
接時に熱影響を受けて材質が変化する母材部分（溶接熱
影響部と呼ばれる部分）では安定した良好な低温靭性の
確保は非常に難しいと言わねばならなかった。例えば、
板厚の厚い海洋構造物用鋼板等では強度を確保するため
に炭素当量値を高くするのが普通であるが、このため溶
接熱影響部はベイナイト組織に変化し易く、従って該溶
接熱影響部の靭性が低下するのを免れ得なかった。

一方、最近の溶接施工の合理化によって溶接パス数の少
ない大入熱溶接施工が普及してきたが、この場合、溶接
熱影響部は長時間高温に留まることとなる上、非常にゆ
っくりとした速度で冷却されるために組織が粗大化し易
く、やはり靭性の低下をもたらす傾向があった。

このように、従来の低温用鋼材は母材の靭性は優れてい
るものの溶接熱影響部の靭性低下を免れることは難しく
、そのため溶接熱影響部から脆性破壊が発生する可能性
が高くて溶接組立構造物としては今一つ満足できるもの
ではなかった。

もっとも、溶接熱影響部の脆化が顕著となって問題とな
るのは、一般に厚肉鋼板の小人熱溶接の場合と極端な大
入熱溶接の場合とであるが、前者での脆化原因は、溶接
によって硬化した溶接金属近傍の溶接熱影響部が後続の
溶接熱により変質し、島状マルテンサイト又は”Ｍ　−
Ａ　Ｃｏｎ５ｔｉｔｕｅｎｔ”と呼ばれるところの靭性
上好ましくない組織を生成するためと言われている。一
方、後者の場合は、前述したように溶接熱による“溶接
金属近傍の溶接熱影響部”でのオーステナイト結晶粒の
粗大化が脆化の主因であり、組織が粗くなって靭性が低
下する。

これらの事実からも明らかなように、制御圧延や加速冷
却のような製造プロセスの改善によって如何に高い靭性
値を有する鋼材が得られようとも、溶接熱影響部の靭性
特性は母材性能には関係しないで鋼材毎に特有の成る低
レベルにまで下がってしまうのが普通であった。

そこで、溶接熱影響部靭性を向上すべく、これまでに数
多くの鋼材処理方法が検討されてきた。

例えば、小人熱溶接での溶接熱影響部靭性劣化に対処す
るため、母材のＳｉ含有量を低く抑えて島状マルテンサ
イトの生成を抑制しようとの提案がある（特開昭５４−
４３１１６号、特開昭５４−４３１１７号）。

これは、Ｓ″１がセメンタイト中に固溶しない元素であ
ることから「Ｓｉ量が多（なるとセメンタイト生成が抑
制されてマルテンサイト化し易くなる」と言う性質に着
目し、逆に低ＳＬ化することによってマルテンサイト変
態の抑制を図ったものである。

しかし、大入熱溶接の場合にはこの低Ｓｉ化はそれほど
効を奏するものではなかった。

また、これとは別に、鋼材中のＮ、Ｏ，Ｐ、Ｓ等の有害
元素を極力低下させることによって組織の地目体の靭性
を向上させようとの提案も見られる（特開昭５２−５４
６１１号、特開昭５２−５４６１２号、特開昭６１−２
３７１４号等）。そして、この手段によると同時にマル
テンサイト化防止の効果も得られることから、このよう
な観点からも望ましいものであり、確かに溶接熱影響部
靭性の改善効果が認められるものではあったが、実際に
は靭性向上の程度はそれほど顕著なものとは言えなかっ
た。

ところで、大入熱溶接に着目した場合には、高温でも安
定な析出物を鋼中に微細に分散させておいて溶接金属近
傍の溶接熱影響部におけるオーステナイト粒粗大化を抑
制しようとの考え方が古くから見受けられたが、この思
想に従いＺｒＮ、　ＴｉＮ等の安定な窒化物粒子を鋼中
に微細に分散させる方法や、ＲＥＭ（希土類元素）等の
酸化物、硫化物又は窒化物を鋼中に微細に分散させる方
法等も提案され（特公昭５６−１１７４２号、特開昭５
２−７３１９号。

