JP3513001B2 - 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

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
Ｔｉ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】

【問題を解決するための手段】本発明は、超大入熱溶接
ＨＡＺの靱性向上には旧オーステナイト粒（γ粒）の粗
大化抑制が必須であり、ピン止め作用によりオーステナ
イト粒成長抑制に効果を発揮する、酸化物と窒化物の複
合微細粒子を鋼中に分散させることが有効であるとの新
知見に基づくものである。

【００１７】本発明の要旨は次のとおりである。

【００１８】（１） 粒子径が０．００５〜０．１μｍ
のＭｇＡｌ₂Ｏ₄を核としてその周辺にＴｉＮを有する大
きさが０．０５〜２．０μｍのＭｇＡｌ₂Ｏ₄−ＴｉＮ複
合粒子を鋼中に分散して含む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） 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、 ０．００３≦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上記（１）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。

【００２０】（３） 上記（２）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上記
（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） 上記（２）または（３）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上記
（２）または（３）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】

【発明の実施と形態】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
性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靱
性向上は限られたものであり、強力なγ粒成長抑制効果
を有する粒子を鋼中に微細分散して１３５０℃以上で長
時間（例えば１０〜数百秒）滞留してもピン止め作用に
よりγ粒を微細化する必要があると考えた。

【００２３】まず、γ粒の微細化には窒化物が有効であ
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。

【００２４】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の複合酸化物である微細なＭｇ
Ａｌ₂Ｏ₄（以後、これをスピネルと呼ぶ）が極めて適し
た酸化物であることを知見した。スピネルの融点は２１
３５℃程度とされており、単純な酸化物たとえばＭｇＯ
の融点（約２８００℃）と比較すると極めて低い。一般
に、融点の高い酸化物は溶鋼との濡れ性が悪く、その結
果として酸化物は凝集・粗大化、浮上しやすい。スピネ
ルの融点はＭｇＯに比べると低いために微細粒子が安定
して溶鋼中に存在する能力が高い。従って、凝固後の鋼
中にスピネルを微細に分散させることが容易であり、微
細分散したスピネルがＨＡＺのγ粒成長抑制に著しい効
果を発揮するものと本発明者らは考えた。このような溶
鋼中における凝集・合体・浮上がし難いというスピネル
の特徴は、溶鋼の脱酸によりスピネルを生成させた後、
凝固までの溶鋼保持時間が長い場合に特に顕著である。

【００２５】スピネルがγ粒成長抑制効果を発揮するも
う一つの理由は、ＴｉＮと複合した粒子を形成しやすい
点にある。すなわち、スピネルの結晶構造はＴｉＮと同
じ立方晶であり、格子定数は８．０８オングストローム
であり、ＴｉＮの格子定数４．２４オングストロームの
２倍に極めて近く、格子のミスフィットは僅か５％であ
る。従って、スピネルが鋼中に存在しているとこれを核
としてＴｉＮが容易に析出するものと本発明者らは考え
た。図１にスピネル−ＴｉＮ複合粒子の形態を模式的に
示す。複合粒子としてのサイズがスピネル単体の場合よ
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、上記のとおり、Ｔｉ
Ｎ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、スピネル上に析出したＴｉ
Ｎ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、スピネルとＴｉＮの格子
定数が極めて近く、スピネルが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、スピネル上に析出したＴ
ｉＮといえども多くが固溶してしまうが、核として存在
するスピネル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スピネルが粒界移動を抑制
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。前記スピネルには、Ｍｇ、Ａ
ｌ、Ｏ以外に、Ｃａ、Ｔｉ、Ｍｎ、ＲＥＭ等が不可避的
に混入もしくは、結晶構造がスピネルと同じ立方晶であ
り、格子定数の変化（格子のミスフィット）が±１０％
未満であれば、Ｃａ、Ｔｉ、Ｍｎ、ＲＥＭを意図的に含
有せしめてもかまわない。

