JPH07278736A - 溶接熱影響部靱性の優れた鋼材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【目的】溶接熱影響部（ＨＡＺ）靱性の優れた鋼材を提
供する。 【構成】Ｃ：0.01〜0.25％、Si：0.6 ％以下、Mn： 0.3
〜3.0 ％、Ｎ：0.0005〜0.0100％、Ｏ：0.0010〜0.0070
％、Al：0.02％以下、更にCr：０〜1.5％、Mo：０〜1.5
％、Cu：０〜1.5 ％、Ni：０〜3.0 ％、Nb：０〜0.5
％、Ｖ：０〜0.5 ％の１種以上、並びにＢ：０〜0.0020
％を含み、不純物中のＰは0.03％以下、Ｓは0.01％以下
であり、かつ鋼材中のAl−Mn酸化物分散粒子が 0.2〜20
μｍ、同じく平均密度が１mm² あたり４個〜1000個未
満、分散粒子中のAlとMnとの関係が下記式、を満足
するＨＡＺ靱性の優れた鋼材。 （Al＋Mn）≧40モル％・・・・・・・ Al／Mn＝ 1.0〜5.0 未満・・・・・

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、橋梁、船舶、建築、海
洋構造物等で用いられる溶接用鋼、または製管時に溶接
施工が必要となるラインパイプ用材料などに関し、特
に、優れた溶接熱影響部靱性を有する溶接用鋼材に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】一般に鋼材を溶接すると、溶接金属に接
する母材部分、すなわち溶接熱影響部( 以下、ＨＡＺと
いう）では結晶粒が粗大化して靱性が劣化し、溶接構造
物の性能を低下させることが知られている。特に大入熱
溶接を行った場合、鋼中のTiＮが粗大化しγ粒成長抑制
力が失われるため、ＨＡＺ組織の粗大化防止と靱性の確
保は非常に難しくなる。このＨＡＺ靱性を向上させるた
め、これまでに数多くの試みがなされている。

【０００３】特開昭57−51234 号公報には、粒度５μｍ
以下の TiO_x を 0.004〜0.06％含む溶接用鋼材が示され
ている。

【０００４】特開昭62−170459号公報に示される溶接用
高張力鋼板では、低Al化によるフェライト析出の促進効
果と、Ti、Ｂの複合添加、Ｎ量の制御とを組み合わせ
て、ＨＡＺ靱性の改善を行うことが提案されている。

【０００５】この方法の場合、ＢをＨＡＺで冷却中にＢ
Ｎの形でγ粒内に析出させ、γ粒内からのフェライト析
出サイトとして機能させることにより、ＨＡＺ組織を等
粒状の微細な粒内フェライト組織とすることが可能であ
り、γ粒が著しく粗大化する超大入熱溶接に際しても、
良好なＨＡＺ靱性を確保することができる。

【０００６】一方、特開昭59−185760号公報などに示さ
れる溶接用高靱性鋼では、低Al系成分の選択、TiＮの利
用に加えて、ＢＮに替えてTiオキサイドもしくはTiオキ
サイドとMnＳ等との複合体を分散させ、これらの分散質
をフェライトの析出核として機能させることにより、Ｈ
ＡＺ組織を微細化し、ＨＡＺ靱性を向上させるという低
Al−Tiオキサイド分散鋼とも呼べるものが提案されてい
る。

【０００７】なかでも、特開昭59−185760号、特開昭61
−79745 号、特開昭61−117245号および特開平２−2207
35号の各公報で提案されている強靱鋼またはその製造方
法は、溶製時にTi脱酸を行って、その脱酸生成物を分散
させてそれを利用するか、このTi酸化物にTiＮやMnＳを
複合析出させて、複合介在物として利用するものであ
る。

【０００８】特開平５−255801号公報および特開平５−
271864号公報に示される微小粒子分散鋼は、Mn−Si酸化
物またはMnを５割以上含むMn−Al酸化物を鋼中に形成さ
せ、さらにその上にMnＳを析出させ、これらをフェライ
ト析出核として利用する鋼である。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】上記のように、ＨＡＺ
靱性の改善のために、鋼中の析出物または介在物分など
の散粒子を利用することは公知であるが、これまでに提
案されてきた分散粒子を用いる場合には、次のような様
々な問題がある。

【００１０】特開昭62−170459号公報の方法では、ＨＡ
Ｚ靱性の確保のためにTiＮに加えてＢＮを利用するため
Ｂの添加が必須となり、sol.Al、Ti、Ｎ、Ｂの各含有量
のバランスを精度よくコントロールしなければ、固溶Ｂ
のためにＨＡＺが硬化するという製造上の困難が存在す
る。その上、ラインパイプ等のＢ添加を嫌う用途にはこ
の方法による鋼材を適用するのが難しく、必ずしも汎用
的なＨＡＺ高靱性化技術とは言えない。

【００１１】特開昭57−51243 号公報の方法では、鋼中
に分散させる TiO_x の酸素の対する反応性が非常に高
く、通常の方法によって鋼を製造した場合、鋼中に安定
して存在させることは極めて困難であり、経済的な観点
から許される生産コスト内でこれを鋼中に分散させ、Ｈ
ＡＺ組織の微細化と靱性向上の効果を発揮させることは
非常に難しい。

