JPH093597A

JPH093597A - 溶接熱影響部靱性の優れた低温用鋼材およびその製造方法

Info

Publication number: JPH093597A
Application number: JP17688895A
Authority: JP
Inventors: Masanori Minagawa; 昌紀皆川; Akira Ito; 昭伊藤; Tadashi Ishikawa; 忠石川; Naoki Oda; 直樹小田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-06-21
Filing date: 1995-06-21
Publication date: 1997-01-07

Abstract

(57)【要約】【目的】溶接熱影響部の靭性に優れた低温用鋼材及び
その製造方法の提供。【構成】低温用鋼材の母相中に粒子径が０．０１〜
１．０μｍ、粒子数が５×１０³〜１×１０⁵個／ｍ
ｍ²、Ｔｉ組成比が５％以上でＡｌ組成比が９５％以下
のＴｉとＡｌとを主体とする複合酸化物を分散させるこ
とにより、低温用鋼材の溶接熱影響部の靭性を向上させ
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、船舶、海洋構造物、貯
蔵漕等に使用される溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）
の靱性に優れた低温用鋼材およびその製造方法に関する
ものである。

【０００２】

【従来の技術】近年、船舶、海洋構造物、貯蔵漕などの
低温で用いられる大型構造物に使用される溶接用鋼材の
材質特性に対する要望は厳しさを増しており、鋼材自身
の塑性と同様に、ＨＡＺの靱性への要求も厳しさを増し
ている。

【０００３】例えば、−５０℃の液化ガスを貯蔵するタ
ンク用鋼材に対するＨＡＺ塑性の要求値として、−５０
℃でのＣＴＯＤ（ＣｒａｃｋＴｉｐＯｐｅｎｉｎｇ
Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）値や、ＣＴＯＤ特性とシ
ャルピー特性との差異を考慮して、−８０℃におけるシ
ャルピーＨＡＺ靱性を要求されることがある。

【０００４】また北極海で使用される海洋構造物や砕氷
船等でも、−６０℃での使用環境での靱性保証が要求さ
れつつある。近年、開発が計画されているサハリン沖の
石油・天然ガス開発プロジェクトではさらに要求は厳し
くなり、シャルピー試験で−８０℃での靱性保証および
ＣＴＯＤ試験で−５０℃での靱帯保証が要求されてい
る。

【０００５】さらにそのような構造物を建造する際、溶
接の効率化を促進するため、フラックス−銅バッキング
溶接法、エレクトロガスアーク溶接法などに代表される
ような大入熱溶接法の適用が希望されている。

【０００６】従来、靱性の要求は小中入熱溶接を適用し
た部分に限られていたため、靱性を向上させる方法は、
例えば、特公平４−１４１７９号公報や特開平４−１１
６１３５号公報に開示されるように成分を規制すること
によって靱性を支配している島状マルテンサイトの生成
状態を制御するだけで充分であった。ところが、近年で
は大入熱溶接の適用が進められており、その場合島状マ
ルテンサイトを制御するだけでは不十分である。

【０００７】これを受け、大入熱溶接時の鋼材のＨＡＺ
靱性に注目した提案は従来から数多くある。

【０００８】例えば、特公昭５５−２６１６４号公報等
に開示されるように、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保す
ることによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さく
し、靱性を向上させる方法がある。また、特開平３−２
６４６１４号公報ではＴｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出
物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靱性を
向上させる方法が提案されている。

【０００９】しかしながら、Ｔｉ窒化物は、ＨＡＺのう
ち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界
（溶接ボンド部と称する）近傍ではほとんど固溶してし
まうので靱性劣化抑制効果が低下してしまうという問題
があり、近年の厳しい鋼材特性への要求を達成すること
が困難である。

