JPH03236419A - 溶接熱影響部靭性と耐ラメラーティアー性に優れた厚鋼板の製造法 - 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） 本発明は溶接熱影響部（以下ＨＡＺと呼ぶ）の低温靭性
が優れた高張力鋼板の製造法に関する。

この方法で製造した鋼は海洋構造物、圧力容器、造船、
橋梁、建築、ラインパイプなと溶接鋼構造物に用いるこ
とができる。

（従来の技術） 低合金鋼のＨＡＺ靭性は、（１）結晶粒のサイズ、（２
）高炭素島状マルテンサイト（Ｍ＋）、上部ベイナイト
（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、（３）粒界脆化の有
無、（４）元素のミクロ偏析なと種々の冶金学的要因に
支配される。なかでもＨＡＺの結晶粒のサイズは低温靭
性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ組
織を微細化する数多くの技術が開発実用化されている。

例えば、ＴｉＮを微細分散させ、５０ｋｇ　ｆ　／　ａ
＋４級高張力鋼の溶接時のＨＡＺ靭性を改善する手段が
開示されている（昭和５４年６月発行「鉄と鋼」第６５
巻第８号１２３２頁）。しかしこれらの析出物は溶接時
には溶融線（以下ＦＬと呼ぶ）近傍では大部分が溶解さ
れ、ＨＡＺ組織の粗粒化を生じＨＡＺ靭性が劣化すると
いう欠点を有する。

この問題に対して、本発明者の一部は鋼中にＴｉ酸化物
を微細分散させ、溶接時のＨＡＺにおいて粒内アシキュ
ラーフェライト（以下ＩＦＰと呼ぶ）を生成させること
により、ＨＡＺ組織が微細化され、ＨＡＺ靭性を著しく
改善できることを、特開昭８３−２１０２３５号、特開
平１−１５３２１号各公報に示した。

その後溶接ＨＡＺ組織と靭性の関係を鋭意検討した結果
、鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させた鋼においても、北
南域やＬＰＧタンクなどの極低温の環境で使用される鋼
板のＨＡＺ靭性は十分とは言えない。

さらに晦洋構造物などでは板厚方向の特性も問題となり
、板厚方向に応力が作用するために耐ラメラ−ティア−
性が要求される。しかしながら現在のところＦＬ近傍ま
でＨＡＺ組織を安定して微細化し、板厚方向の特性を改
善する技術は存在しない。

（発明か解決しようとする課題） 本発明は溶接ＨＡＺ靭性と耐ラメラ−ティア−性の優れ
た高張力鋼板の製造法を提案するものである。本発明の
高張力鋼は溶融線棒近傍を含めたＨＡＺ全域で組織が微
細化し、優れた低温靭性と良好な耐ラメラ−ティア−性
を有する。