【００１２】TiO_x ではなくTi₂O₃ を利用する方法もあ
る。このTi₂O₃ を鋼中に形成させることは不可能とは言
えないが、Ti₂O₃ 自体はフェライト析出核としての能力
が小さく、鋼材のＨＡＺ靱性は必ずしも向上しない。

【００１３】Ti酸化物とTiＮ、MnＳの複合介在物や、Mn
−Si酸化物、Mn−Al酸化物とMnＳの複合介在物を利用す
る方法では、MnＳが必須となるため、鋼中にＳをある程
度含有させることが必須となり、鋼の清浄度の低下、特
にＨＩＣ（水素誘起割れ）発生の原因となるMnＳ系介在
物の制御が難しくなり、適用範囲が限定される。

【００１４】上記のうちのMn−Si酸化物およびMn−Al酸
化物は、MnＯまたは他のMn酸化物の形で多量のMnを含有
しなければならず、このような酸化物を鋼中に形成させ
ることは実生産においては非常な困難が伴い、実用的と
はいい難い。

【００１５】しかも、これらの困難を克服して、目的と
する酸化物−MnＳ複合介在物を鋼中に形成させ得たとし
ても、溶接熱影響を受けた場合、MnＳのかなりの部分は
いったん鋼に固溶し、冷却時に再析出する過程を経るた
め、酸化物の周りには再析出できずに固溶したまま残存
するMnが生じやすい。このため、複合介在物周辺の局所
的な固溶Mn濃度は高くなりがちであり、介在物周辺の局
所的な焼入れ性が増大し、往々にして上記のような介在
物は充分にフェライト析出核としては機能しない結果と
なる。

【００１６】このように、現状では、ＨＡＺにおけるフ
ェライト析出核として満足な特性を有する分散粒子は知
られておらず、ＨＡＺ靱性改善のために、より優れた分
散粒子が必要とされている。

【００１７】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は次の(1)
および(2) の鋼材にある。

【００１８】(1)重量割合にて、Ｃ：0.01〜0.25％、S
i：0.6 ％以下、Mn： 0.3〜3.0 ％、Ｎ：0.0005〜0.010
0％、Ｏ：0.0010〜0.0070％およびAl：0.02％以下、さ
らにCr：０〜1.5 ％、Mo：０〜1.5 ％、Cu：０〜1.5
％、Ni：０〜3.0 ％、Nb：０〜0.5％およびＶ：０〜0.5
％のうちの１種以上、ならびにＢ：０〜0.0020％を含
有し、残部はFeと不可避的不純物からなり、不純物中の
Ｐは0.03％以下、Ｓは0.01％以下であり、かつ鋼材中の
Al−Mn酸化物分散粒子の大きさが 0.2〜20μｍ、この分
散粒子の平均密度が１mm² あたり４個以上1000個未満、
この分散粒子中のAlとMnとの関係が下記式および式
を満足することを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた
鋼材。

【００１９】（Al＋Mn）≧40モル％・・・・・・・ ただし、酸化物を構成する全金属元素に対する（Al＋M
n）比率。

【００２０】Al／Mn＝ 1.0〜5.0 未満・・・・・ ただし、酸化物を構成するAlとMnのモル比率。

【００２１】(2)上記(1) の成分に加えて更に、重量割
合にて、Ti：0.05％以下、Zr：0.02％以下、Ca：0.004
％以下、Mg：0.004 ％以下、Hf：0.02％以下、Ｙ：0.02
％以下および希土類：0.02％のうちの１種以上を含有
し、残部はFeと不可避的不純物からなり、不純物中のＰ
は0.03％以下、Ｓは0.01％以下であり、かつ鋼材中の酸
化物分散粒子が下記(a) および(b) であり、かつこれら
の分散粒子の大きさが 0.2〜20μｍ、これらの分散粒子
の平均密度が１mm² あたり４個以上1000個未満、下記
(a) または(b) のAl−Mn酸化物中のAlとMnとの関係が上
記式および式を満足することを特徴とする溶接熱影
響部靱性の優れた鋼材。

【００２２】(a)Ti、Zr、Ca、Mg、Hf、Ｙ、希土類、Si
のうちの１種以上を含むAl−Mn酸化物 (b)上記(a) のAl−Mn酸化物とTi、Zr、Ca、Mg、Hf、
Ｙ、希土類、Si、Mn、Alのうちの１種以上を含む酸化物
との複合体 上記において、Cr、Mo、Cu、Ni、NbおよびＶ、ならびに
Ｂは、いずれも無添加でもよい。これらを積極的に添加
する場合の下限は、Crで0.01％、Moで0.01％、Cuで0.01
％、Niで0.01％、Nbで0.002 ％およびＶで0.003 ％と
し、１種以上を選んで用いるのが望ましい。Ｂを積極的
に添加する場合の下限は0.00005 ％とするのが望まし
い。

