JP3250459B2 - 溶接部の低温靱性に優れた耐ｈｉｃ鋼およびその製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、耐ＨＩＣ性および
溶接部の低温靱性に優れた鋼およびその製造方法に関す
る。

【０００２】

【従来の技術】低温かつ腐食性環境で用いられるライン
パイプ材では、母材および溶接部の両方での高い耐サワ
ー性と溶接部での優れた低温靱性とが要求される。

【０００３】ラインパイプなどで発生する水素誘起割れ
（以下、ＨＩＣと記す）は、圧延時に線状に破砕された
Al₂O₃ クラスターや線状に延伸されたMnS を起点に発生
することが知られている。したがって従来、溶鋼にＣａ
含有物質を添加することにより、Al₂O₃ クラスターをＨ
ＩＣの起点とならない球状介在物に形態制御するととも
に、Ｃａと溶鋼中〔Ｓ〕とを反応させ、CaO-Al₂O₃-CaS
系介在物として脱硫することにより、MnS の生成を抑止
する技術がある。

【０００４】一方、ラインパイプなどの電縫溶接管で
は、溶接部およびその近傍に存在する介在物が電縫溶接
するときに変形し、溶接部の低温靱性が低下することが
知られている。

【０００５】一般に、ラインパイプ材などの耐ＨＩＣ鋼
は以下の方法によって製造される。

【０００６】転炉から出鋼した後の溶鋼をＡｌなどで脱
酸した後、ＲＨ真空脱ガス装置などを用いて溶鋼中の窒
素および水素を除去する。この後、脱硫処理を施す場合
もある。その後、溶鋼にＣａ含有物質を添加する。

【０００７】Ｃａ含有物質としては、Ｃａを約３０重量
％含んだＣａ−Ｓｉ、Ｃａ−ＡｌなどのＣａ合金が一般
に用いられる。これらの添加方法としては、溶鋼に浸漬
したランスから不活性ガスとともに溶鋼中に吹き込むイ
ンジェクション方法、およびＣａ含有物質粉を鉄で被覆
し線状となしたものを溶鋼中に送り込むワイヤーフィー
ダー法が知られている。

【０００８】しかし、Ｃａ処理方法が不適切であると、
Al₂O₃ クラスターの球状化が不十分となったり、添加Ｃ
ａと溶鋼中［Ｓ］との反応でCaS クラスターや凝固時に
MnSが生成したりすることにより、耐ＨＩＣ性が著しく
悪化する。さらに、電縫溶接するときに変形しやすい介
在物が多量に生成し、溶接部の低温靱性が悪化する。

【０００９】このような問題を解決するため、従来、母
材の耐ＨＩＣ性あるいは溶接部の低温靱性の向上を図る
いくつかの方法が提案されてきた。

【００１０】母材の耐ＨＩＣ性の向上を図る方法として
は以下が知られている。

【００１１】特開昭63-7322 号公報では、Ｃａ添加量の
不足によりAl₂O₃ 系介在物が十分にCaO-Al₂O₃ 系介在物
へ変化しないこと、およびＣａ添加量の過剰によりCaS
系介在物が生成することなどの問題点を解決するため
に、溶鋼をＣａ処理する際に下式を満足するようにＣａ
を添加する方法が提案されている。

【００１２】 0.7−14〔Ｓ〕＜〔Ｃａ〕／〔Ｏ〕＜ 1.1−14〔Ｓ〕 ただし、 〔Ｃａ〕：溶鋼中のＣａ濃度(ppm) 〔Ｓ〕：溶鋼中のＳ濃度（％） 〔Ｏ〕：溶鋼中のＯ濃度(ppm) 特開平3-79713 号公報では、Ｃａ添加量を制御するため
に、上記とは異なる下式を用いる方法が提案されてい
る。

