JPH11279684A - 超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【課題】 入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上（例えば１５０
０ｋＪ／ｃｍ程度でも）の超大入熱溶接熱影響部の靱性
に優れた高張力鋼を提供する。 【解決手段】 酸化物を構成する元素（ただしＯを除
く）の割合が原子％で、（Ｔｉ＋Ｍｇ＋Ａｌ）≧８０
％、Ｔｉ≧２０％、Ｍｇ≧３０％、Ａｌ≦４０％、を満
足し、粒子径が０．２〜５．０μｍの酸化物（Ａ）を１
平方ｍｍあたり１０〜５００個含有し、さらに、酸化物
を構成する元素（ただしＯを除く）の割合が原子％で、
（Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、Ｍｇ≧３０％、を満足し、粒
子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物（Ｂ）を核とし
てその周辺にＴｉＮを有する大きさが０．０５〜２．０
μｍの酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子を含有し、また、
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎ、
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂの重量％を特定
した鋼である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は高層建築のボックス
柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、ある
いは、造船・橋梁で適用されるエレクトロガス溶接など
の超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称す
る）靱性に優れた溶接用高張力鋼に関するものである。
特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば、１５０
０ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靱性を有するもので
ある。

【０００２】

【従来の技術】最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製
柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してき
た。このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際に、
高能率で溶接することが必要であり、極厚鋼板を１パス
で溶接できるエレクトロスラグ溶接が広く適用されるよ
うになってきている。また、造船・橋梁分野においても
板厚が２５ｍｍ程度以上の鋼板を１パスで溶接するエレ
クトロガス溶接が広く適用されるようになってきた。典
型的な入熱の範囲は２００〜１５００ｋＪ／ｃｍであ
り、このような超大入熱溶接ではサブマージアーク溶接
などの大入熱溶接（入熱は１００〜２００ｋＪ／ｃｍ）
とは異なり、ＨＡＺが受ける熱履歴において１３５０℃
以上の高温滞留時間が極めて長くなり、オーステナイト
粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの靱性を確保す
ることが困難であった。最近の大地震を契機として建築
構造物の信頼性確保が急務の課題であり、このような超
大入熱溶接ＨＡＺ部の靱性向上を達成することは極めて
重要な課題である。

【０００３】従来から大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関し
ては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記
のとおり超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受け
る熱履歴、特に、１３５０℃以上における滞留時間が大
きく異なるために、大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術を単
純に本発明の対象分野に適用することはできない。

【０００４】従来の大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は大きく
分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであっ
た。その一つは鋼中粒子によるピン止め効果を利用した
オーステナイト粒粗大化防止技術であり、他の一つはオ
ーステナイト粒内フェライト変態利用による有効結晶粒
微細化技術である。

【０００５】「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１
号、第６８頁には、各種の鋼中窒化物・炭化物について
オーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加し
た鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接
ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制す
る技術が示されている。

【０００６】特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａ
ｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０
２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）を０．００３〜
０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃ
ｍの大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示され
ている。これは、ＲＥＭが硫・酸化物を形成して大入熱
溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止する作用を有するため
である。

【０００７】特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒
子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０³〜１×
１０⁷ケ／ｍｍ³のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴ
ｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼では、入熱
が１００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ内でこれら粒子
がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組
織が微細化してＨＡＺ靱性を向上できる技術が開示され
ている。

【０００８】特開平２−２５４１１８号公報には、Ｔｉ
とＳを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中
にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライ
トが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ
靱性の向上が図れる技術が開示されている。

【０００９】特開昭６１−２５３３４４号公報には、Ａ
ｌを０．００５〜０．０８％、Ｂを０．０００３〜０．
００５０％含み、さらに、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭのうち少
なくとも１種以上を０．０３％以下含む鋼は大入熱溶接
ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいは
ＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これから
フェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靱性が向
上する技術が開示されている。

【００１０】

【発明が解決しようとする課題】「鉄と鋼」、第６１年
（１９７５）第１１号、第６８頁に開示されている技術
はＴｉＮをはじめとする窒化物を利用してオーステナイ
ト粒成長抑制を図るものであり、大入熱溶接では効果が
発揮されるが、本発明が対象とする超大入熱溶接では１
３５０℃以上の滞留時間が極めて長いために、ほとんど
のＴｉＮはほとんど固溶し、粒成長抑制の効果を失う。
従って、この技術を本発明が目的とする超大入熱溶接Ｈ
ＡＺの靱性には適用できない。

【００１１】特開昭６０−１８４６６３号公報に開示さ
れた技術はＲＥＭの硫・酸化物を利用して大入熱溶接時
にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。硫・酸化物
は窒化物に比べて１３５０℃以上の高温における安定性
は高いので、粒成長抑制効果は維持される。しかしなが
ら、硫・酸化物を微細に分散させることは困難である。
硫・酸化物の個数密度が低いために、個々の粒子のピン
止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接ＨＡＺのオ
ーステナイト粒径を小さくすることには限度があり、こ
れだけで靱性向上をはかることはできない。

【００１２】特開昭６０−２４５７６８号公報に記載さ
れた技術はＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化
物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核とし
て作用することによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ
靱性を向上させるものであり、Ｔｉ酸化物の高温安定性
を考慮すると超大入熱溶接においてもその効果は維持さ
れる。しかしながら、粒内変態核から生成するフェライ
トの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相
オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。従って、超
大入熱溶接ＨＡＺではオーステナイト粒が粗大化する場
合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化することには
限度がある。

【００１３】特開平２−２５４１１８号公報に開示され
た技術は、ＴｉＮ上にＭｎＳを析出させた複合析出物か
らフェライトを変態させるものであり、大入熱溶接のよ
うに１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合には効
果を発揮するが、超大入熱溶接においては１３５０℃以
上の滞留時間が長く、この間にＴｉＮは固溶してしまう
ためにフェライト変態核が消失し、その効果が発揮でき
ない。