【００１０】この溶接ボンド部近傍の靱性を改善する方
法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの
様々な分野で使用されている。例えば厚板分野では特開
昭６１−７９７４５号公報や特開昭６２−１０３３４４
号公報に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した
鋼が大入熱溶接部靱性向上に非常に有効であり、低温靱
性を要求される高張力鋼への適用が有望である。この原
理は、Ｔｉ酸化物およびＴｉ窒化物、ＭｎＳ等の析出物
を核として微細フェライトが生成し、その結果靱性に有
害な粗大フェライトの生成が抑制され、靱性の劣化が防
止できるというものである。しかしながら、このような
Ｔｉ酸化物は鋼中へ分散される個数をあまり多くするこ
とができない。その原因はＴｉ酸化物の粗大化や凝集合
体であり、Ｔｉ窒化物の個数を増加させようとすれば、
５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加
してしまう。この５μｍ以上の介在物は構造物の破壊の
起点となって有害であり、靱性の低下を引き起こす。し
たがって、さらなるＨＡＺ靱性の向上を達成するために
は、粗大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物より
も微細に分散する酸化物を活用する必要がある。

【００１１】また、このようなＴｉ酸化物の鋼中への分
散方法としては、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まな
い溶鋼中へのＴｉ添加によるものが多い。しかしなが
ら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸
化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さら
には、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御
することも困難である。その結果、Ｔｉ脱酸のみによっ
てＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ
酸化物の個数が充分でなかったり、厚板の板厚方向の靱
性変動を生じる等の問題点が認められる。

【００１２】さらに、上記特開昭６１−７９７４５号公
報などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするため
に、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない
量で制限している。鋼材中のＡｌ量が少ない場合、Ａｌ
Ｎ析出物量の不足などの原因により、母材の靱性が低下
する場合がある。また、通常使用されている溶接材料を
用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の
靱性が低下する場合がある。

【００１３】特開平４−９４４８号公報に例示されてい
るように、Ｔｉ添加後タンディッシュや鋳型内にＡｌを
添加する方法も考案されている。しかしながら、この方
法はＡｌＮを有効に生成させるための方法であり、Ｔｉ
酸化物さらにはＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を鋼中に分散
させるための方法ではない。またＡｌをタンディッシュ
で添加するなど、ＴｉとＡｌとの添加間隔が長く、Ａｌ
添加後直ちに鋳造することが特徴であり、これはＴｉ酸
化物がＡｌで還元されることを極力抑えるためである。
したがって、酸化物生成におよぼすＡｌの効果は得られ
ない。

【００１４】また、特開平３−５３０４４号公報におい
ても、Ｔｉ添加後にＡｌを添加する方法が考案されてい
るが、この方法はＴｉ添加前のＳｉ量を０．０５％以下
にすることを規定している。このようにＳｉ量が少ない
と、溶存酸素濃度の調整が不安定で、溶存酸素濃度が高
くなりすぎ、その結果酸化物の粗大化が生じ、先にも述
べたように、破壊の発生起点となる大型介在物が生成し
やすくなるといった問題点がある。

【００１５】

【発明が解決しようとする課題】特開昭６２−１０３３
４４号公報など上記の従来手法より一層のＨＡＺ特性を
向上させられるために、Ｔｉ酸化物のごとく粗大化せ
ず、したがって破壊の起点にならず、さらにはＴｉ窒化
物、ＭｎＳ等の析出物の核サイトとなってオーステナイ
ト粒細粒化や微細フェライト生成によって優れたＨＡＺ
靱性を実現可能な酸化物を安定して分散することを課題
とした。