【００１３】0.50≦〔Ｃａ〕／〔Ｏ〕_T ≦1.00、 〔Ｃａ〕≦40、〔Ｏ〕_T ≦40 ただし、〔Ｏ〕_T : 溶鋼中の全Ｏ濃度(ppm) ここで、〔Ｃａ〕／〔Ｏ〕_T を0.5 以上にするのはCa0-
Al₂O₃ 系介在物を組融点の低い組成にし、一方1.00以下
にするのはCaS の生成を防止するためである。

【００１４】特開平3-183721号公報では、Ｃａ添加速度
Ｖを次式のように制御し、Al₂O₃ 介在物を十分にCaO-Al
₂O₃ 系介在物に改質するとともに、CaS の生成を抑止す
るＣａ処理方法が提案されている。

【００１５】Ｖ≦−25×〔％Ｃ〕＋35 ただし、Ｖ：Ｃａ添加速度（g/(min・ton ・steel)） 〔％Ｃ〕：溶鋼中Ｃ含有量（重量％） 一方、母材の耐ＨＩＣ性および溶接部の低温靱性の向上
を図る方法としては、以下のようなものがある。

【００１６】特開昭63-137144 号公報では、鋼中にＺｒ
を添加し、介在物をZrO₂・Al₂O₃ に改質することにより
介在物の融点を上げ、介在物を電縫溶接時に変形・延伸
させないようにした高靱性電縫鋼管が提案されている。

【００１７】特開平6-41684 号公報では、Ｓ、Ｏおよび
Ｃａの含有量を特定式を満足するように制御した上で、
介在物を(CaO) _m ・(Al₂O₃) _n 系とし、その分子構成比
（ｍ／ｎ）を１未満とする電縫鋼管が提案されている。

【００１８】

【発明が解決しようとする課題】従来、Ｃａ添加により
ＨＩＣの起点となるMnS あるいはAl₂O₃ クラスターを耐
ＨＩＣ性に無害とされるCaO-Al₂O₃-CaS 系球状介在物に
改質し、かつＣａ添加時に生成するCaS を抑止すれば、
実用上十分な耐ＨＩＣ性が得られると考えられてきた。

【００１９】しかし、Ｃａ添加によりＨＩＣの起点とな
る有害介在物を球状CaO-Al₂O₃-CaS介在物に無害化改質
し、かつCaS 介在物を抑止しても、ＨＩＣの発生を十分
に抑えることはできない。

【００２０】前記の特開昭63-7322 、特開平3-79713 お
よび特開平3-183721の各号公報では、介在物をCaO-Al₂O
₃ 系介在物または低融点のCaO-Al₂O₃ 系介在物に制御
し、CaS 単体介在物の生成を抑止する方法を提案してい
るにすぎず、CaO-Al₂O₃ 系球状介在物の破砕抑止による
耐ＨＩＣ性の向上および電縫溶接時の介在物変形防止に
よる溶接部の低温靱性向上を十分に達成することができ
ない。

【００２１】前記の特開昭63-137144 号公報では、介在
物をZrO₂・Al₂O₃ に改質することで介在物の融点を上昇
させ、溶接部の低温靱性を向上させることはできるが、
介在物の球状化ならびにCaS およびMnS などの硫化物系
介在物の形態制御が不十分であり、実用上十分な耐ＨＩ
Ｃ性を得ることが困難である。

【００２２】一方、特開平6-41684 号公報では、CaO-Al
₂O₃ 系介在物中のAl₂O₃ 濃度の上昇、つまりCa0 濃度の
低下により、介在物の融点を上昇させて溶接部の低温靱
性を確保し、かつこの高融点のCaO-Al₂O₃ 系介在物によ
り耐ＨＩＣ性が得られるとしている。しかし、高Al₂O₃
濃度のCaO-Al₂O₃ 系介在物ではMnS の生成抑止が不十分
であり、また球状介在物の破砕抑止が困難であり、実用
上十分な耐ＨＩＣ性が得られない。さらに、高Al₂O₃ 濃
度のCaO-Al₂O₃ 系介在物に制御する具体的手段が示され
ていない。すなわち、Ｃａ添加量の低減のみにより介在
物中のAl₂O₃ 濃度を上昇させようとすると、介在物を融
点１６００℃（通常の製鋼処理温度）以下とすることが
できず、結果として介在物が球状化されず、耐ＨＩＣ性
に致命的なクラスター介在物となってしまう。

