(57)【要約】【課題】  溶接継ぎ手性能の優れた鋼、特に溶接性構造用鋼とその製造方法を提供する。【解決手段】  Ｎｂは脱酸力が弱いので、溶存酸素が存在する溶鋼段階でＮｂ脱酸を行った上で鋳造し凝固させると、溶鋼段階でのＮｂによる一次脱酸の程度が少なく、Ｎｂ脱酸後も溶存酸素を多く残存させることができる。このため鋳造凝固段階の二次脱酸によって大量の微細なＮｂ酸化物を生成することが可能となる。このようにして製造した本発明鋼は、粒径が１ｎｍから３μｍであってＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子を鋼材１ｃｍ3あたり１０μｇ以上１ｍｇ以下の量均一に分散して含有する。このようなＮｂ酸化物を含有する鋼を溶接用鋼に用いると、ＨＡＺの特性を大幅に向上することが可能となる。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
粒径が１ｎｍから３μｍであってＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子を鋼材１ｃｍ3あたり１０μｇ以上１ｍｇ以下の量均一に分散して含有し、酸化物以外の化合物あるいは固溶体として存在するＮｂを０．００１〜０．１質量％含有することを特徴とする鋼。
【請求項２】
粒径が１ｎｍから３μｍであってＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子を鋼材１ｃｍ3あたり１０μｇ以上１ｍｇ以下の量均一に分散して含有し、酸化物以外の化合物あるいは固溶体として存在するＮｂを０．００１〜０．１質量％含有し、さらにＣ：０．０００１〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．１〜２．０質量％を含有し、Ｓｉ：０．１質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなることを特徴とする鋼。
【請求項３】
さらにＮｉ：０．０１〜８質量％、Ｃｕ：０．０１〜３質量％、Ｍｏ：０．０１〜１質量％、Ｃｒ：０．０１〜１８質量％、Ｖ：０．０１〜０．３質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５質量％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の鋼。
【請求項４】
前記複合酸化物粒子として、（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3または（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3−Ｍｎ2ＳｉＯ4の１種又は２種を含むことを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の鋼。
【請求項５】
（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3相中のＮｂとＭｎの原子比がＮｂ：１に対してＭｎ：０．５〜５の範囲であることを特徴とする請求項４に記載の鋼。
【請求項６】
溶接性構造用鋼であることを特徴とする請求項１乃至５のいずれかに記載の鋼。
【請求項７】
請求項１乃至６のいずれかに記載の鋼の製造方法であって、溶鋼中の成分をＡｌ：０．０１質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０１質量％以下、Ｃａ：０．０００５質量％以下に調整し、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０５質量％以下に調整し、引き続きＮｂを０．００１〜０．２質量％相当の添加量で添加し、その後溶鋼を鋳造して凝固させることを特徴とする鋼の製造方法。
【請求項８】
さらに凝固後に熱間加工によって厚中板、形鋼、棒鋼のいずれかの鋼材とすることを特徴とする請求項７に記載の鋼の製造方法。
【請求項９】
さらに凝固後に用途に応じた形状の鋼製品となすことを特徴とする請求項７に記載の鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接継ぎ手性能の優れた鋼、特に溶接性構造用鋼とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
溶接性構造用鋼に代表される、溶接接合の施される鋼材においては、溶接熱影響部（以下「ＨＡＺ」ともいう。）の性能を母材部（溶接熱影響を受けていない部分）なみに維持することは一般的には極めて困難である。特に、切り欠き靭性やＣＯＤ特性、さらには脆性亀裂の伝播阻止性能など、脆性破壊の発生の防止と伝播の阻止とに関する特性についてみると、ＨＡＺにおいては母材部に比較して著しく劣ることが多い。
【０００３】