【００１４】特開昭６１−２５３３４４号公報に開示さ
れた技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉ
Ｎ上にＢＮを形成し、これからフェライトを生成させる
ことによりＨＡＺ組織を微細化するものであり、超大入
熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしなが
ら、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させるこ
とは困難であり、しかもＴｉＮは固溶してフェライト生
成核としての作用を発揮できず、粒内フェライト変態だ
けでは超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上には限度がある。

【００１５】本発明は高層建築物のボックス柱の組み立
てで適用されるエレクトロスラグ溶接、造船・橋梁で適
用されるエレクトロガス溶接などの入熱が２００ｋＪ／
ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性に優れた溶
接用高張力鋼を提供することにある。

【００１６】

【課題を解決するための手段】本発明は、Ｔｉ−Ｍｇ−
Ａｌを主体とする低融点酸化物を鋼中に含有し、超大入
熱溶接ＨＡＺにおいて粒内フェライト変態を促進し、さ
らに、微細な酸化物を核としてＴｉＮが生成した酸化物
−ＴｉＮ複合粒子のピン止めによるオーステナイト粒
（γ粒）の粗大化を抑制することより、特に超大入熱溶
接のＨＡＺ靭性の向上を図るものである。

【００１７】本発明の要旨は次のとおりである。

【００１８】（１） 酸化物を構成する元素Ｔｉ、Ｍ
ｇ、Ａｌ（ただしＯを除く）の割合が原子％で、 （Ｔｉ＋Ｍｇ＋Ａｌ）≧８０％、 Ｔｉ≧２０％、 Ｍｇ≧３０％、 Ａｌ≦４０％ を満足し、粒子径が０．２〜５．０μｍの酸化物（Ａ）
を含有する鋼であることを特徴とする超大入熱溶接熱影
響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。

【００１９】（２） 前記（１）記載の酸化物（Ａ）を
１平方ｍｍあたり１０〜５００個含有する鋼であること
を特徴とする超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接
用高張力鋼。

【００２０】（３） 酸化物を構成する元素Ａｌ、Ｍｇ
（ただしＯを除く）の割合が原子％で、 （Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、 Ｍｇ≧３０％ を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物
（Ｂ）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが
０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子
を含有する鋼であることを特徴とする前記（１）又は前
記（２）に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた
溶接用高張力鋼。

【００２１】（４） 酸化物を構成する元素Ａｌ、Ｍｇ
（ただしＯを除く）の割合が原子％で、 （Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、 Ｍｇ：３０〜４０％ を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物
（Ｂ１）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが
０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ１）−ＴｉＮ複合粒
子を含有する鋼であることを特徴とする前記（１）又は
前記（２）に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れ
た溶接用高張力鋼。

【００２２】（５） 酸化物を構成する元素（ただしＯ
を除く）の割合が原子％で、 Ｍｇ：９５％以上 を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物
（Ｂ２）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが
０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ２）−ＴｉＮ複合粒
子を含有する鋼であることを特徴とする前記（１）又は
前記（２）に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れ
た溶接用高張力鋼。

【００２３】（６） 重量％で、 ０．０４≦Ｃ≦０．２、 ０．０２≦Ｓｉ≦０．５、 ０．６≦Ｍｎ≦２．０、 Ｐ≦０．０２、 Ｓ≦０．０２、 ０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、 ０．０００２≦Ａｌ≦０．０１、 ０．０００５≦Ｏ≦０．００８、 ０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、 ０．００２≦Ｎ≦０．００８ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼で
あることを特徴とする前記（１）ないし（５）のいずれ
か１つに記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶
接用高張力鋼。

【００２４】（７） 前記（６）の鋼に、更に母材強度
上昇元素群を、重量％で、 ０．０５≦Ｃｕ≦１．５、 ０．０５≦Ｎｉ≦２．０、 ０．０２≦Ｃｒ≦１．０、 ０．０２≦Ｍｏ≦１．０、 ０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、 ０．００５≦Ｖ≦０．１、 ０．０００４≦Ｂ≦０．００４ の１種または２種以上を含有することを特徴とする前記
（６）に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶
接用高張力鋼。

【００２５】（８） 前記（６）または（７）の鋼に、
更に硫化物形態制御元素群を、重量％で、 ０．０００５≦Ｃａ≦０．００３、 ０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００３ の１種または２種を含有することを特徴とする前記
（６）または前記（７）に記載の超大入熱溶接熱影響部
の靱性に優れた溶接用高張力鋼。

【００２６】

【発明の実施の形態】本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡ
Ｚの組織と靱性の関係に関する詳細な調査・研究を実施
した結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御または靱
性向上法を超大入熱溶接にそのまま適用しても、ＨＡＺ
靱性向上は限られたものであり、粒内フェライト変態核
として効果のある酸化物を従来鋼以上に微細に分散さ
せ、さらに、粒内フェライト変態だけによるＨＡＺ組織
の微細化には限度があるので、１３５０℃以上で長時間
晒されてもオーステナイト粒（γ粒）の粗大化を抑制す
ることにより、粒内フェライト変態との相乗効果により
超大入熱溶接ＨＡＺの靭性がさらに向上できると考え
た。

【００２７】特開昭６０−２４５７６８号公報において
開示されている技術はＴｉ酸化物を鋼中に分散し、この
酸化物を核として粒内フェライト変態をおこさせるもの
である。Ｔｉは弱脱酸元素であり、特開平５−２４７５
６１号公報にも開示されているとおり、Ｔｉ酸化物（Ｔ
ｉ₂Ｏ₃を主体とする）は凝固中に晶出する低融点酸化物
である。従って、粒内フェライト変態核としての作用は
有するものの、酸化物の個数は凝固速度に依存するた
め、超大入熱溶接に適用できる程度に酸化物個数を確保
することが困難である。一方、特開昭６１−２５３３４
４号公報に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化物・
硫化物からの粒内フェライト変態を目的としたものであ
るが、ＲＥＭ・Ｃａの酸化物は晶出温度・融点が高く、
この場合にも酸化物を微細に分散させることは困難であ
る。