【００２３】以上のように従来の技術は、耐ＨＩＣ性と
溶接部の低温靱性とを十分に向上させることができなか
った。

【００２４】

【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、次の
(1) の溶接部の低温靱性に優れた耐ＨＩＣ鋼および(2)
のその製造方法にある。

【００２５】(1)鋼中に含まれるCaO-Al₂O₃-CaS 系介在
物が、重量％でCa0:６０〜９０％、CaS:１０％以下およ
び残部はAl₂O₃ 主体の組成を有するものであることを特
徴とする溶接部の低温靱性に優れた耐ＨＩＣ鋼。

【００２６】上記CaS の下限は、低いほど望ましい。

【００２７】上記でいう介在物の残部における「Al₂O₃
主体」とは、MgO および／またはSiO₂などの不可避的な
成分を含むことを意味する。ただし、不可避的な成分の
合計濃度は１０重量％以下とすることが望ましい。

【００２８】(2)予め脱酸および脱硫処理された溶鋼を
Ｃａ処理する際にＣａとともに、重量％でCa0:６０〜９
５％を含み、残部はAl₂O₃ 主体のCaO-Al₂O₃ 系プリメル
トフラックスを同時に添加することを特徴とする溶接部
の低温靱性に優れた耐ＨＩＣ鋼の製造方法。

【００２９】上記でいうフラックスにおける「Al₂O₃ 主
体」とは、CaF₂、ZrO₂、Fe₂O₃ およびSiO₂などの成分を
含むことを意味する。ただし、これらの合計濃度は１０
重量％以下とするのが望ましい。

【００３０】本発明者らは、種々の実験を行った結果、
ＣａとともにCaO-Al₂O₃ 系プリメルトフラックスを同時
に複合添加することにより、鋼中介在物中のCaS 濃度を
上昇させることなく介在物中のCa0 濃度を上昇させ、な
おかつ介在物組成のばらつきを小さくすることが可能で
あるという知見を得た。

【００３１】ＣａをＣａまたはＣａ−Ｓｉなどの形態で
添加するだけでは、Ｃａ添加中の溶鋼中の〔Ｃａ〕濃度
は添加開始後の経過時間、溶鋼中の介在物量および
〔Ｓ〕濃度によって変化し、介在物組成を目標とする狭
い範囲に安定的に制御することができない。

【００３２】通常、溶鋼中の介在物量はＴ．〔Ｏ〕換算
で１０〜３０ppm であるが、Ｃａとともに添加されるプ
リメルトフラックスをＴ．〔Ｏ〕に換算すると１５０〜
４００ppm となる。したがって、Ｃａとともにプリメル
トフラックスを添加すると、Ｃａ添加中の溶鋼中の〔Ｃ
ａ〕濃度は、介在物量、添加開始後の経過時間および
〔Ｓ〕濃度の影響よりも、プリメルトフラックスの影響
を大きく受ける。

【００３３】プリメルトフラックス中のCa0 濃度が高け
れば、プリメルトフラックスから溶鋼へのＣａ供給反応
が促進され、Ｃａ添加中の溶鋼中の〔Ｃａ〕濃度は高位
に維持される。一方、プリメルトフラックス中のCa0 濃
度が低ければ、プリメルトフラックス中のAl₂O₃ と溶鋼
中〔Ｃａ〕との反応が促進され、Ｃａ添加中の溶鋼中の
〔Ｃａ〕濃度は低位に維持される。

