JPS6179745A - 溶接継手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法 - 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） 本発明は溶接性構造用鋼であって、溶接継手熱影響部（
以下「溶接ＨＡＺ　Ｊと略称する）に脆性破壊の発生・
伝播の起こりにくい鋼材の製造法に関するものであって
、たとえば、大入熱溶接継手のシャルピー切り欠き靭性
や、一般のｍ接法による継手部のＣＯＤ値に対して厳し
い要求の絆せられるような鋼材の製造法が主要な対象と
なっている。 （従来技術） いわゆるｍ接性構造用鋼に代表宴れる、溶接接合の施こ
される鋼材は、鋼材の製造過程で賦与された緒特性を溶
接熱影響部において維持することは、一般的には、極め
て困難である。とくに、切９欠き靭性やＣＯＤ特性、さ
らには、脆性亀裂の伝播阻止性能などの、脆性破壊の発
生の防止と伝播の阻止とに関する特性は、ＨＡＺでＦ′
ｉ母材部（溶接熱影響を受けていない部分）に比べて著
しく劣ることが多い。 この原因は、溶接熱によってＩ（ＡＺの結晶組織が脆化
することと、＠着金属から浸入する水素などによる水素
遅り割れを伝播しやすい組織が形成されるためである。 このために、このような鋼材を使用する溶接角構造物で
は、構造物全体の脆性破壊に対する安全性を確保する観
点から、ＨＡＺの靭性を確保することと、溶接施工時の
予熱・後熱によって、水素遅れ割れを防止することが極
めて重視される。 したがって、このような表材の供給者はＨ，〜Ｚの脆化
を補なうことを意図して母材の低温靭性を著しく高める
ばかりでなく、ＨＡＺの脆化を少なくするような処理を
鋼に施こすようになってきている。 たとえば、母材の特性だけについて言えＦ’：、炭素鋼
で十分対応できる用途に対しても、上記の観点から炭素
量を低くし、Ｎｌ　、Ｃｕ　＋Ｍｏ　、Ｎｂ　、Ｖなど
を添加しｆｃシ、ＨＡＺの結晶粒の粗大化を防止し、脆
化した部分を小さくするために、ＴｉＮなどの窒化物粒
子を鋼中に微細に分散させる方法や、ＲＥＭなどの酸化
物や硫化物の微細介在物を鋼中に分散させる方法が考案
され、利用されてきた。例えば特公昭５１−１６８９０
号 特開昭５０−８０９１１号 などは前者の技術思想に基づくものであり、特開昭５８
−２０４１１５号 特開昭５８−２０４１１６号 特開昭５８−２０４１１７号 特開昭５８−２０４１１８号 などは後者の技術思想に基づくものでちる。 しかしながら、これらの鋼材供給者側における対応技術
では、次のような問題が残されている。 すなわち、ＴｉＮなどの窒化物を利用する方法では、）
ＬＡＺの最高到達温度が約１３５０℃を佃える部分（以
下「溶接ＨＡＺ高温部」と略称する）でこれらの窒化物
が溶解してしまうために、結晶粒の粗大化を阻止する機
能がない。そのために、　ＨＡＺのこのような部分には
粗大なベーナイト組織（以下「粗大Ｂｕ　Ｊと略称する
）やフェライトサイドグレート（以〒ｒ　ＦＳＰ　Ｊと
略称する）と呼ばれる粗大な組織が混在するため、ＨＡ
ＺのＣＯＤ特性などには十分な効果が見られない。この
ことは窒化物とＭｎＳとの複合析出物を利用する場合で
も同様の事情にある。 また、ＲＥＭの３化物や硫化物の利用は、Ａｌキルド鋼
においては、Ａｌ２０３系介在物と複合して大型介在物
となりやすく、とくに、今日量産厚板の主流をなす連続