ＨＡＺ部の特性が母材部に比較してこのように劣る原因は、溶接熱によってＨＡＺの結晶組織が脆化することと、溶着金属から侵入する水素などによる水素遅れ割れの伝播しやすい組織が形成されるためである。そのため、溶接鋼構造物に用いられる鋼材については、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。
【０００４】
ＨＡＺの脆化を補うことを意図して、鋼材の炭素量を低くし、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖなどの強化元素を添加したり、ＨＡＺの結晶粒の粗大化を防止して脆化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利用されてきた。
【０００５】
鋼材を低炭素化して強化元素を添加する方法においては、これらの合金コストの上昇や溶製の難しさ、鋳造片、特に連続鋳造鋳片の偏析の弊害や表面性状の劣化などにより、鋼材の生産性や収益性を大きく阻害しているだけでなく、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。
【０００６】
ＴｉＮなどの窒化物を利用する方法では、ＨＡＺの最高到達温度が約１３５０℃を超える部分（以下「溶接ＨＡＺ粗粒化部」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、溶接ＨＡＺ粗粒化部には粗大なベイナイト組織（以下「粗大Ｂｕ」と略称する。）やフェライトサイドプレート（以下「ＦＳＰ」と略称する。）と呼ばれる粗大な組織が混在することとなり、ＨＡＺ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。
【０００７】
ＲＥＭの酸化物や硫化物の利用は、Ａｌキルド鋼においてはＡｌ2Ｏ3系介在物と複合して大型介在物を形成しやすく、特に連続鋳造法によって製造された鋼材ではこのＲＥＭの悪影響を排除することは極めて難しい。
【０００８】
溶接施工時の予熱・後熱処理や溶接入熱の上限制約などにより、ＨＡＺの脆化組織部分を可能な限り小さくし、それによって水素遅れ割れなどが発生・伝播しにくいように配慮されているが、従来の鋼材を用いる限り粗大ＢｕやＦＳＰなどの脆い組織の生成を避けることはできない。また、これら予熱・後熱処理や溶接入力の上限制約などは、鋼構造物の経済的な施工を阻害する要因であり、その点で好ましくない。
【０００９】
特許文献１においては、鋼の溶製に際してＡｌやＳｉなどの強脱酸元素を一切使用せず、減圧下での炭素脱酸後にＴｉで脱酸を行い、その後鋳造することを特徴とする鋼材の製造方法が記載されている。
【００１０】
【特許文献１】特公平５−１７３００号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
特許文献１に記載の方法においては、減圧下での炭素による脱酸によって溶鋼中の溶存酸素濃度を、引き続いて行うＴｉによる脱酸によりいわゆるキルド鋼相当の酸素濃度にすることを目指しているものであるが、ＴｉはＡｌに比べれば脱酸力が弱いもののまだ比較的脱酸力が強いので、溶鋼段階での一次脱酸が進みすぎて溶鋼中でＴｉ酸化物が凝集してスラグ中に捕捉されてしまうために凝固進行中に固相中に微細に分散析出するＴｉ酸化物を十分に確保することが困難である。このことは、後に説明する粒内変態核としてのＴｉ酸化物への期待が減じてしまうことを意味している。
【００１２】
Ｔｉ添加によってＴｉ酸化物を利用する従来の技術は以上のような欠点を抱えながらもフェライト核として有効に機能し、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プレートが発達するようなベイナイト組織となるため、粗大Ｂｕ、ＦＳＰ、粗大な硬化組織の生成が抑制される。その結果として、特許文献１に記載の鋼においては、ＨＡＺのシャルピー切り欠き靭性、ＣＯＤ特性、溶接低温割れ性が従来キルド鋼に比べて著しく改善されるのである。このことを踏まえて、上述したＴｉ添加の弊害が除去あるいは低減できるような酸化物利用技術がさらに待ち望まれていた。
【００１３】
また、溶鋼段階でＴｉ脱酸を行う特許文献１に記載の発明では、溶鋼中に一次脱酸生成物として生成したＴｉ酸化物が多くは精錬から鋳造までの工程でスラグ中に捕捉されてしまい有効に活用できるＴｉ酸化物の量は著しく減じてしまうばかりでなく、一部溶鋼中に残存した一次脱酸生成物としての比較的大きなＴｉ酸化物は鋳造時に残存し、残存したＴｉ酸化物が連続鋳造ノズル内壁などに析出し、ノズル詰まりを起こす原因となる。さらに、溶鋼中のＴｉは溶鋼の粘性を上げるためＴｉ酸化物を中心としてその他の酸化物を鋳造片の中に巻き込み鋼材の欠陥の原因をもたらすだけでなく、Ｔｉを含む鋼材はメッキ性が悪いためにとくに溶融亜鉛メッキを行う用途には適していない。
【００１４】
本発明は、従来鋼に比較してＨＡＺの特性を大幅に向上することのできる鋼とその製造方法を提供することを目的とする。また、Ｔｉ脱酸に伴う製造上の問題を解決することのできる鋼の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