【００３４】したがって、Ｃａと同時に添加するプリメ
ルトフラックスの組成を適正に制御することにより、溶
鋼中の〔Ｃａ〕濃度を狭い範囲に安定的に制御すること
ができ、その結果、介在物量および添加開始後の経過時
間にかかわらず、介在物組成を目標とする狭い範囲に制
御することができる。

【００３５】

【発明の実施の形態】本発明の溶接部の低温靱性に優れ
た耐ＨＩＣ鋼は、鋼中に含まれるCaO-Al₂O₃-CaS 系介在
物が重量％で、Ca0 ：６０〜９０％およびCaS ：１０％
以下を含み、残部はAl₂O₃ 主体の組成のものである。

【００３６】本発明者が、Ｃａ添加を施した鋼材（スラ
ブ）を耐ＨＩＣ評価試験で評価するとともに、電子線マ
イクロアナライザー（以下、ＥＰＭＡと記す）を用い、
ＨＩＣが発生した鋼材中の介在物形態の観察および組成
分析を行った結果、以下のような事実が明らかになっ
た。

【００３７】スラブ中に存在した介在物の形態は全て球
状であり、その組成はＣａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓからなってい
た。このスラブを圧延し、この圧延後の鋼中介在物を調
査したところ、介在物の一部の形態は球状であるもの
の、多くは線状に破砕されていた。さらに、この圧延材
をＨＩＣ評価試験で評価したところ、この線状に破砕さ
れた介在物を起点としてＨＩＣが発生していた。

【００３８】そこで、圧延した後、線状に破砕された介
在物と球状のままだった介在物との組成を詳細に調査し
たところ、以下が明かとなった。線状に破砕された介在
物の組成は CaS＞１０重量％なるCaO-Al₂O₃-CaS 系介在
物、あるいはCa0 ＜３５重量％なるCaO-Al₂O₃ 系介在
物、あるいはCa0 ＞９０重量％なるCaO-Al₂O₃ 系介在物
であった。一方、圧延した後も球状であった介在物は、
３５重量％≦Ca0 ≦９０重量％、CaS ≦１０重量％およ
び残部はAl₂O₃ 主体の組成のものであった。したがっ
て、介在物組成が不適当であると、溶鋼中およびスラブ
中で球状であっても圧延時に破砕し、ＨＩＣの起点とな
る。

【００３９】また、CaO-Al₂O₃ 系介在物中のCa0 濃度が
３５重量％未満、つまり介在物中の分子構成比 Ca0／Al
₂O₃ が０．９８未満では、溶鋼中の〔Ｓ〕に対する介在
物の吸収能力が低く、十分に溶鋼中の〔Ｓ〕を低下させ
ることができないため、凝固時の中心偏析によりMnS 介
在物が生成する。

【００４０】したがって、鋼材の耐ＨＩＣ性を十分に向
上させるには、MnS およびCaS の単体介在物の生成抑止
および介在物の完全球状化に加えて、介在物の組成にお
いて３５重量％≦Ca0 濃度≦９０重量％、CaS 濃度≦１
０重量％および残部Al₂O₃ 主体の条件を達成しなければ
ならない。

【００４１】さらに、溶接部の低温靱性を悪化させる介
在物の形態および組成を特定するために、Ｃａ添加鋼の
低温靱性不良材および良好材の電縫溶接部をＥＰＭＡを
用いて詳細に調査した結果、以下の事実が判明した。

【００４２】低温靱性不良材の溶接部で観察された介在
物形態は球状ではなく、板状に変形したものであった。
また、その成分はCaO-Al₂O₃ 系、その組成は３５重量％
≦Ca0 ＜６０重量％および残部Al₂O₃ であった。

【００４３】一方、低温靱性良好材の溶接部で観察され
た介在物形態は球状であり、変形していなかった。ま
た、その成分はCaO-Al₂O₃ 系、その組成はCa0 ≧６０重
量％、CaS ≦１０重量％および残部Al₂O₃ 主体であっ
た。この介在物組成における融点は１６００℃以上であ
り、介在物の融点が高いために電縫溶接するときに変形
しなかったと考えられる。