特公昭６０−１０１０５号等）でいる、しかし、窒化物
については溶接熱影響部の最高到達温度が１３５０℃を
超える部分ではその殆んどが溶解してしまうために結晶
粒の粗大化を十分阻止することができず、またＲＥＭの
酸化物や硫化物の場合は、余りにも安定であるため鋼材
の溶製時にスラグとして抜けてしまうか、或いは残留し
たとしてもや＼粗大な析出物となっているので、溶接時
のオーステナイト粒粗大化防止の効果を十分に引き出す
ことはできないと言う問題があった。

なお、前記特公昭５６−１１７４２号、特開昭５２−７
３１９号及び特公昭６０−１０１０５号に係る提案は、
特に“溶融温度に近い高温域”或いは“溶融状態”にお
いて生成する安定な窒化物を溶接時のオーステナイト粒
粗大化抑制のために利用しようとしたものであるが、一
方で、同じ窒化物でも比較的低温域のオーステナイト中
に析出する粒子の適用を図った提案もなされている。例
えば、比較的低温域で析出するＢＮ析出物の活用を図っ
た特公昭５９−２７３３号、特公昭５８−１１８４号、
特公昭５９−４５７４７号、特公昭６０−３０７２４号
、特公昭５９−３５３７号或いは特開昭６１−２７０３
５４号等がそれである。

つまり、ＢＮは１０００〜１１００℃の温度領域でオー
ステナイト中に微細析出するが、これらの析出物がフェ
ライト変態核となってフェライト変態を促進し、靭性に
有害なベーナイト組織の生成を抑制する。もっとも、冷
却速度の遅い場合にはＢＮは主にオーステナイト粒界に
析出してしまうが、溶接のように冷却速度が比較的速い
場合はオーステナイト粒内にも微細に析出してオーステ
ナイト粒内からのフェライト生成を促し、例え溶接熱に
よりオーステナイト粒径が粗大化したとしてもγ−α変
態時にオーステナイト粒内から多数の微細フェライトを
析出させて変態後の組織を細かくすると同時に、これに
よって硬化組織の量をも少なくし、溶接熱影響部の靭性
を改善する。しかし、上述のように、ＢＮ粒子の活用は
溶接熱影響部靭性改善のために効果があるが、Ｂ元素は
鋼中に固溶すると鋼の焼入れ性向上作用を発揮するので
硬化組織を生成し易い性質があり、このためＢ添加は逆
に鋼材の靭性を劣化させる危険性を孕んでいる。従って
、Ｂの利用を図る場合には、Ｂ量については勿論、これ
と同時に他の構成成分たるＣ，Ｎ、　Ｔｉ、　Ａｊｔ等
の添加元素についても最適な量を狭い範囲でコントロー
ルする必要があり、大量生産時にはかなり高度な製造管
理を余儀なくされるものであった。

このように、窒化物活用技術では、溶接時に窒化物の一
部乃至は全部が溶解して所望の作用が期待できなくなる
恐れがあるため、一般に窒化物形成元素以外の元素に対
しても細かな管理が必要となる。そこで、これらの点を
鑑みれば、溶接熱によっても溶解しない析出物を鋼中に
微細に分散させることができれば、溶接時のオーステナ
イト粒成長抑制及びγ−α変態後の組Ｖａ？ｌＬ細化・
軟質化のためには好都合と言うことになる。

窒化物より溶解し難い化合物は硫化物か酸化物であるが
、ＲＥＭ（希土類元素）の酸化物や硫化物で代表される
通り、一般にこれら化合物は熱的に非常に安定である。

そのため、前記化合物は溶鋼中でスラグとして抜けてし
まい易く、例え鋼中に残留したとしても大型の介在物と
なってしまう。

従って、所望の効果をこれら酸化物、硫化物で達成する
ことは非常に難しいと言わねばならない。

しかし、酸化物の中でもＴｉｅはその安定度が比較的低
いために鋼中に微細に分散させておける可能性があり、
最近、この点に着目してＴｉＯを溶接熱影響部靭性の改
善に活用しようとの提案が幾つかなされた（特開昭５９
−１９０３１３号、特開昭６０−２４５７６８゜特開昭
６１−７９７４５号、特開昭６３−２１０２３５号等）
。