（課題を解決するための手段） 本発明の要旨は、溶存酸素量が０．００３〜０．０２０
％の溶鋼中にＴｉをｏ、ｏｉｏ〜０．０４０％添加し、
その後３０分以内にＺｒを０．００５〜０．０３０％添
加し、さらに１５分以内にＣａを０．００１〜０．０１
０％添加した後、連続鋳造法により凝固を完了させ、重
量％でＣ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．６％以下
、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ　：０．０２５％以下、
Ｓ　：　０．００５％以下、Ａに０．００４％以下、Ｎ
ｂ：０．００３〜０．（１６０％、Ｎ　：　０．００２
０〜０．００６０％、Ｔ　ｉ：０．００５〜０．０２０
％、Ｚｒ：０．００’３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０
００５〜０．００５０％、０　：　０．（１０１〜０．
００１ｉ％を含有し、且つ−０．０１０％≦（Ｔｉ）　
−２１［０）　−（０．３５ＣＺ「〕＋０．２５　（Ｃ
ａ〕）Ｉ−３，４ＣＮ）　　≦＋［１，０１０％を満足
し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的にＡ
ｌを含有しない鋳片を、１２５０”Ｃ以下の温度で再加
熱後、鋼板を製造すること、および溶存酸素量が０．０
０３〜（１，（１２０％の溶鋼中にＴｉを０．０１０〜
０．０４０％添加し、その後３０分以内にＺｒを０．０
０５〜０．０３０％添加し、さらに１５分以内にＣａを
ｏ、ｏｏｉ〜ｏ、ｏｔｏ％添加した後、連続鋳造法によ
り凝固を完了させ、重量％てＣ：　０．０３〜０．１５
％、Ｓ　ｉ：０．６％以下、Ｍｎ　：　０．８〜２．０
％、Ｐ　：０．０２５％以下、Ｓ　：０．００５％以下
、Ａ、＆　：　０．００４％以下、Ｎｂ　：　０．００
３〜０．０６０％、Ｎ　：　０．００２０〜ｏ、ｏｏｅ
ｏ％、Ｔ　ｉ：ｏ、００５〜０．０２０％、Ｚｒ：０．
００３〜０．０１５％、０：０．００１〜０．０Ｏ６％
に、さらにＢ：０．０００３〜Ｏ，０ＯＬＯ％、Ｎ　ｉ
　：　０．０５〜４．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．５
０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．００５〜
０　、０８０％、Ｍｏ：０．０５〜０．４０％の一種ま
たは二種を含有し、且つ−０．０１０％≦（Ｔｉ）　　
２１　（０）−（０．３５［Ｚｒ）　　＋０．２５　Ｃ
Ｃａ）　）ｌ　−３．４〔Ｎ〕　≦＋　０．０１０％を
満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる実質的
にＡρを含有しない鋳片を、１２５０’Ｃ以下の温度で
再加熱後、鋼板を製造することである。

（作　　用） 以下に本発明について詳細に説明する。

発明者らの研究によれば、ＨＡＺ靭性は（１〉鋼の化学
成分、（２）組織（結晶粒の大きさと硬化相の分布状！
！りに大きく依存し、鋼成分の適正化とこれによる結晶
粒の微細化が高靭性化に不可欠であると考えられる。発
明者の一部が特開昭６３−２１０２３５号、特開平１−
１５３２１号各公報に示したように、ＴＩ酸化物を微細
分散させた鋼は、溶接時のＨＡＺ　（とくにＦＬ近傍）
において、ＩＦＰを生成させることによりＨＡＺ組織が
微細化され、ＨＡＺ靭性を著しく改善できる。

一方、発明者らは特開平１−１５９３５６号公報、およ
び平成１年ｔ２月２９日出願の明細書に示したように、
ＴｉとＺｒの複合酸化物は鋳片全厚にわたって微細均一
分散が可能なこと、および酸化物を核としてＩＦＰが生
成することから、板厚中心部を含めた全ての板厚位置に
おいて、ＨＡＺの全域で組織が微細化され、極めて優れ
た低温靭性が得られることを見いだした。

しかしその後の検討の結果、Ｔ１とＺｒの複合酸化物は
、溶鋼中でＴｉとＺｒの複合酸化物がクラスター状に凝
集し浮上しやすいため、微細分散させるためには凝固ま
での時間を極力短くしなければいけないことが判明した
。

そこで凝固までの時間依存性の少ない酸化物について鋭
意検討した結果、ＴＩ、Ｚｒ、Ｃａの複合酸化物は低融
点の酸化物となり、凝固までの時間依存性が少ないこと
を見いだし、微細分散に極めて有効であることが判明し
た。さらにＣａの添加により耐ラメラ−ティア−性も著
しく向上することが判明した。

すなわちＴ１．Ｚｒ、Ｃａの添加方法を規定することに
より、鋼中にＴＩとＺｒとＣａの複合酸化物（主として
Ｔｉ　Ｏ、ＺｒＯ２，ＣａＯか３ らなる酸化物）を多量に微細均一分散させることができ
、ＨＡＺ靭性が飛躍的に改善されるとともに、耐ラメラ
−ティア−性も著しく向上することを見いたし本発明に
至った。