【００４４】このことから、Ｃａ添加鋼において電縫溶
接するときの介在物変形を阻止し、溶接部の低温靱性を
向上させるには、介在物組成をCa0 濃度が６０重量％以
上となるように制御すればよいという新たな知見を得
た。

【００４５】すなわち、母材の耐ＨＩＣ性と溶接部の低
温靱性とを同時に確保するには、CaO-Al₂O₃-CaS 系介在
物の組成が下記〜の条件を同時に満足するように制
御しなければならない。

【００４６】Ca0 濃度が６０重量％以上９０重量％以
下。

【００４７】CaS 濃度が１０重量％以下。このとき、
CaS 濃度は低いほど望ましい。

【００４８】残部がAl₂O₃ 主体。この残部には、MgO
および／またはSiO₂などの不可避的な成分を含んでいて
もよい。ただし、不可避的な成分の合計濃度は１０重量
％以下とすることが望ましい。

【００４９】上記のような溶接部の低温靱性に優れた本
発明の耐ＨＩＣ鋼を製造する本発明方法は、予め脱酸お
よび脱硫処理された溶鋼をＣａ処理する際にＣａととも
に、重量％でCa0:６０〜９５％を含み、残部はAl₂O₃ 主
体のCaO-Al₂O₃ 系プリメルトフラックスを同時に複合添
加するものである。

【００５０】本発明方法を実施するには、転炉または電
気炉などの脱炭精錬炉または取鍋もしくはその他の炉な
ど、脱硫およびＣａ処理の容器を用いる。以下、本発明
方法を脱炭精錬炉および取鍋を用いる場合を例にとって
説明する。

【００５１】まず、脱炭処理された溶鋼を、通常の方法
を用いて予め脱酸および脱硫処理する。このとき、溶鋼
中の〔Ｓ〕濃度７ppm 以下が達成できるように処理する
のが望ましい。Ｃａ添加前に溶鋼中の〔Ｓ〕濃度を７pp
m 以下とすると介在物中のCaS 濃度がさらに低下し、介
在物組成のばらつきを小さくすることが可能となる。

【００５２】次いで、溶鋼にＣａを添加するに当たり、
Ｃａとともに、Ca0:６０〜９５重量％を含み、残部はAl
₂O₃ 主体のCaO-Al₂O₃ 系プリメルトトフラックスを同時
に溶鋼に複合添加する。

【００５３】プリメルトフラックスと同時に複合添加す
るＣａの形態は、金属ＣａあるいはＣａ−Ｓｉ、Ｃａ−
Ａｌ、Ｆｅ−Ｃａ−ＡｌなどのＣａ含有物質など、いか
なるものでもかまわない。ただし、Ｃａは溶鋼温度で反
応性が高いため、金属ＣａよりもＣａ含有物質を用いる
のが望ましい。さらに、Ｃａ含有物質中の望ましいＣａ
純度の範囲は５〜５０重量％である。Ｃａ純度が５重量
％よりも低いとＣａ含有物質の添加量が増大し、溶鋼温
度降下などの操業上の問題が生じる。一方、Ｃａ純度が
５０重量％を超えるとＣａ添加時のスプラッシュが激し
くなり、操業上の支障となる。

【００５４】図１および図２により、前記の複合添加の
作用効果を説明する。図１は、重量％でＣａを３０％含
有するＣａ−Ｓｉ合金粉のみを単独で、またはＣａ−Ｓ
ｉ合金粉とともにCaO-Al₂O₃ 系プリメルトフラックス
を、それぞれ〔Ｓ〕濃度を５ppm とした溶鋼に添加した
場合の製品鋼材の介在物中のCaS 濃度を示す図である。