【００２３】本発明者らは、前記の課題を解決するため
に鋭意検討を行い、次の (イ)〜(ニ)の新知見を得た。

【００２４】(イ)Al添加後の溶鋼中の溶存酸素量を確保
するように添加条件を調整し、Alを含有する脱酸生成物
を鋼中に形成させた後、最終脱酸を行うことによって優
れたＨＡＺ靱性を示す鋼材を溶製することができる。

【００２５】(ロ)前記の優れたＨＡＺ靱性を示す鋼材で
は、Al−Mn系酸化物粒子が分散している。この分散粒子
は、その組成からみて物質相名で言えばGalaxite(MnAl₂
O₄) に近く、Mn比率が比較的小さな酸化物相であるた
め、鋼材中に安定して形成させることができる。

【００２６】(ハ)Galaxiteそのもの、またはGalaxiteに
近い組成をもつ (Al：Mn＝1.0 〜 ５．０未満。ただ
し、ＡｌとMn以外の金属元素も含まれる）Al−Mn酸化物
粒子、もしくはこの酸化物粒子と他の酸化物との複合体
粒子が鋼材中に分散している場合、それらはＨＡＺにお
いて粒内アシキュラーフェライトの核生成サイトとして
非常に有効であり、ＨＡＺ組織を効率よく微細化する。

【００２７】(ニ)Al、Mn以外で、鋼中の酸化物形成元素
であるCa、Mg、TiおよびSiなどが鋼中に存在する場合、
鋼中に分散する酸化物中にもこれらの元素の１種以上が
含まれる。また、一部はAl−Mn酸化物中にも含有され、
他の一部はAl−Mn酸化物とは別種の酸化物を形成して鋼
中に単独で分散するか、またはAl−Mn酸化物と酸化物複
合体を形成して分散する。

【００２８】しかし、この場合でも、Al−Mn酸化物中に
おける（Al＋Mn）の比率は前記の式および式を満足
しなければならず、満足しない場合には、その酸化物分
散粒子のアシキュラーフェライト析出核としての能力が
減退する。

【００２９】Zr、Hf、Ｙおよび希土類元素等の強脱酸元
素を含有させた場合も同様であるが、これらを添加する
場合は、実質的にほとんど全てが酸化物となって固溶状
態で鋼中に含まれる量が現実的にゼロになる程度に添加
量を抑制する必要がある。そうでなければAl−Mn酸化物
相が破壊され、この酸化物相のフェライト析出核として
の能力は失われる。

【００３０】

【作用】まず、鋼材中の分散粒子としてのGalaxiteの作
用効果を説明し、本発明鋼材中の分散粒子を前記のよう
に限定した理由について述べる。

【００３１】本発明者らは、ＨＡＺにおけるフェライト
析出核として、スピネル構造をもつMnAl₂O₄(Galaxite)
に着目した。Galaxiteは溶接金属中に分散し、その組織
を微細化することが知られているが、これまで、このGa
laxiteがＨＡＺ組織の微細化と靱性向上のために利用さ
れたことはない。この原因として少なくとも次の二つが
考えられる。

【００３２】一つは、Galaxiteの充分な量を鋼材中に分
散させる技術が未知であったこと。

【００３３】二つは、溶接金属中には非常に多くの酸化
物を容易に分散させることができるのに対して、鋼材中
には一般に遙かに少ない個数の酸化物しか分散させるこ
とができないと考えられてきたため、たとえ鋼材中にGa
laxiteを形成させ得たとしても、ＨＡＺ靱性改善には遠
く至らないことが一見容易に予想された。この理由でGa
laxiteを活用する方法が現実的な手段であるとは考えら
れてこなかったこと。

【００３４】しかし、本発明者らが実際にGalaxite粒子
分散鋼の溶製を試みた結果、上記の予断は誤りであるこ
とが明らかになった。

【００３５】まず、鋼材中にGalaxiteを形成させること
であるが、必ずしもGalaxiteそのものとは断言できない
が、Al：Mnが２前後でAlとMnを多量に含むGalaxiteに近
い組成の酸化物粒子を形成させ、分散させることは可能
であった。このGalaxiteに近い組成の酸化物が、本発明
でいうAl−Mn酸化物である。

【００３６】この際の溶製条件は、通常のAlキルド鋼の
溶製手順とはかなり異なるものの、用いる精錬過程に適
合した条件を慎重に選択して行けば、通常の量産設備で
実現可能な範囲にあった。しかし、上記で得られたAl−
Mn酸化物粒子の鋼材中への分散個数は、凝固時の冷却速
度の影響を大きく受け、溶接金属中に分散する個数に比
べて、遙かに少なくなってしまう。

【００３７】しかし、このような鋼材を用いて実際に大
入熱溶接を行ってみると、Al−Mn酸化物粒子はＨＡＺに
おいてアシキュラーフェライトの非常に良好な析出核と
して機能し、冷却中のγ−α変態時には多数のアシキュ
ラ−フェライトを析出させ、粗大化したγ粒を効果的に
分割する。このため、Al−Mn酸化物粒子がγ粒１個当た
りわずかに数個分散しているだけでも、ＨＡＺ組織の様
相を大きく改善し、ＨＡＺ靱性を改善させることが明ら
かになった。