Ｔ１とＺｒとＣａの複合酸化物を多量に微細分散させた
鋼は、ＦＬ近傍の１４００℃以上に加熱される領域にお
いても、γ−α変態時にγ粒内に存在するＴｉとＺｒと
Ｃａの複合酸化物を核として、ＩＦＰを生成し、ＨＡＺ
組織を著しく微細化する。

また、ＦＬから離れた領域（ＦＬから５１１１ｍ程度ま
での領域）においては、微細ＴｉＮを含有させることに
よりＨＡＺ靭性を改善できる。これは微細ＴｉＮにより
γ粒の粗大化が抑制され、組織が微細化されるためであ
る。

このような効果を有するＴｊ　とＺｒとＣａの複合酸化
物を鋼中に多量に微細分散させるためには、まずＴｉと
ｚｒ、ｌ！：Ｃａを添加する溶鋼中の溶存酸素量を０．
００３〜０．０２０％にする必要がある。溶存酸素量が
０．００３％未満であるとＴＬ、　　Ｚｒ、　　Ｃａに
よる脱酸後の酸素量が少なくなり、最終的な微細酸化物
の個数が少なくなるためである。

しかし溶存酸素量が０．０２０％を超えるとＴｉ。

Ｚｒ、Ｃａを添加しても脱酸が十分に行なわれず、清浄
度が落ちて母材の靭性が劣化する。Ｔｉ。

Ｚｒ、Ｃａの添加量は脱酸により、添加量の約５０％が
スラグとして出るために最終的に必要とするＴｆ　、Ｚ
ｒ、Ｃａ１ｌの２倍添加する必要がある。

Ｔ１．ｚｒ、Ｃａを添加する順序としてはＴｆを添加し
た後Ｚ「を添加し、その後Ｃａを添加する必要がある。

これは酸素との親和力がＴｉ。

Ｚｒ、Ｃａの順に強いために、ＣａをＺｒより先に添加
すると鋼中に生成する酸化物はＣａ主体の酸化物に、ま
たＺｒをＴｉより先に添加すると鋼中に生成する酸化物
はＺｒ主体の酸化物となるためである。Ｃａ、Ｚｒの酸
化物からはＩＦＰは全く生成せず、ＨＡＺ組織の微細化
効果は期待できない。

Ｔｉを添加しさらにＺ「を添加する場合に、ＴＩを添加
後、３０分以内にＺ「を添加する必要がある。ＴＩを添
加後、３０分以上経過するとＴ１酸化物の凝集・合体お
よび浮上が進むために、最終的に微細な酸化物を鋼中に
均一分散させることができないためである。

Ｔｉを添加後にＺ「を添加することにより、溶鋼中に存
在している微細なＴｉ酸化物は酸素との親和力が強い２
「により衝突かつ還元されるために、ＴＩとＺｒの複合
酸化物となる。そして凝集・合体および浮上が抑えられ
る。さらにＺｒを添加後１５分以内にＣａを添加する必
要かある。

Ｚ「を添加後、１５分以上経過するとたとえＴｉとＺ「
の複合酸化物でも凝集・合体および浮上が進むために、
最終的に微細な酸化物を鋼中に均一分散させることがて
きないためである。Ｔｉを添加後にＺｒを、その後Ｃａ
を添加することにより、溶鋼中に存在しているＴＩとＺ
ｒ酸化物は酸素との親和力が最も強いＣａにより衝突か
つ還元され、低融点の酸化物を生成するために酸化物は
微細化され、さらに凝集・合体および浮上が抑えられる
ので、最終的に微細な複合酸化物を鋼中に多量に均一分
散させることができる。