これらの提案は、何れも溶鋼の脱酸時にＴｉを脱酸剤と
して使用し、これによってＴｉ０粒子を鋼中に微細分散
させるものであるが、そのためＭを殆んど使用しないか
、或いは使用したとしても予備脱酸程度に微量の添加が
なされるだけで、Ｔｉ脱酸後のＡｌ含有量は０．００７
％以下に規制されている。

従って、上記提案では確かにＴｉＯが鋼中に分散して大
入熱溶接でも溶接熱影響部の靭性は改善されはするが、
鋼中にＭが殆んど存在しないため鋼中に残留して固溶す
るＯ、Ｎの量が多くなり、その結果母材の靭性が一般の
へ２脱酸した鋼よりも低下してしまうばかりか、溶接金
属の靭性も低下すると言う問題があった。

上述したように、従来の溶接熱影響部靭性の改善対策は
、鋼材の製造に非常な困難を伴うばかりか、母材靭性、
溶接金属靭性を確保した状態で溶接熱影響部靭性を向上
させ得るようなバランスのとれた技術レベルまで達して
おらず、十分に完成された技術とは言い難かった。

このようなことから、本発明の目的は、母材部や溶接金
属部の靭性に優れることは勿論、大入熱溶接を施したと
しても母材に劣らない溶接熱影響部靭性を示す溶接用低
温使用鋼材を提供することに置かれた。

く課題を解決するための手段〉 本発明は、上記目的を達成すべく、特に、鋼材中にＴｉ
酸化物を分散させて溶接熱影響部靭性を改善する手法に
着目すると共に、その欠点である母材靭性の低下、溶接
金属靭性の低下を防止するためＭをＴｉ脱酸の後に添加
すると言う工夫を加えつつ行われた本発明者による数多
くの実験結果等を基に完成されたものであり、 ［溶接用鋼材を、 Ｃ：　０．０３〜０．２０％（以降、成分割合を表わす
％は重量％とする）。

Ｓｉ　：　０．０５〜０．６０％、　　　　Ｍｎ　：　
０．４０〜２．００％。

Ａｊ　：　０．００７超〜０．０８０％、　　Ｔｉ　：
　０．００３〜０．０３０％。

Ｎｂ　：　０．００３〜０．０３０％、　　Ｏ：　０．
００１０〜０．０１００％を含有するか、或いは更に Ｃｕ　：　０．５％以下、　　　　Ｎｉ　：　１．０％
以下。

Ｃｒ　：　０．５％以下、　　　　Ｍｏ　：　０．５％
以下。

Ｖ：０．１０％以下、　　　　Ｃａ　：　０．００５０
％以下０１種以上をも含み、残部がＦｅ及び不可避的不
純物なる化学組成で、かつ粒径：０．５ｍ以下の（Ｔｉ
、Ｎｂ）Ｏ複合結晶相又はこれとＴｉｅ、Ｎｂ０ｚ、Ｎ
ｂＯの１種以上とを含む酸化物系介在物が０．００１〜
０．１００％含有されて成る構成とすることにより、母
材靭性や溶接金属靭性に優れることは勿論、秀でた溶接
熱影響部靭性を発揮し得るようにした点」に特徴を有し
、更には 「上記鋼材の最終成分を目指した所定の成分を含むと共
に、 溶鋼中残存酸素量：　０．０２０％以下。

不可避に混入するＭ量：　０．００７％以下。

不可避に混入するＳｉ量：　０．０５％以下である溶鋼
中にＴｉとＮｂを複合添加して脱酸した後、必要量のＳ
ｉ及びＭを添加し、次いで鋳造又は鋳造とそれに続く加
工を施すことにより、前記母材靭性、溶接金属靭性並び
に溶接熱影響部靭性の優れた鋼材を安定して製造し得る
ようにした点」をも特徴とするものである。

以下、本発明に係る鋼材の成分組成並びに製造条件の限
定理由について説明する。

旦ユ及堕ハ Ｃ，Ｍｎには、鋼材の強度を高めると共にＨＡＺ組織の
硬化を促す好ましい作用があるが、Ｃ含有量が０．０３
％を、そしてＭｎ含有量が０．４０％をそれぞれ下回る
とＨＡＺの軟化を促すと同時に、溶接金属に希釈して溶
接金属の焼入れ性を低下させ、アシキュラーフェライト
の生成を抑えて溶接金属の靭性を劣化させてしまう。一
方、Ｃ含有量が０．２０％を、そしてＭｎ含有量が２．
００％をそれぞれ上回ると溶接性が悪くなって溶接割れ
を起こし易くなる。