【００５５】図２は、同じく製品鋼材の介在物中のCaO
濃度を示す図である。ただし、プリメルトフラックス中
のCa0 濃度は重量％で２０％、５０％、５５％、６０
％、８０％、９５％および１００％で、またＣａ−Ｓｉ
合金添加量も０．５kg/tおよび１．５kg/tで、それぞれ
変化させた。なお、Ｃａ−Ｓｉ合金とプリメルトフラッ
クスとの配合は、重量比で８５：１５とした。

【００５６】図１および図２から明らかなように、Ｃａ
−Ｓｉ合金を単独で添加した場合には、Ｃａ−Ｓｉ合金
の添加量を変化させても介在物を目標組成に制御するこ
とは不可能であり、組成のばらつきも大きく、耐ＨＩＣ
性と溶接部の低温靱性とを同時に向上させることができ
ない。このように、Ｃａ−Ｓｉ合金すなわちＣａを単独
で添加すると、Ｃａ添加中の溶鋼中の〔Ｃａ〕濃度を適
正な範囲に安定的に制御できないため、介在物組成を所
期の狭い範囲で制御することが困難である。

【００５７】また、プリメルトフラックス中のCa0 濃度
が６０重量％より低い場合、Ｃａ−Ｓｉ合金すなわちＣ
ａとともに添加しても介在物組成のばらつきが大きく、
全ての介在物を目標組成に制御することは不可能であ
る。これは、プリメルトフラックス中のCa0 濃度が６０
重量％より低いと、プリメルトフラックス中のAl₂O₃ 濃
度が高くなるので、プリメルトフラックス中のCa0 から
溶鋼へのＣａ供給反応が抑制されるためである。かつ、
プリメルトフラックス中のAl₂O₃ と溶鋼中の〔Ｃａ〕と
の反応量が増加し、Ｃａ添加中の溶鋼中の〔Ｃａ〕濃度
が不安定となり、この結果、介在物組成のばらつきが大
きくなるためである。

【００５８】したがって、プリメルトフラックス中のCa
0 濃度が６０重量％より低いと、安定的に耐ＨＩＣ性と
溶接部の低温靱性とを満足する鋼材を製造するのが困難
である。

【００５９】一方、プリメルトフラックス中のCaO 濃度
が９５重量％を超えると介在物組成のばらつきは小さく
なるものの、図１に示すとおり介在物中のCaS 濃度が高
位となる。これは、プリメルトフラックス中のCaO 濃度
が９５重量％を超えて過剰であると、プリメルトフラッ
クスから溶鋼へのＣａ供給反応が促進され、溶鋼中の
〔Ｃａ〕濃度が増大し、この結果、介在物中のCaS 濃度
が増大するためである。

【００６０】したがって、プリメルトフラックス中のCa
0 濃度が９５重量％を超えると、耐ＨＩＣ性と溶接部の
低温靱性とを同時に向上させることができない。

【００６１】フラックスをプリメルトに限定したのは、
次の理由による。

【００６２】CaO とAl₂O₃ とを単に混合しただけのフラ
ックスをCaとともに添加した場合、CaO とCaとの反応、
Al₂O₃ とCaとの反応、CaO とAl₂O₃ との反応および生成
した種々の組成のCaO-Al₂O₃ 系介在物とCaとの反応など
の複雑な反応が同時並列的に進行するため、処理中の
〔Ca〕濃度が不安定となり、その結果、介在物組成を所
期の狭い範囲に制御することができない。一方、プリメ
ルトフラックスの場合は予め溶融処理が施され、組成が
単一のCaO-Al₂O₃ に変化している。したがって、単一組
成のCaO-Al₂O₃ とCaとの反応の一種類のみに限定される
ため、処理中の〔Ca〕濃度が安定し、その結果、介在物
組成を所期の狭い範囲に制御することができる。