【００１６】

【課題を解決するための手段】本発明は、前述の課題を
解決するために、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％Ｓｉ：≦０．５０％Ｍｎ：０．５０〜１．８％Ｐ：≦０．０２％Ｓ：０．００１０〜０．０１０％Ａｌ：０．００５〜０．０２０％Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍ、粒子数が５×１０³
〜１×１０⁵個／ｍｍ²、Ｔｉ組成比が５％以上、Ａｌ組
成比が９５％以下である、ＴｉとＡｌとを主体とする複
合酸化物を含有することを特徴とする溶接熱影響部靱性
の優れた低温用鋼材を第１の手段とし、重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％Ｓｉ：≦０．５０％Ｍｎ：０．５０〜１．８％Ｐ：≦０．０２％Ｓ：０．００１０〜０．０１０％Ａｌ：０．００５〜０．０２０％Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を基本成分とし、さらにＣｕ：≦１．０％Ｎｉ：≦１．５％Ｎｂ：≦０．０３０％Ｖ：≦０．１％Ｃｒ：≦０．６％Ｍｏ：≦０．６％Ｂ：０．０００２〜０．００２０％の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μ
ｍ、粒子数が５×１０³〜１×１０⁵個／ｍｍ²、Ｔｉ組
成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下である、Ｔｉ
とＡｌとを主体とする複合酸化物を含有することを特徴
とする溶接熱影響部靱性の優れた低温用鋼材を第２の手
段とし、さらには、上記第１、第２の手段の鋼材を製造
するにあたり、Ｓｉ濃度が０．０５％より多く、溶存酸
素濃度が２０〜８０ｐｐｍになるように調整した溶鋼中
に、最終含有量が０．００５〜０．０２０％となるＴｉ
を添加して脱酸した後、最終含有量が０．００５〜０．
０２０％となるＡｌを添加し、その後最終成分に対して
不足する分のＳｉ、および他合金を添加し、成分組成が
重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％Ｓｉ：≦０．５０％Ｍｎ：０．５０〜１．８％Ｐ：≦０．０２％Ｓ：０．００１０〜０．０１０％Ａｌ：０．００５〜０．０２０％Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼
を鋳造後圧延することを特徴とする溶接熱影響部靱性の
優れた低温用鋼材の製造方法を第３の手段とし、Ｓｉ濃
度が０．０５％より多く、溶存酸素濃度が２０〜８０ｐ
ｐｍになるように調整した溶鋼中に、最終含有量が０．
００５〜０．０２０％となるＴｉを添加して脱酸した
後、最終含有量が０．００５〜０．０２０％となるＡｌ
を添加し、その後最終成分に対して不足する分のＳｉ、
および他合金を添加し、成分組成が重量％でＣ：０．０３〜０．０９％Ｓｉ：≦０．５０％Ｍｎ：０．５０〜１．８％Ｐ：≦０．０２％Ｓ：０．００１０〜０．０１０％Ａｌ：０．００５〜０．０２０％Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を基本成分とし、さらにＣｕ：≦１．０％Ｎｉ：≦１．５％Ｎｂ：≦０．０３０％Ｖ：≦０．１％Ｃｒ：≦０．６％Ｍｏ：≦０．６％Ｂ：０．０００２〜０．００２０％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避不純物からなる溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とす
る溶接熱影響部靱性の優れた低温用鋼材の製造方法を第
４の手段とする。

【００１７】

【作用】以下、本発明について詳細に説明する。本発明
者らはＨＡＺ靱性を向上させる金属組織要因として、（１）１４００℃未満に加熱される領域のオーステナイ
ト細粒化、（２）溶接ボンド部近傍で１４００℃以上に加熱される
領域の粒内フェライト生成、を同時に、酸化物を利用し
て達成することを検討した。

【００１８】上記（１）項について、オーステナイトを
細粒化するためには高温でのオーステナイト粒成長を抑
制することが必要である。その手段として、析出物によ
りオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を
止める方法が考えられる。そのような作用をする析出物
の一つとしては、一般にＴｉ窒化物が有効であると考え
られる。また、析出物個数が多いほどオーステナイト結
晶粒径が小さくなることはよく知られている事実であ
る。したがって、オーステナイトを細粒化するために
は、Ｔｉ窒化物を多数析出させることが有効である。そ
のような観点で、本発明者らが鋼中に析出しているＴｉ
窒化物を詳細に観察したところ、酸化物を核生成サイト
として析出しているＴｉ窒化物が頻度高く存在すること
を見いだした。そのような酸化物は、Ｔｉが５％以上含
まれているＴｉとＡｌとの複合酸化物であり、その粒子
径は０．０１〜０．１μｍであった。ＴｉとＡｌとの複
合酸化物は、Ｔｉ窒化物とＮ整合性が良好であるため、
Ｔｉ窒化物は酸化物をサイトとして優先的に核生成する
ことが可能である。すなわち、粒子径０．０１〜０．１
μｍのＴｉとＡｌとの複合酸化物が鋼中に存在すること
で、ＴｉとＡｌとの複合酸化物が存在しない場合に比較
してＴｉ窒化物が析出するサイトが増加し、Ｔｉ窒化物
の析出個数が増加する。その結果として、多数Ｔｉ窒化
物によってピンニングされたオーステナイト粒の細粒化
が可能となる。上記（２）項について、本発明者らは、
オーステナイト粒内で生成する粒内フェライトの組織を
観察し、粒内フェライト中に含まれる粒子を調査した。
その結果、粒内フェライトの生成核として、０．１〜
１．０μｍの大きさをもつＴｉとＡｌとの複合酸化物
と、その上に析出したＴｉ窒化物＋ＭｎＳとの複合体が
有効に作用することを見いだした。酸化物は高温に加熱
したときにおいても安定であり、１４００℃以上でも変
化することなく安定して鋼中に存在する。また、Ｔｉ窒
化物＋ＭｎＳはその後の冷却過程で、ＴｉとＡｌとの複
合酸化物を核生成サイトとして析出するため、溶接ボン
ド部近傍での粒内フェライト生成が可能となる。