め１造法においては、このＲＥＭの悪影舌を排除するこ
とは極めてむづかしい。加えて、Ａｌキルド鋼における
ＲＥＭの酸化物や硫化物は、確かに安定であって溶接Ｈ
ＡＺ　Ｋ　昌部においても、ＴｉＮのように、溶解して
しまうことはなくオーステナイト粒の粗大化を防止する
効果は見られるが、このオーステナイト粒は粗大であり
、粒内に粗大ＢｕやＦＳＰが発達して溶接）ＬＡＺの靭
性を損なう。 いっぽう、鋼構造物の施工に当たっては経済的な施工方
法が強く求められているにも拘わらず、それを阻害する
要因である溶接の予熱・後熱処理や溶接入熱の上限制約
などを実施して）ＬＡＺ　Ｃｒ）脆化組織部分を可能な
限り小さクシ、それにより、水素遅れ削れなどが、これ
らの脆化組織に発生・伝播しないように配慮されている
が、従来の鋼材を用いる限シ粗犬Ｂｕ　”、　ＦＳＰな
どの脆い組織の生成は避けられない。したがって、鋼構
造物の使用中に発生し成長した疲労亀裂や応力腐食割れ
、あるいは、水素誘起割れなどが上記脆化組織部分に達
した場合には脆性破壊を起こす可能性を残している＠（
発明の目的） 本発明は鋼構造物の脆性破壊につながる粗大ＢｕやＦＳ
Ｐなどの組織を）ＬＡＺに生じない鋼材を製造すること
を目的としている。すなわち、溶接ＨＡＺをこのような
組織を生じないようにすることにより、溶接ＨＡＺ部の
シャルピー切り欠き靭性を従来鋼に比べて著しく改善し
、あわせて、ＣＯＤ特性を飛躍的に向上させることを目
的としている。 加えて、本発明では溶接低温割れを改善するための従来
の常套手段であった低Ｃ化、低Ｃｅｑ化あるいは低ＰＣ
Ｍ化するという手法と全く異なった方法で、これら従来
手法以上の効果を得ることも目的としている。すなわち
、従来の低Ｃ化、低Ｃｅｑ化あるいは低ｐＣｙ化は、そ
れによる鋼材の強度の低下を補なうためＭｎ　、Ｃｕ　
、Ｎｌ　、Ｍｏ　、Ｎｂ　、Ｖ、Ｂなどの強化元素を添
加しなければならない。そのために、これらの合金コス
トの上昇や、溶製のむづかしさ、鋳造片（とくに、ＣＣ
鋳片）の偏析の弊害・表面性状の劣化などにより、鋼板
の生産性・収益性を犬きく低下させているだけでなく、
溶接低温割れ性の向上にも必ずしも期待される効果が十
分に得られているわけではない。 そこで、本発明者らは）ｉＡｚの脆性破壊に対する抵抗
力を弱める粗大Ｂｕ−？ＦＳＰのような組織、また、Ｈ
ＡＺの水素遅れ割れが伝播拡大しゃすい粗大Ｂｕや粗大
な硬化組織を、通常工業的に採用される多様な溶接灸件
下で生じないようにするために、ＨＡＺの変態挙動に関
して体系的、かつ、つぶさに研究した結果、）Ｌを含有
せずＴｉの低級酸化物を主成分とする微細Ｔｉ酸化物粒
子を含む鋼がこのような目的に合致していることを発見
した。すなわち、このような鋼においては溶接ＨＡＺに
おけるγ相からのベーナイト変態が従来鋼の場合と異な
シ、ｒ粒内に微細に分散した酸化物粒子を変態核として
、γ相の結晶方位の三つの等価な（１００）面に沿って
フェライトグレートが発達するようなベーナイト組織と
なるため、前に述べたような粗大Ｂｕ　、　ＦＳＰ　。 粒大な硬化組織の生成が抑制される。 すなわち、Ａｌの含有量の極めて低い鋼で、ＴｉＯ。 Ｔｉ２Ｏ３の一種、または、二種の結晶相を含有するＴ
ｉの酸化物を含む鋼においては、溶接ＨＡＺ部において
第１図（＋りの本発明州に示すようなウィドマンステッ
テン（Ｗｌｄｍａｎｎｇｔ’ａｔｔｅｎ　）状のフェラ
イトグレートから成るベーナイト組織が得られる。この