【００６３】このようなプリメルトフラックス中のCa0
濃度の範囲が６０〜９５重量％の場合、介在物の組成を
制御し、かつそのばらつきも目標組成の範囲内とするこ
とが可能である。これは、プリメルトフラックス中のCa
0 濃度が適正な場合、プリメルトフラックス中のCa0 か
らの溶鋼へのＣａ供給反応が適正に進行するので、Ｃａ
添加中の溶鋼中の〔Ｃａ〕濃度を高位にかつ安定的に制
御できるため、介在物中のCaS 濃度を上昇させることな
く介在物中のCa0 濃度を高め、そのばらつきも小さくす
ることが可能となるからである。

【００６４】プリメルトフラックス中に含有が許容され
るその他の成分は、CaF₂、ZrO₂、Fe₂O₃ およびSiO₂など
である。ただし、これらの合計濃度は１０重量％以下と
するのが望ましい。

【００６５】プリメルトフラックスとＣａ純分との添加
比の望ましい範囲は、重量比（プリメルトフラックス重
量／Ｃａ純分重量）で０．１５〜２である。これは以下
の理由による。上記の添加比が０．１５より小さくなる
と、プリメルトフラックスの組成にかかわらず、プリメ
ルトフラックスの同時複合添加の効果が低下し、Ｃａ−
Ｓｉ合金などの単独添加時と同様の介在物組成となる。
一方、添加比が２を超えると、添加Ｃａ量に対するプリ
メルトフラックス中のAl₂O₃ 濃度が増加するため、低Ca
0 濃度のプリメルトフラックス使用時と同様の理由で介
在物組成のばらつきが大きくなる。

【００６６】プリメルトフラックスおよびＣａの添加に
おいては、別々の添加装置からそれぞれを同時に添加す
る方法、あるいは添加直前に混合装置を用いて混合し、
混合物として添加する方法など、いかなる方法でもよい
が、プリメルトフラックスの効果を十分に発揮させるた
めに、事前に混合して同時に複合添加する方法が望まし
い。また、別々に添加する場合は、インジェクション法
またはワイヤーフィーダー法など、同時に添加できるも
のであればいかなる方法でもかまわない。

【００６７】Ｃａおよびプリメルトフラックスの溶鋼へ
の添加速度の望ましい範囲は、Ｃａ純分換算で０．０３
〜０．１７ kg/(t・min)である。この速度が０．０３ k
g/(t・min)より小さくなると、溶鋼への単位時間当たり
のＣａ供給量に対してＣａ蒸発量が大きくなるため、溶
鋼中の〔Ｃａ〕濃度を高位とすることができず、介在物
組成を目標範囲に制御することが不可能となる。一方、
０．１７kg/(t ・min)を超えると、プリメルトフラック
スによる溶鋼中の〔Ｃａ〕濃度の制御能力を超えて溶鋼
中の〔Ｃａ〕濃度が一時的に急激に高くなり、CaS 単体
介在物の生成抑止および介在物中のCaS 濃度抑制が不可
能となる。

【００６８】Ｃａの溶鋼への最大添加量は、Ｃａ純分で
０．５ kg/(t・min)とするのが望ましい。これは、Ｃａ
添加量が０．５ kg/(t・min)を超えて過剰になると、反
応すべきAl₂O₃ 介在物が消失し、CaS 単体介在物が生成
してしまうからである。

【００６９】また、上記のように添加する前に、ＲＨ式
真空脱ガス装置などの脱ガス装置を用いて脱水素処理を
施すことが望ましい。これは、鋼中の水素濃度を低下さ
せ、より高い耐ＨＩＣ性を確保するためである。さら
に、脱酸および脱硫処理で増加した介在物を低減するこ
とにより、大型介在物の低減および介在物量の安定化を
図り、介在物組成のばらつきをさらに小さくすることが
可能となるからである。

