JPH11293382A - Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 超大入熱溶接時でも旧γ粒の成長を抑制で
き、溶接部ＨＡＺ靱性を向上できる鋼を提供する。 【解決手段】 粒子径が０．２〜５．０μｍのＭｇ含有
酸化物を核にして、酸化物の周辺に析出した硫化物ある
いは窒化物よりなる酸化物と硫化物あるいは／および窒
化物とからなる複合粒子を１ｍｍ² 当たり１０〜１００
０個含有し、かつ、粒子径が０．００５〜０．１μｍの
ＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物を核にして、酸化物を包
含もしくは周辺に析出した窒化物より構成される大きさ
０．０１〜２．０μｍの酸化物−窒化物の複合粒子を１
ｍｍ２当たり１．０×１４⁴ 〜１．０×１０⁸ 個含むこ
とを特徴とする超大入熱溶接用鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、超大入熱溶接を実
施しても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性の劣化が小さい
溶接構造用鋼板に関わるものである。

【０００２】

【従来の技術】造船、建築など溶接構造物の脆性破壊防
止の観点から、溶接部からの脆性破壊の発生抑制、すな
わち、使用される鋼板のＨＡＺ靱性の向上に関する研究
が数多く報告されてきた。さらに、近年では、溶接施工
能率の向上の観点から、従来実施されてきた大入熱溶接
（およそ２０ｋＪ／ｍｍ以下）から、さらに溶接入熱が
増大した超大入熱溶接（５０〜１００ｋＪ／ｍｍ）を実
施される場合が増加している。

【０００３】大入熱溶接と超大入熱溶接の鋼板への影響
の差異は、高温での滞留時間の差異に起因しており、超
大入熱溶接ではその時間が極めて長時間であるために、
結晶粒径が著しく粗大化する領域が広く、靱性の低下が
著しい点にある。

【０００４】一般に、鋼板のＨＡＺ部における結晶粒の
粗大化に対し、例えば、特開昭５５−２６１６４号公報
にて開示されているように、微細なＴｉＮや、また特開
昭５２−１７３１４号公報にて開示されているように、
「Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．００２〜１．５
％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉあるいは／およびＺ
ｒ：０．００２〜０．１％、Ｃａあるいは／およびＭ
ｇ：０．００４〜以下、Ｃｅあるいは／およびＬａ：
０．００１〜０．１％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ：０．００２〜０．０１５％を添加することを特徴と
する大入熱溶接用構造用鋼」におけるＺｒＮなどをいず
れも鋼中に微細分散させることで、それらによる旧オー
ステナイト粒（以下、旧γ粒と略す）のピニング効果に
より、結晶粒の粗大化を防止する対策が提案されてい
る。

【０００５】このような窒化物は、大入熱溶接時には溶
解せずにピニングの効果を保持し、結晶粒の微細化に寄
与する。しかしながら、１４００℃以上の高温での滞留
時間が極めて長い超大入熱溶接熱では旧γ粒のピニング
に寄与する微細な窒化物が鋼中で容易に溶解し、消滅し
てしまう問題点がある。

【０００６】一方、近年ＨＡＺ靱性のさらなる向上を目
的として、溶鋼中で生成する酸化物を用いる技術が開示
されている。例えば、特開昭５９−１９０３１３号公報
には、溶鋼をＴｉあるいはＴｉ合金で脱酸し、ついでＡ
ｌ、Ｍｇなどを添加することを特徴とする溶接性の優れ
た鋼材の製造方法が開示されている。これは、Ｔｉ酸化
物がフェライトの変態核として作用し、フェライト分率
を増加させるという効果によるもので、従来、窒化物な
どの析出物によるピニング効果と異なった方法でのＨＡ
Ｚ部の靱性向上を図った技術である。

【０００７】その後、同種の発明として、特開昭６１−
７９７４５号公報、特開平５−４３９７７号公報、特開
平６−３７３６４号公報などでは、粒内変態核としての
酸化物の個数増加を図るなど様々な発明が開示されてい
る。