【００１９】以上の知見から、１４００℃未満に加熱さ
れる領域のオーステナイト粒を細粒化し、さらに溶接ボ
ンド部近傍で１４００℃以上に加熱される領域の粒内フ
ェライトを生成させるためには、粒子径が０．１〜１．
０μｍのＴｉとＡｌとの複合酸化物が鋼中に存在するこ
とが必要である。本発明者らの知見によれば、該粒子径
が０．０１μｍ未満ではＴｉ窒化物析出核としての効果
は弱く、また１．０μｍを超えると、その酸化物が破壊
の起点となる可能性が高くなり、ＨＡＺ靱性の低下を招
く可能性が生じる。つぎにＴｉとＡｌとの複合酸化物の
個数に関して記す。酸化物個数が少なすぎると溶接時に
充分なＴｉ窒化物および粒内フェライトの生成核が得ら
れないので、５×１０³個／ｍｍ²以上の酸化物を存在さ
せることが必要である。酸化物個数が多くなるにしたが
ってＴｉ窒化物および粒内フェライトの個数は増加しＨ
ＡＺ靱性は向上するが、１×１０⁵個／ｍｍ²を超える過
剰な酸化物が存在するとＨＡＺ部および母材の靱性低下
を招くことになるので、酸化物個数の上限は１×１０⁵
個／ｍｍ²でなければならない。該酸化物の大きさおよ
び個数の測定は以下の要領で行なう。母材となる鋼板か
ら抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００
００倍で２０視野以上、観察面積にして１０００μｍ²
以上を観察することで該酸化物の大きさおよび個数を測
定する。このとき鋼板の表層部から中心部までどの部位
から採取した抽出レプリカでもよい。以下、本発明の製
造方法について詳細に説明する。まず、本発明者らはＴ
ｉ−Ａｌ複合酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物を
効果的に多数均一微細分散するため、種々の脱酸元素を
用いて、種々の順序による脱酸実験を試みた。その結
果、脱酸処理を行なう前の、Ｔｉよりも脱酸力の弱い元
素であるＳｉの量を調整して、Ｓｉ量と平衡する溶存酸
素濃度が２０〜８０ｐｐｍに調整した溶鋼中に、最終含
有量が０．００５〜０．０２０％となるＴｉを添加して
脱酸した後、直ちに最終含有量が０．００５〜０．０２
０％となるＡｌを添加する方法が最も多数Ｔｉ−Ａｌ複
合酸化物およびＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物が均一微細分
散し、得られた鋼材を大入熱溶接したとき、ＨＡＺ部の
靱性が非常に優れた溶接低温用鋼となる結果を得た。す
なわち本発明者らは、次の（３）、（４）、（５）に述
べる知見を見いだした。（３）溶存酸素量は酸化物の生成挙動に大きく影響す
る。酸化物を多数生成させるためには適正な溶存酸素濃
度が存在し、その値は２０〜８０ｐｐｍである。この溶
存酸素濃度を調整するためには、Ｔｉよりも脱酸力の弱
いＳｉの量を調整する。（４）Ｔｉ脱酸後に適量のＡｌを添加するとＴｉ酸化物
個数が増加し、さらにＴｉＮ、ＭｎＳの析出個数も増加
する。（５）Ｔｉ脱酸後、Ａｌ添加までの時間間隔が短いほ
ど、酸化物個数が増加する。