ＴｉはＡｌやＳｉに比較すると脱酸力が弱いものの、溶鋼中に溶存酸素が存在する状態でＴｉを添加すると、溶鋼段階でもＴｉによる一次脱酸が進行し、一次脱酸生成物としてのＴｉ酸化物は溶鋼中で凝集し、その大部分は溶鋼から浮上分離する。そのため、凝固段階での二次脱酸に寄与するＴｉや溶存酸素が消費され、二次脱酸生成物としての微細なＴｉ酸化物の量が制約される。
【００１６】
一方、ＮｂはＴｉよりも脱酸力が弱いので、ＴｉのかわりにＮｂを用い、溶鋼段階でＮｂ脱酸を行った上で鋳造し凝固させると、溶鋼段階でのＮｂによる一次脱酸の程度が少なく、Ｎｂ脱酸後も溶存酸素を多く残存させることができる。このため鋳造凝固段階で大量の微細なＮｂ酸化物を生成することが可能となる。生成した微細なＮｂ酸化物は、Ｔｉ脱酸で生成した微細Ｔｉ酸化物に比較して微細であり、鋼材中における数密度が圧倒的に高いので、このようなＮｂ酸化物を含有する鋼を溶接用鋼に用いると、ＨＡＺの特性を大幅に向上することが可能となる。
【００１７】
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
（１）粒径が１ｎｍから３μｍであってＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子を鋼材１ｃｍ3あたり１０μｇ以上１ｍｇ以下の量均一に分散して含有し、酸化物以外の化合物あるいは固溶体として存在するＮｂを０．００１〜０．１質量％含有することを特徴とする鋼。
（２）粒径が１ｎｍから３μｍであってＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子を鋼材１ｃｍ3あたり１０μｇ以上１ｍｇ以下の量均一に分散して含有し、酸化物以外の化合物あるいは固溶体として存在するＮｂを０．００１〜０．１質量％含有し、さらにＣ：０．０００１〜０．２０質量％、Ｍｎ：０．１〜２．０質量％を含有し、Ｓｉ：０．１質量％以下、Ａｌ：０．０１質量％以下であり、残部Ｆｅ及び不可避不純物よりなることを特徴とする鋼。
（３）さらにＮｉ：０．０１〜８質量％、Ｃｕ：０．０１〜３質量％、Ｍｏ：０．０１〜１質量％、Ｃｒ：０．０１〜１８質量％、Ｖ：０．０１〜０．３質量％、Ｔｉ：０．００１〜０．０５質量％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（２）に記載の鋼。
（４）前記複合酸化物粒子として、（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3または（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3−Ｍｎ2ＳｉＯ4の１種又は２種を含むことを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の鋼。
（５）（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3相中のＮｂとＭｎの原子比がＮｂ：１に対してＭｎ：０．５〜５の範囲であることを特徴とする上記（４）に記載の鋼。
（６）溶接性構造用鋼であることを特徴とする上記（１）乃至（５）のいずれかに記載の鋼。
（７）上記（１）乃至（６）のいずれかに記載の鋼の製造方法であって、溶鋼中の成分をＡｌ：０．０１質量％以下、Ｓｉ：０．１質量％以下、Ｔｉ：０．０１質量％以下、Ｚｒ：０．０１質量％以下、Ｃａ：０．０００５質量％以下に調整し、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０５質量％以下に調整し、引き続きＮｂを０．００１〜０．２質量％相当の添加量で添加し、その後溶鋼を鋳造して凝固させることを特徴とする鋼の製造方法。
（８）さらに凝固後に熱間加工によって厚中板、形鋼、棒鋼のいずれかの鋼材とすることを特徴とする上記（７）に記載の鋼の製造方法。
（９）さらに凝固後に用途に応じた形状の鋼製品となすことを特徴とする上記（７）に記載の鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明の鋼とその製造方法により、鋼中に微細で熱的に安定なＮｂ酸化物を多量に生成させることができるので、この鋼を溶接用鋼に用いることにより、ＨＡＺ、特に大入熱溶接における溶接ＨＡＺ粗粒化部の組織を微細化することができ、ＨＡＺのシャルピー切り欠き靭性を著しく高めるとともに、ＨＡＺのＣＯＤ値を高め安定化させることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
