JP3399125B2 - 溶接熱影響部靱性の優れた鋼材 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、橋梁、造船、建築、海
洋構造物等で用いられる溶接用鋼、製管時に溶接施工の
必要となるラインパイプ用鋼材等に係わり、特に、優れ
た溶接熱影響部靱性が要求される場合に有効な溶接用鋼
材に関するものである。

【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（溶接熱影響部、以下ＨＡＺと記す）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
低下させる事が知られている。特に、大入熱溶接を行っ
た場合、鋼中のＴｉＮが粗大化しγ粒成長抑制効果が失
われるため、ＨＡＺ組織の粗大化防止・靱性確保は非常
に難しくなる。この、ＨＡＺ靱性を向上すべく、これま
でに数多くの試みがなされている。

【０００３】その中で、特開昭 62-170459号公報記載の
大入熱溶接用高張力鋼板は、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量の制御を
組み合わせて、ＨＡＺ靱性の改善を行う事を特徴として
いる。この場合、ＢをＨＡＺ部で冷却中にＢＮ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
して機能させる事により、ＨＡＺ組織を等粒状の微細な
粒内フェライト組織とする事が可能で、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
確保する事が出来る。

【０００４】また、特開昭57-51243号公報には、粒度５
μｍ以下のＴｉＯ_X を０．００４〜０．０６％含む溶接
用鋼材が示されている。

【０００５】さらに、特開昭 59-185760号公報に開示さ
れている溶接用鋼材は、同じく低Ａｌ系成分の選択、Ｔ
ｉＮ利用に加えて、ＢＮに代えて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
れら分散質をフェライトの析出核として機能させる事に
より、ＨＡＺ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溶接
用高靱性鋼である。

【０００６】中でも、特開昭59-185760 号公報、特開昭
61-79745号公報、特開昭61-117245号公報、特開平2-220
735号公報、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。

【０００７】更に、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、更にその上にＭｎＳを析出さ
せ、フェライト核として利用する鋼である。

【０００８】

【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、鋼中の析出物もしくは介在物を利
用する事は公知であるが、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。

【０００９】まず、特開昭62-170459 号公報に記載され
た大入熱溶接用高張力鋼板であるが、ＨＡＺ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量のバラン
スを精度良くコントロールしなければ、固溶Ｂの為にＨ
ＡＺが硬化するという困難が存在する。

【００１０】また、特開昭57-51243号公報に記載されて
いる溶接用鋼材は、鋼中に分散させるＴｉＯ_X の酸素に
対する反応性が非常に高く、通常の製法によって製造し
た場合、鋼中に安定して存在させる事は極めて困難であ
り、経済的な観点から許される鋼材の生産コスト内でこ
れを鋼中に分散させ、ＨＡＺ組織微細化効果を発揮させ
る事は、非常に難しい。

【００１１】また、ＴｉＯ_X ではなく、Ｔｉ₂ Ｏ₃ を利
用する方法もある。このＴｉ₂ Ｏ₃を鋼中に形成させる
事は不可能とは言えないが、Ｔｉ₂ Ｏ₃ 自体はフェライ
ト核としての能力は殆ど無く、鋼材のＨＡＺ靱性は向上
しない。

【００１２】そこで、酸化物に核生成能を与えるため
に、Ｔｉ酸化物に、ＴｉＮ、ＭｎＳを複合析出させフェ
ライト核として利用する方法が提案されている。また、
ＭｎＳと複合介在物を形成させる酸化物として、Ｍｎ−
Ｓｉ酸化物、Ｍｎ−Ａｌ酸化物を利用する方法も提案さ
れている。

【００１３】しかし、これら、酸化物とＭｎＳとからな
る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をある程度含有せしめる事が必須とな
り、鋼の清浄度はある程度犠牲にせざるを得ない。特に
ＨＩＣ発生の原因となるＭｎＳ系介在物の抑制は難しく
なり、適用範囲が限定される。

【００１４】また、上記の内の、Ｍｎ−Ｓｉ酸化物、お
よびＭｎ−Ａｌ酸化物は、ＭｎＯもしくは、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事は、実生産において
は非常な困難が伴い、経済的に量産する事は非常に難し
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
は一旦鋼に固溶し、冷却中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が生じ易い。このため、特に超大入熱溶接を行
った場合、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、介在物周辺の局所的な焼き入れ性が増
し、往々にして介在物は充分にフェライト核としては機
能しない結果を招く。