【００７０】

【実施例】転炉から取鍋に出鋼した溶鋼２５０ｔに脱酸
および脱硫を施し、表１に示す化学組成に調整した。

【００７１】

【表１】

【００７２】取鍋内の溶鋼に浸漬したランスを用い、Ａ
ｒガスで溶鋼を９分間攪拌して脱硫した後、ＲＨ真空脱
ガス装置を用い、５Torr以下で１０〜２０分間の還流処
理を施し、その後、粒径の範囲を０．５〜２m 程度に調
整したＣａ−Ｓｉ合金粉のみ、またはこのＣａ−Ｓｉ合
金粉とプリメルトフラックスとを表２に示す条件で同時
にインジェクション法で添加した。さらに、Ａｒガスに
より３分間のバブリングを行った。

【００７３】Ｃａには重量％で３０％Ｃａ−７０％Ｓｉ
の上記Ｃａ−Ｓｉ合金粉を用い、表２に示すCaO 濃度の
プリメルトフラックスと事前に混合した。

【００７４】

【表２】

【００７５】処理した溶鋼を、連続鋳造機により厚さ２
３５mmのスラブとし、これを圧延して２６．５mmの厚板
とした。得られた厚板からサンプルを切り出し、検鏡法
により介在物の形態および組成を走査型ＥＰＭＡおよび
エネルギー分散型Ｘ線分析装置により調査するととも
に、耐ＨＩＣ評価試験に供した。耐ＨＩＣ評価試験は以
下に示すＮＡＣＥ条件で行った。

【００７６】ＮＡＣＥ条件 温度：２４．８±２．８℃ pH： max４．５ 溶液：５％NaCl＋０．８％CH₃COOH 時間：９６時間 H₂S 濃度：H₂S 飽和 H₂S 流量：１００〜２００ cc/min 次に、電縫鋼管とした後、各電縫鋼管のＣ方向からＪＩ
ＳＺ２２０２に規定の４号試験片あるいはサブサイズ４
号試験片を採取した。これらの試験片の電縫溶接部にＶ
ノッチを入れたものを用い、溶接部靱性をＪＩＳＺ２２
４２に規定のシャルピー衝撃試験に準じて測定した溶接
部における破面遷移温度 vＴrsで評価した。

【００７７】表２に、介在物中のCaO およびCaS の濃度
ならびに耐ＨＩＣ評価試験およびシャルピー試験の結果
を併せて示す。

【００７８】表２に示すとおり、本発明方法に従って溶
鋼を処理して得られた本発明例鋼の場合、ＨＩＣは全く
発生せず、溶接部靱性も良好であった。しかし、処理中
に本発明方法に従わない条件があるとＨＩＣが発生し、
耐ＨＩＣ性および低温靱性が不良となった。

【００７９】

【発明の効果】本発明によれば、溶接部の低温靱性に優
れた耐ＨＩＣ鋼を得ることができる。

【図面の簡単な説明】

【図１】Ｃａを３０％含有するＣａ−Ｓｉ合金粉のみを
単独で、またはＣａ−Ｓｉ合金粉とともにCaO-Al₂O₃ 系
プリメルトフラックスを、それぞれ溶鋼に添加した場合
の製品鋼材の介在物中のCaS 濃度を示す図である。

【図２】同じく製品鋼材の介在物中のCaO 濃度を示す図
である。

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】鋼中に含まれるCaO-Al₂O₃-CaS 系介在物
   が、重量％でCa0:６０〜９０％、CaS:１０％以下および
   残部はAl₂O₃ 主体の組成を有するものであることを特徴
   とする溶接部の低温靱性に優れた耐ＨＩＣ鋼。
2. 【請求項２】予め脱酸および脱硫処理された溶鋼をＣａ
   処理する際にＣａとともに、重量％でCa0:６０〜９５％
   を含み、残部はAl₂O₃ 主体のCaO-Al₂O₃ 系プリメルトフ
   ラックスを同時に添加することを特徴とする溶接部の低
   温靱性に優れた耐ＨＩＣ鋼の製造方法。