(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｏ  ：０．０００１〜０．００８％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
粒子径が０．２〜５μｍのＭｇ主体の酸化物を核にして、硫化物および窒化物の一方が単独で、もしくは、両方が複合して析出した粒子が、平均粒子間隔３０〜１００μｍで鋼中に分散し、および／または、
粒子径が０．００５〜０．２μｍ未満のＭｇ主体の酸化物を核にして、硫化物および窒化物の一方が単独で、もしくは、両方が複合して析出した粒子が、平均粒子間隔３０μｍ以下で鋼中に分散している、
ことを特徴とするＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。
【請求項２】
質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜５％、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１％、
Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００５％のうち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１に記載のＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。
【請求項３】
質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％のうち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１または２に記載のＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。
【請求項４】
ＨＡＺ組織の旧オーステナイト粒径が、溶接入熱によらず１０〜２００μｍであることを特徴とする請求項１、２または３に記載のＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。
【請求項５】
製鋼段階において、Ｓｉ、Ｍｎを添加して弱脱酸処理を行った後、Ｔｉ：０．００３〜０．０５質量％と、Ｍｇを、順次あるいは同時に添加して溶存酸素量を５０ｐｐｍ以下とし、さらにＭｇを、最終含有量で０．０００１〜０．０１質量％となるように添加し、鋳造することを特徴とする請求項１、２、３または４に記載のＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼の製造方法。
【請求項６】
製鋼段階において、Ｓｉ、Ｍｎを添加して弱脱酸処理を行った後、Ｔｉ：０．００３〜０．０５質量％と、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇを、順次あるいは同時に添加して溶存酸素量を５０ｐｐｍ以下とし、さらにＭｇを、最終含有量で０．０００１〜０．０１質量％となるように添加し、鋳造することを特徴とする請求項１、２、３または４に記載のＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
技術分野
本発明は、海洋構造物、天然ガス・原油輸送用ラインパイプ、建築、造船、橋梁、建設機械などに使用する溶接構造物用鋼およびその製造方法に関するものである。さらに詳しくは、本発明は、溶接部の靭性が要求され、溶接時の入熱が０．５ｋＪ／ｍｍから１５０ｋＪ／ｍｍ超という幅広い入熱条件で溶接を実施しても、溶接熱影響部（以下「ＨＡＺ」という。）における旧オーステナイト粒径が小さく、溶接熱影響部の靭性（以下「ＨＡＺ靱性」という。）が入熱条件によらず優れた溶接構造物用鋼に関するものである。
【０００２】
背景技術
海洋構造物など溶接構造物の脆性破壊を防止する観点から、溶接部から生じる脆性破壊の発生を抑制する研究、すなわち、使用する鋼板におけるＨＡＺ靱性の向上に関する研究が数多く報告されている。近年では、溶接施工能率の向上の観点から、従来実施されてきた大入熱溶接（およそ２０ｋＪ／ｍｍ以下）から、さらに溶接入熱が増大した超大入熱溶接（２０〜１５０ｋＪ／ｍｍ）を実施する場合が増加している。
大入熱溶接と超大入熱溶接が鋼板へ及ぼす影響の差異は、１４００℃以上の高温での滞留時間の差異に起因している。
【０００３】
即ち、超大入熱溶接では、その滞留時間が極めて長時間であるために、ＨＡＺにおいて結晶粒径が著しく粗大化する領域が広くなり、靱性の低下が著しい。
【０００４】