従って、Ｃ含有量は０．０３〜０．２０％と、そしてＭ
ｎ含有量は０．４０〜２．００％とそれぞれ定めた。

Ｍ！、　Ｓｉ、　Ｔｉ、　Ｎｂ、　　び０Ａｉｒ　Ｓｉ
ｌ　Ｔｉ＋　Ｎｂ並びに０は、本発明に係る鋼材の溶接
熱影響部組織を特徴付ける重要な元素である。

ここで、鋼の溶製段階ではＭ或いはＳｉが多いと溶接熱
影響部の組織制御に必要な（Ｔｉ、　Ｎｂ）Ｏ複合析出
物主体の酸化物形成が困難になるため、この段階ではＭ
含有量は０．００７％以下、Ｓｉ含有量は０．０５％以
下のレベルにそれぞれ抑える必要がある。そして、この
状態の溶鋼にＴｉとＮｂを複合添加すれば溶接熱影響部
組織の制御に有用なＴｉ及びＮｂの酸化物たる（Ｔｉ、
Ｎｂ）Ｏ，Ｔｉｅ、　Ｎｂ０ｇ、　ＮｂＯ等（以降、Ｔ
ｉ−Ｎｂ系酸化物と総称する）のみが形成されることと
なる。しかし、この場合、Ｔｉと０の量が多すぎると酸
化物が粗大化して０．５篩を超える粒径となり、溶接熱
影響部の組織制御効果が低下し実用上の有用性を失って
しまう。

そこで、所望のＴｉ酸化物形成に必要な最低量とＴｉ酸
化物の粗大化（溶接熱影響部組織制御効果の低下を招＜
　０．５ｇｍｌ超への粗大化）防止の限度量を考慮し、
Ｔｉ含有量については０．００３〜０．０３０％、　Ｎ
ｂ含有量については０．００３〜０．０３０％、０含有
量についてはｏ、ｏｏｉｏ〜０．０１００％とそれぞれ
限定し、更にＴｉ−Ｎｂ系酸化物の総量を０．００１〜
０．１００％と定めた。

しかるに、鋼中のＡｉ！、Ｓｉがこのレベルで低いまま
だと母材の靭性１強度及び溶接金属の靭性が低下するの
で、Ｔｉ　−Ｎｂ複合脱酸後溶鋼の鋳造直前に適量のＡ
ｆｆｉ、Ｓｉを添加する必要がある。ここで、Ｍの含有
量が０．００７％以下であったり、ｓｉ含有量が０．０
５％未満であると所望の母材並びに溶接金属特性が確保
できない。一方、０．０８０％を超えてＭを含有させる
と既に形成されたＴｉ−Ｎｂ系酸化物がＭで還元され易
くなってＴｉ−Ｎｂ系酸化物の効果が低下してしまい、
また０、６０％を超えてＳｉを含有させると、ＣやＭｎ
の場合と同様に溶接性の低下を招く。

従って、鋼材のＭ含有量は０．００７％を超え０．０８
０％以下と、そしてＳｉ含有量は０．０５〜０．６０％
とそれぞれ限定した。

なお、八！については、その再添加時期が早すぎるとＴ
ｉ−Ｎｂ系酸化物の還元作用が働いてしまうので、鋳造
直前に添加することが望ましい。

そして、このような条件を採用すると通常の鋳造工程に
て凝固した鋳片内に粒径が０．５ｇｍ以下のＴｉ−Ｎｂ
系酸化物が形成される。これらの酸化物は、良く知られ
ているように、鋼のオーステナイトがらの冷却過程でオ
ーステナイトの粒界とは独立して粒内からのフェライト
生成を促進し、溶接熱影響部組織が粗大ベーナイトのみ
となるのを防止して溶接熱影響部の靭性向上に資する。

Ｃｕｒ　Ｎｉ＋　Ｃｒ＋　Ｍｏ＋　　Ｖ＋　　　びＣａ
これらの成分には、母材の強度、靭性等の特性を改善す
る作用があるので、必要に応じて何れか１種又は２種以
上を選択的に添加するのが好ましいが、以下、各成分の
適量範囲を説明する。