【００１６】このように、現状では、溶接熱影響部にお
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良
な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】本発明者らは、酸化物組
成の積極的な制御を念頭に置き、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎより
なる酸化物を鋼中に形成させ、その場合の鋼の性能の調
査を行った。

【００１８】通常低合金鋼が含有する合金元素の内、酸
化物を作り得るものには、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌなど
がある。Ｃａ、Ｍｇや希土類元素も添加される事がある
が、反応が激しく、酸化物組成を正確にコントロールす
る事が困難であるが、添加する場合は、その量は極力抑
制し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ以外の酸化物粒子の金属元素に
占める割合が、耐火物やスラグ等からの混入分を含め
て、酸化物を構成する全金属元素の３０ mol％以下とな
るようにした。また、ＡｌやＴｉを、鋼の靱性が確保さ
れる程度にまで添加した場合、酸化物中にはＳｉは殆ど
含まれなくなるため、Ｓｉ元素も検討には含めなかっ
た。

【００１９】このような理由からＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎの３
元素からなる酸化物について鋭意研究を行った結果、下
記の知見を得るに至った。

【００２０】1)鋼中に分散した酸化物が、溶接熱影響部
において粒内フェライト析出核として機能するか否か
は、分散する個々の酸化物組成に強く依存する。

【００２１】2)鋼中の酸化物が、Ａｌ酸化物、Ｔｉ酸化
物、もしくはＡｌ−Ｔｉ酸化物である場合、ＨＡＺ組織
改善等の有用な効果は殆ど得られない。

【００２２】3)フェライト核として有効な酸化物は高電
導度の酸化物であり、後述する図１のＡ、Ｂ、二つの領
域に当てはまる組成を持つ酸化物であって、これら単
独、および複合体を形成する場合の何れでも、良好なフ
ェライト／アシキュラーフェライト核となる。

【００２３】4)領域Ａ、Ｂに相当する酸化物を、商業生
産に耐え得るほどに安定して形成させるためには、Ａ
ｌ、Ｍｎ、Ｔｉ以外の脱酸元素である、Ｃ及びＳｉに対
して、含有量に上限を設ける必要があり、Ｃ≦０．２５
％、Ｓｉ≦０．６％としなければならない。

【００２４】本発明は、これらの知見に基づいてなされ
たのであり、その要旨とするところは、「重量％にて、
Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍ
ｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１
％以下、Ｎ：０．０００５〜０．０１％、Ｏ：０．００
１〜０．００７％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３％、Ａ
ｌ：０．０２％以下を含有し、更に、Ｂ：０〜０．００
２％、Ｃｒ：０〜１．５％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｃ
ｕ：０〜２％、Ｎｉ：０〜３％、Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｖ：０〜０．５％、を含み、さらに必要により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、希土類元素：０．０２％以下の内の１種以上を含
有し、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であっ
て、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒
子が、酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す
〜式を満足する酸化物粒子と下記に示す、、式
を満足する酸化物粒子であり、その平均分散密度が１mm
² あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部
靱性の優れた鋼材。

【００２５】 mol比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０・・・・・・ ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする 以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、 （Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％ ・・・・・・ ５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％ ・・・・・・ （Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０mol％ ・・・・・・ １≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５ ・・・・・・」である。

【００２６】

【作用】次に、本発明の鋼材の成分組成、酸化物物粒子
を限定した理由及び作用につき以下に説明する。

【００２７】図１は、酸化物中のＡｌ、Ｍｎ、Ｔｉ含有
量を示す３相図である。本発明の鋼材に分散させる酸化
物粒子は、酸化物中のＡｌ、Ｍｎ、Ｔｉが、 （１）（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０（mol比）・・・・ ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする 以下、Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、 （Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％ ・・・・・・ ５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％ ・・・・・・ の関係を満足する酸化物、すなわち、図１のＢの領域に
ある酸化物であるか、 （２）mol比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０・・・・ ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする 以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、 （Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０mol％ ・・・・・・ １≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５ ・・・・・・ の関係を満足する酸化物、すなわち図１のＡの領域にあ
る酸化物と上記Ｂの領域にある酸化物とを複合した酸化
物である。

【００２８】図１のＡ及びＢの領域の酸化物は、不純物
元素を除くＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎについて、Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｍ
ｎ＝１００とするときのモル比にて、ＨＡＺ組織微細化
に有効な酸化物の組成を示す。