一般に、鋼板のＨＡＺにおける結晶粒の粗大化に対する粗大化防止策としては、例えば、特開昭５５−２６１６４号公報に記載されているＴｉＮや、特開昭５２−１７３１４号公報に記載されている“重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．００２〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉおよび／あるいはＺｒ：０．００２〜０．１％、Ｃａおよび／あるいはＭｇ：０．００４％以下、Ｃｅおよび／あるいはＬａ：０．００１〜０．１％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％を含有することを特徴とする大入熱溶接用構造用鋼”におけるＺｒＮなどのように、鋼中に微細分散させた介在物粒子により、旧オーステナイト粒（以下「旧γ粒」という。また、その粒径を「旧γ粒径」という。）をピニングする効果（ピニング効果）を利用する策が知られている。
【０００５】
しかしながら、このような窒化物は、小入熱ないし中入熱の溶接時には溶解せずに旧γ粒をピニングしてピニング効果を発揮し、結晶粒の微細化に寄与するが、１４００℃以上の高温での滞留時間が極めて長い大入熱ないし超大入熱の溶接時には、該溶接熱で、鋼中で容易に溶解し、消滅してしまうという問題点を抱えている。
【０００６】
一方、近年、ＨＡＺ靱性のさらなる向上を目的として、溶鋼中で生成する酸化物を用いる技術が開示されている。例えば、特開昭５９−１９０３１３号公報には、溶鋼をＴｉあるいはＴｉ合金で脱酸し、ついで、Ａｌ、Ｍｇなどを添加することを特徴とする溶接性の優れた鋼材の製造方法が開示されている。この製造方法は、Ｔｉ酸化物をフェライトの変態核として作用させ、フェライト分率を増加させるという効果を利用するもので、従来、窒化物などの析出物によるピニング効果を利用する方法とは異なった方法で、ＨＡＺ靱性の向上を図る技術である。
【０００７】
その後、この技術分野においては、特開昭６１−７９７４５号公報、特開平５−４３９７７号公報、特開平６−３７３６４号公報などで、粒内変態核としての酸化物の個数の増加を図る発明など、様々な発明が開示されている。
【０００８】
特に、特開昭５９−１９０３１３号公報に記載されているように、これらの発明の骨子は、「γ→α変態時のフェライト核生成、即ち、フェライト組織の微細化に利用可能な含Ｔｉ酸化物を、均一に微細分散させる」ことであり、先に述べたような窒化物などによりピニング効果を確保するものではなく、冷却過程で生じるγ→α変態時のフェライト変態を促進することで、粗大な脆化組織の生成の抑制を図り、組織の微細化を達成するものである。
【０００９】
これらの靱性改善方法は、すべて、粗大な組織の中に、粒内でのフェライト変態を促進させるために、変態核として１μｍ程度の比較的大きい酸化物を分散せしめて利用するものである。
【００１０】
しかしながら、近年、溶接構造物の大型化、軽量化の観点から、より高強度の高張力鋼に対する要求が高まりつつあり、高張力鋼の成分組成においては、合金元素の添加量が増加する傾向にある。その場合、ＨＡＺでの焼入れ性の増加に起因して、従来のフェライト変態を利用するＨＡＺ靱性の向上対策は、有効ではなくなってきつつある。
【００１１】
以上のような観点から、抜本的なＨＡＺ靱性の向上を図るためには、幅広い入熱条件においても旧γ粒に対するピニング効果が期待でき、高温でも溶解し難い酸化物粒子などを、窒化物と同様に、鋼中に微細分散せしめることができる技術の開発が望まれる。しかも、その場合に、これまでのフェライト変態核以上の変態能力を付与することが可能ならば、この技術分野で利用される鋼材特性に対して、ＨＡＺ靱性の飛躍的な向上をもたらすものと考えられる。
【００１２】
酸化物の導入方法としては、鋼の溶製工程においてＴｉなどの脱酸元素を単独に添加する方法がある。しかし、多くの場合、溶鋼保持中に酸化物の凝集合体が生成し、粗大な酸化物の生成をもたらすことになり、かえって、鋼の清浄度を損ない、靱性を低下させてしまう。そこで、これらの酸化物の微細化を図るために、先の例に述べたごとく、複合脱酸法などさまざまな工夫がなされている。
【００１３】
しかしながら、従来知られている方法では、溶接入熱が大きい場合において結晶粒の粗大化を完全に阻止し得る程の作用をなす微細な酸化物を、鋼中に分散させることはできない。
【００１４】
発明の開示
本発明は、従来の複合脱酸方法を改良し、従来以上に、酸化物および／あるいは窒化物を微細でかつ均一に分散させ、さらに、この微細分散粒子にフェライト変態能も併せて付与し、超大入熱を含むいかなる入熱条件での溶接においても、ＨＡＺ靱性に優れる溶接構造物用鋼を提供することを課題としている。
【００１５】
本発明の要旨は、以下のとおりである。
【００１６】
（１）質量％で、
Ｃ  ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５％、
Ｍｎ：０．３〜２％、
Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０００１〜０．０３％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｏ  ：０．０００１〜０．００８％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