Ｃｕ、　Ｎｉは、鋼材の強度と靭性を同時に高める上、
溶接熱影響部の低温靭性にも害が少ない添加成分である
が、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると鋳造圧延したスラ
ブ表面に割れが発生し易くなり、一方、１．０％を超え
てＮｉを添加すると鋼材製造コストの上昇を招くことか
ら、Ｃｕ含有量は０．５％以下、Ｎｉ含有量は１．０％
以下とそれぞれ定めた。

Ｃｒ、　Ｍｏは、鋼材の焼入れ性増加による母材の強度
上昇に有効であるが、何れも０．５％を超えて含有させ
ると高温での強度低下を招いたり、溶接低温割れを起こ
し易くなることから、Ｃｒ含有量もＭ。

含有量も０．５％以下と定めた。

■は、鋼材圧延時にオーステナイト中に炭窒化物を形成
して制御圧延の効果を促進し、・母材の強度、靭性を向
上させる作用が大きい成分であるが、０．１θ％を超え
て含有させると溶接熱影響部の靭性劣化を引き起こすこ
とから、■含有量は０．１０％以下と限定した。

Ｃａは、ＭｎＳの形状をコントロールして靭性を改善す
る作用を有しているが、０．００５０％を超えて含有さ
せるとＴｉ−Ｎｂ系酸化物を還元して溶接熱影響部靭性
改善の効果を損なわしめるようになることから、Ｃａ含
有量は０．００５０％以下と定めた。

なお、本発明に係る鋼材は前記所定条件で処理された溶
鋼を鋳造するだけでも得られるが、鋳造に次いで鍛造、
圧延等の通常の加工を施して製品化されてもその特性に
実質的な変化はない。

く作用〉 さて、本発明が最大の狙いとするところは、溶接熱影響
部の粗粒化域においてその冷却時γ−α変態を制御して
粒内フェライトを生成させるため、鋼材中にＴ１Ｎｂ系
酸化物を微細分散させておく点にある。そして、そのた
めに鋼中の溶存酸素量が０．０２０％以下で、更に不可
避的に混入するＡＲ及びＳｉの量をそれぞれ０．００７
％以下、　０．０５％以下に調整した溶鋼中にＴｉを添
加して脱酸するのであるが、このままでは鋼板となった
段階で鋼中の固溶Ｎ量が高くなってしまい、母材の靭性
が劣化し易い。

また、母材中のＭが少ないと、溶接時に溶接金属の靭性
も劣化し易い。そこで、Ｔｉ　−Ｎｂ複合脱酸後鋳込み
直前に改めてＭを添加することによってこの問題を解決
した訳である。なお、ＴｉとＮｂの両方で脱酸するのは
、Ｔｉ単独添加にて脱酸する場合に生成するＴｉ酸化物
に比べて（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｏ複合酸化物の方が介在物の大
きさが小さくなり、酸化物の微細分散化が促進されるか
らである。

ここで、まず溶接熱影響部靭性向上の機構について説明
する。

溶接金属近傍の溶接熱影響部は溶接熱によって鋼の融点
直下まで加熱されるため、一般の鋼ではオーステナイト
が極端に粗大化してしまう。一方、この部分では、その
後の冷却速度が非常に速い。

このように、溶接熱影響部ではオーステナイト粒が大き
いために焼入れ性が上昇すると同時に冷却速度も速いこ
とから、この部分ではマルテンサイト変態或いはベーナ
イト変態が支配し、一般に硬く粗い組織が生成して靭性
が低下する。

本発明においては、母地中に溶接熱によっても溶解しな
い微細Ｔｉ−Ｎｂ系酸化物を分散させておき、これらの
酸化物が次の２つの作用を通して溶接熱影響部組織を変
化させている。

（ａ）　　微細酸化物がオーステナイト粒の成長を抑制
してオーステナイト粒の粗大化を助止し、ベーナイト変
態、マルテンサイト変態を妨害して組織を若干微細化し
軟化する。

（ｂ）　　γ−α変態変態骨散した酸化物が核となって
フェライト生成を促進し、溶接金属に近接した溶接熱影
響部の組織をフェライトサイドプレートを主体にしたウ
ィドマンステッテン状、或いはフェライト・パーライト
主体の組織に変化させる。