さらに酸素と結合して残ったＣａは、Ｓと結合して、圧
延によって伸びないＣａＳを形成して、耐ラメラ−ティ
ア−性をも著しく向上させる。

通常の製鋼性において鋼中にＴｉとＺｒとＣａの複合酸
化物、ＴｉＮを確保させるには、とくにＴｉ　、Ｚｒ、
Ｃａ、Ｎ、Ｏｊｉとそのバランスノ適正化が必須である
。このためＴｉ　、Ｚｒ、Ｃａ。

Ｎ、０ｆｆｉをそれぞれＴ　ｉ：ｏ、００５〜０．０２
０％、Ｚｒ：０．００３〜０．０１５％、Ｃａ：０．０
００５〜０．００５％、Ｎ：０．００２０〜０．００６
５％、ｏ　：０．００１〜０．００６％、且つ−０．０
１０％≦ＣＴＩ）　−２ｉ　［０）　−（０．３５〔Ｚ
ｒ〕　＋０．２５　ＣＣａ〕）ｌ−３，４［Ｎ）≦＋０
．０１０％に限定する必要がある。

ＴＩ　、Ｚｒ、Ｃａ、Ｎ、Ｏ量の下限はＴｉ　とＺｒと
Ｃａの複合酸化物、ＴｉＮ、ＣａＳを生成させるための
必要最小量である。Ｔ１．Ｚｒ量の上限はＴｉＣやＺｒ
Ｃの生成によるＨＡＺ靭性の劣化を防止するためである
。Ｃａ量の上限はＣａＯが多量に生成して鋼の靭性、清
浄度も害するのを防止するためである。Ｎ量の上限は固
溶ＮによるＨＡＺ靭性の劣化を防止するためである。

また０量の上限は非金属介在物の生成による鋼の清浄度
、靭性の劣化を防止するためである。

しかし、単に個々の元素量を限定するだけでは、微細な
Ｔｉと２「とＣａの複合酸化物、ＴｉＮを同時に安定し
て得ることができないので、Ｔｉ。

Ｚｒ、Ｃａ量のバランスを一０９口ｌＯ％Ｓ　ＥＴ＋）
２１　［０）　−（０．３５［Ｚｒ）　＋０．２５　［
Ｃａ）　）ｌ　−３．４〔Ｎ〕≦＋ｏ、ｏｉｏ％に限定
した。Ｔ１．Ｚｒ。

Ｃａ、Ｎ、Ｏ量がこの範囲にあるとＨＡＺ靭性は飛躍的
に向上する。

上式はＴｉ　　ＯＺｒＯ，、、Ｃａｂ、ＴｉＮ２３” のみが生成すると考えたとき、化学量論的に見たＴＩの
過、不足量を表現したものである。下限はＴｉｆｆ１の
不足によるＴｉＮの生成量の不足を防ぐためであり、上
限は過剰のＴｉによるＴｉＣの析出を防止するためであ
る。

ＴｉとＺｒとＣａの複合酸化物によるＨＡＺ組織の微細
化効果を得るためには、鋼中に適当な大きさの酸化物を
均一に分散させなければならない。

ＴｉとＺ「とＣａの複合酸化物の粒子径として０．０５
〜５−１個数として３０〜３００個／ＩＩ！１が望まし
い。

Ｔｉ　とＺｒとＣａの複合酸化物の粒子径が０．５−以
下、あるいは個数が３０ａｌ／−以下になるとＩＦＰの
生成能力が弱くなる。またＴｊと２「とＣａの複合酸化
物の粒子径が５ｔｔｎ以上、あるいは個数が３００個／
−以上になるとＴｉとＺｒとＣａの複合酸化物自身が脆
性き裂の発生点となったり、鋼の清浄度が低下してＨＡ
Ｚだけでなく母材の低温靭性も劣化する。

なおＴ１とＺｒとＣａの複合酸化物個数および大きさは
鋳片断面部を研磨した後、光学顕微鏡により測定したも
のである。

しかし、たとえ鋼中にＴｉとＺｒとＣａの複合酸化物、
ＴｉＮを生成させても基本成分が適当でないと優れたＨ
ＡＺ靭性は得られない。以下にそのほかの基本成分の限
定理由について説明する。