【００２８】一般に、粒内フェライト変態核として特に
効果を発揮する酸化物の粒径は０．５μｍ以上である。
これ以下のサイズの粒子は溶鋼中に保持されても凝集・
合体、浮上の程度は少ないが、０．５μｍ以上の比較的
大きい粒子では溶鋼中に長時間保持されると凝集・合
体、浮上がしやすい。従って、０．５μｍ以上の酸化物
を微細分散させるためには比較的低温で溶鋼中に晶出
し、晶出から凝固までの保持時間が短いほうが好ましい
と本発明者らは考えた。加えて、低温で晶出する酸化物
は融点も低く、溶鋼との濡れ性がよい傾向にあるので、
凝集・合体、浮上がおこりにくいので、さらに有利とな
る。ただし、上記のとおり、晶出温度が低すぎるとかえ
って微細分散が困難となる。

【００２９】一方、酸化物の粒内フェライト変態能は酸
化物種類により大きく異なることは公知の事実である
が、本発明者らは酸化物と鋼の濡れ性が粒内フェライト
変態能に深く関与しているものと考えた。すなわち、高
温で晶出する高融点の酸化物は一般に鋼との濡れ性が悪
く、粒内フェライト変態能に劣る。その代表的なのもは
アルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃）である。一方、晶出温度が低い低
融点酸化物、例えば、Ｔｉ₂Ｏ₃（若干のＭｎとＡｌを含
有する場合が多い）では鋼との濡れ性が高く、粒内フェ
ライト変態能は高い。粒内フェライト変態能の観点から
は酸化物の融点は低い方が好ましい。

【００３０】以上の観点から、０．５μｍ程度以上の酸
化物において、粒内フェライト変態能確保と微細分散を
両立させるためには、酸化物に適度な融点を持たせるこ
とが必要であるとの結論に至った。具体的には、酸化物
の好ましい融点は鋼の凝固温度よりも高い範囲で、でき
るだけ低い温度であり、１５５０〜１７００℃が適して
いると本発明者らは考えている。

【００３１】このような特性を有する酸化物について鋭
意研究した結果、Ｔｉ−Ｍｇ−Ａｌの三元系酸化物にお
いて、酸化物中のＴｉ、Ｍｇ、Ａｌの原子比率の特定範
囲において上記の特性を満足するものが存在することを
発見した。

【００３２】実験室真空溶解炉により、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａ
ｌ添加量を変化させた１００ｋｇの溶解鋼を製造し、酸
化物組成と粒内フェライト変態能の関係を調査した。こ
こで、鋼板の平均組成はＣ：０．１％、Ｓｉ：０．２
％、Ｍｎ：１．５％、Ｐ：０．０１％、Ｓ：０．００３
％とし、脱酸前の溶鋼Ｏ濃度を５０〜６０ｐｐｍとした
状態で、Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌの１種または２種以上を添加
した後、溶鋼を３０分保持した後に鋳造し、鋼塊を製造
した。この鋼塊を熱間圧延により２０ｍｍの鋼板にした
後、断面が１０ｍｍ角のサンプルを加工し、高周波熱サ
イクル装置により超大入熱溶接ＨＡＺ再現熱サイクルを
賦与した。１４００℃における保持時間を４０秒、８０
０℃〜５００℃の冷却時間を７９２秒とした。サンプル
断面を研磨腐食し、Ｘ線検出装置（ＥＤＸ）付き走査型
電子顕微鏡（ＳＥＭ）により０．５μｍ〜５μｍの酸化
物について組成分析を行い、同時に個々の酸化物からの
粒内フェライト変態の有無を観察した。

【００３３】結果を図１に示す。Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌ以外
の元素としてＭｎ、Ｓ、などが検出されたが、これらは
総計でも１０％（原子％）以下であったため、（Ｔｉ＋
Ｍｇ＋Ａｌ）を１００％として図にプロットした。図か
ら明らかなとおり、特定のＴｉ、Ｍｇ、Ａｌの組成の領
域で粒内フェライト変態が生じることが明らかである。
Ｅ．Ｍ．Ｌｅｖｉｎ他著、Ｐｈａｓｅ Ｄｉａｇｒａｍ
ｓ ｆｏｒ Ｃｅｒａｍｉｓｔｓ，Ａｍｅｒｉｃａｎ
Ｃｅｒａｍｉｃｓ Ｓｏｃｉｅｔｙ （１９６４）、Ｆ
ｉｇ．７１３に、ＭｇＯ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＴｉＯ₂三元系状
態図が記載されている。これによると、酸化物の融点が
１６００℃程度の低温となる領域が存在し、その領域は
図１において粒内フェライト変態能を有する酸化物の組
成の範囲とほぼ一致し、上記の仮説が正しいことがわか
る。なお、今回の実験ではＴｉ単独脱酸を行ったものは
なく、図１において、Ｔｉの頂点に近い組成の酸化物は
得られなかった。これまでのＴｉ脱酸鋼の知見によれ
ば、Ｔｉ₂Ｏ₃（若干のＭｎとＡｌを含有する場合が多
い）から粒内フェライトが生成することは明らかであ
る。しかしながら、上記のとおり、超大入熱溶接に適用
できる程度に酸化物個数を確保することが困難であり、
本発明の範囲外である。

【００３４】上記の実験結果より、酸化物の組成を図１
の領域（Ａ）に対応させて下記のように限定した。ここ
で、酸化物を形成する元素のうち、Ｏを除く酸化物構成
元素を原子％で１００％とする。 Ｔｉ≧２０％、 Ｍｇ≧３０％、 Ａｌ≦４０％。

【００３５】上式を同時に満足する領域の組成を有する
酸化物からは粒内フェライト変態を顕著に生成させるこ
とができる。なお、酸化物中には不可避的にＭｎ、Ｃ
ａ、Ｓ、ＲＥＭなどが含有されることがあるが、Ｔｉ、
Ｍｇ、Ａｌ以外の元素の総量が２０％未満であれば、上
記の効果は維持される。従って、（Ｔｉ＋Ｍｇ＋Ａｌ）
≧８０％とした。