ようなウィドマンステッテン状のフェライトプレートよ
り成るベーナイト組織は鋼中のＡｌ添加量が溜マると生
成しなくなり、第１図（ｂ）に示す従来キ　。 ルド鋼のように、旧オーステナイトの結晶方位の三つの
等価な（１００１面のうちの一つだけが優先的に発達す
るようなベーナイト組織（これをＦＳＰと定義する）と
なる。 本発明はこのような発見にもとづき、溶接ＨＡＺのγ→
ベーナイト変態が上に述べたような変態挙動を示すこと
によって溶接継手部の鋼組織を微細なものとし、よって
、溶接継手（なかんずく大入熱溶接継手）のシャルピー
切り欠き靭性や、ＣＯＤ特性を飛躍的に向上させ、加え
て、溶接低温割れの起きにくいチェ（の製；古分目的と
するものである。 （発明の構成） この発明は上記のＬ口°１′１を達成するために、（１
）溶鋼中の溶存酸素量が０．０２０％以下、不可避に混
入するＡｌおよびＳｉの爪が、それぞれ、０００７％以
下、００５％以下のｍ鋼中にＴｉを添加して脱酸したの
ち鋳造し、または、鋳造後圧み工し、その成分組成が重
量％で Ｃ：Ｏ，Ｏ０．〜０３００チ Ｍｎ　　：　　０．４〜２０　チ Ｐ：００２５％以下 Ｓ：０．０２５チ以下 人ｔ　：０．ｏ０７　　チリ下 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０チ ０　：０．００１０−０．０１００チ 残部鉄、および、不補物１元素を含み、しかも、粒径が
３ｐｍ９Ｊ、下で、ＴｊＯ、Ｔｉ　２０．のいずれか一
種、または、二重の複合した結晶相を富む酸化物系介在
物の重量％で０．００４％以上０．１００千以下の範囲
で含有せしめることを特徴とする溶キ社手ｆＡ影９部靭
性のすぐれた鋼材の製造法。 （２）溶鋼中の溶存酸素量が００２０％以下、不可避に
混入するＡｌおよびＳｉの量がそれぞれ、０．００７％
以下、００５チ以下の溶鋼中にＴｉを添加して脱酸した
のち鋳造し、または、鋳造後圧延し、その成分組成が重
ｊ１％で Ｃ：０Ｏ０．〜０３００チ Ｍｎ　：　０．４〜２．０％ Ｐ：０．０２５千以下 Ｓ：０．０２５％以下 ｋｌ　：　ＯＯＯ７チ以下 Ｔｉ：０．００３〜００５０％ ０：０．００１０〜０．０１００チ以下を基本成分とし
、Ｓｔ　、Ｃｕ　、Ｎｌ　、Ｃｒ　、Ｍｏ　、Ｎｂ、Ｖ
、Ｂ。 Ｚｒ　、Ｔａ　、ＷＩＣＯＮ　’ｌるいは、Ｃａのうち
から−［４たは二種以上を ｓｔ：ｏ、ｓチリ下 Ｃｕ：１．５％以下 Ｎｌ：１０チ以下 Ｃｒ　：　１チ以下 Ｍｏ　：　１％以下 Ｎｂ：０．２チ以上 ■二０５％以下 Ｂ：０．００５０％以下 Ｚｒ：０．１％以下 Ｔａ：０．１％以下 Ｗ：０．１壬以下 Ｃｏ：０．１％以下 Ｃａ：＋）、００２０％以下 の節囲内で含有し、残部鉄、および、不紳物元素を含み
、しかも、粒径が３μｍ以下で、ＴｉＯ、Ｔｉ　２０３
のいずれか一種、または、二種の複合した結晶相を含む
酸化物系介在物を重量％で０．００４チ以上０．１００
％以下の範囲で含有せしめることを特徴とする溶接継手
島影４百部靭性のすぐれた礎材の製造法＠ にある。 以下に本発明法に関わる銀材の成分組成を限定するＪ正
当について述べる。 Ｃ・Ｍｎは１材の強度を高めるいっぽう、臥Ｚ組織の硬
化を促すので適度の量が必要でちるが、高すぎないよう
にしなければならない。本発明法の適用が意図される側
材では、このような観点からＣについて１−１０．００
１から０．３０１％、Ｍｎについては０４から２０チの
範囲とした。 ｐ、ｓ、および、Ｎについては本発明法における技術的