【００２０】以下に上記３項目について詳細に検討した
結果を述べる。

【００２１】上記（３）項について、Ｔｉ投入前の溶存
酸素濃度について調査した結果、溶存酸素濃度が２０ｐ
ｐｍよりも少なくなるとＨＡＺ靱性を確保するために必
要な量のＴｉ系酸化物が形成されず、一方、溶存酸素濃
度が８０ｐｐｍを超えると、生成した酸化物が粗大化
し、ＨＡＺ靱性の低下を招く。

【００２２】また、この時の溶存酸素濃度は、Ｓｉとの
平衡反応で調整する必要がある。溶存酸素濃度の調整
は、この他に吹酸等の方法があるが、例えば吹酸によっ
て溶存酸素濃度を調整しても、その直後に溶存酸素濃度
は平衡値に変化してしまい、Ｔｉ投入時の溶存酸素濃度
を正確に調整できないことが明らかとなった。したがっ
て、Ｔｉ投入時の正確な溶存酸素濃度調整は、溶鋼中で
安定して実現できる平衡反応を利用しなければならな
い。このときＳｉ濃度は０．０５％より高くなくてはな
らない。Ｓｉ濃度が０．０５％以下になると、Ｓｉと平
衡する溶存酸素濃度は８０ｐｐｍを超える為、上記した
酸化物の粗大化を招くからである。

【００２３】上記（４）項について、Ｔｉ脱酸後に投入
するＡｌの効果について検討した結果、Ａｌ投入によっ
てＴｉ酸化物が一部還元され、かつ微細化していること
が明らかとなった。また、Ｔｉ酸化物個数が増加したの
は、Ａｌ添加によって溶存酸素濃度が低下したためにＴ
ｉ酸化物の成長が抑制され微細化し、浮上しにくくなっ
たためだと考えられる。さらに最適なＡｌの範囲を明確
にするために実験を行った結果、Ａｌが０．００５％よ
りも少ないとＴｉ酸化物の還元および溶存酸素量の低下
が充分でなく、Ｔｉ酸化物が粗大化、浮上してしまう。
また、０．０２０％を超えるとＴｉ酸化物を完全に還元
してしまい、Ｔｉ酸化物個数が減少してしまうことが明
らかとなった。また、ＴｉＮが増加した原因は、微細な
Ｔｉ酸化物を核としてＴｉＮが生成し、Ｔｉ酸化物が存
在しない場合よりも析出個数が増加したためである。

【００２４】上記（５）項について、Ｔｉ脱酸後の溶鋼
サンプルを適宜採取し、酸化物の生成挙動を調査した結
果、図１に示す如く、Ｔｉ脱酸後時間の経過とともに生
成したＴｉ酸化物は成長・凝集して粗大化し、浮上して
しまうことが明らかとなった。したがつて、Ｔｉ投入
後、Ｔｉが溶鋼中に均一に混合してすぐにＡｌを投入す
ることが酸化物を多く得るためには有効である。したが
つて、Ａｌは、Ｔｉ添加を実施するＲＨなどの二次精錬
設備における脱酸工程で投入添加しなければならない。
ただし、Ｔｉ脱酸を二次精錬設備で行わない場合、例え
ば転炉出鋼時などにＴｉ脱酸を行う場合には、Ａｌ添加
もその直後に実施する。また、Ｔｉ脱酸後すぐにＡｌを
投入しなくても５分以内であればＴｉ酸化物の減少量は
さほど多くないため、５分以内であることが望ましい。
なお、この発明でＴｉを添加して脱酸した後あるいはＴ
ｉ脱酸後とは、投入したＴｉが溶鋼中に均一に混合した
後のことを意味する。