【００３６】酸化物からの粒内フェライト変態は上記の
組成以外にも酸化物粒径にも依存する。粒子径が０．２
μｍ未満では上記組成の酸化物といえども粒内フェライ
トを生成させることは困難となる。従って、粒子径の下
限を０．２μｍとした。ただし、好ましくは０．５μｍ
以上である。逆に、粒子径が５．０μｍ超となると、こ
れが脆性破壊の起点となりやすく、粒内フェライトが生
成しても靭性をむしろ低下させる場合がある。従って、
粒子径上限を５．０μｍとした。ただし、靭性のばらつ
きを少なくするためには、３．０μｍ以下とすることが
望ましい。

【００３７】上記のとおり限定した酸化物（以後、酸化
物（Ａ）とする）は融点が低く、粒内フェライト変態能
が高い上に、鋼中に容易に微細分散する。酸化物からの
粒内フェライト変態能は酸化物の融点に最も強く影響を
受けるものであり、酸化物の結晶構造などには大きく依
存しないと本発明者らは考えている。従って、酸化物の
結晶構造については特に限定を設けない。

【００３８】酸化物（Ａ）の表面上にはＭｎＳ、ＣｕＳ
などの硫化物、あるいはＴｉＮなどが析出してもよい。
この場合には粒内フェライト生成はさらに促進されるの
で好ましい。ただし、ＭｎＳなどの析出物が完全に酸化
物（Ａ）を包含してしまうと鋼マトリックスと酸化物
（Ａ）との反応ができにくくなるので、酸化物（Ａ）か
らのフェライト変態はむしろ阻害されるので好ましくな
い。

【００３９】上記の酸化物（Ａ）を鋼板の１平方ｍｍあ
たり少なくとも１０個存在することが望ましい。これよ
り少ないとＨＡＺにおける粒内フェライト組織分率が低
く、靭性向上効果は少なくなる。逆に、５００個を超え
ると、延性を低下させるので好ましくない。従って、好
ましい酸化物（Ａ）の個数は１平方ｍｍあたり１０〜５
００個である。

【００４０】ここで、酸化物（Ａ）の個数測定のために
は、元素の二次元分布測定が可能な分析装置（例えばＣ
ＭＡ、ＥＰＭＡ）により鋼板研磨面１平方ｍｍの分析を
行い、酸化物を特定すればよい。次に、個々の酸化物の
構成元素の原子％を求め、上記酸化物（Ａ）の組成範囲
にある酸化物の個数をカウントする。さらに精密には、
ＣＭＡあるいはＥＰＭＡで特定した個々の酸化物につい
て、ＥＤＸ付きのＳＥＭにより酸化物の組成を分析して
もよい。酸化物は溶接の熱履歴によってもほとんど変化
しないので、測定用サンプルは母材あるいは溶接ＨＡＺ
のいずれから採取しても構わない。

【００４１】本発明は上記の酸化物（Ａ）を核とする粒
内フェライト変態生成により、特に超大入熱溶接ＨＡＺ
のミクロ組織を微細化してＨＡＺ靭性の向上を図るもの
であるが、以下に示すように、γ粒の微細化によりさら
にＨＡＺ靭性を向上させることができる。

【００４２】γ粒の微細化には窒化物が有効とされてい
るが、窒化物の中でも最も熱的に安定であるとされるＴ
ｉＮでも１３５０℃以上に長時間加熱されると、ほとん
どが溶解し、ピン止め効果を失うために、超大入熱溶接
への適用には限度がある。従って、高温で安定である酸
化物粒子の利用が必須となる。しかしながら、従来技術
のＲＥＭあるいはＣａ酸化物（酸・硫化物も含む）で
は、超大入熱溶接ＨＡＺのγ粒粗大化抑制に十分な程度
にこれら酸化物を鋼中に微細分散させることは極めて困
難である。

【００４３】本発明者らは各種の酸化物について比較検
討した結果、ＭｇとＡｌを主体とする酸化物または複合
酸化物は溶鋼中で脱酸反応により生成した後、微細なま
まで存在し、凝固後の鋼中にも微細なままで残留するこ
とができることを発見した。このような特徴を有する酸
化物の組成（Ｏを除いて計算する）は原子％で、 （Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、 Ｍｇ≧３０％ の範囲にある。ＡｌとＭｇがこの条件式を満足すればこ
れら元素以外に、Ｃａ、Ｍｎ、ＲＥＭ等が不可避的に、
もしくは意図的に含有せしめてもよい。この領域内で生
成する酸化物（以後、酸化物（Ｂ）とする）のうち、代
表的なものはＭｇＯおよびＭｇＡｌ₂Ｏ₄（以後、スピネ
ルと呼ぶ）である。酸化物の組成が領域（Ｂ）の範囲で
あれば微細分散が可能であるが、ＭｇＯおよびスピネル
ではＴｉＮを容易に析出して複合粒子を形成するために
ＨＡＺのγ粒粗大化抑制に特に顕著な作用を有する。す
なわち、これらの酸化物の結晶系は両者ともに立方晶で
あり、格子定数は各々、４．２１、８．０８オングスト
ロームである。一方、ＴｉＮの結晶系も立方晶であり、
格子定数は４．２４オングストロームである。従って、
ＴｉＮに対する格子ミスフィットは各々０．７％、５％
（ただし、スピネルの場合はＴｉＮの格子定数の２倍と
比較した）であり、両者ともにＴｉＮと極めて整合性が
高い。従って、ＴｉとＮが固溶している鋼中にこれら酸
化物が存在していれば、凝固後の冷却過程あるいは鋼板
の熱処理過程において容易にＴｉＮがこれら酸化物上に
析出できる。これら酸化物とＴｉＮの複合粒子が鋼中に
存在していれば、特に超大入熱溶接ＨＡＺにおいて１３
５０℃以上での滞留時間が長く（例えば、１０秒以上、
１００秒超でも）てもこれら複合粒子によるピン止め作
用によりγ粒粗大化を効果的に抑制することができる。
なお、酸化物を構成する元素（ただしＯを除く）の割合
が原子％で、 （Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、 Ｍｇ：３０〜４０％ を満足していれば、この酸化物（Ｂ１とする）は実質的
にスピネルと同じ効果を発揮する。