【００２９】領域Ａは、Galaxite(Al₂MnO₄) を含むＡｌ
−Ｍｎ−Ｔｉ３元素を主要な構成元素とする酸化物であ
る。領域Ｂは同じく３元素系酸化物で、よりＴｉの比率
の多い領域を含む。共通の物性として、絶縁体であるＡ
ｌ₂ Ｏ₃ やＴｉ₂ Ｏ₃ に比して、遥かに高い電気伝導度
を持つことがあげられる。逆に、Ｅ、Ｄ、Ｃの領域で
は、酸化物の伝導度は低い。本発明者らは、高伝導度組
成の酸化物はフェライトまたはアシキュラーフェライト
核として有効であるという知見を得ているため、本発明
においてはＤ、Ｃの領域の酸化物は除外した。

【００３０】領域Ｂに相当する組成を持つ酸化物は、単
独で分散している場合もあるが、領域Ａに相当する酸化
物と複合粒子を形成している場合もある。このどちらの
場合も、酸化物粒子は良好なフェライト核またはアシキ
ュラーフェライト核として機能する。

【００３１】領域Ｂの粒子、もしくはＢ、Ａの複合粒子
に、領域Ｅ、Ｃに相当する粒子が付着している場合があ
るが、この場合でも、核として機能する。ただし、領域
Ｅ、Ｃに相当する組成を持つ粒子だけでは、望ましい効
果を得る事は出来ない。

【００３２】また、領域Ｆ及びＧの組成を持つ酸化物を
鋼中に形成させる為には、Ｍｎ添加量を過度に高めると
同時に、鋼中の全酸素量を高めなければならなくなるた
め、靱性が悪化し、特に厚鋼板等の用途に適用する事は
難しい。なお、領域Ｄに相当する組成の複合酸化物は、
理由は不明ながら鋼中に再現性良く形成させる事が難し
かった。よって、領域Ｆ、Ｇの酸化物も本発明の範囲か
らは除外した。

【００３３】Ｍｎ、Ｔｉ、Ａｌはこの順に脱酸力が強
く、Ａｌを含有させた後では、ＴｉやＭｎは酸化物を形
成しない。そのため、図１の領域Ａ、Ｂに相当する複合
酸化物を鋼中に形成させるためには、最終脱酸後、Ｍｎ
〜１％、Ｔｉ〜１００ ppm、に制御し、なおかつ微量の
Ａｌを溶鋼に制御して供給し、凝固させなければならな
い。この際、ＴｉとＡｌ量との比に応じて、領域ＡとＢ
の酸化物の形成量が変化する。

【００３４】また、最終脱酸に至る途上の予備脱酸の段
階で、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｚｒ、Ｈｆといった強脱
酸元素を添加する事は、添加後のこれらの元素の溶鋼へ
の溶存量が５ppm 以下で、実質的に溶存しない状態を保
てる限りは、許容される。

【００３５】領域Ｂの酸化物は、Ａｌを含有しないもの
は不安定で、安定して鋼中に分散させる事が難しくなる
傾向がある。このため、０．５mol ％以上は含有してい
る事が望ましい。しかし、組織微細化に対しては、Ａｌ
の比率が０．５mol ％未満の場合でも効果を発揮するた
め、領域Ｂの発明範囲には、Ａｌ量の下限は設けない。

【００３６】鋼材中の酸化物を構成する金属元素として
は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの他に、Ｃａ、Ｍｇ、Ｙ、Ｈｆ等
がある。しかし、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ以外の酸化物は、本
発明が規定するところの酸化物にとってはいわば不可避
的不純物である。このため、たとえＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎの
比率が式〜を満足しても、Ｃａ、Ｍｇ等の混入率が
増した場合、望ましい効果を得られなくなる場合があ
る。

【００３７】本発明においては、不純物元素混入の影響
は、３０mol ％までしか確認していない。そのため、式
の如く、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎ以外の酸化物の不純物混入
率は、酸化物を構成する全金属元素の３０mol ％を上限
とした。

【００３８】図２は酸化物に混入する不純物（金属）元
素量を４面体の頂点に取って、本発明の組成範囲を表し
ている。

【００３９】次に、酸化物の分散個数は、凝固時の冷却
速度で調整する事が可能で、冷却速度を大きくするほど
分散個数は増える傾向にある。大型の鋼塊を鋳造する場
合には、冷却速度を大きく取る事は難しくなり、分散個
数は減少するが、４個／mm²以上分散させられれば、充
分なＨＡＺ靱性を確保する事が出来る。この分散個数
は、連続鋳造設備によって鋳造した場合には、容易に達
成する事が出来る。