【００３８】このAl−Mn酸化物粒子は鋼材中で単独に存
在していることは珍しく、他のTi、Zr、Ca、Ｙ、希土類
などの酸化物と酸化物複合体を形成している場合や、Al
−Mn酸化物の表面にMnＳやTiＮを析出させていることも
ある。また、Mn、Alの一部が他の元素と置換して、より
複雑な酸化物複合体の組成となっている場合もある。

【００３９】上記のようにAl−Mn酸化物では、一部元素
の置換が生じたり、他の酸化物と複合したりしても、Al
−Mn酸化物として前述の式および式を満足する分散
粒子である限り、Al−Mn酸化物またはAl−Mn酸化物複合
体の分散粒子のアシキュラーフェライト析出核としての
性能には悪影響は生じない。

【００４０】むしろ、所望のAl−Mn酸化物分散粒子を形
成させる場合、最適な脱酸条件を選択し、意識的にAlや
Mn以外のTi、Zr、Ca、Mg、Hf、Ｙ、希土類およびSiなど
の脱酸元素を添加することによって、これらの酸化物と
Al−Mn酸化物とからなる複合体分散粒子として形成させ
る方が容易になる。

【００４１】しかし、MnＳやTiＮがAl−Mn酸化物表面に
析出して酸化物以外の相と複合体を形成することは、Al
−Mn酸化物粒子がアシキュラーフェライトの析出核とし
て機能することを阻害するため、ＨＡＺ組織をアシキュ
ラーフェライト主体の組織とするためには好ましくな
い。特に、MnＳとの複合体では、アシキュラーフェライ
ト析出核としての機能に悪影響しか与えないため、この
複合体の生成は避けるべきである。しかし、幸いAl−Mn
酸化物自体はMnＳ析出核としては好適ではないため、鋼
材中のＳ含有量に対する制限を特に厳しくする必要はな
い。ただし、MnＯはMnＳを析出させやすいため、酸化物
分散粒子にMnＯ相が複合析出することは避けなければな
らない。

【００４２】上記の理由で、本発明鋼材中の分散粒子
を、Al−Mn酸化物、または、Ti、Zr、Ca、Mg、Hf、Ｙ、
希土類、Siのうちの１種以上を含むAl−Mn酸化物とTi、
Zr、Ca、Mg、Hf、Ｙ、希土類、Si、Mn、Alのうちの１種
以上を含む酸化物との複合体（以下、Al−Mn酸化物複合
体という）とした。

【００４３】上記のAl−Mn酸化物分散粒子中またはAl−
Mn酸化物複合体分散粒子を形成しているAl−Mn酸化物中
においては、AlとMnの含有率の関係が、酸化物を構成す
る全金属元素に対して（Al＋Mn）のモル％で40％以上、
かつAl：Mn比率、すなわちAl／Mnが 1.0〜5.0 未満でな
いと、これらの分散粒子がアシキュラーフェライトの析
出核として有効に作用せず、ＨＡＺ組織を靱性に優れた
微細なアシキュラーフェライト主体のものとすることが
できない。

【００４４】このAl−Mn酸化物分散粒子を、ＳＥＭ−Ｅ
ＤＸ装置等で分析した場合、その組成にはある程度の幅
があるが、Al／Mnは 1.0〜5.0 未満の範囲にはいる。ま
た、他の酸化物と複合体分散粒子を形成している場合
は、ある程度他の金属元素の信号も同時に検出される。

【００４５】本発明者らが、Al−Mn酸化物分散粒子がア
シキュラーフェライトの核生成サイトとして有効に働く
組成範囲を調べた限りでは、Al：Mn比率の他に、酸化物
を構成する全金属元素に対する（Al＋Mn）が40モル％以
上である必要があった。

【００４６】本発明鋼材中の前記Al−Mn酸化物分散粒子
またはAl−Mn酸化物複合体分散粒子の密度は、鋼材１mm
² あたり４個以上1000個未満である。本発明鋼材を対象
とする大入熱条件での溶接では、しばしばＨＡＺでのγ
粒径は200 μｍ以上の大きさになるため、上記の分散粒
子の密度が、いずれの分散粒子の場合においても鋼材研
磨面上で１mm² あたり４個以上であれば、充分にＨＡＺ
組織微細化および靱性向上に寄与する。

【００４７】一方、上記の分散粒子の個数が多ければ多
いほど、ＨＡＺ組織の微細化および靱性向上効果も増す
が、分散粒子の密度が１mm² あたり1000個を超えると、
このような鋼材を通常の溶製方法で得ることが現実的に
困難となるだけでなく、過度の酸化物の存在のために、
母材、ＨＡＺともに靱性の著しい劣化が起こる。