要件に対しては第−義的に重要な意味はなく、低いほど
望ましいので、ＰとＳとについてはそれぞれ０．０２５
％以下、Ｎについては好ましくは０．００２５％以下と
した。 人り、Ｓｉ　、Ｔｉ　、および、０は本発明鋼の特徴で
ちるＨＡＺの微細なウィドマンステッテン状のフェライ
トグレートよ）なるベーナイト担＠（以下「微細ベーナ
イト組織」と呼ぶ）が生成するための基本的なメカニズ
ムに関与している。Ａｌが０．００７チより高いと上記
微細ベーナイト組織が現われない。この理由は微細ベー
ナイト組織を構成するウィドマンステッテン状フェライ
トプレートの形成を支配しているＴｉＯ、Ｔｉ　２０．
のいずれか一種または二種の複合した？ｊ晶相を含む醇
化物がｋｔによって還元されて「微細ベーナイト組織」
を形成する能力の１い酸化物やＴｉＮＫなってしまうた
め本発明の効果が十分に得られない。このブζめ、Ａｌ
は添加せず、しかも、合金鉄や耐火物から混入すること
を防止することが必要であり、不可併に混入する駐を０
００７％以下とした。ＳｉについてもＡｌと同様にＴｉ
添加前の尋存酸素量を減少させるためにＴｉ添加前に存
在していないことが好ましい。しかしながら、Ｓｉｄ人
ｔに比べると溶鋼中の酸素との親和力か弱（、Ｔｉ添加
後に添加されるについては本発明の効果を損なうもので
はない。以上の理由によりＴＨｔ加前の８１については
００５％以下としたが、Ｔｉ添加後に８１添加した場合
鋼材中のＳｉ＠度については通常の溶接性構造用鋼の添
加にの範囲であればよ＜０．８チを上限値とした。 ＴｉとＯとは上記Ｔｉ酸化物の形成に関わってお広溶鋼
中に存在する量が少なすぎると適切な量のＴｉ酸化物が
得られない。また、多すぎるとＴｉの酸化物が凝集・粗
大化して本発明の効果が得られない。 そのためＯについては溶鋼中で溶存酵素とじて０．０２
０％以下の状態でＴｉを添加して脱酸してやることが必
要である。Ｔｉで脱酸した溶鋼を撹拌あるいは不活性ガ
スによって＠世を清浄化する過程で到達するＴｉと０量
を、それぞれ、Ｔｉｏ、００３〜０．０５０係、Ｏ：０
．００１０〜０．０１００チの範囲内で撹拌、あるいは
、不活性がスによる清、浄化を停止することが必要であ
る。この清浄化が不完全であり、０が０．０１００％を
超える場合は上記Ｔｉ酸化物が粗大化して本発明鋼の特
徴をなす「微細（−ナイト組織」が得られず、粗大介在
物に起因する画材の表面欠陥を銹発する。いっぽう、Ｏ
が０．００１０チを下まわると上記酸化物−計が不足す
る。また、Ｔｉについては０．００３チを下まわると上
記酸化物が不足し、ｏ、ｏｓｏチを超えるとＴｉＣが多
量に形成されＨＡＺの靭性に有害である。 以下、選択的に添加される元素について述べる。 Ｃｕ　、Ｎｌは鋼材の強度と靭性を同時に高め、また、
ＨＡＺの低温靭性にも害が少ないので、そのような目的
に対して添加され、その場合Ｃｕは１．５％以下、Ｎｌ
は１０％以下において、本発明の効果が意味を持ち得る
。 Ｃｒ　、Ｍｏ　、Ｎｂ　、Ｖは鋼材の焼き入れ性を高め
たり、炭窒化物として析出硬化することにより鋼材の強
度？：高め、逼切な１材製造プロセスに付すことにより
　−’Ａ　ｎの低温靭性の向上も期待される。しかしな
がら、これらの元素は添加量が多すぎると、）（Ａｚの
硬化を招き溶接低温割れを起こしやすくするので、Ｃｒ
　＋　Ｍｏについては１チ以下、Ｎｂについてｌ−１０
，２チ以下、■については０．５チ以下とした。 Ｂは、とくに、鋼材の焼き入れ処理における暁毛入り性