【０００８】特に、前記特開昭５９−１９０３１３号公
報に記載の発明の骨子は、「γ→α変態時のフェライト
核生成、即ちフェライト組織の微細化に利用可能な含Ｔ
ｉ酸化物を均一に微細分散させる」ことであり、先に述
べたような窒化物などによりピニング効果を図るもので
はなく、冷却過程で生じるγ→α変態時のフェライト変
態を促進することで、粗大な脆化組織の生成を抑制する
ことを図り、組織の微細化を達成するものである。これ
らの靱性改善方法はすべて粗大な組織の中に粒内でのフ
ェライト変態を促進させるために、変態核として酸化物
を利用するものである。

【０００９】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、溶接構
造物の大型化、軽量化から、高張力鋼の要求が高まりつ
つあり、合金元素添加量が増加する傾向にある。その場
合、ＨＡＺでの焼入れ性の増加から、従来のフェライト
変態を利用するＨＡＺ靱性の向上対策は、有効ではなく
なってきつつある。

【００１０】以上のような観点から、抜本的なＨＡＺ靱
性の向上を図るためには、超大入熱溶接時でも旧γ粒の
ピニング効果が期待できるような、高温でも溶解しにく
い酸化物粒子などを窒化物と同様に鋼中に微細分散でき
るような技術の開発が望まれる。しかも、その場合にこ
れまでのフェライト変態核以上の変態能力を付与する事
が可能ならば、本分野で利用される鋼材特性に対して飛
躍的なＨＡＺ靱性向上をもたらすものと考えられる。

【００１１】酸化物の導入方法としては、鋼の溶製工程
においてＴｉなどの脱酸元素を単独に添加する方法があ
るが、多くの場合に溶鋼保持中に酸化物の凝集合体がお
こり粗大な酸化物の生成をもたらすことにより、かえっ
て鋼の清浄度を損ない靱性を低下させてしまう。そこ
で、これらの酸化物の微細化を図るために、先の例に述
べたごとく、複合脱酸法などさまざまな工夫がなされて
いる。しかしながら、従来知られている方法では、超大
入熱溶接熱時の結晶粒の粗大化を阻止し得るほどの微細
な酸化物を分散させることはできない。

【００１２】

【課題を解決するための手段】上記課題を解決するため
に、本発明者らは、従来の複合脱酸方法を改良し、従来
以上に酸化物（あるいは窒化物）を微細でかつ均一に分
散させ、さらにこの微細分散粒子にフェライト変態能も
併せて付与することを鋭意検討し、超大入熱溶接におい
てもＨＡＺ靱性の優れた鋼を開発し、本発明をなすに至
った。

【００１３】すなわち、本発明が要旨とするところは、
以下の通りである。 （１） 重量％で、Ｃ ：０．０２〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：０．３〜２．０
％、 Ｐ ：０．０３％以下、Ｓ ：０．０００
１〜０．０３％、Ａｌ：０．０００５〜０．０１％、Ｔ
ｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００１〜
０．０１５％、Ｏ ：０．０００５〜０．００８％を含
有し、さらに、Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、Ｔ
ａ：０．０００１〜０．０５％、Ｎｂ：０．０００１〜
０．０５％の１種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる鋼であって、粒子径が０．２〜５．０
μｍのＭｇ含有酸化物を核にして、該酸化物の周辺に析
出した硫化物と窒化物のいずれか一方または双方より構
成される該酸化物との複合粒子を１ｍｍ² 当たり１０〜
１０００個含有し、かつ、粒子径が０．００５〜０．１
μｍのＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物を核にして、酸化
物を包含もしくは周辺に析出した窒化物より構成される
大きさ０．０１〜２．０μｍの酸化物−窒化物の複合粒
子を１ｍｍ² 当たり１．０×１０⁴ 〜１．０×１０⁸ 個
含むことを特徴とする超大入熱溶接用鋼。