【００２５】ＴｉとＡｌとの複合酸化物は、溶鋼を脱酸
する際に、Ｓｉ、ＭｎなどＴｉよりも脱酸力の弱い元素
で脱酸した後、ＴｉとＡｌとを添加することによって生
成する。これを一次酸化物と称する。さらには鋳造、凝
固中に溶鋼温度の低下とともにＴｉとＡｌとの複合酸化
物が生成する。これを二次酸化物と称する。本発明で
は、一次酸化物と二次酸化物とのどちらを用いても構わ
ない。

【００２６】以上より、酸化物の組成、個数および大き
さを所定の条件に制御するためには製鋼工程の脱酸方法
が重要となる。適当な脱酸方法としては、転炉出鋼後、
脱酸処理を行う前のＳｉ量を０．０５％より多くした上
で、溶存酸素濃度が２０〜８０ｐｐｍになるように調整
した溶鋼中に、ＲＨなどの二次精錬工程で、最終含有量
が所定の成分値になるようＴｉを添加して脱酸した後、
同じくＲＨなどの二次工程で最終含有量が所定の成分値
％になるＡｌを添加し、その後最終成分に対して不足す
る分のＳｉその他の元素を添加し、最終成分調整をす
る。

【００２７】また、鋼材を製造するプロセスとして、通
常圧延のまま、制御圧延、さらにこれと制御冷却と焼も
どしの組合せ、および焼入れ・焼もどしの組合せなどで
あっても酸化物の効果は影響を受けない。

【００２８】つぎに本発明の基本成分範囲の限定理由に
付いて述べる。

【００２９】Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分とし
て下限を０．０３％とし、また０．０９％を越える過剰
の添加は、鋼材の溶接性や低温でのＨＡＺ靱性などを著
しく低下させるので、上限を０．０９％とした。

【００３０】Ｓｉは母材の強度確保、予備脱酸などに必
要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靱性が低下する
のを防止するため上限を０．５％とした。

【００３１】Ｍｎは母材の強度、靱性の確保、および粒
内フェライトの変態核を生成させる成分として０．５％
以上の添加が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性など
の許容できる範囲で上限を１．８％とした。

【００３２】Ｐは含有量が少ないほど望ましいが、これ
を工業的に低減させるためには多大なコストががかるこ
とから、０．０２０％を上限とした。

【００３３】ＳはＭｎＳを生成する元素として０．００
１％が必要であるが、溶接部の靱性、割れ性などの許容
できる範囲で上限を０．００５％とした。

【００３４】Ａｌは酸化物個数を増加させること、およ
び溶接金属の靱性低下を制御するため、下限値を０．０
０５％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、酸化物
がすべてアルミナとなり、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｇを主体とし
た複合酸化物が生成しなくなるため、上限を０．０２０
％とした。

【００３５】ＴｉはＡｌ−Ｔｉ−Ｍｇ複合酸化物、Ｔｉ
窒化物を形成させるために０．００５％以上添加する。
しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靱性が低下する
ため、０．０２０％を上限とした。

【００３６】ＮはＴｉ窒化物の析出には極めて重要な元
素であり、０．００２％未満ではＴｉ窒化物の析出量が
不足し、フェライト組織の充分な生成量が得られない。
また、固溶Ｎの増大はＨＡＺ靱性の低下を招くことから
０．００６を上限とした。

【００３７】Ｃｕは鋼材の強度を向上させるために有効
であるが、１．０％を越えるとＨＡＺ靱性を低下させる
ことから、１．０％を上限とした。

【００３８】Ｎｉは鋼材の強度および靱性を向上させる
ために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇
させるので、１．５％を上限とした。

【００３９】Ｎｂは焼き入れ性を向上させることにより
母材の強度および靱性を向上させるために有効な元素で
あるが、ＨＡＺ部においては過剰な添加は靱性を著しく
低下させるため０．０３％を上限とした。

【００４０】Ｖ、Ｃｒ、ＭｏについてもＮｂと同様な効
果を有することから、それぞれ０．１％、０．６％、
０．６％を上限とした。

【００４１】ＢはＨＡＺ靱性に有害な粒界フェライト、
フェライトサイドプレートの成長抑制と、ＢＮの析出に
よるＨＡＺの固溶Ｎの固定から０．０００２％以上０．
００２％以下とした。