ＣＭの下限０．０３％は、母材および溶接部の強度の確
保ならびにＮｂ、Ｖなどの添加時に、これらの効果を発
揮させるための最小量である。しかしＣ量が多すぎると
、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすだけでなく母材靭性、溶
接性を劣化させるので、上限を０．１５％とした。

Ｓｌは脱酸上鋼に含まれる元素で、Ｓｌが多くなると溶
接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．６％
とした。本発明鋼ではＡｌｌ脱酸で十分であり、さらに
Ｔｉ脱酸でも良い。ＳｌについてＨＡＺ靭性の点からは
含有量を０．１５％程度とすることが望ましい。

Ｍｎは強度、靭性を確保する上で不可欠の元素であり、
その下限は０．８％である。しかしＭｎ量が多すぎると
焼入性が増加して溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するたけで
なく、目標とする規格に適合する母材強度を得ることが
できない。このためＭｎ量の上限を２．０％とした。

本発明鋼において、不可避的不純物であるＰおよびＳを
それぞれ０．０２５％以下、ｏ、ｏｔｏ％以下とした理
由は、母材、ＨＡＺの低温靭性をより一層向上させるた
めである。Ｐｊｌの低減は接合部における粒界破壊傾向
を減少させ、Ｓｊｌの低減は粒界フェライトの生成を抑
制する傾向がある。最も好ましいＰ、５ｆｆｉはそれぞ
れ０．０１％、　０．００５０％以下である。

Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であるが、本発明
では好ましくない元素であり、０．００４％以下と限定
した。これはＡ１１が鋼中に含まれていると酸素と結合
してＴｉの酸化物が生成しなくなるためである。脱酸は
Ｔ１およびＳｌだけでも可能であり、本発明においてＡ
ｌ量は少ないほど良く、０．００３以下が望ましい。

Ｎｂはγ粒界に生成するフェライトを抑制し、Ｔｊ酸化
物を核とする微細なＩＦＰの生成を促進する働きがある
。この効果を得るためには最低０．００３％のＮｂ量が
必要である。しかしながらＮｂｌが多すぎると、逆に微
細なＩＦＰの生成を妨げるのでその上限をｏ、ｏｅｏ％
とした。

つぎに、Ｂ、ＮＩ　、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ。

Ｃａを添加する理由について説明する。

基本成分にさらに、これらの元素を添加する主たる目的
は本発明鋼の特徴を損なうことなく、強度・靭性などの
特性の向上をはかるためである。

したがって、その添加量は自ら制限されるべき性質のも
のである。

Ｂは溶接後の溶融線近傍においてγ粒界に固溶Ｂとして
偏析し粒界フェライトを抑制する。この効果を得るため
には最低０．０００３％のＢ量が必要である。しかし、
過剰のＢ添加はＦｅ２３（ＣＢ）６などの粗大な析出物
かγ粒界に析出して低温靭性を劣化させるので、Ｂ量の
上限を０．００１５％とする必要がある。

Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及はすことなく、
母材の強度、靭性を向上させるが、０　、０５　％以下
では効果が薄く、４．０％以上の添加は溶接性に好まし
くないために上限を４，０％とした。

ＣｕはＮｉ　とほぼ同様の効果とともに耐食性、耐水素
誘起割れ性などにも効果かあるが、１．５％を超えると
熱間圧延時にＣｕ　−クラックが発生し、製造困難とな
る。このため上限を１．５％とした。

Ｃｒは母材および溶接部の強度を高める元素であるが、
１．０％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させ、ま
た０、０５％以下では効果が薄い。したがってＣｒ量は
０゜０５〜１．０％とする。