【００４８】本発明鋼材中の上記の分散粒子の大きさの
範囲は直径で 0.2〜20μｍである。

【００４９】直径で20μｍを超える分散粒子が鋼材中に
存在する場合、母材、ＨＡＺ共に破壊の起点となって靱
性が著しく損なわれる。一方、直径で 0.2μｍ未満の微
細な分散粒子をもつ鋼材の量産を行うのは、通常の製造
設備や方法では困難である。

【００５０】次に、本発明鋼材の化学組成の限定理由を
述べる。％およびppm は重量割合を意味する。

【００５１】Ｃ: ：0.01〜0.25％ Ｃは強度確保に必要な元素であり、0.01％以上含有させ
ないと実用的な強度を有する鋼材でなくなる。一方、Ｃ
含有量が0.25％を超えるとＨＡＺ靱性悪化の原因ともな
るため、その含有量の上限は0.25％とした。

【００５２】Si：0.6 ％以下 Siは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であるが、0.6 ％を超
えて過剰に含有させるとＨＡＺでの島状マルテンサイト
生成を助長する。このため、Si含有量の上限は0.6 ％と
した。

【００５３】Siは、これを含むAl−Mn酸化物複合体分散
粒子を形成する元素でもある。Si含有量が分析限界値を
下回るか、またはその近傍の値であっても、分散粒子の
性状を制御する目的を達成することができるため、下限
は定めない。

【００５４】Mn： 0.3〜3.0 ％ Mnは強度確保と予備脱酸やAl−Mn酸化物粒子の形成のた
めにも必要な元素である。これらの効果を得るには、0.
3 ％以上を含有させなければならない。一方、3.0 ％を
超えて過剰に含有させるとＨＡＺ靱性の大幅な劣化をも
たらすため、Ｍｎ含有量の上限は３．０ ％とした。

【００５５】Al：0.02％以下 Alは、過剰に含有させた場合、Al−Mn酸化物粒子の形成
を阻害するため、過剰な添加は行ってはならない。その
ため、0.02％を上限とした。

【００５６】一方、所望のAl−Mn酸化物分散粒子の構成
元素として必須であるため、微量ながら必ず含有させな
ければならない。ただし、前述のように、酸化物分散粒
子の個数はかなり少なくとも充分にその効果を発揮する
ため、Al含有量の下限がかなり低くても問題はなく、計
算上では下限は0.0001％とするのがよい。しかし、この
値は現在の分析技術ではその分析限界を大きく下回るも
のであるため、下限は限定しない。

【００５７】Ｏ：0.0010〜0.0070％ 鋼材中に分散した所望の酸化物粒子を生成させるため、
酸素含有量には下限が必要である。そのため、0.0010％
以上含有させることとした。一方、酸素含有量が0.0070
％を超えると、Al、Ti等によって充分に酸素を固定して
も鋼の清浄度劣化が著しくなるため、母材、ＨＡＺとも
に実用的な靱性を得ることができなくなる。

【００５８】Ｎ：0.0005〜0.0100％ Ｎは、多量に存在する場合、母材、ＨＡＺともに靱性を
悪化させる。通常は、Tiを添加しTiＮの形で固定して無
害化しているが、Ｎ含有量が0.0100％を超えると、ＨＡ
Ｚにおいて加熱時にTiＮが鋼材中に固溶してＨＡＺ硬化
を招き、靱性が悪化する。このため、Ｎ含有量の上限は
0.0100％とした。

【００５９】一方、Ｎ含有量を0.0005％未満にまで低減
することは、実生産の上では非常に難しく、経済性の観
点から0.0005％を下限値とした。

【００６０】なお、TiＮは、ＨＡＺにおいてγ粒の成長
を抑制し、ＨＡＺ組織を微細化するため、通常の溶接用
鋼材では、その分散量を確保するために、Ｎはある程度
含有させることが多い。

【００６１】しかし、本発明鋼材を対象として大入熱溶
接を行う場合は、しばしばTiＮは高温に曝されて溶失
し、その効力を失う。しかも本発明鋼材では、アシキュ
ラーフェライトの析出によってγ粒は実質的に微細化さ
れるため、γ粒が粗大化しても最終的にＨＡＺ靱性には
あまり悪影響を与えず、TiＮ分散のメリットは小さい。

【００６２】むしろ、高温延性を確保し、連続鋳造等に
よる素材鋼の製造を容易にするためには、Ｎ含有量は低
くした方が好ましく、0.0005％としても問題は生じな
い。

【００６３】Ｓ：0.01％以下 Ｓは不可避的不純物であり、多量に存在すると溶接割れ
の原因となる。すなわち、Ｓ含有量が0.01％を超える
と、MnＳ等の割れの起点となり得る介在物を形成するた
め、Ｓは0.01％を超えて含有させてはならない。Galaxi
te上へのMnＳの複合析出をＨＡＺ靱性確保に影響のない
程度に止めるためには、Ｓ含有量は 0.005％未満とする
ことが望ましい。

【００６４】Ｐ：0.03％以下 Ｐは不可避的不純物であり、その含有量が0.03％を超え
ると、ＨＡＺにおける粒界割れの原因となる。このた
め、Ｐ含有量の上限は0.03％とした。