【００４０】なお、ＡとＢの領域の酸化物が結合した一
体の酸化物は１個として数える。

【００４１】本発明鋼は、実験室規模でも、実プロセス
でも製造可能である。特に、実プロセスにおける鋳造
は、連続鋳造法による事が望ましい。これは、インゴッ
トによるよりは、生産効率が高く経済的であるだけでな
く、凝固時の冷却速度が大きく、酸化物を分散させ易い
ためである。

【００４２】こうして得られた鋳片に対して、通常の圧
延、制御圧延、更には制御圧延に制御冷却を組み合わせ
たもの、及び焼き入れ・焼き戻しまたは焼準および両者
を組み合わせたものであっても、本発明が規定する分散
酸化物の効果は何等の悪影響も受けない。

【００４３】以下各成分の限定理由を述べる。

【００４４】Ｃ：０．０１〜０．２５％ Ｃは強度確保に必要な元素であり、０．０１％は含有さ
せなければ、実用的な強度を有する鋼を生産する事は出
来ない。しかし、Ｃは脱酸元素であるため、多量に含有
させた場合、酸化物の形成に影響を与え、特にＭｎを含
有した酸化物の形成を阻害する。このため、Ｃの上限は
０．２５％とする。

【００４５】Ｓｉ：０．６％以下 Ｓｉは溶鋼の予備脱酸に有効な元素であるが、過剰な添
加はＨＡＺ部での島状マルテンサイト生成を助長するだ
けでなく、０．６％を越えると、Ｍｎを含有した酸化物
の形成を阻害する。このため、上限は０．６％とする。

【００４６】Ｍｎ：０．３〜３．０％ Ｍｎは強度確保に必要な元素であり、且つ、予備脱酸
や、本発明で利用する酸化物の形成にも必要であるた
め、０．３％以上は添加しなければならない。しかし、
過剰な添加はＨＡＺ靱性の大幅な劣化をもたらすため、
３．０％を越えて添加すべきではない。

【００４７】Ｐ：０．０３％以下 Ｐは不可避的不純物であるが、ＨＡＺ部における粒界割
れの原因となる元素であるため、本発明においては０．
０３％を上限とする。

【００４８】Ｓ：０．０１％以下 Ｓ不可避的不純物であり、多量に存在する場合、溶接割
れの原因となり、ＭｎＳ等の割れの起点となり得る介在
物を形成するため、０．０１０％を越えて含有させては
ならない。ＨＡＺ靱性確保のためには、更に０．００５
％未満である事が望ましい。

【００４９】Ｎ：０．０００５％〜０．０１％ Ｎは多量に存在する場合、母材・ＨＡＺ共に靱性を悪化
させる。通常は、鋼にＴｉを添加してＴｉＮの形で固定
して無害化しているが、Ｎが０．０１００％を越えて鋼
中に存在する場合は、Ｔｉの添加量に係わらず、ＨＡＺ
靱性は悪化する傾向を示す。よってＮは０．０１００％
を越えて含有させるべきではなく、この値を上限とす
る。

【００５０】また、Ｎ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
点からこの値を本発明における下限値とする。

【００５１】なお、ＴｉＮは、ＨＡＺ部において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
度含有させる事が多い。

【００５２】しかし、本発明のように大入熱溶接を行う
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、本発明では、アシキュラーフェラ
イト析出によってγ粒は実質的に微細化されるため、γ
粒の粗大化はあまり悪影響を与えなず、ＴｉＮ分散のメ
リットは小さい。むしろ、高温延性を確保し、連続鋳造
等の製造を容易にするためには、Ｎ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。

【００５３】Ｏ：０．００１０〜０．００７％ 本発明では、鋼中に分散した酸化物を利用するため、酸
素には下限が必要であり、０．００１％以上は含有させ
る事とする。

【００５４】一方、酸素が０．００７％を越えて含有す
る場合、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、実用的な靱性を得る事が出来なくなる。