上記（８１項で示した作用のためには、析出物径が０．
０２ＪＥＩｌ以下であればその効果が大きいと一般に言
われているが、酸化物の場合にはこのように小さいもの
を鋼中に残存させることは難しい０例えば、Ｔｉのみで
脱酸する場合にはＴｉ！０．乃至はＴｉＯ酸化物のみ形
成されるが、これらの酸化物径は大きいものでは１〜３
趨にも達するため（８１項の作用はそれほど顕著なもの
とはならない。ところが、ＴｉとＮｂを複合して添加す
ると、ＴｉとＮｂとが０を奪い合って酸化物径としては
０．０１〜０．５μｍ程度の微細な（Ｔｉ、　Ｎｂ）Ｏ
複合酸化物を形成し、オーステナイト粒成長抑制効果も
や−大きくなる。

一方、山）項で示した作用のためには、析出物径が０．
０５−から０．５μｓのものが特に高いフェライト核生
成能を有するので好ましい。そして、本発明では鋼中の
酸化物径を０．５Ｍ以下としてこの効果を主に利用した
。その上、酸化物径が３ｊｏｌを超えた場合に顕著とな
る母材靭性への悪影響は、粒径：０．５Ｊ！＋１以下の
酸化物では全く見られない。また、これら酸化物の数量
密度はそれなりに高くないと生成するフェライト核の数
が少なく効果がないので、約５　Ｘ　ＩＯ３ケ／ｎｖ＋
３以上の数量密度が必要である。

Ｔｉ−Ｎｂ系酸化物粒子の数が増加するに従って得られ
るフェライトは微細化して溶接熱影響部靭性が向上する
が、余りに多くなって１０８ケ／ｌｌ１１３を超えるよ
うになると、母材の靭性及び延性は低下する傾向を見せ
る。但し、限界粒子数は酸化物の径と対応し、Ｔｉ単独
脱酸の場合には酸化物径かや−大きくなるので１０７ケ
／ｌｌ＋１３を超えると靭性に悪影響が見られる。そし
て、上記良好性能が得られる範囲の数量密度は、０．５
趨以下のＴｉ−Ｎｂ系酸化物量で約ｏ、ｏｏｉ〜０．１
００％に相当する。

このような粒径及び数量密度のＴｉ−Ｎｂ系酸化物を得
るために、Ｔｉ−Ｎｂ複合脱酸時のＳｉ、　Ｍ、　Ｔｉ
。

Ｎｂ、　Ｏ量を前記のようにコントロールし、ＲＨ。

ＤＨ，ＶＡＤ等の密閉容器内で処理したり、或いは鋼浴
面を＾ｒガス等の不活性ガスによって被覆することによ
り、Ｔｉ−Ｎｂ複合添加後の溶鋼の攪拌過程で雰囲気か
らの酸化が起きないような処置をしておくことが必要で
ある。また、Ｔｉ−Ｎｂ複合脱酸の時期が早かったり鋼
浴の温度が高すぎたりするとＴｉ−Ｎｂ系酸化物が粗大
化してしまうので、Ｔｉ　−Ｎｂ複合脱酸は鋳造間近な
るべく遅い時期に実施するのが良いが、Ｔｉ−Ｎｂ系酸
化物の微細分散を効率良く行うためにＴｉ−Ｎｂ複合脱
酸を２回に分けて実施し、Ｔｉ−Ｎｂ複合添加による予
備脱酸の後、鋳造直前に再度ＴｉとＮｂによる２次脱酸
を実施しても良い。

次に、母材及び溶接金属靭性改善の機構について説明す
る。

本発明は、Ｔｉ−Ｎｂ系酸化物によって溶接熱影響部靭
性を向上させる点を大きな特徴としているが、先にも述
べたように、Ｔｉ−Ｎｂ系酸化物を多くすることは鋼の
清浄度を低下させることにもつながって母材靭性にとり
余り好ましくない。また、鋳造した鋼片中のＡｌ量が少
ないままだと、鋼中の固溶Ｎ量が高くなってしまい母材
の靭性は劣化する傾向を示す、更に、溶接を行う場合で
も、母材中のＭが少ないと溶接時の希釈によって溶接金
属中のＭ量も減少してしまうため、溶接金属の脱酸が不
十分となって溶接金属の靭性を低下させてしまう。