【００４４】同様に、酸化物を構成する元素（ただしＯ
を除く）の割合が原子％で、 Ｍｇ：９５％以上 を満足していれば、この酸化物（Ｂ２とする）は実質的
にＭｇＯと同じ効果を発揮する。

【００４５】さらには、上記酸化物（Ｂ）の範囲であれ
ば、いわゆる不均質核生成の機構によりＭｇＯあるいは
スピネルでなくてもＴｉＮを析出させることは可能であ
る。

【００４６】図２に、酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子の
形態を模式的に示す。酸化物（Ｂ）の粒子径は、図中に
示すように、酸化物（Ｂ）２の直径であり、酸化物
（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子３の大きさは複合粒子の長辺の
長さ、例えば図中のｄ１またはｄ２の値である。複合粒
子としてのサイズが酸化物（Ｂ）だけの場合よりも大き
くなるので、粒子１個あたりのピン止め力は強力とな
り、その結果として超大入熱溶接ＨＡＺのγ粒径を小さ
くすることができる。なお、ＴｉＮ単体では１３５０℃
以上に長時間滞留すると大部分のＴｉＮは溶解してしま
うが、特にＭｇＯあるいはスピネル上に析出したＴｉＮ
は単体のＴｉＮに比べて安定であり、溶解し難い。その
理由の詳細は不明であるが、これら酸化物とＴｉＮの格
子定数が極めて近く、これら酸化物がＴｉＮを安定化し
ているものと本発明者らは考えている。なお、１３５０
℃以上で極めて長時間保持されれば、これら酸化物
（Ｂ）に析出したＴｉＮといえども多くが固溶してしま
うが、核として存在する酸化物（Ｂ）自体は固溶するこ
となく安定である。従って、極めて厳しい熱履歴条件で
は酸化物（Ｂ）が粒界移動を抑制する作用を発揮するた
めに、ＨＡＺのγ粒成長抑制を維持できると考えてい
る。

【００４７】本発明では、酸化物（Ｂ）の粒子径を０．
００５〜０．１μｍに限定した。０．００５μｍ未満で
はＴｉＮの析出がし難くなる上にＨＡＺの熱履歴でＴｉ
Ｎが固溶した場合の粒成長抑制効果が少なくなる。逆に
０．１μｍ超では粒子数を確保することが困難となる。
また、酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子のサイズを０．０
５〜２．０μｍの範囲とした。０．０５μｍ未満ではγ
粒成長抑制効果が少なくなる。また、２．０μｍ超では
これが破壊起点となって靭性のばらつきを大きくする可
能性が高くなる。酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子の好ま
しいサイズは０．５μｍ以下である。

【００４８】前記の酸化物（Ｂ）及び酸化物（Ｂ）−Ｔ
ｉＮ複合粒子は、鋼板でも溶接後のＨＡＺでもその形態
はほぼ同じであると考えられるので、ＨＡＺでなく母材
部または溶接前の母鋼板で検出されれば本発明の効果は
発揮される。酸化物（Ｂ）及び酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複
合粒子は鋼板（溶接前または溶接後）から、抽出レプリ
カを作成し、ＥＤＸ付きの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）
で求めることができる。

【００４９】本発明の酸化物（Ｂ）は極めて微細である
ので、前記のＴＥＭの倍率は２万〜２０万倍で求めるこ
とが望ましい。また、酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子
は、前記ＴＥＭの倍率として１万〜５万倍で複数視野を
観察すればよい。レプリカによっては前記複合粒子がう
まく抽出されない視野も存在するので、抽出された視野
にて１０視野程度観察し、そのＴＥＭ写真から複合粒子
サイズを求めればよい。また、複合粒子の分布個数とし
ては必ずしも限定される物ではないが、前記の１０視野
程度観察した視野中にて１．０×１０⁴〜１．０×１０⁷
個／ｍｍ²存在することが望ましい。１．０×１０⁴個／
ｍｍ²未満ではγ粒成長抑制効果にばらつきを生じる場
合がありうるのであまり好ましくない。１．０×１０⁷
個／ｍｍ²超では、鋼の清浄度が低下するとともに、母
鋼材の靭性や延性を低下させる場合もありうるのであま
り好ましくない。

【００５０】前記のＴＥＭ（倍率２万〜２０万倍）で撮
影した抽出レプリカ写真で、その写真の酸化物（Ｂ）の
面積の円相当直径として粒子径を求めることもできる。
酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子の大きさは前記のＴＥＭ
（倍率１万〜５万倍）で撮影した抽出レプリカ写真で、
その写真の酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子でｄ１または
ｄ２を求めればよい。

【００５１】本発明は、微細な酸化物（Ｂ）を核として
その核からＴｉＮが析出した特定サイズの複合粒子が超
大入熱溶接熱履歴においてもγ粒のピン止め作用を有す
ることを本発明者らが新たに見出して成し遂げたもので
ある。ＴｉＮは酸化物（Ｂ）を核として析出すればよい
ので、必ずしもＴｉＮは酸化物（Ｂ）を完全に覆う必要
はない。図２の酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子の形態に
示すように、抽出レプリカのＴＥＭ写真においても酸化
物（Ｂ）の界面で部分的にＴｉＮが存在してもよい。

【００５２】上記のようなサイズおよび個数の粒子を鋼
中に分散させるためにはＭｇ、Ａｌ、Ｏ、Ｔｉ、Ｎ含有
量を下記のとおり限定することが望ましい。

【００５３】Ｍｇは酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）の生
成に必須な元素である。０．０００２％未満では必要な
酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）を得ることはできない。
０．００５％超では粗大なＭｇ含有酸化物が生成して靭
性・延性を低下させる場合がありうる。従ってＭｇの範
囲を０．０００２〜０．００５％とした。しかし、粗大
なＭｇ含有酸化物を抑制し、酸化物を微細でほぼ均一に
分散するためには０．００１５〜０．００４％とするこ
とが望ましい。