【００５５】Ｔｉ：０．００３％〜０．０３％以下 Ｔｉは、Ｎを固定して高温延性を確保するためと、分散
酸化物の構成元素として、必要である。

【００５６】これらの効果を得るためには、Ｔｉ含有量
は０．００３％以上とする必要がある。

【００５７】しかし、Ｔｉが０．０３％を越えて過度に
存在する場合、ＨＡＺにおけるＴｉＣ析出が増えて硬化
させ、靱性を劣化させて好ましくない。さらにその上
に、本発明で規定する所の導電性酸化物を形成させにく
くし、組織微細化効果を持たないＴｉ₂ Ｏ₃ を増やす。
このため、Ｔｉ含有量の上限は０．０３％とした。

【００５８】Ａｌ：０．０２以下 Ａｌは、過剰に含有させられた場合、鋼中酸化物をアル
ミナにしてしまうため、過剰な添加は行ってはならな
い。そのため、含有量は０．０２％以下でなくてはなら
ない。

【００５９】Ｂ：０．００００５〜０．００２％ Ｂは、微量でもγ粒界の焼き入れ性を増し、母材強度を
高めるためには有効な元素であるが、ＨＡＺ部では、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。

【００６０】しかしながら、本発明では、鋼中に核生成
サイト酸化物が分散しており、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の添加が容認され、添加量が
０．００２％を越えなければ、ＨＡＺ靱性はたとえ劣化
したとしても許容出来るレベルに留まる。

【００６１】また、Ｂは、γ粒界の焼き入れ性を選択的
に増すため、適切な粒内核生成サイトが存在する場合に
は、粒内フェライトの析出量を増加させる。本発明にお
ける酸化物が鋼中に分散する場合は、この効果は、Ｂ含
有率が０．０００１％以下の場合でも観察される。この
ため、必要により製品性能を安定させるために、微量の
Ｂを制御して含有させる。このような観点からＢを含有
せしめる場合の下限は、０．００００５％とする。

【００６２】一方、０．００２％を越える場合は、性能
劣化が避けられないため、この値を上限とする。

【００６３】Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、及びＶ これらの元素は、適正量を添加する事によって強度・靱
性の優れた鋼材を製造する事が可能となるだけでなく、
添加量が適正で有れば焼き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。

【００６４】しかしながら、Ｃｒで１．５％、Ｍｏで
１．５％、Ｃｕで２．０％、Ｎｉで３．０％、Ｎｂで
０．５％、Ｖで０．５％を越えると、鋼の焼き入れ性を
過度に高め、ＨＡＺ靱性を損なう傾向が強くなる。この
ため、これらの値を越えて含有させられるべきではな
い。

【００６５】Ｚｒ，Ｃａ，Ｍｇ，Ｈｆ，Ｙ及び希土類 これらの元素は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの添加に先立って溶
鋼に添加する事により、領域Ａ、Ｂの酸化物の分散個数
を増す事が出来る。また、ＭｇをのぞくＺｒ、Ｃａ、Ｈ
ｆ、Ｙ、希土類元素は、硫化物を形成する能力も高く、
過剰なＳを固定する目的でも添加される。

【００６６】この様な効果を得るためには、Ｚｒで０．
０２％以下、Ｃａで０．００４％以下、Ｍｇで０．００
４％以下、Ｈｆで０．０２％以下、Ｙで０．０２％以
下、及び希土類で０．０２％以下としなければならな
い。なお、希土類は、例えばＣｅ、Ｎｄ等を単独で用い
ても良い。

【００６７】もし、これらの上限を越えて過剰に含有さ
せられる場合、Fig.1 で指定するところの所望の酸化物
を鋼中に形成させる事が難しくなるだけでなく、場合に
よっては鋼材の清浄度の低下によって、鋼質そのものの
劣化をもたらす。

【００６８】

【実施例】表１、２に示す成分の本発明鋼及び本発明鋼
とほぼ同一の成分で、分散酸化物が異なる比較鋼を溶製
した。これらの鋼の内、 No.１、３、６は実操業プロセ
スで溶製し、他は１８０kg試験用鋼塊を溶製した。実操
業プロセスにおいては、鋳造は全て連続鋳造法により鋳
造した。