ＶはＮｂとほぼ同じ効果を持つ元素であるが、０．０１
％以下では効果が少なく、上限は０．０８％まで許容で
きる。

Ｍｏは母材および溶接部の強度を高める元素であるが、
０．４％を超えるとＣ「と同様に母材、接合部の靭性、
溶接性の劣化を招き好ましくない。

また０、０５％以下では効果が薄い。したがってＭ。

量は０．０５〜０．４％とする。

鋼の成分を上記のように限定しても、製造法が適切でな
ければ溶接前の鋼中に微細なＴｉとＺｒとＣａの複合酸
化物やＴｉＮを微細分散させることはできない。このた
め製造条件についても限定する必要がある。

まず、鋼は工業的には連続鋳造で製造することが必須で
ある。この理由は、連続鋳造法では大型鋼塊による造塊
−分塊法に比較して凝固時の冷却速度が速く、スラブ中
に微細なＴＩとＺｒとＣａの複合酸化物やＴｉＮが多量
に得られるためである。大型鋼塊による造塊−分塊広で
はＴＩとＺｒとＣａの複合酸化物やＴｉＮを鋳片中に微
細分散させることは難かしい。

鋳片の再加熱温度を１２５０℃以下とする必要がある。

これ以上の温度で再加熱するとＴｉＮが粗大化して、溶
接前の鋼中に微細なＴｉＮがなくなり、ＨＡＺにおける
組織の微細化が不可能になるためである。

なお、本発明においては、鋳片の再加熱は必ずしも実施
する必要はなく、ホットチャージ圧延やダイレクト圧延
を行なっても全く問題はない。

本発明では鋳片再加熱後の圧延法などについては、とく
に限定しないが、いわゆる加工熱処理や圧延後の焼入焼
戻、焼きならし処理が強度、靭性を確保する上で適切で
ある。これは、たとえ優れたＨＡＺ靭性が得られても、
母材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分なためで
ある。

母材の低温靭性を優れたものとするには鋼の結晶粒を微
細化する必要がある。加工熱処理の方性としては、（１
）制御圧延、（２）制御圧延−加速伶却、（３）圧延直
接焼入焼戻などが挙げられるが、最も好ましいのは制御
圧延と加速冷却の組合せである。

なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的でＡ　ｃ　１
変態点以下の温度に再加熱しても本発明の特徴を損なう
ものではない。

（実　施　例） 表１に実施例を示す。

周知の転炉、連続鋳造、厚板工程で種々の鋼成分の鋼板
を製造し、サブマージドアーク溶接（ＳＡＷ）を実施し
、ＨＡＺ、靭性を一６０℃での２ｍ＋＊Ｖノツチシャル
ピー試験によって調査した。

試験片は１／４を位置から採取し、ノツチ位置はＦＬ、
ＨＡＺｌｍｍとした。さらに、板厚方向の特性（耐ラメ
ラ−ティア−性）を直径１０ｍｍの板厚方向引張試験片
により調査した。

表１で明らかなように本発明にかかる鋼が、すべて良好
なＨＡＺ靭性と良好な耐ラメラ−ティア−性を有する。

これに対し比較鋼はことことくＨＡＺや板厚方向の特性
（耐ラメラ−ティア−性）が劣化する。

比較鋼において鋼１６はＴｉ量が少なくＴｉとＺｒとＣ
ａの複合酸化物によるＩＦＰの生成効果がないことと、
ＴｉＮによるγ粒抑制効果がないためにＨＡＺ靭性は劣
化する。鋼１７はＴｆｊｉｔが多くＴｉＣの析出により
ＨＡＺ靭性は劣化する。鋼１８はＺｒ量が少なくＴｉと
ＺｒとＣａの複合酸化物が生成しないため（こＩＦＰの
生成量が少なくＨＡＺ靭性は劣化する。鋼１９は２「量
、が多すぎるためにＺｒＣの析出によりＨＡＺ靭性は劣
化する。