【００４２】

【実施例】

（実施例１）表１に示した化学成分で４０キロ鋼およ
び５０キロ鋼を試作した。１〜１３が本発明鋼、１４〜
１８が比較鋼である。試作鋼は転炉溶製し、ＲＨにて真
空脱ガス処理時に脱酸を行っている。Ｔｉ投入前に溶鋼
の溶存酸素をＳｉで調整し、その後Ｔｉ、Ａｉ、を順に
添加し脱酸を行い、連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に
鋳造した後、加熱圧延を経て、板厚３２ｍｍの鋼板とし
て製造した。得られ鋼板をｌパスのフラックスー銅バッ
キング溶接（ＦＣＢ溶接）した。入熱は１０５ｋｊ／ｃ
ｍ²である。

【００４３】表２には、脱酸方法、鋼板の熱処理、母材
特性、酸化物の粒子径、粒子数およびＨＡＺ靱性とを示
す。ＨＡＺ靱性評価のためのシャルピー値は、フュージ
ョンラインからＨＡＺ５ｍｍの部位で９本の試験を行
い、その平均値である。

【００４４】表２から明らかなように、１〜１３の本発
明鋼は比較鋼と比べて優れたＨＡＺ靱性を有することが
判る。すなわち、粒子径が０．０１〜１．０μｍで、Ｔ
ｉ組成比５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下のＴｉとＡ
ｌとの複合酸化合物の粒子数が５×１０³〜１×１０⁵個
／ｍｍ²の範囲にあり、−４０℃および−６０℃の靱性
が極めて優れている。一方、比較鋼において、１４、１
５は酸化物の個数が少ないことにより、１６、１７は酸
化物の個数が範囲を超えて多すぎることによりＨＡＺ靱
性は劣っている。１８はＡｌの添加量が多すぎて酸化物
中のＡｌ組成が９５％を超えたことでＴｉ窒化物の核生
成サイトとはならずにＴｉ窒化物数が不足し、オーステ
ナイト粒径が粗大化してしまいＨＡＺ靱性が低下した例
である。

【００４５】（実施例２）表３に本発明鋼および比較鋼
の成分、表４に脱酸方法および大入熱溶接でのＨＡＺの
靱性を示す。試作鋼は転炉溶製し、ＲＨにて真空脱ガス
処理時に脱酸を行っている。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸
素をＳｉで調整し、その後Ｔｉ、Ａｌを添加し脱酸を行
ない、連続鋳造により２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造した後、
加熱圧延を経て、板厚３２ｍｍの鋼板として製造した。
その際、圧延前の加熱温度は１０００〜１１００℃、加
熱時間は３時間、圧延開始温度は７６０〜８００℃、水
冷後５３０〜５４０℃で約２０分の焼き戻し処理を行な
った。

【００４６】得られた鋼板を１パスのフラックス−銅バ
ッキング溶接（ＦＰＣ溶接）した。

【００４７】本発明例の１９〜２８は、いずれもシャル
ピー試験−８０℃で５０ｊ以上およびＣＴＯＤ試験−５
０℃で限界ＣＯＤ値０．１ｍｍ以上の優れた特性を示し
た。

【００４８】一方、比較例の２９〜３８は、いずれもシ
ャルピー試験−８０℃で５０ｊ未満およびＣＴＯＤ試験
−５０℃で限界ＣＯＤ値０．１ｍｍ未満の低い靱性しか
示さなかった。これらの原因は、２９、３０、３１はＳ
ｉにより調整した溶存酸素量が本発明の所定の量に達し
ていなかったため、３２はＳｉにより調整した溶存酸素
量が所定の量を超えたため、３３はＡｌ量が所定量を下
回ったため、３４はＡｌ量が所定量を上回ったためであ
る。また、３５、３６はＴｉとＡｌとの添加順序が本発
明とは逆であったため、３７、３８はＴｉとＡｌとの添
加間隔が本発明で規定した所定時間より長かったためで
ある。