【００６９】

【表１】

【００７０】

【表２】

【００７１】これらの鋳片、鋼塊を圧延して板厚４０mm
の鋼板とした。

【００７２】溶接ＨＡＺ部靱性を調べるために再現ＨＡ
Ｚ靱性試験により調査を行った。

【００７３】再現ＨＡＺ試験は、圧延後の鋼板より縦、
横各１１mm、長さ６０mmの試験片素材を採取し、最高加
熱温度１４００℃とする加熱を行った後、引き続き８０
０℃まで冷却し、更に厚鋼板の中入熱〜超大入熱溶接に
相当する冷却条件を付与するために、８００〜５００℃
間の冷却を３０秒、６０秒、１２０秒、１８０秒（この
冷却時間を△ｔとする）の４通りに変化させて冷却し
た。

【００７４】こうして、熱履歴を与えた試験片は、ＪＩ
Ｓ４号シャルピー試験片に加工し衝撃試験に供した。

【００７５】酸化物の分散状況については圧延後の鋼板
から試験片を採取し、表面から１０mmの部分を調査し
た。分散酸化物の計数には、エネルギー分散型Ｘ線分析
装置（ＳＥＭ−ＥＤＸ）を使用した。

【００７６】本発明鋼においては、鋼中の酸化物には様
々の種類が存在し、しばしば２〜３相の酸化物からな
る、直径０．５〜１０μｍ程度の大きさの複合体粒子と
して分散している。この複合体粒子を構成する各々の酸
化物の組成を、ＥＤＸにて調査した。

【００７７】なお、Ｓが検出された場合は、全てＭｎＳ
を形成しているとみなし、Ｍｎの測定値から、Ｓ分を差
し引いた値を、酸化物中のＭｎ量とした。

【００７８】調査結果を表３、４に示す。表中酸化物粒
子分散数は２０ヶ所の平均値を示す。

【００７９】

【表３】

【００８０】

【表４】

【００８１】本発明鋼（１〜８、１７〜２７）では、図
１の領域Ａ、Ｂに対応する組成を有する酸化物が鋼中に
分散しており、高いＨＡＺ靱性が確保されている。

【００８２】領域Ａ、Ｂ以外の組成を有する酸化物も見
つかるが、比較例で明らかな通り、領域Ａ、Ｂの酸化物
が充分に分散しない限り、ＨＡＺ靱性は劣悪である。

【００８３】図３〜図９は No.２１、８、４、１８、１
０、１４、１１についての、鋼中酸化物の組成分析結果
をプロットした図であり、図３〜図６が本発明例、図７
〜９が比較例である。

【００８４】図３〜図６においては、本発明範囲の組成
を有する酸化物が充分に形成されており、表３、４に示
したように優れたＨＡＺ靱性を得ている。

【００８５】しかし、図７においては、Ａｌを凝固前の
溶鋼の段階で添加してしまったため、Ａｌ中心の酸化物
となっており、ＨＡＺ靱性は劣悪である。また、図８
は、Ａｌ量が過少であったため、酸化物が絶縁体である
Ｔｉ₂ Ｏ₃ に近い組成となっており、やはりＨＡＺ靱性
は不良である。更に、図９はNo. １１の分析結果である
が、表１に示す如く、Ｔｉ添加量が本発明範囲を下回っ
ている上に、Ａｌ量も少ないため、Ｍｎ量の過度に高い
酸化物が形成されている。このため、この鋼は、脱酸不
足による靱性の低下がある上に、溶接ＨＡＺにおいて、
酸化物はフェライト核となっていないため、靱性は劣悪
である。

【００８６】以上の如く、本発明が規定するところの酸
化物は、ＨＡＺ靱性の向上に非常に有効で、低強度成分
のみでなく、Ｍｎ、Ｎｂ、Ｖ等を多く含有した鋼におい
ても、ＨＡＺ靱性を向上させる。

【００８７】

【発明の効果】本発明により、溶接用鋼材において、高
い母材靱性とＨＡＺ靱性を確保する事が出来た。その結
果として、溶接用鋼材の溶接施工性、及び溶接構造物の
安全性を大きく向上させる事が可能となった。

【図面の簡単な説明】

【図１】本発明の規定する分散酸化物構成金属元素組成
範囲を示すＡｌ−Ｍｎ−Ｔｉについての３相図である。

【図２】Ａｌ−Ｍｎ−Ｔｉに加えて、第４元素として、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｈｆ、Ｙ、ＲＥＭを加えた場合の、本発明
範囲を示した図である。