粒子径が０．２〜５μｍのＭｇ主体の酸化物を核にして、硫化物および窒化物の一方が単独で、もしくは、両方が複合して析出した粒子が、平均粒子間隔３０〜１００μｍで鋼中に分散し、および／または、
粒子径が０．００５〜０．２μｍ未満のＭｇ主体の酸化物を核にして、硫化物および窒化物の一方が単独で、もしくは、両方が複合して析出した粒子が、平均粒子間隔３０μｍ以下で鋼中に分散している、
ことを特徴とするＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。
【００１７】
（２）質量％で、さらに、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜５％、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％、
Ｍｏ：０．０２〜１．５％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１％、
Ｎｂ：０．０００１〜０．２％、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５％
Ｂ  ：０．０００３〜０．００５％のうち１種または２種以上を含有する、
ことを特徴とする前記（１）に記載のＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。
【００１８】
（３）質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載のＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。
【００１９】
（４）ＨＡＺ組織の旧オーステナイト粒径が、溶接入熱によらず１０〜２００μｍであることを特徴とする前記（１）、（２）または（３）に記載のＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。
【００２０】
（５）製鋼段階において、Ｓｉ、Ｍｎを添加して弱脱酸処理を行った後、Ｔｉ：０．００３〜０．０５質量％と、Ｍｇを、順次あるいは同時に添加して溶存酸素量を５０ｐｐｍ以下とし、さらにＭｇを、最終含有量で０．０００１〜０．０１質量％となるように添加し鋳造することを特徴とする前記（１）、（２）、（３）または（４）に記載のＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼の製造方法。
【００２１】
（６）製鋼段階において、Ｓｉ、Ｍｎを添加して弱脱酸処理を行った後、Ｔｉ：０．００３〜０．０５質量％と、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇを、順次、あるいは同時に添加して溶存酸素量を５０ｐｐｍ以下とし、さらにＭｇを、最終含有量で０．０００１〜０．０１質量％となるように添加し、鋳造することを特徴とする前記（１）、（２）、（３）または（４）に記載のＨＡＺ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼の製造方法。
【００２２】
発明を実施するための最良の形態
Ｍｇは、従来から、強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高め、ＨＡＺ靱性を向上せしめる元素として知られている。
【００２３】
また、酸化物の分散を制御してＨＡＺ靱性を向上させる技術として、Ｔｉ添加後、Ｍｇを添加する複合添加の技術が、特開昭５９−１９０３１３号公報に記載されている。
【００２４】
しかしながら、その技術の目的は、先に引用したように、Ｍｇ添加により、粒内変態核であるＴｉ酸化物の増加を促進することであり、酸化物をより微細に分散させてピニングにより結晶粒の細粒化を達成するものではない。
【００２５】
そこで、本発明者らは、Ｍｇの有する強脱酸剤としての作用に着目し、Ａｌより凝集粗大化が起こりにくい性質を利用して、Ｔｉ添加鋼において、製鋼工程での脱酸剤の添加順序および量を制御すれば、酸化物の微細分散を期待できる余地があるとの着想に至った。
【００２６】
以下、本発明に関して詳細に説明する。
【００２７】
本発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶鋼中にＭｇを添加した場合において、酸化物の状態を系統的に調査した。
【００２８】
その結果、溶鋼をＳｉ、Ｍｎにより脱酸した後、Ｔｉ、Ｍｇの順にＴｉとＭｇを添加した場合に、あるいは、Ｔｉ添加とＭｇ添加を同時に行い、さらに、平衡状態になった状態で再度Ｍｇを添加した場合に、酸化物の粒子径として２種類の粒子径を有する酸化物が生成することを見出した。
【００２９】
なお、１段目のＭｇ脱酸においては、同時あるいは前段にＡｌ、Ｃａを添加した場合も、上記と同様な傾向になることが、本発明では確認できている。
【００３０】