本発明の鋼は、Ｎｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子を鋼中に多量に含有する。Ａｌ−Ｓｉキルド鋼などとして溶製される従来の溶接用鋼（以下「従来キルド鋼」という。）と対比すると、本発明鋼においてはＨＡＺにおけるγ相からのベイナイト組織が異なり、γ粒内に微細に分散した酸化物粒子を変態相として、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プレートが発達するようなベイナイト組織となる。そのため、従来キルド鋼に見られるような粗大Ｂｕ、ＦＳＰ、粗大な硬化組織の生成が抑制される。特許文献１に記載のＴｉ脱酸を適用した鋼においても同様の効果が発生するが、本発明の場合はＴｉよりも脱酸力が弱いＮｂを用いているので、微細酸化物粒子の密度がＴｉを用いた場合よりも著しく増大し、材質改善効果が顕著となっている。
【００２０】
Ａｌ等の強脱酸元素（以下「Ａｌ等」という。）含有量の極めて低い鋼で、Ｎｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子を鋼中に多量に含有する鋼においては、溶接ＨＡＺ部において格子状のフェライトプレートからなるベイナイト組織が得られる。このような格子状のフェライトプレートよりなるベイナイト組織は鋼中のＡｌ添加量が高まると生成しなくなり、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｛１００｝面のうちの一つだけが優先的に発達するようなベイナイト組織（これをＦＳＰと定義する）となる。
【００２１】
本発明の鋼が含有する微細で多量のＮｂ酸化物は、後述するように凝固中に凝固界面近傍で鋼中の酸素とＮｂが結びついて形成され、酸化物同士が凝集して粗大化することなく微細なまま鋼中に残留したものであり、フェライト核として有効に機能する。またＮｂ酸化物は窒化物や炭化物とは異なり、熱的に極めて安定であるために、鋳造後の圧延、熱処理、さらには溶接工程を経ても変質せず、フェライト核生成能を保持し続けることができる。
【００２２】
微細なＮｂ酸化物を核として生成するフェライトは微細なばかりでなく、結晶学的に互いに大傾角粒界をなす方位関係を有する点が特徴である。このことは、従来キルド鋼の溶接熱影響部において生成しやすい上部ベイナイトとは異なり、フェライト粒界がそれぞれ破壊の障壁となることを意味しており、結果として破壊の抵抗値、例えば靭性値が向上することを意味している。
【００２３】
以上述べたように、Ｎｂの酸化物相を主要な組成とする微細な複合酸化物粒子を鋼中に多量に存在させ、フェライト核として有効に機能させることが不可欠である。
【００２４】
微細酸化物粒子の粒径としては、１ｎｍから３μｍのものが有効である。１ｎｍ以上としたのは、それ以下の大きさでは変態核としての機能が発揮できないからであり、３μｍ以下としたのは、それ以上の大きさでは変態核としての機能が発揮できないばかりでなく、いわば鋼材中の有害介在物として鋼材特性に悪影響をおよぼすからである。
【００２５】
また、粒径が１ｎｍから３μｍであってＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子を鋼材１ｃｍ3あたり１０μｇ以上１０ｍｇ以下の量均一に分散して含有することが必要である。鋼材１ｃｍ3あたり１０μｇ以上としたのは上記の粒内変態核としての機能は適正な大きさの粒子が可能な限り高密度で鋼材中に均一に分散していることが必要だからである。より好ましくは鋼材１ｃｍ3あたり１００μｇ以上とする。さらに好ましくは鋼材１ｃｍ3あたり５００μｇ以上とする。また、鋼材１ｃｍ3あたり１０ｍｇ以下としたのはそれ以上のＮｂ酸化物の存在は鋼中の固溶ニオブ量を高めすぎてそれによる鋼材の靱性の低下並びにＨＡＺ靱性の劣化をもたらすからである。ここにおいて、均一に分散とは、微細な酸化物粒子が凝集してクラスターを形成するようなことなく、それぞれが独立して鋼中に分散していることを意味している。もちろん、溶鋼中での一次脱酸で生じたクラスター状Ｎｂ酸化物が鋼材中に存在していることがあっても、全体の中の一部であれば問題ない。
【００２６】
本発明の鋼は、酸化物以外の化合物あるいは固溶体として存在するＮｂを０．００１〜０．１質量％含有する。このように規定した理由は固溶体として存在すＮｂ量がこの範囲を逸脱すると鋼材の靱性、延性を低下させ、ＨＡＺの靱性を著しく劣化させるからである。下限値は好ましくは０．０１質量％以上、さらに好ましくは０．０１５質量％以上とする。上限値は好ましくは０．０５質量％以下、さらに好ましくは０．０３質量％以下とする。
【００２７】
本発明鋼が含有する微細なＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子の組成について説明する。
【００２８】