【００１４】（２） 上記鋼の成分に、さらに、重量％
で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、 Ｎｉ：０．０５
〜２．０％、Ｃｒ：０．０２〜１．５％、 Ｍｏ：
０．０２〜１．５０％、Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％の１種以上を含
有することを特徴とする前記（１）に記載の超大入熱溶
接用鋼。 （３） 上記鋼の成分に、さらに、重量％で、Ｃａ：
０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜
０．００５％の１種以上を含有することを特徴とする前
記（１）または（２）に記載の超大入熱溶接用鋼。

【００１５】

【発明の実施の形態】以下、本発明を詳細に説明する。
Ｍｇは、従来から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を
高めることで、溶接熱影響部の靱性を向上させることが
知られている。さらに、酸化物の分散を制御してＨＡＺ
靱性を向上させる技術として、特開昭５９−１９０３１
３号公報に記載されているＴｉ添加後、Ｍｇを添加する
複合添加の技術が明らかになっている。しかしながら、
その技術の目的は、先に引用したように、Ｍｇ添加によ
り粒内変態核であるＴｉ酸化物の増加を促進することで
あり、酸化物をより微細に分散させてピニングにより結
晶粒の細粒化を達成するものではない。

【００１６】本発明者らは、Ｍｇの有する強脱酸剤とし
ての作用に着目、Ａｌより凝集粗大化が起こりにくい性
質を利用して、Ｔｉ添加鋼において、製鋼工程での脱酸
材の添加順序および量を制御することで、酸化物の微細
分散が期待できる余地があると考えた。

【００１７】発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶鋼
中に、Ｍｇを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調
べた。その結果、Ｔｉと同時にＺｒ、Ｔａ、Ｎｂの１種
あるいは２種以上を添加した後に、さらに少量のＡｌお
よびＭｇをある条件下で添加することで、酸化物の粒子
径として２種類のものが生成されることを見出した。す
なわち、１つは粒子径が０．２〜５．０μｍのＭｇ含有
酸化物であり、他は０．００５〜０．１μｍの超微細な
ＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物である。

【００１８】このような酸化物の生成原因は次のような
理由に基づくものと推定される。まず、比較的サイズの
大きいＭｇ含有酸化物はＴｉと同時にＺｒ、Ｔａ、Ｎｂ
などを同時に添加する事により、一旦これら元素より構
成される酸化物が生成され、この状態で脱酸力の強いＭ
ｇやＡｌ等の元素が添加されると既に生成されている酸
化物はこれら元素により還元され、最終的に０．２〜
５．０μｍのＭｇ含有酸化物が生成されるものと推定さ
れる。

【００１９】ここで、重要な点は従来のＴｉ脱酸では達
成出来なかった粒子数の増加とサイズの微細化が生じる
点にある。特に、μｍサイズの酸化物に関しては、５μ
ｍ以上のものが多くなるほど破壊の起点になりやすくな
るため、Ｍｇ添加を図った場合には特開平９−１５７７
８７に示されているようにＭｇ量としては３０〜５０ｐ
ｐｍ程度が限界とされている。

【００２０】しかしながら、本発明ではこのような問題
は回避され、１５０ｐｐｍまではＭｇの添加が可能にな
る。一方、超微細な酸化物の生成はＴｉやＺｒによる脱
酸では弱脱酸元素故に溶存酸素がまだ残っているため、
その時点でＭｇやＡｌが添加された場合には前述の酸化
物の還元だけでなく、そのような溶存酸素と酸化反応が
生じ、超微細な酸化物が生成されたものと予測できる。
超微細な酸化物が生成される理由はＴｉ単独に比べてＺ
ｒやＴａを同時に添加した場合には溶存酸素量が少なく
なっていることに加えて、溶存酸素の溶鋼中での分布が
均一化されることから、酸化物のクラスター化が抑制さ
れたものと推定される。