【００２６】本発明における超大入熱溶接ＨＡＺ靭性向
上は主に、上記のスピネル−ＴｉＮ複合粒子によるγ粒
成長抑制効果によるものであるが、副次的効果として上
記複合粒子からの粒内フェライト変態も期待できる。鋼
中粒子とフェライトの間の結晶方位関係としてＢａｋｅ
ｒ−Ｎｕｔｔｉｎｇの関係を仮定すると、スピネルでは
格子ミスフィットが０．５％、ＴｉＮでは４％であり、
ともにフェライトと高い整合性を有する。このために、
上記のスピネル−ＴｉＮ複合粒子から容易にフェライト
が生成することが理解できる。このフェライトはγ粒内
で生成するフェライトであり、γ粒内組織を微細化す
る。また、上記スピネル−ＴｉＮ複合粒子上にＭｎＳ、
ＣｕＳなどの硫化物等が析出してもよく、この場合はさ
らにフェライト変態が促進される。さらに、γ粒の移動
を抑制した上記複合粒子はγ粒界上に存在する確率も高
く、冷却途上でγ粒界に存在するスピネル−ＴｉＮ複合
粒子からもフェライト変態が生じる。粒界にこのような
フェライト生成核が存在しない場合には同一方位のフェ
ライトが生成しやすく、これらフェライトは合体して粗
大な粒界アロトリオモルフフェライトを形成する。その
結果、このアロトリオモルフフェライトから粒内に方位
の揃ったサイドプレートが生成し、粒内組織が粗くな
る。粒界上に上記のスピネル−ＴｉＮ複合粒子が存在す
ると、そこから生成するフェライトは複合粒子の方位に
依存した方位を有するために、粒界フェライトの方位は
ランダムとなり、粗大な粒界アロトリオモルフフェライ
トが生成しにくくなる。従って、粒内のスピネル−Ｔｉ
Ｎ複合粒子からのフェライト変態に加えて粒界からの粗
いサイドプレートフェライトが抑制されるために、結果
として粒内組織がさらに微細化されるものと、本発明者
らは考えている。

【００２７】本発明では、スピネルの粒子径を０．００
５〜０．１μｍに限定した。０．００５μｍ未満ではＴ
ｉＮの析出がし難くなる上にＨＡＺの熱履歴でＴｉＮ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、スピネル−ＴｉＮ複合粒子のサイズを０．０５〜
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超ではこの
複合粒子が破壊起点となって靭性を低下させる場合があ
る。スピネル−ＴｉＮ複合粒子の好ましいサイズは０．
５μｍ以下である。

【００２８】前記のスピネル及びスピネル−ＴｉＮ複合
粒子は、鋼板でも溶接熱影響部でもその形態はほぼ同じ
であると考えられるので、溶接部でなく、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。スピネル及びスピネル−ＴｉＮ複合粒子は、鋼板
（溶接前又は溶接後）から、抽出レプリカを作成し、特
性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）付の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）
で求めることができる。

【００２９】本発明のスピネル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。特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）でＭｇ、Ａｌ以
外の元素が検出されても、前記の格子定数のミスフィッ
トが±１０％未満であれば本発明のスピネルとしての作
用、効果を発揮するものと考えられる。また、スピネル
−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良い。レプリカによって
は、前記複合粒子がうまく抽出されていない視野も存在
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良い。又、
複合粒子の分布個数としては、必ずしも限定されるもの
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未満では、γ粒抑制効果に
バラツキを生ずる場合がありうるので、あまり好ましく
ない。１．０×１０⁷個／ｍｍ²では、鋼の清浄度が低下
するとともに母鋼板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。

【００３０】スピネルの粒子径は図１に示すように、ス
ピネル２の直径であり、スピネル−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１中のｄ
１またはｄ２の値である。

【００３１】前記のＴＥＭ（倍率２〜２０万倍）で撮っ
た抽出レプリカ写真で、その写真のスピネル粒子の面積
の円相当直径として、粒子径を求めることができる。ス
ピネル−ＴｉＮ複合粒子の大きさは、前記のＴＥＭ（倍
率１〜５万倍）で撮った抽出レプリカ写真で、その写真
のスピネル−Ｔｉ複合粒子でｄ１またはｄ２を求めれば
良い。

【００３２】本発明は、微細なＭｇＡｌ₂Ｏ₄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
し、かつ、粒内フェライト変態にも有効であることを本
発明者らが新たに見出して成し遂げたものである。Ｔｉ
Ｎは、ＭｇＡｌ₂Ｏ₄核から析出していれば良いので、必
ずしも、ＴｉＮはＭｇＡｌ₂Ｏ₄を完全におおう必要はな
い。図１のスピネル−ＴｉＮ複合粒子の形態を示すよう
に、抽出レプリカのＴＥＭ写真においてもスピネル２の
界面で部分的にＴｉＮ１が存在していても良い。前記γ
粒ピンニングとγ粒内フェライト変態をより安定的に作
用させるには、上記のようにスピネル２の界面で部分的
にＴｉＮ１が存在した複合粒子があることが好ましい
と、本発明者らは考えている。