本発明においては、複合酸化物粒子として、（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3または（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3−Ｍｎ2ＳｉＯ4の１種又は２種を含むこととすると好ましい。このような複合酸化物は、鋼の凝固時に二次脱酸生成物として析出してくるＮｂＯの生成過程で、溶鋼中に多量に存在するＭｎがＮｂＯ中のＮｂの一部を置換する形で入り込み、（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3となったものと推定される。これらの酸化物を含有するということは、Ｍｎ、Ｎｂ以外の酸化物形成元素がほとんど存在しないことを示すものであり、鋼中に微細な酸化物を多量に含むことが可能になるからである。
【００２９】
本発明はまた、（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3相中のＮｂとＭｎの原子比がＮｂ：１に対してＭｎ：０．５〜５の範囲であることとすると好ましい。本発明を適用する鋼材はいわゆる溶接性のすぐれた構造用鋼であり、このような鋼材の組成中のＭｎ濃度は一般的に０．５質量％から２質量％の範囲にある。したがって、この原子比は上記ニオブ酸化物の生成時点での熱力学的なもっとも安定なＮｂ：Ｍｎの組成比となるためである。
【００３０】
ここにおいて、本発明の鋼を特徴づけるその他の成分について説明する。
【００３１】
Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ等の強脱酸元素（Ａｌ等）が鋼中に所定量以上に存在すると、本発明の微細ベイナイト組織を得ることができない。この理由は、微細ベイナイト組織を構成する格子状フェライトプレートの形成を支配している微細なＮｂ酸化物がＡｌ等によって還元されるので、微細ベイナイト組織を形成する能力のない酸化物になってしまうため本発明の効果が十分に得られないからである。そのため、後述の本発明の鋼の製造方法の説明で詳述するとおり、鋼中に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、不可避的に混入する量を０．０１質量％以下、好ましくは０．００５質量％、さらに好ましくは０．００１質量％以下とする必要がある。これにより、Ｎｂの酸化物相を主要な組成とする微細な複合酸化物粒子を均一に分散させることが可能になる。Ｔｉ、ＺｒについてもＡｌと同じ程度の含有量以下に抑えることが必要である。Ｃａ含有量は０．００１質量％以下とする。Ｓｉについても強脱酸元素であり、極力含有量を低減する必要がある。ただしＳｉはＡｌに比べると溶鋼中の酸素との親和力が弱いので、鋼中の含有量を０．１質量％以下、好ましくは０．０５質量％以下、さらに好ましくは０．０１質量％以下に規定すればよい。
【００３２】
Ｃ、Ｍｎは鋼材の強度を高める一方、ＨＡＺ組成の硬化を促すので適度の量が必要である。ＣもＭｎも強脱酸元素ではないので、所要量含有していてもＮｂ脱酸による微細析出物の生成を阻害することがない。また、従来キルド鋼においては低炭素化によってＨＡＺ靭性の確保を図っていたが、本発明鋼のＨＡＺ組織は微細ベイナイト組織とすることでＨＡＺ特性を確保することができるので、安価なＣを用いて高強度化を実現することができ、高価な合金元素の使用量を削減可能である点が大きな特徴である。
【００３３】
Ｓは鋼の凝固過程でＭｎＳとなってＮｂ酸化物と共晶状に析出し、あるいは凝固後の冷却過程でニオブ酸化物を被覆する形態で析出して、微細な（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3を主成分とするＮｂの酸化物の機能を阻害する。そのため、Ｓ含有量を好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０，００２％以下にすることが（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3を主成分とするＮｂの酸化物の効果が得られやすい。またＰは鋼材の靱性を阻害するので低いことが望ましく、Ｐ含有量を０．０１０％以下とすれば本発明が適用される鋼材にとっては実質的にＰの悪影響は見られなくなる。
【００３４】
Ｎｉ、Ｃｕ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必要に応じて含有させる。これらの目的で含有させる場合、Ｎｉ：０．０１〜８質量％、Ｃｕ：０．０１〜３質量％の範囲で含有させると好ましい。それぞれ上記下限値以上の含有量でその効果を十分に発揮することができ、また上記上限値を超えて含有しても効果が飽和する。
【００３５】
Ｍｏ、Ｃｒ、Ｖは鋼材の焼入性を高めたり、炭化物として析出硬化することにより鋼材の強度を高め、適切な鋼材製造プロセスに付することにより鋼材の低温靭性の向上も期待できる。これらの目的で含有させる場合、Ｍｏ：０．０１〜１質量％、Ｃｒ：０．０１〜１８質量％、Ｖ：０．０１〜０．３質量％の範囲で含有させると好ましい。それぞれ上記下限値以上の含有量でその効果を十分に発揮することができ、また上記上限値を超えて含有するとＨＡＺの硬化を招き溶接低温割れを起こしやすくなる。
【００３６】