【００２１】以上のように鋼中に生成された酸化物は、
鋳造時あるいはその後の冷却過程や再加熱−熱間工程中
に硫化物および窒化物の核生成サイトになる。電子顕微
鏡を用いて１万倍〜３万倍でその様子を調査した結果、
鋼中酸化物の存在状態は以下のように整理できる。な
お、酸化物の存在状態については特定倍率（例えば３万
倍）で１０視野以上を観察し、平均粒子数を測定するこ
とが望ましい。

【００２２】１）粒子径が０．２〜５．０μｍのＭｇ含
有酸化物が存在し、この酸化物を核にしてその周辺に硫
化物あるいは窒化物が析出している。酸化物−硫化物あ
るいは／および窒化物の複合粒子は１ｍｍ² 当たり１０
〜１０００個含有されている。 ２）また、粒子径が０．００５〜０．１μｍの超微細な
ＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物も存在する。この酸化物
を核にして、酸化物を包含するようにもしくは周辺に析
出した窒化物より構成される複合析出物は大きさが０．
０１〜２．０μｍであり、１ｍｍ² 当たり１．０×１０
⁴ 〜１．０×１０⁸ 個含まれる。なお、窒化物の粒子数
はＴｉ単独の場合に比べて（Ｔｉ−Ｚｒ）同時添加の場
合の方が圧倒的に多く、サイズも小さい傾向にある。こ
れはＺｒ，Ｔａ，Ｎｂが窒化物形成能が高いことによ
る。

【００２３】本発明は上記の酸化物の存在状態によって
達成されるＨＡＺ部靱性の優れた鋼材に関するものであ
り、ＨＡＺ部の靱性向上についてさらに説明する。図１
は０．１Ｃ−１．０Ｍｎ鋼をベースにＭｇ量を変えた場
合の５μｍサイズ以上の酸化物の粒子数を測定したもの
であり、ＴｉとＺｒの同時添加の効果を示している。こ
れから明らかなように、単純なＴｉ添加後Ｍｇ添加では
３０ｐｐｍ程度から酸化物数が増加するが、（Ｔｉ−Ｚ
ｒ）同時添加により粗大な酸化物数は減少し、Ｍｇ量が
１５０ｐｐｍでも５０個程度である。しかしながら、１
５０ｐｐｍを超えると粗大な酸化物が単独添加と同様に
多くなる。以下はＭｇ量が１５０ｐｐｍ以下での酸化物
の状態１）と２）による効用を説明する。

【００２４】これまで知られているように粒内変態は酸
化物の個数が多いほど、かつ硫化物と窒化物の酸化物上
への析出がある場合の方が促進される。１）に示したよ
うに前者は従来に比較して１０倍以上増加しているこ
と、また後者についても確認した限りにおいて１００％
複合的に析出していることから、極めて粒内変態能は大
きくなる。

【００２５】次いで、加熱γ粒径の微細化について図２
により説明する。図２は、０．１０Ｃ−１．０Ｍｎ鋼を
ベース成分とし、Ｔｉ量およびＭｇ含有量を変化させた
場合の、入熱９０ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクルを付
与した時の旧γ粒の大きさを測定したものである。Ｍｇ
添加量が少ない場合、Ｔｉを添加しても旧γ粒径の微細
化が得られないのに対し、Ｍｇが添加された場合、０．
０１０％以上のＴｉ添加において、結晶粒の著しい微細
化が達成されることがわかる。この傾向はＭｇ量が多い
ほど顕著であり、ＴｉとＺｒ等の同時添加後Ｍｇを添加
した場合にはさらにその効果が大きくなる。結晶粒が微
細化した鋼板を電子顕微鏡で観察した結果、前述したよ
うに０．１μｍ以下の面心立方構造のＭｇＯやスピネル
型構造のＭIIＭIII ₂ Ｏ₄ （II：Ｍｇ，Ｃａ，Ｆｅ，Ｍ
ｎ、 III：Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｖ）粒子が多数認めら
れ、あるいは図３に模式的に示すようなＭｇ含有酸化物
−窒化物［ＴｉＮ，（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｎ，ＺｒＮ等］の複
合粒子が多数存在することがわかった。