【００５４】ＡｌはＴｉ、Ｍｇよりも脱酸力が強い元素
であり、０．０１％超含有するとアルミナ主体の酸化物
が増加し、酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）の生成が抑制
される。従って、Ａｌ含有量の上限を０．０１％とし
た。工業的にＡｌを非常に低く抑えることは困難である
ので、下限を０．０００２％とした。なお、酸化物
（Ａ）の中でも特に酸化物の融点を低下させるためには
ＴｉとＭｇの２元系の酸化物よりもＴｉ、Ｍｇ、Ａｌの
３元系酸化物のほうが好ましい。このためにはＡｌを
０．０００５〜０．００５％含有することが望ましい。

【００５５】Ｏは酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）の生成
に必須の元素である。０．０００５％未満では必要な粒
子数を得ることはできない。０．００８％超では粗大酸
化物が生成して靭性・延性を低下させる場合がありう
る。従ってＯの範囲を０．０００５〜０．００８％とし
た。しかし、粗大な酸化物を抑制し、微細でほぼ均一に
分散するためには０．００１５〜０．００５％とするこ
とが望ましい。

【００５６】ＴｉはＴｉＮ生成に必須の元素である。
０．００５％未満では酸化物（Ｂ）上のＴｉＮ析出量が
不十分であり、０．０２５％を超えると粗大なＴｉＮが
生成するために靭性を低下させる場合がありうる。従っ
て、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％とした。し
かし、粗大なＴｉＮを抑制し、ＴｉＮを微細でほぼ均一
に分散するためには０．０１５％以下とすることが望ま
しい。

【００５７】ＮもＴｉＮ生成に必要な元素である。０．
００２％未満ではＴｉＮ析出が不十分となる。０．００
８％超では粗大ＴｉＮを生成して靭性を低下させる場合
がありうる。従って、Ｎの範囲を０．００２〜０．００
８％とした。しかし、粗大なＴｉＮを抑制し、ＴｉＮを
微細でほぼ均一に分散するためには０．００６％以下と
することが望ましい。また、ＴｉＣ析出による靭性低下
を抑制するために、Ｔｉ／Ｎ比を３．４以下とすること
が望ましい。

【００５８】また、ＨＡＺ靭性はオーステナイト粒微細
化と粒内組織微細化だけでなく、合金元素により大きく
変化する。また、母材の強度確保のためにも適正な合金
元素を含有させる必要があるので、以下の理由により合
金元素の範囲を限定した。

【００５９】Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。
０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので
０．０４％を下限値とした。逆にＣを多く含有すると、
脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、
母材・ＨＡＺの靱性を低下させる。０．２％を超えると
靱性低下が顕著となるので、これを上限値とした。な
お、母材・ＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには、
０．０４〜０．１５％とすることが望ましい。

【００６０】Ｓｉは母材強度上昇に有効な元素である。
０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を
０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡ
Ｚ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さら
に、フェライト地を硬化させるので、ＨＡＺ組織を微細
化しても靱性向上は得られない。従って、上限を０．５
％とした。なお、ＨＡＺ靭性を向上するためには０．３
％以下とすることが望ましい。

【００６１】Ｍｎは母材の強度上昇に有効な元素であ
る。０．６％未満ではこの効果が得られないので下限値
を０．６％とした。逆に、２．０％超含有すると靱性低
下が顕著となる。従って、上限値を２．０％とした。

【００６２】Ｐは粒界脆化をもたらし、靱性に有害な元
素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有する
と靱性低下が顕著となるので、０．０２％を上限とす
る。しかし、母材・ＨＡＺ靭性をさらに向上させるため
には０．０１％以下とすることが望ましい。

【００６３】Ｓは伸長ＭｎＳを生成し、板厚方向の特性
を低下させる。０．０２％超のＳを含有すると板厚方向
特性の低下が顕著となるので、上限値を０．０２％とし
た。しかし、母材・ＨＡＺ靭性をさらに向上させるため
には０．０１％以下とすることが望ましい。また、酸化
物（Ａ）からの粒内フェライト変態は、この酸化物上に
ＭｎＳが析出すると促進される。このような観点からＳ
を極端に低くすることは好ましくなく、粒内フェライト
変態促進のために０．００３％以上とすることが好まし
い。

【００６４】さらに、母材強度上昇に効果のある選択元
素の限定範囲を以下の理由で決定した。

【００６５】Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、
特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることに
より著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強
度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。
逆に、１．５％超含有すると母鋼材やＨＡＺの脆化が顕
著となるので上限値を１．５％とした。しかし、母鋼材
及びＨＡＺ靭性をさらに向上させるためには過度のＣｕ
析出による硬化を防ぐ必要があり、このために１．０％
以下とすることが望ましい。

【００６６】Ｎｉは焼入れ性を上昇させることにより母
材強度上昇に効果を有し、さらに、靱性を向上させる。
０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限
値を０．０５％とした。逆に、２．０％超含有すると焼
入れ性が高くなりすぎてＨＡＺ硬化組織を生成しやすく
なり、ＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を２．
０％とした。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性と
ＨＡＺ靭性を向上させるためには１．５％以下とするこ
とが望ましい。

【００６７】Ｃｒは母材強度上昇に効果を有する。０．
０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．
０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬
化組織を生成するので、ＨＡＺ組織が微細化してもＨＡ
Ｚ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とし
た。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ靭
性をさらに向上させるためには０．５％以下とすること
が望ましい。

【００６８】Ｍｏは母材強度上昇に効果を有する。０．
０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．
０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬
化組織を生成するため、ＨＡＺ組織が微細化してもＨＡ
Ｚ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とし
た。しかし、ＨＡＺの硬化性を抑えて溶接性とＨＡＺ靭
性をさらに向上させるためには０．５％以下とすること
が望ましい。