微細なＮｂ酸化物の生成によって効果を発揮する本発明においては、溶鋼中にＮｂを添加する前におけるＴｉ濃度はできる限り低減することが必要であり、本発明方法の説明で後述するとおり、Ｎｂ添加前のＴｉ濃度は０．０１質量％以下、好ましくは０．００５質量％以下、より好ましくは０．００１質量％以下とする。一方、本発明の微細なＮｂ酸化物の生成に加え、ＨＡＺのγ粒成長抑制の目的でごく微量のＴｉＮ析出物を得るために鋼中にＴｉを添加することも有効である。この場合は、Ｎｂ添加を完了した後にＴｉを添加し、鋼中のＴｉ含有量は０．００１〜０．０５質量％の範囲とする。Ｔｉ含有量上限は好ましくは０．０２質量％とする。
【００３７】
次に、本発明の鋼の製造方法について説明する。
【００３８】
転炉などの精錬炉において精錬を完了した溶鋼は、取鍋に移注される。転炉精錬完了時の溶鋼中には、その時点の溶鋼Ｃ濃度に応じて酸素が含まれている。酸素濃度は０．０５〜０．１質量％であり、Ｃ濃度が低いほど酸素濃度が高くなる。
【００３９】
従来キルド鋼においては、取鍋への移注時にＡｌやＳｉ等の強脱酸元素を添加して脱酸を行っていた。Ａｌ2Ｏ3やＳｉＯ2等の脱酸生成物はその大部分が取鍋内において溶鋼表面に浮上し、溶鋼から分離される。取鍋内の溶鋼段階で進行する脱酸を一次脱酸と呼び、この結果生成した脱酸生成物を一次脱酸生成物と呼ぶ。浮上分離しきれずに溶鋼中に残存した脱酸生成物は、主にＡｌ2Ｏ3が凝集してＡｌ2Ｏ3クラスターとして鋳片中に取り込まれる。
【００４０】
本発明においては転炉精錬が完了して取鍋に移注する際あるいは移注した後にＣ、Ｍｎなどの主成分を調整する。Ｎｂ添加に先立ち、溶鋼中の溶存酸素濃度を０．０５質量％以下に調整する。溶存酸素濃度が高すぎると、取鍋溶鋼中でＮｂが酸化消費される量が多くなりすぎるとともに、その後の鋳造時において溶存酸素が高すぎて注入に支障をきたすことがあるからである。溶存酸素濃度を適正な値に調整するためには、減圧下で溶鋼中のＣとＯを反応させて脱酸を図ると好ましい。ＲＨ真空脱ガス装置、ＤＨ真空脱ガス装置あるいはＶＡＤを用いて脱ガス処理を行うことができる。真空容器内の溶鋼中に不活性ガスを吹き込みながら脱ガスを行うと好ましい。Ｎｂ添加前の溶存酸素濃度は、好ましくは０．０１質量％以下であり、より好ましくは０．００７質量％以下である。ただし、Ｎｂ添加前の溶存酸素濃度が低すぎると、微細なＮｂ酸化物を十分に形成することができないので、少なくとも０．００１質量％以上とすると好ましい。
【００４１】
このとき重要なのは、強脱酸元素であるＡｌが、不可避分を除いては存在しないこと、即ちＮｂ添加前の溶鋼中Ａｌを０．０１質量％以下、好ましくは０．００５質量％、さらに好ましくは０．００１質量％以下とすることである。Ａｌの混入を防止することは本発明で最も重要なポイントであり、耐火物、連続鋳造モールドパウダーを含め、溶鋼へのＡｌ混入源を徹底的に排除することで好ましい結果を生むことができる。Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａについても同様である。
【００４２】
Ｓｉについては、Ａｌほどではないが酸素親和力が大きいので、Ｎｂ添加前には鋼中の含有量を０．１質量％以下、好ましくは０．０５質量％以下、さらに好ましくは０．０１質量％以下にする必要がある。
【００４３】
選択元素のうち、Ｓｉ、ＴｉについてはＮｂ添加後に添加する。その他の元素は、酸素との親和力が弱いので、転炉中あるいは転炉から取鍋への移注の際、あるいは取鍋精錬中に添加すればよく、その添加タイミングに制約はない。
【００４４】
溶存酸素の存在している溶鋼中にＮｂを添加すると、Ｎｂの一部は溶鋼中において溶存酸素と反応して一次脱酸生成物を生成し、一次脱酸生成物の大部分は速やかにスラグに吸着されて溶鋼から分離される。Ｎｂは酸素親和力がそれほど強くないので、Ｎｂ添加後においても溶鋼中には溶存酸素が存在し、Ｎｂも金属成分として残存する。
【００４５】
Ｎｂを添加し、攪拌、清浄化した溶鋼は、連続鋳造あるいは鋳型によって鋳造、凝固させる。溶鋼中に残留したＮｂとＯは、この凝固過程において溶鋼温度の低下とともにその溶解度を減じ、ＮｂとＯが結びつき、二次脱酸生成物としてＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子を得ることができる。二次脱酸は溶鋼温度が低下する固液界面近傍のデンドライト樹間で進行するので、生成した二次脱酸生成物は凝集することなく、成長したデンドライトに微細な酸化物のまま取り込まれる。この凝固過程において生じたＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子は極めて微細であり、変態核として有効に作用する。
【００４６】
鋳造凝固後の鋼材の製造プロセスは、さらに凝固後に熱間加工によって厚中板、形鋼、棒鋼のいずれかの鋼材とすることができる。あるいは凝固後に用途に応じた形状の鋼製品となし、鋳造ままで使用することも可能である。
【００４７】