そこで、この対策として、本発明ではＴｉ−Ｎｂ複合脱
酸後にＭの添加を実施することとした。

ただ、ＡｆｆｉはＴｉ、　Ｎｂよりも脱酸作用が強＜、
Ｔｉ−Ｎｂ複合脱酸後にＭを添加して保持するとＴｉ−
Ｎｂ系酸化物がＭによって還元されてしまう、そこで、
ＭはＴｉ−Ｎｂ複合脱酸後鋳造直前に添加することが重
要である。そして、適時に適量のＭが添加されれば、Ｔ
ｉ、　Ｎｂで捕獲し切れなかった酸素がＭによって除去
されると同時に、鋳造後は母材靭性を向上させる上で必
要なＭを鋼中に固溶させておくことができる。

即ち、本発明では、Ｔｉ、　ＮｂはＴｉ−Ｎｂ系酸化物
を適量に微細分散させておくために添加されるので、窒
素まで十分に固定する程の量のＴｉ、　Ｎｂを添加する
ことは逆に有害な径及び数量密度のＴｉ−Ｎｂ系酸化物
を生成してしまう、その結果、鋼中の窒素はＴｉ−Ｎｂ
処理だけでは十分に固定できない、また、Ｔｉ、　Ｎｂ
は原子半径が母地のＦｅ元素よりも大分大きく、そのた
め固溶したＴｉ、　Ｎｂは弾性的に固溶窒素を排斥する
応力場を有することとなる。従って、ＴｉＮ、ＮｂＮは
オーステナイトの高温域でのみ生成し易く、室温まで温
度が低下した鋼中にはなにがしかの量の固溶窒素がどう
しても残存してしまう。

しかるに、固溶した窒素が母材の靭性に顕著な悪影響を
及ぼすことは良く知られたことであり、この悪影響を除
去するためには鋼中にＭを固溶させておくことが非常に
効果的である。ＭはＴｌｌ　Ｎｂはど窒素との親和力が
強くないが、Ｔｉ、　Ｎｂのように鉄中でＮとの物理的
反力が作用せず、比較的低温でもＮを捕獲してＡＪＮを
生成し易い。そして、へｌ添加を行うと、上記作用によ
ってＴｉ−Ｎｂ複合脱酸した鋼の母材靭性低下を防止す
ることができる。

なお、以上の作用はその後の鋼材の処理手段に左右され
ることなく所定の効果を発揮し、圧延のまま、制御冷却
、焼入れ・焼戻し、焼ならし等のどの処理法においても
有効となる。

次に、本発明の効果を実施例によって更に具体的に説明
する。

〈実施例〉 まず、溶鋼中残存酸素量：０．０２０％以下、不可避的
に混入したＭ量：０．００７％以下、不可避に混入する
Ｓｉ量：　０．０５％以下の溶鋼にＴｉｓ或いはＴｉと
Ｎｂを添加して脱酸した後、更にＳｉ及びＡｌを添加し
てから鋳造を行い、第１表に示される化学組成のスラブ
を得た。次いで、これを熱間圧延して１５鶴の鋼板を製
造した。なお、熱延後の鋼板の一部には、制御冷却、焼
ならし或いは焼入れ・焼戻しの処理を施した。

そして、これら各鋼板について酸化物系介在物の平均粒
径と粒子数量密度を調査したが、その結果を第１表に併
せて示した。

次に、得られた各鋼板について、それぞれＶ開先による
片面−層溶接を行った。溶接材料は全て同一の低温鋼用
材料を使用し、２電極サブマージアーク溶接を適用した
。ここで、先行溶接は電流：８５０Ａ、電圧：３５■で
、後行溶接は電流：６００Ａ、電圧：３８■で実施した
が、溶接入熱は８０ｋＪ／ｎであった。

続いて、この溶接材から、切欠位置をそれぞれ“溶接金
属中央”、“溶接ボンド部”並びに“溶接ボンド部から
Ｉ（Ａｌ側へ１鶴入ったところ”としたシャルピー衝撃
試験片を採取して各位置での靭性レベルを調査し、その
結果を母材性能の調査結果と共に第２表に示した。