を高めたり、制御圧延過程におけるフェライト敦態核を
１６加ぢせてフェライト・−一うイト組ａを微細化させ
る効果があるので、ｏ、ｏｏｓｏ％以下の範囲で添加す
る。 Ｚｒ　、Ｔａ　＋Ｗ＋ＣＯなどを鋼材の腐食挙動の改心
などの目的で添加する場合は、それぞれ、０．１％以下
の範囲で添加してもよい。 Ｃ３はＭｎＳの形状コントロールの目的で添加してもよ
いが、多すぎると、Ｔｉの酸化物を還元し本発明の効果
を祁なうので０．００２０％以下とした。 なお、本発明法において、Ｔｉ添加前の雰囲気はＲＨ，
ＤＨ，ＶＡＤなどの密閉容器内、または、鋼浴面をＡｒ
ガスなどの不活性ガスによって被覆することによシ、Ｔ
ｉ添加後の溶鋼の攪拌過程で雰囲気からの酸素によって
鋼の酸化が起きないような処理をするために、雰囲気の
酸素分圧は１０　Ｔｏｒｒ以下が好ましい。また鋼材の
製造プロセスは、鋳造まま、熱間圧延、あるいは、それ
らのいずれかの後の熱処理、等のいずれの方法であって
もよく、本発明法の適用を限定する理由はない。 （発明の作用） （、）まず従来鋼の溶接）ＬＡＺの変態挙動九ついて説
明する。 通常のＳ　１−Ａｌキルド鋼（以下「従来キルド鋼」と
略す）ではＨＡｚの組織は最高到達温度とオーステナイ
ト相からの変態を起こすときの冷却速度とによって変化
するつこのことは溶接ＣＣＴ　ｉ図に表示されている。 第３図は従来キルド鋼を溶融再現熱サイクル装置を用い
て１４００℃以上に加熱後、種々の冷速で冷却した時に
得られる鋼組織を概念的に図示したものである。なお、
このような熱サイクルが１１ＡＺのうちでｍ着金屈に隣
接する部分の熱履歴を模したものであることは言うまで
もない。第３図において冷却速度の速いａＸ　ｂではマ
ルテンサイト変態が支配しており、冷却速度の遅いｆで
はフェライト＝・クーライト変態が起きている。実際の
Ｔ（ＡＺ高温部には、一般的には、これらの、組織が見
られることは希でちり、両者の中間の冷却速度によるｃ
Ｘ　ｄ）＠のような組織となる。ｅ、ｄはマルテンサイ
トとベーナイトの混合した組織であり水素遅れ割れの発
生・伝播しやすい８ｆｉ織である。ｅは粒界フェライト
とともにＦＳＰ　’Ｐ　Ｂｕが混在しており、ｄととも
に透性破壊に対して抵抗力が弱い。 （ｂ）次に本発明法による鋼の溶接ＨＡＺの変態挙動に
ついて説明する。 以上の従来キルド鋼に比べて本発明鋼は第１図のｅ％　
ｄ％　　ｅに対応する冷却速度における変態が従来鋼と
はまったく具なった挙動を示す。すなわち、本発明鋼の
溶接ＨＡＺ高温部では第２図（ｂ）に示すように、小人
熱溶接の場合は粒界フェライトを伴なわない「微細ベー
ナイト組織」になる。また、第２図（、）に示すように
大入、？１ｍ接では若干の粒がフェライトを伴なうが粒
内には小人熱の場合と同汗な「微細ベーナイト子且織」
が得られる。 この理由はγ相からのベーナイＩＪにおいて、γ相の三
つの等価な結晶面（１００）（０１０）（００１）にフ
ェライトプレートが発達してウィドマンステッテン状（
寄木細工模様）の構造になるには鋼材中ノＡｌ量が低く
、しかも、ＴｉＯ，Ｔｉ　２０３ノーｆｌ　ｉたは二種
の鞘品相を有するＴｉの酸化物がなければならない。溶
鋼中にＴｉＦ７ｆｉ加する前にＡｌやＳ１添加して脱酸
処理を行なったシ、Ｔｉ添加後にＡＬを添加したシする
と、このような望ましいＴｉ酸化物が還元されて本発明
法の効果が得られない。この意味で本発明法は従来のＡ