【００３３】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。

【００３４】まず、本発明でスピネルを生成させるため
に重要なＭｇとＡｌの影響を実験室真空溶解鋼で検討し
た。Ｃ：０．１０％、Ｓｉ：０．１％、Ｍｎ：１．５％
を基本成分とし、さらにＴｉ：０．０１％、Ｏ：０．０
０２％とし、ＭｇとＡｌの含有量を変化させた実験室溶
解鋼を製造した。高周波熱サイクル装置により断面が１
０ｍｍ角の試験片を１４００℃に加熱し、８秒保持後、
急冷したサンプルのγ粒径を測定した。さらに、特性Ｘ
線検出器（ＥＤＸ）付透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で前
記の倍率で０．５μｍ以下のＴｉＮの核となっている微
細酸化物の組成を分析し、主体となる酸化物種類を同定
した。結果を図２に示す。Ｍｇ無添加のＡｌ脱酸鋼（主
体酸化物はアルミナ（Ａｌ₂Ｏ₃））に比べて、Ａｌが
０．００３％未満で実質的にＭｇ単独脱酸となっている
鋼（主体酸化物はＭｇＯ）ではγ粒径が微細化する。Ｍ
ｇに加えて微量Ａｌを含有する鋼では主体酸化物がスピ
ネルとなり、γ粒径はＭｇ単独脱酸の場合よりさらに小
さくなる。ＭｇとＡｌの複合脱酸鋼でもＭｇ含有量が高
すぎると微細なスピネルの個数が減少するので、γ粒細
粒化効果は減じる。また、Ｍｇ／Ａｌ比が小さくなるに
従ってスピネルよりアルミナの生成量が増えるため、γ
粒細粒効果は減じる。本実験結果から、下記のように元
素の含有量を限定した。

【００３５】Ｍｇはスピネル生成に必須な元素である。
０．０００２％未満では必要なスピネル粒子を得ること
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。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、スピネル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。

【００３６】Ａｌはスピネル生成に必須な元素である。
０．００３％未満ではスピネルの生成が不十分であり、
ＨＡＺのγ粒細粒化効果が不十分となりやすい。０．０
１％超含有するとアルミナ主体の酸化物が増加し、スピ
ネルの生成が抑制される。従って、Ａｌ含有量を０．０
０３〜０．０１％とする必要がある。スピネル（ＭｇＡ
ｌ₂Ｏ₄）におけるＭｇとＡｌの化学当量比は重量％比で
０．４５であるが、鋼中のＭｇ／Ａｌ比が０．２２５以
下になるとアルミナの生成が多くなり、スピネルの個数
が減少する。従って、Ｍｇ／Ａｌ比を０．２２５以上と
することが好ましい。アルミナ生成を抑制し、スピネル
を微細でほぼ均一に分散するためにはＡｌ含有量を０．
００３〜０．００７％とすることが望ましい。

【００３７】Ｏはスピネル生成に必須の元素である。
０．０００５％未満では必要なスピネル粒子を得ること
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。従ってＯの範囲を０．０００
５〜０．００８％とした。しかし、粗大な酸化物を抑制
し、スピネル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。

【００３８】ＴｉはＴｉＮ生成に必須の元素である。
０．００５％未満ではスピネル上の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。従って、Ｔｉ含有量を
０．００５〜０．０２５％とした。しかし、粗大なＴｉ
Ｎ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。

【００３９】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。従
って、Ｎの範囲を０．００２〜０．００８％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。

【００４０】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。

【００４１】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。

【００４２】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、スピネル−ＴｉＮ
複合粒子により粒内フェライトを細かくしても靱性向上
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。

【００４３】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。

【００４４】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。

【００４５】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、スピ
ネル−ＴｉＮ複合粒子からのフェライト変態は、この複
合粒子上に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、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。

【００４６】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。

【００４７】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。

【００４８】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。

【００４９】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、スピネル−ＴｉＮ複合粒子によ
りＨＡＺ組織が微細化してもＨＡＺ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。

【００５０】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、スピネル−ＴｉＮ複合粒子によ
りＨＡＺ組織が微細化してもＨＡＺ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。

【００５１】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、スピネル−ＴｉＮ複合粒子により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。