鋼２０はＣａ量が少なくＴｊとＺｒとＣａの複合酸化物
によるＩＦＰの生成効果がなく、ＨＡＺ靭性が劣化する
とともに、板厚方向特性（耐ラメラ−ティア−性）か劣
化する。鋼２１はＣａｆｉが多すぎるためにＣａｂ、Ｃ
ａＳが多量に生成して鋼の靭性が劣化する。鋼２２はＴ
ｉ　、Ｚｒ、Ｃａ、Ｎ、０のバランスが悪く、ＨＡＺ靭
性が劣化する。鋼２３はＴｉ　、Ｚｒ、Ｃａ、Ｎ、Ｏの
バランスが悪く、ＨＡＺ靭性が劣化する。鋼２４はＡｐ
量が多くＴｉと２「とＣａの複合酸化物が生成しないた
めにＩＦＰの生成量が少なくＨＡＺ靭性は劣化する。

鋼２５はＴｉ添加前の溶存酸素量が少なく最終の酸素量
も少ないために酸化物個数が減少しＨＡＺ靭性は劣化す
る。鋼２６はＴｉ添加前の溶存酸素量が多すぎるために
脱酸が十分に行なわれず鋼の清浄度が落ち、母材および
ＨＡＺ靭性が劣化する。鋼２７はＺｒを添加してからＴ
Ｉを添加したためにＺｒ　（！：Ｃａ主体の酸化物が生
威し、ＩＦＰが生成しないためにＨＡＺ靭性は劣化する
。鋼２８はＣａを添加してからＺ「を添加したためにＴ
ｉとＣａ主体の酸化物が生成し、酸化物の個数が減少す
るためにＨＡＺ靭性は劣化する。鋼２９はＴｉを添加し
てからＺｒを添加するまでの時間が長いのでＴＩとＺｒ
とＣａの複合酸化物の個数が少なく、ＩＦＰの生成量が
少ないためにＨＡＺ靭性は劣化する。鋼３０はＺｒを添
加してからＣａを添加するまでの時間が長いのてＴｉと
２「とＣａの複合酸化物の個数が少なく、 ＩＦＰの生成量が少ないた めにＨＡＺ靭性は劣化する。

（発明の効果） 本発明により、母材はもとより溶接ＨＡＺ全域において
極めて優れた低温靭性を有する鋼を大量、且つ安価に製
造することが可能になった。その結果、溶接構造物の安
全性を大きく向上させることができた。

代 理 人

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、溶存酸素量が０．００３〜０．０２０％の溶鋼中に
   Ｔｉを０．０１０〜０．０４０％添加し、その後３０分
   以内にＺｒを０．００５〜０．０３０％添加し、さらに
   １５分以内にＣａを０．００１〜０．０１０％添加した
   後、連続鋳造法により凝固を完了させ、 重量％で Ｃ：０．０３〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．０％、 Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．００５％以下、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎｂ：０．００３〜０．０６０％、 Ｎ：０．００２０〜０．００６０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、 Ｚｒ：０．００３〜０．０１５％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、 Ｏ：０．００１〜０．００６％ を含有し、且つ −０．０１０％≦〔Ｔｉ−２｛〔Ｏ〕−（０．３５〔Ｚ
   ｒ〕＋０．２５〔Ｃａ〕）｝−３．４〔Ｎ〕≦＋０．０
   １０％を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からな
   る実質的にＡｌを含有しない鋳片を、１２５０℃以下の
   温度で再加熱後、鋼板を製造することを特徴とする溶接
   熱影響部靭性と耐ラメラーティアー性に優れた厚鋼板の
   製造法。 ２、重量％で、 Ｂ：０．０００３〜０．００１０％、 Ｎｉ：０．０５〜４．００％、 Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．００％、 Ｖ：０．００５〜０．０８０％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４０％ の一種または二種 を含有し、且つ −０．０１０％≦〔Ｔｉ〕−２｛〔Ｏ〕−（０．３５〔
   Ｚｒ〕＋０．２５〔Ｃａ〕）｝−３．４〔Ｎ〕≦＋０．
   ０１０％を満足し、実質的にＡｌを含有しない鋳片であ
   る請求項１記載の溶接熱影響部靭性と耐ラメラーティア
   ー性に優れた厚鋼板の製造法。