ｌ−３１ギルド鋼へのＴｉＮ処理でもなく、また、Ｍｎ
、ＳｔとＴｉもしくはＡｌ、　　あるいはさらにＲＥＭ
またはＣａを、脱酸力の弱い順で分割投入して微細介在
物を均一分散させることによってＴｉＮやＢＮなどの窒
化物を微細析出させることを通して大入熱浴接ＨＡＺ部
に微細なフェライトと・や−ライトを主とする！ｉ１熾
を形成烙せようとするものでもない。 （ｃ）次に本発明鋼と従来鋼の脆性ムラ壊挙動の相違：
Ｃついて欽明する。 本発明鋼の溶接）ＬＡＺのミクロ組織は妃２図に示した
ように微細が針状組織となるために、ＨＡＺ部の脆性破
壊の見開の退位が従来鋼と比べると著しく微細となる。 第１図に不発明鋼（ａ）と従来鋼（アルミ＝シリコン＝
キルドｍ）（ｂ）とにおける芯液ＨＡＺ高温部の脆性破
壊の見開破面垣位のちがいを示す。この例に見られるよ
うに第１図（＆）の本発明グ４の彪Ｚ部は脆性亀裂の譲
位が細かく、このために、シャルピー切り欠き靭性、Ｃ
ＯＤ特性、浴接低温型］れ性が従来メ１に比べて著しく
優れているのである。 （実施例） 実赤例１ 第１表は本発明法によって製造した鋼の製造条件とｔｉ
材の特性、および、その９１材を用いた溶融再現熱サイ
クル後の変態組織、ならびに、／τルビー衝撃試験結果
を示す。なお、比較のために従来キルド鋼の例も併記し
た。 第１表の鋼は海洋構造物や船舶などに用いられるＨＴ５
０級の鋼であり、比ｆｆ州は従来のＨＡＺの結晶粒粗大
化防止技術として、今日、最も一般的に受は入れられて
いるＴｉＮ処理を施したものである。 第１表に示すように、本発明鋼においては、最高温度１
４００℃以上にした溶融再現熱サイクルを付した後の変
態では、８００℃から５００℃までの平均冷速で１．５
℃／Ｓから１５℃／３までの範囲で、ＦＳＰや粗大Ｂｕ
などの組織が現われることはなく、オーステナイト粒内
のＴｉ酸化物系の析出物ｔ　”５として十字状の微細な
針状フェライトが見られる。 写真１は第１表の再現熱サイクル組織を示している。 第１表に示すように、不発明鋼では溶融再現熱サイクル
後の７ヤルビー切り欠き靭性は、いずれの熱サイクルに
対しても従来鋼に比べて著しくすぐれた値を示している
。 第２表は第１表江掲げた本発明鋼と比較ｗ４を用（・て
溶接低温割れ性を調べた結果を示す。試験方法は鉄器式
斜めｙ開先側れ試験法であり、第２表に示すような所定
の温度に保持した後、大気温２０℃、湿度７２〜７８チ
の雰囲気において溶接した。 第２表に示されるとおシ、比較鋼においては予熱５０℃
においても溶接低温ｉｌｌれが発生しているが、本発明
鋼では鋼材温度０℃でも割れは起きて（・ない。両者の
鋼成分ｌ−を第１表に示すとおシ、はとんど同じと見な
して差しつかえなく、この両者における溶接低温割れ性
の違いはＨＡＺの實態組織の違いに起因するものである
。すなわち、第２図に示すとおり、本発明鋼のＨＡｚの
組織はウィドマンステッテン状のフェライトプレートよ
シ成る［微杷ベーナイト組織」から成υ立りている力ｔ
。 比較壱では粗大Ｂｕやベーナイトと島状マルテンサイト
が混合したｍ熾となっておシ、この部分を割れが伝播し
ている。 実施例２ 第３表は溶鋼中のｎ１．　Ｓｉ量、浴存酸素鼠の組み合
わせを！】々にとった溶鋼中にＴｉを添加し鋳造した鋳
造まま鋼材、鋳造後熱間圧延、または、さらに各１上の
熱処理をした鋼材の溶融再現熱サイクル後の変態組織を
示す。 第３表において鋼Ａ、Ｂ、Ｆ、Ｇ、）（、Ｉ、Ｊおよび