【００５２】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、スピネル−ＴｉＮ複合粒子により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。

【００５３】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、スピネル−ＴｉＮ複合粒子に
より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。

【００５４】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、
スピネルの個数が低下する。従って、Ｃａ及びＲＥＭの
上限を０．００３％とした。Ｃａ及びＲＥＭ含有量をＭ
ｇ含有量よりも低くすることが望ましい。なお、Ｃａと
ＲＥＭの含有量は、粗大な酸化物を抑制し、スピネルを
微細でほぼ均一に分散するためには０．００１５％以下
とすることが望ましい。

【００５５】本発明のスピネル−ＴｉＮ複合粒子による
溶接融合線（ＦＬ）付近および熱影響部（ＨＡＺ）にお
ける、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。

【００５６】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、適量のＡｌを
添加することにより、スピネルを鋼中に微細に生成させ
る。凝固途中あるいは凝固後の冷却過程において図１に
示すようにスピネルを核としてＴｉＮが析出して、スピ
ネルとＴｉＮからなる複合粒子を鋼中に生成するものと
本発明者らは考えている。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、スピネルを生
成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スピネルを微
細に分散させることは困難である。

【００５７】鋼の製造方法は、上記のスピネル−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。更に、本発明の鋼は、厚
板、鋼管、形鋼、棒鋼、条鋼、薄板（熱延鋼板、冷延鋼
板）、表面処理鋼板等の用途に応じて適応可能である。

【００５８】

【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のみを変えた鋼を溶製して比較した。

【００５９】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、制御圧延・制御冷却
法、焼入れ・焼戻し法、および、直接焼入れ・焼戻し法
により鋼板を製造した。板厚は４０〜１００ｍｍとし
た。

【００６０】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１．１４ｃｍ／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３ｍｍ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３５ｍｍ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３５Ｖ、速度は４．１ｃｍ／分とした。

【００６１】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ＨＡＺのミクロ組織観察
を実施し、γ粒径を測定した。さらに、スピネル−Ｔｉ
Ｎ複合粒子の個数を上記の方法に従って測定した。結果
を表３に示す。図３にエレクトロガス溶接ＨＡＺ靱性
（ノッチ位置はＦＬ）を、図４にエレクトロスラグ溶接
ＨＡＺ靱性（ノッチ位置はＦＬ）を示す。

【００６２】表３から明らかなとおり、発明鋼はスピネ
ル−ＴｉＮ複合粒子の個数が多く、エレクトロスラグ溶
接ＨＡＺのγ粒径が小さい。その結果、ＨＡＺ靱性が高
い。同様に、エレクトロガス溶接でも発明鋼のＨＡＺ靭
性向上は明らかである。比較鋼５はＭｇを含有するが、
Ａｌが本発明範囲より低くいためにスピネルの個数が少
なく、ＨＡＺγ粒粗大化抑制が少ない。比較鋼１３及び
２５はＭｇを含有するが、Ａｌが本発明範囲より高いた
めにスピネルの個数が少なく、ＨＡＺγ粒粗大化抑制が
少ない。また、比較鋼１７はＭｇ含有量が本発明範囲よ
り低いためにスピネルの個数が少なく、ＨＡＺγ粒粗大
化抑制が少ない。

【００６３】

【表１】

【００６４】

【表２】

【００６５】

【表３】

【００６６】

【発明の効果】以上説明したとおり、本発明鋼ではスピ
ネル−ＴｉＮ複合粒子を鋼中に微細分散させることによ
り入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接ＨＡＺの
γ粒微細化により、ＨＡＺ靱性を顕著に向上させること
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】スピネル−ＴｉＮ複合粒子を模式的に示した図
である

【図２】Ｍｇ、Ａｌ含有量による微細酸化物種類と再現
ＨＡＺ材のγ粒径の変化を示す図である。

【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。

【図４】エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対
してプロットした図である。

【図５】エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対
してプロットした図である。

【符号の説明】

１ ＴｉＮ ２ スピネル ３ スピネル−ＴｉＮ複合粒子 ４ 試験片

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇ
   Ａｌ₂Ｏ₄を核としてその周辺にＴｉＮを有する大きさが
   ０．０５〜２．０μｍのＭｇＡｌ₂Ｏ₄−ＴｉＮ複合粒子
   を鋼中に分散して含む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】 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、 ０．００３≦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。
3. 【請求項３】 請求項２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】 請求項２または３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２
   または請求項３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。