【００２６】電子顕微鏡観察において、Ｍｇ含有酸化物
−窒化物粒子間の結晶学的な方位関係を調べると、いず
れも［００１］酸化物‖［０１０］窒化物の方位関係を
持っていることも明らかになった。このことは、Ｍｇの
微細酸化物が窒化物の優先析出サイトとして作用してい
ることを示しており、この析出サイトが多数存在するた
めに、結晶粒のピニングに有効な窒化物を増加させてい
るものと考えられる。さらに、超大入熱溶接時のような
高温での滞留時間が長い場合、窒化物粒子の溶解が生じ
るが、本発明では、多数のＭｇＯないしはＭｇ含有酸化
物が存在しており、たとえ窒化物粒子が溶解したとして
も、依然として微細な酸化物粒子が存在するために、高
温でも従来鋼以上に優れたピニング効果を発揮できる。

【００２７】すなわち、本発明の特徴は、顕著な粒内変
態の向上に加え、ＴｉＮやなど窒化物を利用し結晶粒の
ピニングを図った従来鋼に比べ、ＭｇＯ等の酸化物を鋼
中に微細に導入することで、窒化物の析出核を創出し、
これにより窒化物の個数の増加を図ると同時に、窒化物
が溶解してしまい従来全く靱性の改善効果が見られなか
った高温域でも、酸化物単独の効果により、これまでに
ない優れた結晶粒径の微細化効果を発揮できることであ
る。

【００２８】本発明に用いたＴｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、
Ａｌ，Ｍｇの添加方法であるが、最初に、Ｓｉ、Ｍｎを
添加後、まず、Ｔｉと（Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂの１種あるい
は２種以上）を添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、少
量のＡｌとＭｇを添加する。ＴｉやＺｒを先に添加する
のは、溶鋼中の酸素量の調節ともに、先にできる（Ｔ
ｉ，Ｚｒ）酸化物をＡｌとＭｇで還元するためである。
最適なＡｌとＭｇの添加量は、Ｔｉ添加後、溶鋼中に存
在する酸素量などに依存するが、実験では、その時の酸
素濃度はＴｉやＺｒ添加量に依存し、ＴｉとＡｌ、Ｍｇ
添加量を適正な範囲で制御すれば良い。

【００２９】なお、Ｍｇの添加方法であるが、Ｆｅ箔に
金属Ｍｇを包む方法、Ｍｇ合金による方法などを試みた
結果、前者は、溶鋼投入の際の酸化反応が激しく、歩留
まりが低下する。従って、通常の大気圧下で溶製する場
合には比重の比較的重いＭｇ合金による添加が好まし
い。

【００３０】以下、本発明の成分の限定理由について述
べる。Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる基本的
な元素として欠かせない元素であり、その有効な下限と
して０．０２％以上の添加が必要であるが、０．２０％
を超える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の低下を
招くので、その上限を０．２０％とした。

【００３１】Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な
元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要である
が、０．５％を超えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそ
れを上限とする。

【００３２】Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性の確
保に必要な元素であるが、２．０％を超えるとＨＡＺ靱
性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では母材の強
度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２．０
％とする。

【００３３】Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であ
り、０．０３％を超えて含有すると鋼材の母材だけでな
くＨＡＺの靱性を著しく阻害するので、その含有する上
限を０．０３％とした。

【００３４】Ｓ：Ｓは０．０３０％を超えて過剰に添加
されると、粗大な硫化物の生成の原因となり靱性を阻害
するが、その含有量が０．０００１％未満になると、粒
内フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物生成量が
著しく低下するために、０．０００１〜０．０３０％を
その範囲とする。

【００３５】Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加される
が、本発明においては、０．０１％超えて添加されると
Ｍｇの添加の効果を阻害するために、これを上限とす
る。また、安定にＭIIＭIII ₂ Ｏ₄ を生成するためには
０．０００５％は必要であり、これを下限とした。