【００４９】

【表１】

【００５０】

【表２】

【００５１】

【表３】

【００５２】

【表４】

【００５３】

【発明の効果】本発明は、低温で使用する、船舶、海洋
構造物、貯漕等の破壊に対する厳しい靱性要求を満足す
る鋼板を供給するものであり、この種の産業分野にもた
らす効果は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味
から社会に対する貢献も非常に大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｔｉ脱酸後の経過時間とＴｉ酸化物の個数推移
とを調査したものであり、Ｔｉ脱酸後５分以降、酸化物
の個数が減少していくことを示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号庁内整理番号ＦＩ技術表示箇所Ｃ２１Ｄ 8/00 9270−4ＫＣ２１Ｄ 8/00 ＢＣ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/54 38/54 (72)発明者小田直樹大分市大字西ノ洲１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％Ｓｉ：≦０．５０％Ｍｎ：０．５０〜１．８％Ｐ：≦０．０２％Ｓ：０．００１０〜０：０１０％Ａｌ：０．００５〜０：０２０％Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％Ｎ：０．００２０〜０：００６０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、か
つ粒子径が０．０１〜１．０μｍ、粒子数が５×１０³
〜１×１０⁵個／ｍｍ²、Ｔｉ組成比が５％以上、Ａｌ組
成比が９５％以下であるＴｉとＡｌとを主体とする複合
酸化物を含有することを特徴とする溶接熱影響部靱性の
優れた低温用鋼材。
【請求項２】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％Ｓｉ：≦０．５０％Ｍｎ：０．５０〜１．８％Ｐ：≦０．０２％Ｓ：０．００１０〜０：０１０％Ａｌ：０．００５〜０：０２０％Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％Ｎ：０．００２０〜０：００６０％を基本成分とし、さらにＣｕ：≦１．０％Ｎｉ：≦１．５％Ｎｂ：≦０．０３０％Ｖ：≦０．１％Ｃｒ：≦０．６％Ｍｏ：≦０．６％Ｂ：０．０００２〜０．００２０％の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．０１〜１．０μ
ｍ、粒子数が５×１０³〜１×１０⁵個／ｍｍ²、Ｔｉ組
成比が５％以上、Ａｌ組成比が９５％以下である、Ｔｉ
とＡｌとを主体とする複合酸化物を含有することを特徴
とする溶接熱影響部靱性の優れた低温用鋼材。
【請求項３】Ｓｉ濃度が０．０５％より多く、溶存酸
素濃度が２０〜８０ｐｐｍになるように調整した溶鋼中
に、最終含有量が０．００５〜０．０２０％となるＴｉ
を添加して脱酸した後、最終含有量が０．００５〜０．
０２０％となるＡｌを添加し、その後最終成分に対して
不足する分のＳｉ、および他合金を添加し、成分組成が
重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％Ｓｉ：≦０．５０％Ｍｎ：０．５０〜１．８％Ｐ：≦０．０２％Ｓ：０．００１０〜０．０１０％Ａｌ：０．００５〜０．０２０％Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％Ｎ：０．００２０〜０．００６０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる溶鋼
を鋳造後圧延することを特徴とする溶接熱影響部靱性の
優れた低温用鋼材の製造方法。
【請求項４】Ｓｉ濃度が０．０５％より多く、溶存酸
素濃度が２０〜８０ｐｐｍになるように調整した溶鋼中
に、最終含有量が０．００５〜０．０２０％となるＴｉ
を添加して脱酸した後、最終含有量が０．００５〜０．
０２０％となるＡｌを添加し、その後最終成分に対して
不足する分のＳｉ、および他合金を添加し、成分組成が
重量％で、Ｃ：０．０３〜０．０９％Ｓｉ：≦０．５０％Ｍｎ：０．５０〜１．８％Ｐ：≦０．０２％Ｓ：０．００１０〜０．０１０％Ａｌ：０．００５〜０．０２０％Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％Ｎ：０．００２０〜０．００６０を基本成分とし、さらにＣｕ：≦１．０％Ｎｉ：≦１．５％Ｎｂ：≦０．０３０％Ｖ：≦０．１％Ｃｒ：≦０．６％Ｍｏ：≦０．６％Ｂ：０．０００２〜０．００２０％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可
避不純物からなる溶鋼を鋳造後圧延することを特徴とす
る溶接熱影響部靱性の優れた低温用鋼材の製造方法。