この第２表に示される結果からも、本発明に係る鋼板は
何れも母材靭性、溶接金属部靭性並びに溶接熱影響部靭
性の全てにわたって良好な性能を有しており、性能的に
バランスのとれた低温用鋼の特性を備えていることが分
かる。

これに対して、比較例１１−１３では過剰のＴｉ或いは
Ｎｂにて脱酸されたために生成酸化物が大きくなると共
に、母材中に固溶したＴｉ或いはＮｂが多く、溶接金属
靭性、熱影響部靭性が却って悪化する結果となっている
。

また、比較例１４〜２２においてはＮｂが添加されてい
ないか、Ｎｂの添加量が適正でないため最適なＴｉ。

Ｎｂ複合添加材はどの十分な靭性が確保されていない。

更に、比較例２３ではＡ１含有量が低くて母材靭性が見
劣りすると同時に、溶接金属靭性が非常に低下している
。

比較例２４では、Ａ１が添加されていないばかりかＴｉ
、　Ｎｂ脱酸も不十分であり、更にこの影響で溶接熱影
響部靭性もや＼低下している。

比較例２５では、Ｍが添加されていない上にＳｉ量も非
常に低く、従って母材靭性がや＼低くなっていることに
加え、溶接金属靭性も劣化している。

比較例２６では、Ｍの適量添加はなされているもののＴ
ｉ、　Ｎｂ脱酸が不十分で、このため溶接金属部靭性改
善に必要な酸化物系析出物が不足して粒子密度が４．２
　Ｘ　１０”／ａｍ’　Ｌかな（、溶接熱影響部靭性の
向上効果が認められない。

比較例２７では、過剰のＣａが添加されたため酸化物が
Ｃａで還元されてしまい、やはり酸化物系析出物が不足
して十分な溶接熱影響部靭性が得られていない。

比較例２８は、過剰のＮｂとＶが添加された例であり、
このため溶接金属及び溶接熱影響部の靭性が低くなって
いることが確認できる。

なお、これらとは別に、適正な成分の添加を実施はした
がＮｂの投入をＴｉ脱酸後に実施した鋼板についてその
性能を検討したところ、（Ｔｉ、　Ｎｂ）Ｏ複合酸化物
が析出しておらず、Ｎｂは単独で鋼中に固溶してしまっ
て大入熱溶接熱影響部靭性向上に対して却って悪影響の
出てくることが確認された。

（効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、良好な母材靭
性及び溶接金属靭性を有することは勿論、同時に極めて
優れた溶接熱影響部靭性を示す低温用鋼材をコスト安（
安定提供できるなど、産業上極めて有用な効果がもたら
される。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ａｌ：０．００７超
   〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎ
   ｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｏ：０．００１０〜０
   ．０１００％ を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物なる化学組成で
   、かつ粒径：０．５μｍ以下の（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｏ複合結
   晶相又はこれとＴｉＯ、ＮｂＯ＿２、ＮｂＯの１種以上
   とを含む酸化物系介在物が０．００１〜０．１００％含
   有されて成ることを特徴とする、溶接熱影響部靭性の優
   れた鋼材。
2. （２）重量割合にて Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ａｌ：０．００７超
   〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎ
   ｂ：０．００３〜０．０３０％、０：０．００１０〜０
   ．０１００％ を含有すると共に、更に Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．
   ５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１０％以下、
   Ｃａ：０．００５０％以下の１種以上をも含み、残部が
   Ｆｅ及び不可避的不純物なる化学組成で、かつ粒径：０
   ．５μｍ以下の（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｏ複合結晶相又はこれと
   ＴｉＯ、ＮｂＯ＿２、ＮｂＯの１種以上とを含む酸化物
   系介在物が０．００１〜０．１００％含有されて成るこ
   とを特徴とする、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
3. （３）所定成分を含むと共に、重量割合にて溶鋼中残存
   酸素量：０．０２０％以下、 不可避に混入するＡｌ量：０．００７％以下、不可避に
   混入するＳｉ量：０．０５％以下 である溶鋼中にＴｉとＮｂを複合添加して脱酸した後、
   必要量のＳｉ及びＭを添加し、次いで鋳造又は鋳造とそ
   れに続く加工を施すことを特徴とする、請求項１又は２
   記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法。