【００６９】Ｎｂは母材の強度上昇および細粒化に有効
な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得
られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．
０５％超含有するとＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の析出
が顕著となり、ＨＡＺ組織が微細化してもＨＡＺ靱性低
下が著しくなる。従って、上限値を０．０５％とした。
しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性をさ
らに向上させるためには０．０２％以下とすることが望
ましい。

【００７０】Ｖは母材の強度上昇および細粒化に有効な
元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得ら
れないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１
％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著と
なり、ＨＡＺ組織が微細化してもＨＡＺ靭性低下が著し
くなる。従って、上限値を０．１％とした。しかし、過
度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性をさらに向上さ
せるためには０．０４％以下とすることが望ましい。

【００７１】Ｂは制御冷却および焼入れ熱処理を施す場
合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。０．０００
４％未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下
限値を０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含
有すると粗大なＢ窒化物や炭ホウ化物を析出してこれが
破壊の起点となるために、ＨＡＺ組織が微細化しても靱
性を低下させる。従って、上限値を０．００４％とし
た。しかし、過度の炭窒化物析出を抑制し、ＨＡＺ靭性
をさらに向上させるためには０．００２％以下とするこ
とが望ましい。

【００７２】Ｃａ及びＲＥＭは、硫化物を生成すること
により伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特
性、特に耐ラメラテアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭを
ともに０．０００５％未満では、この効果が得られない
ので、下限値を０．０００５％とした。逆に、０．００
３％超含有すると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物が増加し、
酸化物（Ａ）及び酸化物（Ｂ）の個数が減少する。従っ
て、Ｃａ及びＲＥＭの上限を０．００３％とした。Ｃａ
及びＲＥＭ含有量の合計をＭｇ含有量よりも低くするこ
とが望ましい。なお、粗大な酸化物を抑制し、酸化物
（Ａ）及び酸化物（Ｂ）を微細でほぼ均一に分散するた
めにはＣａとＲＥＭの含有量の合計を０．００１５％以
下とすることが望ましい。

【００７３】本発明による溶接融合線（ＦＬ）付近およ
び熱影響部（ＨＡＺ）における、粒内フェライト変態促
進とγ粒成長抑制による靭性改善は、超大入熱溶接ばか
りでなく大入熱溶接（例えば１００〜２００未満ｋＪ／
ｃｍ程度）でも有効である。

【００７４】鋼の溶製方法は、例えば、溶鋼の温度を１
６５０℃以下とし、溶鋼Ｏ濃度を０．０１０％以下とし
た状態で、まず、適量のＴｉあるいはＴｉ含有合金を添
加して脱酸を行い、引き続き、適量のＭｇあるいはＭｇ
含有合金を添加して脱酸を行う。さらに、必要に応じて
適量のＡｌを添加する。酸化物（Ａ）は脱酸後から凝固
直前の間に微細に晶出し、これが鋼塊に残留する。凝固
中あるいは凝固直後に酸化物（Ａ）上にＭｎＳ、ＴｉＮ
などが析出する場合がある。酸化物（Ｂ）は酸化物
（Ａ）に比べて高融点の酸化物であり、脱酸とほぼ同時
に溶鋼中に微細に晶出する。これが鋼塊に残留し、凝固
後の冷却過程において図３に示すように酸化物（Ｂ）を
核としてＴｉＮが析出して、酸化物（Ｂ）とＴｉＮから
なる複合粒子を鋼中に生成する。なお、耐火物などから
不可避的にＡｌが鋼中に混入することがあるが、酸化物
（Ａ）及び酸化物（Ｂ）の微細化を目的としてＡｌを含
有させるためには、上記の順序で脱酸を行うことが重要
であり、不可避的にＡｌが混入するだけではこれら酸化
物を微細に分散させることは困難である。

【００７５】鋼の製造方法は、上記の酸化物（Ａ）及び
酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子が所定量存在すればよい
ので、鋳造後の加熱、圧延、熱処理条件は母鋼材に必要
とされる機械的性質に応じて適宜選定すればよい。さら
に、本発明の鋼は厚板、鋼管、型鋼、棒鋼、条鋼、薄板
（熱延鋼板、冷延鋼板）、表面処理鋼板などの用途に応
じて適用可能である。

【００７６】

【実施例】以下に、本発明の実施例を示す。転炉により
鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０ｍｍのスラブ
を製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡＺ靱性
は炭素当量にも大きく依存するので、本発明の効果を確
認するために、ほぼ同一の化学成分でＡｌ、Ｎ、Ｔｉ、
Ｍｇ、Ｏ、Ｃａ、ＲＥＭのみを変えた鋼を溶製して比較
した。

【００７７】

【表１】 表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械的性質を示
す。表に示すとおり、圧延まま、制御圧延・制御冷却
法、直接焼入れ焼き戻し法、直接焼入れ・二相域焼入れ
・焼き戻し法、及び、焼入れ・焼戻し法により鋼板を製
造した。板厚は４０〜８０ｍｍとした。

【００７８】

【表２】 図３に示すエレクトロスラグ溶接とエレクトロガス溶接
により溶接試験体を作成した。エレクトロスラグ溶接
（ａ）の電流は３８０Ａ、電圧は４６Ｖ、速度は１．１
４ｃｍ／分とした。入熱は９２０ｋＪ／ｃｍである。同
図に示すように、溶接融合線（ＦＬ）およびＦＬから３
ｍｍの位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー衝
撃試験片４を採取した。衝撃試験は０℃で行い、３本繰
り返しの平均値で靱性を評価した。また、板厚を３５ｍ
ｍにそろえて、入熱が２００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガ
ス溶接（ｂ）も実施した。電流は６１０Ａ、電圧は３５
Ｖ、速度は４．１ｃｍ／分とした。エレクトロスラグ溶
接と同じノッチ位置となるようにシャルピー衝撃試験片
を採取した。また、エレクトロスラグ溶接ＦＬ直近のＨ
ＡＺのミクロ組織観察を実施し、粒内フェライト面積率
とγ粒径を測定した。粒内フェライト面積率は１００倍
の光学顕微鏡組織写真からポイントカウント法により測
定した。γ粒径測定には、γ粒界を現出する腐食を行っ
たサンプルを５０〜１００倍で観察し、切断法により測
定した。さらに、母材について、酸化物（Ａ）と酸化物
（Ｂ）の組成と個数を上記の方法で測定した。結果を表
３と表４に示す。