Ｉ（は本発明法による伜であり、鋼Ｃ，ＤおよびＥは比
較法による鍋である。鋼Ａ、Ｂ、Ｆ。 Ｇ、Ｈ，１，ＪおよびＫはＴｉ添加前の〔Ｓｉ′３量。 ［Ａｌ］量がそれぞれ０．０５チ以下、０．００７％以
下の状態において、しかも、溶存

〔０〕量が０．０２０
チ以下の状態においてＴｉ添加したものである。その結
果、これらの鋼材に溶融再現熱サイクルを与えると本発
明煙の特徴をなす微細なウィドマンステッテン状のフエ
ライトプレート二シ成る「微細ベーナイト組織」を呈し
、このウィドマンステッテン状フェライトプレートの交
差する部分にはＴｉ２Ｏ３を主成分とするＴｉ酸化物の
微細粒子が存在している。なお、これらの鋼の溶製時Ｔ
ｉ添加前に存在した［Ａ４）　、　［Ｓｉ量：ｌ　Ｂは
脱醇元素として添加きれたものではなく、耐火物等の溶
損により混入したものである。 いりぼう、鋼ＣはＴｉ添加前の溶鋼中（Ｓｉ）、（ＡＬ
）量は本発明法に該当する？に、溶存［０〕ｆｌと、Ｔ
ｉの添加量が多きに失し、鋼材中のＴｉの析出物は結晶
構造が明瞭でない粗大な酸化物となり、溶融再現熱サイ
クル後もＦＳＰや粗大Ｂｕおよび粗大な粒内フェライト
が生成してしまう。また、鋼り、Ｅは、いわゆるＳｉ　
−）Ｌキルド仰であり、このような鋼へのＴｉ添加は従
来のＴｉＮ処理に当たろ。このため。 これらの傍の溶融再現熱サイクルではＦＳＰ、粗大Ｂｕ
のほかに、ベーナイトや島状マルテンサイトなどが形成
される。これはＴｉ添加前の溶鋼中のｋＡが本発明の技
術的な根幹をなす望ましいＴｉ酸化物の形成を防げるた
めと考えられる。 以上の実験事実にもとすき、　Ｔｉ添加前の溶鋼中にＡ
ｌ、　８１を添加しないで、かつ、望ましくは耐火物の
溶損や合金から不可避的に混入するＡｌおよびＳｔの敬
が、それぞれ、０．００７％以下、０．０５チ以下の状
態でＴｉ添加し、しかも、鋳造後の鋼材中のＡｌ、　Ｔ
ｉ　、　Ｏの曾をそれぞれ０．００７チ以下、０．００
３〜００５０チ、０．００１０〜０．０１００壬の範囲
とすることにした。 （発明の効果） 本発明法による鋼材は溶接）ＩＡＺ部のミク・口組織を
従来のアルミ−シリコンギルド鋼にＴｓｕ処Ｗ等の囮靭
性向上技術を施した鋼材に比べて著しく僅細な組織とす
ることによυ、以下のような産業上の利用効果を有する
。 瓢、溶接工部（とくに、大入熱溶接工の）のシャルピー
切り欠き靭性を著しく高めるす、溶接Ｈ冠部のＣＯＤ値
を高め、安定化させるｅ、　　Ｃ，Ｃｅｃｌ＋ＰｃＭ等
をとくに低下させない鋼でも、浴接ＨＡＺの硬さを硬化
させず溶接低温割れ注を改善する このような効果により、本発明法は海洋帖造物、船舶、
タンク、ペンストック、圧力容器、橋梁、ライン・ぞイ
ブ、その他一般鋼栴造物用の鋼材に対して、その施工時
の溶接予熱、後熱を必要とせず、溶接継手部の党性破壊
に対する安全性を確保することのできる仰材の製造を可
能にする。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）　、　（ｂＪは夫々本発明鋼１と従来鋼の
溶融再現熱サイクル後のシャルピー破面の骨間破面単位
の違いを示す組織写真、第２図は夫々本発明鋼と従来鋼
の溶接）ＩＡＺ部のミクロ組織を示す写真であり（、）
は大入熱溶接ＨＡＺ　、（ｂ）は小人熱溶接氏、第３図
は、従来キルド鋼の溶融再現熱サイクルによる組織の説
明図である。 手続補正書（方式） 昭１ｎｌＤ年ｚ　ｐｘ８　ｅ メツ！　＋ｔ＋　Ｘ７　重電　５目ｃ　第２０　Ｊ　ｏ