次に、このようにして製造した本発明鋼あるいは従来キルド鋼を用いて溶接構造物を形成した際における、溶接ＨＡＺの変態挙動について説明する。
【００４８】
まず従来キルド鋼の溶接ＨＡＺの変態挙動について説明する。
【００４９】
従来キルド鋼では、ＨＡＺの組織は最高到達温度とオーステナイト相から変態を起こすときの冷却速度とによって変化する。従来キルド鋼を溶接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ときに得られる鋼組織を概念的に説明する。なお、このような熱サイクルがＨＡＺのうちで溶着金属に隣接する部分の熱履歴を模したものであることはいうまでもない。冷却速度の極めて速い場合はマルテンサイト変態によって支配されており、冷却速度が極めて遅い場合はフェライト−パーライト変態が起きる。実際のＨＡＺ粗粒化部には、一般的にはこれらの組織が見られることはまれであり、両者の中間の冷却速度による組織となる。マルテンサイトとベイナイトの混合した組織が生成した場合は、水素遅れ割れの発生・伝播しやすい組織となる。粒界フェライトとともにＦＳＰやＢｕが混在した組織が生成した場合は、脆性破壊に対して抵抗力が弱い。
【００５０】
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。
【００５１】
本発明鋼は、微細なＮｂ酸化物の存在すること、及び高温のγ相中において相当量の固溶Ｎｂが存在し、一方で固溶ＡｌやＳｉがほとんど存在しないことに起因し、いわゆる粒内変態組織を形成する能力を有する。
【００５２】
その結果として、上述の従来キルド鋼に比べて、本発明鋼は全く異なった変態挙動を示す。すなわち、本発明鋼の溶接ＨＡＺ粗粒化部では、小入熱溶接の場合は粒界フェライトを伴わない「微細ベイナイト組織」となる。また大入熱溶接では若干の粒界フェライトを伴うが粒内には小入熱の場合と同様な「微細ベイナイト組織」が得られる。
【００５３】
本発明鋼で上記のような組織が生成する理由は、γ相からのベイナイト変態において、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格子状の構造になるには鋼材中のＡｌ量が低く、しかもＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子が存在するからである。溶鋼中にＮｂを添加する前にＡｌやＳｉを添加して脱酸処理を行ったり、Ｎｂ添加後にＡｌを添加したりすると、このような望ましいＮｂ酸化物が還元されてしまい、本発明の効果が生まれない。
【００５４】
次に本発明鋼と従来キルド鋼の脆性破壊挙動の相違について説明する。
【００５５】
本発明鋼の溶接ＨＡＺのミクロ組織は微細な針状組織となるために、ＨＡＺ部の脆性破壊の劈開の単位が従来キルド鋼に比べると著しく微細となる。本発明鋼のＨＡＺ部は脆性亀裂の単位が細かく、このためにシャルピー切り欠き脆性、ＣＯＤ特性、溶接低温割れ性が従来キルド鋼に比べて著しく優れているのである。
【００５６】
ここで、特許文献１に記載された微細なＴｉ酸化物を用いた鋼と本発明鋼との対比を行う。
【００５７】
本発明の、Ｎｂ脱酸によって鋼中に微細なＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子を多量に生成した鋼は、特許文献１に記載のＴｉ脱酸によって鋼中に微細なチタン酸化物を生成した鋼と比較し、生成した酸化物の大きさがより微細であり、また生成した酸化物の量が圧倒的に多量となる。その理由は以下の通りである。即ち、Ｎｂの酸素親和力がＴｉのそれよりも弱いために、溶鋼中における脱酸能力が弱く、溶鋼中において一次脱酸が進行しない。そのため、溶存酸素と金属Ｎｂ成分とが十分に溶鋼中に残存しており、鋼の凝固過程の、いわゆる固液共存領域中の広い範囲でＮｂ酸化物の析出が継続できる。そのためにＴｉ脱酸を用いたＴｉ酸化物よりも圧倒的に多量の酸化物が生成し、同時に均一な分散が可能になる。
【００５８】
Ｔｉ脱酸によるＴｉ酸化物を用いた従来鋼では、溶鋼中に一次脱酸生成物としてのＴｉ酸化物が生成するために、連続鋳造中においてこのＴｉ酸化物が連続鋳造ノズルの表面に析出し、ノズル詰まりを起こす場合がある。また、一次脱酸生成物としての粗大なＴｉ酸化物が連続鋳造鋳型内の溶鋼に随伴して取り込まれ、鋳片表面肌下の介在物性欠陥の原因となることがある。
【００５９】
これに対し本発明鋼においては、Ｔｉに比較してＮｂの酸素親和力が弱く、一次脱酸生成物の量が少なくなるとともに、生成した一次脱酸生成物は速やかにスラグに吸着されてしまうので、一次脱酸生成物が連続鋳造ノズルに付着することによるノズル詰まりの発生がなく、また鋳片表面肌下の介在物性欠陥の発生を低減することができる。
【００６０】
本発明鋼は、溶接性構造用鋼として用いることにより優れた効果を発揮することができる。鋼中に微細で多量のＮｂ酸化物を生成させることにより、ＨＡＺ、特に大入熱溶接におけるＨＡＺの組織を微細化することができ、ＨＡＺのシャルピー切り欠き靭性を著しく高めるとともに、ＨＡＺのＣＯＤ値を高め安定化させることができるからである。