【００７９】

【表３】

【００８０】

【表４】 表３と表４から明らかなとおり、本発明鋼では酸化物
（Ａ）が多数存在することによりＨＡＺの粒内フェライ
ト分率が高く、酸化物（Ｂ）が微細分散することにより
γ粒粗大化が抑制されるために、大入熱、超大入熱溶接
ＨＡＺの靭性が高い。発明鋼１４は酸化物（Ｂ）−Ｔｉ
Ｎ複合粒子が少なく、γ粒粗大化抑制効果は少ないが、
酸化物（Ａ）により粒内フェライト変態が顕著に生成す
るので、ＨＡＺ靭性は高い。これに対して、比較鋼のＨ
ＡＺ靭性向上には限度がある。この中で、比較鋼６及び
７では低融点酸化物の生成が少なく、粒内フェライト分
率が低いために、靭性向上に限度がある。比較鋼９及び
１９はＴｉ単独脱酸鋼であり、粒内フェライト分率は高
いが、γ粒が粗大化するために、超大入熱溶接ＨＡＺ靭
性向上に限度がある。

【００８１】

【発明の効果】以上説明したとおり、本発明鋼では粒内
フェライト変態核として有効な低融点酸化物を微細分散
し、さらに、γ粒成長抑制に効果を発揮する酸化物とＴ
ｉＮの微細複合粒子により、特に超大入熱溶接ＨＡＺの
靭性を向上させることができる。本発明を超大入熱溶接
が適用される構造物に適用することにより、極めて信頼
性の高い溶接構造物を製造することが可能である。従っ
て、本発明は工業上極めて効果が大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】０．５〜５．０μｍの酸化物の組成と粒内フェ
ライト変態能の関係を示した図である。

【図２】酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子を模式的に示し
た図である。

【図３】エレクトロスラグ溶接とエレクトロガス溶接の
条件を示す図である。

【符号の説明】

１ ＴｉＮ ２ 酸化物（Ｂ） ３ 酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子 ４ 試験片

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 酸化物を構成する元素Ｔｉ、Ｍｇ、Ａｌ
   （ただしＯを除く）の割合が原子％で、 （Ｔｉ＋Ｍｇ＋Ａｌ）≧８０％、 Ｔｉ≧２０％、 Ｍｇ≧３０％、 Ａｌ≦４０％ を満足し、粒子径が０．２〜５．０μｍの酸化物（Ａ）
   を含有する鋼であることを特徴とする超大入熱溶接熱影
   響部の靱性に優れた溶接用高張力鋼。
2. 【請求項２】 請求項１記載の酸化物（Ａ）を１平方ｍ
   ｍあたり１０〜５００個含有する鋼であることを特徴と
   する超大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた溶接用高張力
   鋼。
3. 【請求項３】 酸化物を構成する元素Ａｌ、Ｍｇ（ただ
   しＯを除く）の割合が原子％で、 （Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、 Ｍｇ≧３０％ を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物
   （Ｂ）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが
   ０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ）−ＴｉＮ複合粒子
   を含有する鋼であることを特徴とする請求項１又は請求
   項２に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接
   用高張力鋼。
4. 【請求項４】 酸化物を構成する元素Ａｌ、Ｍｇ（ただ
   しＯを除く）の割合が原子％で、 （Ａｌ＋Ｍｇ）≧９５％、 Ｍｇ：３０〜４０％ を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物
   （Ｂ１）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが
   ０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ１）−ＴｉＮ複合粒
   子を含有する鋼であることを特徴とする請求項１又は請
   求項２に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶
   接用高張力鋼。
5. 【請求項５】 酸化物を構成する元素（ただしＯを除
   く）の割合が原子％で、 Ｍｇ：９５％以上 を満足し、粒子径が０．００５〜０．１μｍの酸化物
   （Ｂ２）を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが
   ０．０５〜２．０μｍの酸化物（Ｂ２）−ＴｉＮ複合粒
   子を含有する鋼であることを特徴とする請求項１又は請
   求項２に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶
   接用高張力鋼。
6. 【請求項６】 重量％で、 ０．０４≦Ｃ≦０．２、 ０．０２≦Ｓｉ≦０．５、 ０．６≦Ｍｎ≦２．０、 Ｐ≦０．０２、 Ｓ≦０．０２、 ０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、 ０．０００２≦Ａｌ≦０．０１、 ０．０００５≦Ｏ≦０．００８、 ０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、 ０．００２≦Ｎ≦０．００８ を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼で
   あることを特徴とする請求項１ないし５のいずれか１つ
   に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接用高
   張力鋼。
7. 【請求項７】 請求項６の鋼に、更に母材強度上昇元素
   群を、重量％で、 ０．０５≦Ｃｕ≦１．５、 ０．０５≦Ｎｉ≦２．０、 ０．０２≦Ｃｒ≦１．０、 ０．０２≦Ｍｏ≦１．０、 ０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、 ０．００５≦Ｖ≦０．１、 ０．０００４≦Ｂ≦０．００４ の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求
   項６に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた溶接
   用高張力鋼。
8. 【請求項８】 請求項６または７の鋼に、更に硫化物形
   態制御元素群を、重量％で、 ０．０００５≦Ｃａ≦０．００３、 ０．０００５≦ＲＥＭ≦０．００３ の１種または２種を含有することを特徴とする請求項６
   または請求項７に記載の超大入熱溶接熱影響部の靱性に
   優れた溶接用高張力鋼。