　’ｉ’ｆ’　＋２シ）二基Ｉ＋１．＋１乙乎、１ ’　　”’　　””””　　ＩＵｉＴ５−ＴＫ［Ｅ区大
手１１１Ｊ２丁１］６Ｗ３号”　’　””　（６６５）
所日本製鐵株式含社４′に、ｍｌｌ、 ５”’；Ｊｒ；Ｉ＋＋？り）Ｈイす ＋１ｆｌ　Ｉ［ｌどＯ：Ｉ：／弓２デ臼補　　　　　正
　　　　　省 本頼明細儂中下５ピ阜項を補正いたします。 詞 １、第３１頁２行目に 「示す組織写真、」とろろを 「示す金ｌＡ組織の写真、」とＥＴΣする。 ２工３１百３行目に 「溶接ＨＡＺ部のミクロ峨ｆ％を」とあるを「ボ接ＬＬ
ＡＺ部の金馳三りＯ＃Ａ織ｔＪと・訂正する。 ′−−］ 代理人　　谷　　山　　瓜　　雄　　　１．１（−」

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）溶鋼中の溶存酸素量が０．０２０％以下、不可避
   に混入するＡｌおよびＳｉの量が、それぞれ、０．００
   ７％以下、０．０５％以下の溶鋼中にＴｉを添加して脱
   酸したのち鋳造し、または、鋳造後圧延し、その成分組
   成が重量％で Ｃ：０．００１〜０．３００％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ｐ：０．０２５％以下 Ｓ：０．０２５％以下 Ａｌ：０．００７％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％ Ｏ：０．００１０〜０．０１００％ 残部鉄、および、不純物元素を含み、しかも、粒径が３
   μｍ以下で、ＴｉＯ、Ｔｉ＿２Ｏ＿３のいずれか一種、
   または、二種の複合した結晶相を含む酸化物系介在物を
   重量％で０．００４％以上０．１００％以下の範囲で含
   有せしめることを特徴とする溶接継手熱影響部靭性のす
   ぐれた鋼材の製造法。
2. （２）溶鋼中の溶存酸素量が０．０２０％以下、不可避
   に混入するＡｌおよびＳｉの量が、それぞれ、０．００
   ７％以下、０．０５％以下の溶鋼中にＴｉを添加して脱
   酸したのち鋳造し、または、鋳造後圧延し、その成分組
   成が重量％で Ｃ：０．００１〜０．３００％ Ｍｎ：０．４〜２．０％ Ｐ：０．０２５％以下 Ｓ：０．０２５％以下 Ａｌ：０．００７％以下 Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％ Ｏ：０．００１０〜０．０１００％以下 を基本成分とし、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ
   、Ｖ、Ｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｃｏ、あるいは、Ｃａのう
   ちから一種または二種以上を Ｓｉ：０．８％以下 Ｃｕ：１．５％以下 Ｎｉ：１０％以下 Ｃｒ：１％以下 Ｍｏ：１％以下 Ｎｂ：０．２％以上 Ｖ：０．５％以下 Ｂ：０．００５０％以下 Ｚｒ：０．１％以下 Ｔａ：０．１％以下 Ｗ：０．１％以下 Ｃｏ：０．１％以下 Ｃａ：０．００２０％以下 の範囲内で含有し、残部鉄、および、不純物元素を含み
   、しかも、粒径が３μｍ以下で、ＴｉＯ、Ｔｉ＿２Ｏ＿
   ３のいずれか一種、または、二種の複合した結晶相を含
   む酸化物系介在物を重量％で０．００４％以上０．１０
   ０％以下の範囲で含有せしめることを特徴とする溶接継
   手熱影響部靭性のすぐれた鋼材の製造法。