【００６５】本発明の鋼材では、分散粒子を前述のAl−
Mn酸化物複合体とする場合に、下記のTi、Zr、Ca、Mg、
Hf、Ｙおよび希土類のうちの１種以上を選んで含有させ
る。

【００６６】これらの元素では、含有量が分析限界値を
下回るか、またはその近傍の値であっても、分散粒子の
性状を制御する目的を達成することができるため、いず
れも下限は定めない。

【００６７】Ti：0.05％以下 Tiは、主にＮを固定して高温延性を確保するためと、酸
化物に含有させてAl−Mn酸化物複合体分散粒子の形成を
助けるために添加する。これらの効果を積極的に得よう
とする場合には、Ti含有量の下限は0.010 ％とするのが
望ましい。

【００６８】しかし、Tiが0.05％を超えて過度に存在す
る場合、ＨＡＺにおけるTiＣ析出を増大させて硬化さ
せ、靱性を劣化させる。さらにその上、Al−Mn酸化物複
合体を形成しにくくさせ、ＨＡＺ組織の微細化能の小さ
いTi₂O₃ に近いTi酸化物を形成してしまうため、ＨＡＺ
組織は粗大化し、靱性は劣化する。このため、Ti含有量
の上限は0.05％とした。

【００６９】Zr、Ca、Mg、Hf、Ｙ及び希土類：これらの
元素は、所望のAl−Mn酸化物複合体分散粒子を得ること
を意図して１種以上選んで添加する。この効果を積極的
に得ようとする場合には、含有量の下限はZrで0.0002
％、Ca、Mg、Hf、Ｙおよび希土類でいずれも0.0001％と
するのが望ましい。

【００７０】Zr、CaおよびMgは耐火物等からの混入も起
こる。したがって、上記の元素の含有量は適切なレベル
であれば問題ないが、いずれも過度に含有させるとAl−
Mn酸化物分散粒子を破壊するだけでなく、鋼質そのもの
の劣化ももたらす。このため、これらの元素を用いる場
合の含有量の上限は、Zrで0.02％、Caで0.004 ％、Mgで
0.004 ％、Hfで0.02％、Ｙで0.02％および希土類で0.02
％とした。

【００７１】本発明の鋼材では、下記のCr、Mo、Cu、N
i、NbおよびＶのうちの１種以上を選んで含有させても
よい。

【００７２】Cr、Mo、Cu、Ni、Nb及びＶ：これらの元素
は、適正量を含有させることによって、強度と靱性の優
れた鋼材とすることが可能となるだけでなく、焼入れ性
を適度に増してアシキュラーフェライトの析出を促進す
る。これらの効果を得るために積極的に添加する場合の
含有量の下限は、Crで0.01％、Moで0.01％、Cuで0.01
％、Niで0.01％、Nbで0.002％、及びＶで0.003 ％とす
るのが望ましい。

【００７３】一方、Crで1.5 ％、Moで1.5 ％、Cuで1.5
％、Niで3.0 ％、Nbで0.5 ％、Ｖで0.5 ％をそれぞれ超
えると、鋼材の焼入れ性を過度に高め、ＨＡＺ靱性を損
なう傾向が強くなる。

【００７４】本発明の鋼材では、さらに下記のＢを含有
させてもよい。

【００７５】Ｂ：０〜0.0020％ Ｂは微量でもγ粒界の焼入れ性を増し、母材強度を高め
るためには有効な元素であるが、ＨＡＺでは靱性の低い
硬化組織を形成させるため、通常、ＨＡＺ靱性確保の観
点からは好まれない。

【００７６】しかし、本発明鋼材では鋼中にAl−Mn酸化
物などの粒子が分散しており、Ｂの有無に関わらず、ア
シキュラーフェライトの非常に有効な核生成サイトとし
て機能する。このため、Ｂを積極的に添加する場合は、
含有量の上限が20ppm を超えなければ、ＨＡＺ靱性はた
とえ劣化したとしても許容できるレベルに留まる。

【００７７】一方、Ｂはγ粒界の焼入れ性を選択的に増
し、鋼材中にAl−Mn酸化物粒子などが分散している場合
は、粒内析出のフェライト量を増して組織を微細化する
ため、微量であればＨＡＺ靱性を確実に改善する。

【００７８】特に大入熱溶接を行う場合、ＨＡＺのγ粒
は粗大化するため、γ粒界への偏析性の高いＢは、母材
や小入熱のＨＡＺに比べて、遙かに少ない含有量で効果
を発揮する。本発明者らの検討によれば、Ti／Ｎを２以
上にしておけば、Ｂ含有量が0.5 〜４ppm であってもＨ
ＡＺ靱性確保には劇的な効果が得られる。なおこの場
合、鋼材中にAl−Mn酸化物粒子などが分散していなけれ
ば、ＨＡＺ靱性の改善は全く望めない。また、この含有
量では母材の強度上昇にはほとんどど寄与しないため、
強度には実質的に影響を与えずにＨＡＺ性能をコントロ
ールする成分設計が可能になる。