【実施例】
【００６１】
２０ｋｇ真空溶解炉によって０．０６質量％Ｃ−１．５質量％Ｍｎベースの厚板５０ｋｇ／ｍｍ2級の成分を有する溶鋼を溶製した（ヒートＡ、Ｂ、Ｃ）。溶鋼温度１６００℃付近にて溶存酸素を０．０１〜０．０３質量％に制御した直後に、残存Ｎｂ濃度が０．０３〜０．０５質量％となるようにＦｅ−Ｎｂ合金粉末を溶鋼中に添加し、鋼製の鋳型に鋳造した。鋳片については、その性状、凝固組織、介在物の大きさと組成及び分布状況を調査した。
【００６２】
さらに鋳造した鋳片を熱間圧延し、厚さ１８．４ｍｍの鋼板を製造した。鋼板についてはその鋼組織、介在物と析出物の調査、機械的性質を評価した。また鋼板に中〜大入熱溶接の熱履歴を再現熱サイクルおよびフォーマスターによって与え、ＨＡＺ組織の評価とＨＡＺ靭性の調査を行った。
【００６３】
表１には、Ｎｂ添加前およびＮｂ添加後の溶存酸素、Ｎｂ添加後の各成分元素の分析結果を示す。ヒートＡ、Ｂ、Ｃいずれも、溶鋼中の溶存酸素が０．０１〜０．０３質量％においてＮｂを添加したところ、溶存酸素は０．００４〜０．００９質量％に低減した。Ｎｂによる一次脱酸がある程度進行し、溶存酸素濃度が低減したものと考えられる。Ｎｂ添加後の溶鋼中Ｎｂ濃度は０．０２〜０．０６質量％であった。溶鋼へのＡｌ等の強脱酸元素の混入を極力防止するように配慮した結果として、Ｎｂ添加前後とも、溶鋼中Ａｌ濃度は０．００２質量％、Ｓｉ濃度は０．００４〜０．００７質量％と低いレベルに抑えることができた。
【００６４】
【表１】
2005213583.tif 000002
【００６５】
鋳片中には、大きさ１〜３μｍの極めて微細な酸化物粒子が多量に生成していた。酸化物の成分組成を調査したところ、Ｎｂの酸化物相を主要な組成とし、ごく一部にＭｎ2ＳｉＯ4が単独で析出するかあるいはＭｎ2ＳｉＯ4が（Ｎｂ、Ｍｎ）2Ｏ3の上に覆い被さって析出する複合酸化物粒子の形態であった。これらＮｂの酸化物相を主要な組成とする複合酸化物粒子の含有量は、鋼材１ｃｍ3あたり２．５ｍｇであった。また微細酸化物粒子の数密度は、３×１０８個／ｃｍ3程度であった。
【００６６】
ヒートＡ材の鋳片における鋼組織の顕微鏡写真を図１に示す。顕微鏡写真から明らかなように、鋳片の組織に相当程度の割合で粒内変態針状フェライトが見られる。
【００６７】
ヒートＡ材の熱間圧延後鋼板について鋼材組織およびシャルピー切り欠き靭性の評価を行った。その結果、鋼材組織については、平均フェライト粒径が７μｍ、フェライト体積分率１０％で、残りは平均粒径が１５から２０μｍのパーライト組織であり、板厚方向に関わりなく結晶粒が微細化していることがわかる。微細なＮｂ酸化物による結晶粒微細化効果が発揮されたものと考えられる。シャルピー切り欠き靭性については、表２に示すとおり、高いレベルを示している。結晶粒微細化効果が板厚方向位置に関わりなく一様に発揮されたことによると考えられる。
【００６８】
【表２】
2005213583.tif 000003
【００６９】
大入熱溶接〜中入熱溶接におけるＨＡＺの結晶組織を評価するため、ヒートＡの鋼板を用いてフォーマスターサンプルに熱履歴を与えて評価を行った。加熱ピーク温度を１４００℃、１１５０℃、９５０℃の３種類とし、９００〜４００℃の冷却速度を１０℃／秒とした。ピーク温度１４００℃は大入熱溶接における溶接ＨＡＺ粗粒化部、１１５０℃は大入熱溶接における溶融境界から数ｍｍの部分、９５０℃は大入熱溶接における細粒化部をシミュレーションしたものである。
【００７０】
熱サイクル付与後の鋼組織を図２の顕微鏡写真に示す。図から明らかなとおり、加熱ピーク温度が１４００℃の材料の鋼組織（図２（ａ））は、γ粒界からの層状フェライトプレート組織が優先的に生じているが、それらの層状のフェライトプレートはγ粒界から数十μｍ程度にしか発達せず、その先では粒内から変態が起こっていることがわかる。一方、加熱ピーク温度が１１５０℃（図２（ｂ））、９５０℃（図２（ｃ））の熱サイクルでは、１４００℃の場合のような粒界からの層状フェライトプレートはほとんど認められず、粒内からの変態組織が主体となっていることがわかる。このような鋼組織となった故に、シャルピー切欠き靱性やＣＴＯＤ特性のような脆性的な破壊の発生および脆性亀裂拡大に対して高い抵抗力を有することが分かる。このような組織は通常のアルミキルド鋼では実現できず、従って本実施例に示すような特性は得られない。
【図面の簡単な説明】
【００７１】
【図１】本発明鋼鋳片の鋼組織を示す顕微鏡写真である。
【図２】本発明鋼に熱サイクル付与した後の鋼組織を示す顕微鏡写真であり、（ａ）は加熱ピーク温度を１４００℃、（ｂ）は１１５０℃、（ｃ）は９５０℃としたものである。
【図１】
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【図２】
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