【００３６】Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸材として、さらには窒
化物形成元素としてし結晶粒の細粒化に効果を発揮する
元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の
著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５０％
にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．０
０３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３
〜０．０５０％とする。

【００３７】Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ：Ｚｒ、Ｔａ、ＮｂはＴ
ｉとともに本発明具現化のために必須の元素であり、そ
の効果はＴｉと同時に添加されることで初めて発揮され
る。また、それ自身炭化物形成能力が高いためＯ量およ
びＴｉ／Ｎ比を考えて、適切な量にする必要がある。す
なわち、Ｔｉと同様に多量の添加は炭化物の形成による
靱性の著しい低下をもたらすために、それぞれその上限
を０．０５０％にする制限するが、所定の効果を得るた
めには０．０００１％以上の添加が必要であり、その範
囲を０．０００１〜０．０５％とする。

【００３８】Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であ
り、主に脱酸材として添加されるが、前述したように
０．０１５０％を超えて添加されると、粗大な酸化物が
生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたら
す。しかしながら、０．０００１％未満の添加では、ピ
ニング粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待でき
なくなるため、その添加範囲を０．０００１〜０．０１
５０％と限定する。

【００３９】Ｏ：ＯはＭｇ含有酸化物を生成させるため
の必須元素である。０．０００５未満では酸化物の個数
が十分とはならないために、０．０００５％を下限値と
する。一方、０．００８０％を超えて添加されると、粗
大な酸化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の
低下をもたらす。従って、上限値を０．００８０％とし
た。

【００４０】なお、本発明においては、強度および靱性
を改善する元素として、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，
Ｂのうちで、１種または２種以上の元素を添加すること
ができる。

【００４１】Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の
上昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果が
なく、１．５％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを
生じやすくする。従って、その含有量を０．０５〜１．
５％以下とする。

【００４２】Ｎｉ：Ｎｉは、靱性および強度の改善に有
効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以
上の添加が必要であるが、２．０％以上の添加では溶接
性が低下するために、その上限を２．０％とする。

【００４３】Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向
上させるために、０．０２％以上の添加が有効である
が、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイ
ト組織を生じさせ、靱性を低下させる。従って、その上
限を１．５％とする。

【００４４】Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同
時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、そ
の効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要に
なるが、１．５０％を超えた多量の添加は必要以上の強
化とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その
範囲を０．０２〜１．５０％以下とする。

【００４５】Ｖ：Ｖは、炭化物、窒化物を形成し強度の
向上に効果がある元素であるが、０．０１％以下の添加
ではその効果がなく、０．１０％を超える添加では、逆
に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．
１０％以下とする。

【００４６】Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増
加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱
影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０
００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の
添加は靱性の低下を招くために、その上限を０．００３
０％とする。

【００４７】Ｃａ，ＲＥＭ：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、特に耐ラメラティアー性を改善する。
Ｃａ、ＲＥＭはともに０．０００５％未満ではこの効果
が得られないので、下限値を０．０００５％にした。逆
に、０．００５％を超えると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物
個数が増加し、超微細なＭｇ含有酸化物の個数が低下す
るため、その上限を０．００５％とする。

【００４８】上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶
製後、連続鋳造などを経て厚板加熱、圧延を施される。
この場合、圧延方法おおび加熱冷却方法および熱処理方
法においては、当該分野のおいて従来から適用されてい
る方法を用いてもＨＡＺ靱性に関しては、何ら差し支え
がない。

【００４９】

【実施例】次に、本発明の実施例について述べる。表１
（表１−１及び表１−２）の化学成分を有する鋼塊を、
表２に示す熱間圧延および熱処理を行い鋼板とした後、
最高加熱温度が１４００℃で入熱が１．７ｋＪ／ｍｍ相
当の小入熱および９０ｋＪ／ｍｍ相当の超大入熱のそれ
ぞれの再現熱サイクルを付与し、特定の温度でシャルピ
ー試験を行い、両者の吸収エネルギーを求め、［小入熱
時の靱性］−［超大入熱時の靱性］を計算した。