【００７９】このように、Ｂは、大入熱溶接ＨＡＺに対
しては非常に少ない含有量で効果を発揮するため、Ｂ含
有量に比較的厳しい上限が課せられる用途においても添
加することができ、ＨＡＺ靱性確保に有用である。

【００８０】以上のような理由により、本発明鋼材で
は、Ｂ含有量はＨＡＺ靱性改善を主目的とする場合は
0.5〜４ppm 、母材の強度確保を図る場合は４〜20ppm
の範囲とするのが望ましい。

【００８１】本発明鋼材の溶製においては、まず脱酸力
の弱い元素を用いて溶鋼を予備脱酸し、これで形成され
る微細な脱酸生成物の一部を溶鋼中に懸濁させ、かつ溶
存酸素量を約0.002 ％以上に調整する。次いで、Al濃度
を例えば0.0001〜0.0030％程度の範囲に調整した後、必
要に応じてZr、Ｔi 、Caなどを選んで添加する方法を用
いるのがよい。このとき、通常の真空処理設備を用いて
もよい。

【００８２】その後の鋳造方法では、インゴット法また
は連続鋳造法などいずれを用いてもよいが、経済的で、
凝固時の冷却速度が速く、酸化物の分散を起こさせやす
い連続鋳造法を適用するのが望ましい。

【００８３】圧延方法では、通常の圧延、制御圧延、制
御圧延と制御冷却を組合せたものなど、熱処理方法で
は、焼入れ、焼戻しまたは焼準、これらを組合わせたも
のなどを用いることができ、それらの方法は問わない。

【００８４】

【実施例】表１〜表４に示す組成の鋼材のうち、No.4、
９、18、28は実プロセス、他は実験室規模で溶製し、鋳
造は、実プロセスでは連続鋳造法、実験室規模ではイン
ゴット法とした。これらの鋳片を圧延して鋼板とした。

【００８５】これらの鋼板について、Al−Mn酸化物分散
粒子およびAl−Mn酸化物複合体分散粒子の分散個数（密
度）、それらの分散粒子中のAl−Mn酸化物部分の組成、
ならびにAl−Mn酸化物複合体中のAl−Mn酸化物以外の部
分の組成を調査した。さらに鋼板母材の強度および靱性
を調査し、再現ＨＡＺ靱性試験を行った。これらの結果
を表５〜表８に示す。

【００８６】

【表１】

【００８７】

【表２】

【００８８】

【表３】

【００８９】

【表４】

【００９０】

【表５】

【００９１】

【表６】

【００９２】

【表７】

【００９３】

【表８】

【００９４】再現ＨＡＺ試験では、表７〜表８に記載の
条件によって圧延された鋼板の板厚４分の１から切り出
した幅11mm×厚さ11mm×長さ60mmの試験片に、最高加熱
温度を1400℃または1350℃とした加熱を行った後、冷却
速度を(800〜500)℃／60秒、(800〜500)℃／120 秒、(8
00〜500)℃／180 秒として、同じ冷却速度で 300℃まで
冷却し放冷する熱サイクルを与えた。これらは、それぞ
れ入熱が100kＪ／cm、200kＪ／cm、300kＪ／cmの大入熱
溶接に相当する熱サイクルである。その後 JIS４号シャ
ルピー試験片に加工し、衝撃試験に供した。

【００９５】酸化物分散粒子は、ミクロ試料表面をＳＥ
Ｍ−ＥＤＸ装置にて観察し、組成比率を各相ごとに同定
した。より具体的には、反射電子像およびＥＤＸによる
マッピング分析結果より、各物質相の分布を確認し、各
々の相について元素組成比をＥＤＸ装置を用いるスポッ
ト分析により分析した。

【００９６】酸化物分散粒子のＥＤＸ装置による組成分
析の結果として検出される元素は、Al、Mnの他に、溶製
時に添加している場合にはZr、Ti、Hf、Ｙ、希土類など
である。また、Mg、Si、Ca、Ｓなども微量に検出される
ことがある。

【００９７】Ｓは、酸化物分散粒子の中に固溶した形で
は検出されず、ＥＤＸ装置の検出限界以下(0.1％程度)
しか存在していないと考えられる。Ｓが検出される場合
は、MnＳの形で存在していることが明瞭である。

【００９８】圧延鋼材中の分散粒子の大きさは、本発明
例ではいずれも 0.2〜20μｍの範囲に入っていた。比較
例ではいずれもこの範囲外か、またはこの範囲外の大小
のものが混在していた。

【００９９】表５〜８に示すように、本発明例(No.１〜
23) では、望ましいAl−Mn酸化物粒子またはAl−Mn酸化
物複合体粒子の適正な分散によって、高いＨＡＺ靱性が
確保されている。先に、Al−Mn酸化物は単独で鋼材中に
晶出することは希であると述べたが、Al−Mn酸化物分散
粒子は他の酸化物相との複合体として鋼中に分散しやす
いことがわかる。この場合、Al−Mn酸化物以外の酸化物
相は様々であるが、Al−Mn酸化物複合体分散粒子が形成
されている場合、小入熱から大入熱の溶接条件に至るま
で安定して高いＨＡＺ靱性が得られている。