【図３】鋼種２１の分散酸化物の組成分析結果をプロッ
トした３相図である。

【図４】鋼種８の分散酸化物の組成分析結果をプロット
した３相図である。

【図５】鋼種４の分散酸化物の組成分析結果をプロット
した３相図である。

【図６】鋼種１８の分散酸化物の組成分析結果をプロッ
トした３相図である。

【図７】鋼種１０の分散酸化物の組成分析結果をプロッ
トした３相図である。

【図８】鋼種１４の分散酸化物の組成分析結果をプロッ
トした３相図である。

【図９】鋼種１１の分散酸化物の組成分析結果をプロッ
トした３相図である。

Claims (5)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０
   ３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜
   ０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：
   ０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有
   し、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であっ
   て、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒
   子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す〜式を満足
   し、その平均分散密度が１ｍｍ^２あたり４個以上である
   ことを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。 mol比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０・・・・・・・ ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする 以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、 （Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％ ・・・・・・・ ５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％ ・・・・・・・
2. 【請求項２】 重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０
   ３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜
   ０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：
   ０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有
   し、更にＢ：０．００００５〜０．００２％、Ｃｒ：
   ０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０７〜１．５％、Ｃ
   ｕ：０．０２〜２％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｎｂ：
   ０．０１４〜０．５％およびＶ：０．０１５〜０．５％
   のうちの１種以上を含み、残部はＦｅと不可避的不純物
   からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散して
   おり、この酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示
   す〜式を満足し、その平均分散密度が１ｍｍ^２あた
   り４個以上であることを特徴とする溶接熱影響部靱性の
   優れた鋼材。 mol比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０・・・・・・・ ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする 以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、 （Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％ ・・・・・・・ ５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％ ・・・・・・・
3. 【請求項３】 重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０
   ３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜
   ０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：
   ０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有
   し、残部はＦｅと不可避的不純物からなる鋼材であっ
   て、鋼材中に酸化物粒子が分散しており、この酸化物粒
   子が、酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、Ａｌが下記に示す
   〜式を満足する酸化物粒子と下記に示す、、式
   を満足する酸化物粒子であり、その平均分散密度が１ｍ
   ｍ^２あたり４個以上であることを特徴とする溶接熱影響
   部靱性の優れた鋼材。 mol比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０・・・・・・・ ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする 以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、 （Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％ ・・・・・・・ ５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％ ・・・・・・・ （Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０mol％ ・・・・・・・ １≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５ ・・・・・・・
4. 【請求項４】 重量％にて、Ｃ：０．０１〜０．２５％、
   Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３％、Ｐ：０．０
   ３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０００５〜
   ０．０１％、Ｏ：０．００１〜０．００７％、Ｔｉ：
   ０．００３〜０．０３％、Ａｌ：０．０２％以下を含有
   し、更にＢ：０．００００５〜０．００２％、Ｃｒ：
   ０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．０７〜１．５％、Ｃ
   ｕ：０．０２〜２％、Ｎｉ：０．０１〜３％、Ｎｂ：
   ０．０１４〜０．５％およびＶ：０．０１５〜０．５％
   のうちの１種以上を含み、残部はＦｅと不可避的不純物
   からなる鋼材であって、鋼材中に酸化物粒子が分散して
   おり、この酸化物粒子が、酸化物粒子中のＴｉ、Ｍｎ、
   Ａｌが下記に示す〜式を満足する酸化物粒子と下記
   に示す、、式を満足する酸化物粒子であり、その
   平均分散密度が１ｍｍ^２あたり４個以上であることを特
   徴とする溶接熱影響部靱性の優れた鋼材。 mol比にて、（Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ）＞Ｅ×０．７０・・・・・・・ ここで、Ｅ＝酸化物を構成する全金属元素とする 以下Ｔｉ＋Ｍｎ＋Ａｌ＝１００とした場合のmol比にて、 （Ｔｉ＋Ｍｎ）≧８０mol％ ・・・・・・・ ５０mol％≧Ｍｎ≧７mol％ ・・・・・・・ （Ａｌ＋Ｍｎ）≧４０mol％ ・・・・・・・ １≦（Ａｌ／Ｍｎ）≦５ ・・・・・・・
5. 【請求項５】 更 に重量％にて、Ｚｒ：０．０２％以下、
   Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００４％以下、Ｈ
   ｆ：０．０２％以下、Ｙ：０．０２％以下、希土類元
   素：０．０２％以下の内の１種以上を含有することを特
   徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の溶接熱影響部
   靱性の優れた鋼材。