【００５０】鋼１〜２２は本発明の例を示す。表２から
明らかなように、これらの鋼板は、小入熱と超大入熱の
靱性の差が最大でもおよそ４ kgf・mm以下と小さく、超
大入熱溶接を実施してもほぼ小入熱溶接と同レベルの良
好な靱性を有する。

【００５１】それに対し、鋼２３〜３６は本発明方法か
ら逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼２３、２４、２
５、２６、２７、２９、３０、３３、３４は基本成分の
内いずれかの元素が、発明の要件を超えて添加されてい
る例であり、鋼２８、３１ではＡｌとＴｉが下限値より
小さい場合に相当する。鋼２３〜３４では本発明の重要
な部分である酸化物個数の要件は満たしているものの、
靱性劣化要因となる元素が過剰に添加されたことによ
り、超大入熱ＨＡＺ靱性の劣化が助長されたものであ
る。また、鋼３２はＭｇが無添加であり、鋼３５はＯ量
が少ない。鋼３６〜３８ではＺｒ、Ｔａ、Ｎｂが添加さ
れていない。

【００５２】以上の比較例では、いずれも超大入熱時の
ＨＡＺ靱性が著しく低下していることが分かる。特に、
比較鋼の３３と３４に示すように、微細な酸化物が多く
存在しているにも関わらず靱性劣化が大きくなっている
のは、過剰のＭｇあるいはＯが添加されたことに起因し
ており、５μｍ以上の粗大な粒子が増大したためであ
る。

【００５３】

【表１】

【００５４】

【表２】

【００５５】

【表３】

【００５６】

【発明の効果】本発明の化学成分および製造方法に限定
し、ＴｉやＺｒの添加後にＭｇを適切に添加すること
で、超大入熱溶接熱影響部の靱性の低下を防止し、構造
物のぜい性破壊に対する安全性を大幅に向上することが
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｍｇ量を変化させた鋼板中の５μｍ以上の酸化
物個数を示した図である。

【図２】Ｔｉ、Ｍｇ量を変化させた鋼板に、超大入熱溶
接相当の熱サイクルを付与した場合の旧γ粒サイズを示
した図である。

【図３】本発明の鋼に含まれる複合粒子を模式的に示し
た図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 冨田 幸男 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 粟飯原 周二 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内 (72)発明者 為広 博 富津市新富20−１ 新日本製鐵株式会社技 術開発本部内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０２〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、 Ｍｎ：０．３〜２．０％、 Ｐ ：０．０３％以下、 Ｓ ：０．０００１〜０．０３％、 Ａｌ：０．０００５〜０．０１％、 Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５％、 Ｏ ：０．０００５〜０．００８％ を含有し、さらに Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、 Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、 Ｎｂ：０．０００１〜０．０５％ の１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物か
   らなる鋼であって、粒子径が０．２〜５．０μｍのＭｇ
   含有酸化物を核にして、該酸化物の周辺に析出した硫化
   物と窒化物のいずれか一方または双方より構成される該
   酸化物との複合粒子を１ｍｍ² 当たり１０〜１０００個
   含有し、かつ、粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇ
   ＯないしはＭｇ含有酸化物を核にして、該酸化物を包含
   もしくは周辺に析出した窒化物より構成される大きさ
   ０．０１〜２．０μｍの酸化物−窒化物の複合粒子を１
   ｍｍ² 当たり１．０×１０⁴〜１．０×１０⁸ 個含むこ
   とを特徴とする超大入熱溶接用鋼。
2. 【請求項２】 さらに、重量％で、 Ｃｕ：０．０５〜１．５％、 Ｎｉ：０．０５〜２．０％、 Ｃｒ：０．０２〜１．５％、 Ｍｏ：０．０２〜１．５０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３％ の１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載
   の超大入熱溶接用鋼。
3. 【請求項３】 さらに、重量％で、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、 ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％ の１種以上を含有することを特徴とする請求項１または
   ２に記載の超大入熱溶接用鋼。