【０１００】これに対して、比較例(No.24〜34) では、
Al−Mn酸化物分散粒子またはAl−Mn酸化物複合体分散粒
子が全く形成されていないため、ＨＡＺ靱性は本発明例
に比較して圧倒的に劣る。Ti酸化物やTi酸化物とMnＳと
の複合体粒子が分散した例においても、ＨＡＺ靱性は満
足なレベルに達していない。このように、優れたＨＡＺ
靱性が得られるか否かは、望ましいAl−Mn酸化物分散粒
子またはAl−Mn酸化物複合体分散粒子が鋼中に適正に形
成されるか否かでほぼ決まっていることがわかる。

【０１０１】図１は、上記実施例の鋼材で得られた分散
粒子の組成分析値を示す図である。

【０１０２】図示するように、望ましいAl−Mn酸化物の
組成は、Alがモル比率で相対的に高く他元素の混入も比
較的多い範囲となっている。これは、Al−Mn酸化物が他
の酸化物と複合体を形成するため、ＥＤＸ装置などによ
る分析時に複合酸化物からの信号の混入が或る程度起こ
り、組成範囲が実際よりも拡がって見えていることが一
つの原因である。また、Al、Mnの他に１種以上の他元素
を含む３元系以上の酸化物である可能性もある。

【０１０３】しかし、実施例から判断すると、ＨＡＺ靱
性に優れた製品鋼材を得る上では、これらの点を考慮す
る必要はなく、図示する範囲の組成を有するAl−Mn酸化
物を鋼材中に分散させることに留意すればよい。

【０１０４】

【発明の効果】本発明鋼材は、溶接用鋼材として高い母
材靱性とＨＡＺ靱性を有するものである。この鋼材を用
いれば、溶接施工性および溶接構造物の安全性を向上さ
せることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】実施例の鋼材で得られた分散粒子の組成分析値
を示す図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量割合にて、Ｃ：0.01〜0.25％、Si：0.
   6 ％以下、Mn： 0.3〜3.0 ％、Ｎ：0.0005〜0.0100％、
   Ｏ：0.0010〜0.0070％およびAl：0.02％以下、さらにC
   r：０〜1.5 ％、Mo：０〜1.5 ％、Cu：０〜1.5 ％、N
   i：０〜3.0 ％、Nb：０〜0.5 ％およびＶ：０〜0.5 ％
   のうちの１種以上、ならびにＢ：０〜0.0020％を含有
   し、残部はFeと不可避的不純物からなり、不純物中のＰ
   は0.03％以下、Ｓは0.01％以下であり、かつ鋼材中のAl
   −Mn酸化物分散粒子の大きさが 0.2〜20μｍ、この分散
   粒子の平均密度が１mm² あたり４個以上1000個未満、こ
   の分散粒子中のAlとMnとの関係が下記式および式を
   満足することを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼
   材。 （Al＋Mn）≧40モル％・・・・・・・ ただし、酸化物を構成する全金属元素に対する（Al＋M
   n）比率。 Al／Mn＝ 1.0〜5.0 未満・・・・・ ただし、酸化物を構成するAlとMnのモル比率。
2. 【請求項２】重量割合にて、Ｃ：0.01〜0.25％、Si：0.
   6 ％以下、Mn： 0.3〜3.0 ％、Ｎ：0.0005〜0.0100％、
   Ｏ：0.0010〜0.0070％およびAl：0.02％以下、Cr：０〜
   1.5％、Mo：０〜1.5 ％、Cu：０〜1.5 ％、Ni：０〜3.0
   ％、Nb：０〜0.5 ％およびＶ：０〜0.5 ％のうちの１
   種以上、さらにTi：0.05％以下、Zr：0.02％以下、Ca：
   0.004 ％以下、Mg：0.004 ％以下、Hf：0.02％以下、
   Ｙ：0.02％以下および希土類：0.02％のうちの１種以
   上、ならびにＢ：０〜0.0020％を含有し、残部はFeと不
   可避的不純物からなり、不純物中のＰは0.03％以下、Ｓ
   は0.01％以下であり、かつ鋼材中の酸化物分散粒子が下
   記(a) および(b) であり、かつこれらの分散粒子の大き
   さが 0.2〜20μｍ、これらの分散粒子の平均密度が１mm
   ² あたり４個以上1000個未満、下記(a) または(b) のAl
   −Mn酸化物中のAlとMnとの関係が下記式および式を
   満足することを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼
   材。 (a)Ti、Zr、Ca、Mg、Hf、Ｙ、希土類、Siのうちの１種
   以上を含むAl−Mn酸化物 (b)上記(a) のAl−Mn酸化物とTi、Zr、Ca、Mg、Hf、
   Ｙ、希土類、Si、Mn、Alのうちの１種以上を含む酸化物
   との複合体 （Al＋Mn）≧40モル％・・・・・・・ ただし、酸化物を構成する全金属元素に対する（Al＋M
   n）比率。 Al／Mn＝ 1.0〜5.0 未満・・・・・ ただし、酸化物を構成するAlとMnのモル比率。