すなわち、１つは、粒子径が０．２〜５．０μｍのＭｇ含有酸化物であり、他は、０．００５〜０．１μｍの超微細なＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物である。このような酸化物の生成は、次のような理由に基づくものと推定される。なお、Ｍｇ含有酸化物は、後述する「Ｍｇを主体とするＭｇ含有酸化物」であり、以下、短縮して、「Ｍｇ主体の酸化物」という。
【００３１】
まず、Ｔｉ添加、あるいは、Ｔｉと少量のＭｇの同時添加により、一旦ＴｉあるいはＴｉを主体とするμｍサイズの酸化物が生成される。次に、この状態で、脱酸力の強いＭｇがさらに添加されると、既に生成されている酸化物がＭｇにより還元されて、最終的に、μｍサイズの、Ｍｇを主体とするＭｇ含有酸化物（Ｍｇ主体の酸化物）が生成される。
【００３２】
また、この際に、溶存酸素が少なくなっているにもかかわらず、ＭｇがＴｉよりも脱酸力が強いために、新たなＭｇ単独のサブμｍサイズの微細な酸化物も同時に生成される。
【００３３】
その結果、従来の添加方法では達成できなかった粒子数の増加とサイズの微細化を達成することができるようになる。
【００３４】
一般に、μｍサイズの酸化物に関しては、５μｍ以上のものが多くなる程破壊の起点になり易くなるので、Ｍｇを添加する場合には、特開平９−１５７７８７号公報にも記載されているように、Ｍｇ添加量は、３０〜５０ｐｐｍ程度が限界とされている。
【００３５】
しかしながら、本発明に従えば、このような問題は回避され、１００ｐｐｍまではＭｇの添加が可能になる。
【００３６】
一方、Ｔｉ脱酸や、Ｔｉ＋少量Ｍｇ脱酸では、弱脱酸元素あるいは少量の強脱酸元素による脱酸であるので、溶鋼中に溶存酸素がまだ残っていて、その時点で、再度、Ｍｇを添加すると、前述のμｍないしサブμｍの酸化物だけでなく、まだ残っている溶存酸素とＭｇの酸化反応が穏やかに進行して、超微細な酸化物がさらに生成することになる。超微細な酸化物が生成する理由は、溶存酸素量が少なくなっていることに加えて、溶存酸素の溶鋼中での分布が均一化されることから、酸化物のクラスター化が抑制されたものと推定される。
【００３７】
以上のように、鋼中に生成した酸化物は、鋳造時、あるいは、その後の冷却過程や再加熱−熱間工程中に、硫化物および窒化物の核生成サイトになる。
【００３８】
そして、電子顕微鏡を用いて、１０００倍〜１０万倍の倍率で、鋼中酸化物の様子を調査した結果、鋼中酸化物の存在状態は、以下、１）および２）のように整理できる。なお、酸化物の存在状態については、特定倍率（例えば、超微細な酸化物の場合には１０万倍程度）で１０視野以上を観察し、平均粒子間隔等を測定することが望ましい。
【００３９】
１）粒子径が０．２〜５μｍのＭｇ主体の酸化物を核にして、硫化物および窒化物の一方が単独で、もしくは、両方が複合して析出した粒子が、平均粒子間隔３０〜１００μｍで、鋼中に含有されている。
【００４０】
２）粒子径が０．００５〜０．２μｍ未満のＭｇ主体の酸化物を核にして、硫化物および窒化物の一方が単独で、もしくは、両方が複合して析出した粒子が、平均粒子間隔３０μｍ以下で鋼中に含有されている。
【００４１】
本発明は、上記１）および／または２）の酸化物の存在状態によって達成される優れたＨＡＺ靱性を備える鋼材に関するものであり、従来は入熱量に大きく依存していたＨＡＺにおける靱性変化を極力抑えることができる画期的な技術を提供するものである。
【００４２】
以下に、ＨＡＺ靭性の向上について、さらに説明する。
【００４３】
これまで知られているように、粒内変態は、酸化物の個数が多い程、かつ、硫化物と窒化物の酸化物上への析出がある場合の方が促進される。上記１）に示したように、個数については、従来に比較して１０倍以上増加していること、また、複合析出についても、確認した限りにおいて、１００％硫化物あるいは窒化物が複合的に析出していることから、本発明のＭｇ主体の酸化物においては、粒内変態能が極めて大きくなる。
【００４４】
次いで、本発明で最も重要な旧γ粒径の微細化について図１に基づいて説明する。
図１は、０．１０Ｃ−１．０Ｍｎ鋼をベース成分とし、入熱量を横軸にしたときのＨＡＺにおける旧γ粒径を、各入熱条件［１ｋＪ／ｍｍ、１０ｋＪ／ｍｍ、５０ｋＪ／ｍｍ、１００ｋＪ／ｍｍ、１５０ｋＪ／ｍｍ］で測定したものである。
【００４５】
旧γ粒径の測定は、実継手の場合には、ＨＡＺの一部を切断加工等により抽出した後、研磨処理を行い、さらに、ナイタール腐食して得られるミクロ組織を、光学顕微鏡を用い、５０倍〜２００倍の倍率で写真撮影（５枚以上）し、切断法によって行った。図１における１〜５０ｋＪ／ｍｍの旧γ粒径は、この方法によって求めた値である。
【００４６】
また、超大入熱の場合は、旧γ粒界に沿って粒界フェライトが生成するので、粒界フェライトを含めて旧γ粒として算出するか、あるいは、入熱相当量を同一にした再現熱サイクル試験機を用いて所定の条件に加熱した後、急冷処理して得たミクロ組織から旧γ粒径を測定するのが普通である。図１における１００ｋＪ／ｍｍと１５０ｋＪ／ｍｍの場合の旧γ粒径は、後者の再現熱サイクル試験機を用いて形成したミクロ組織より求めた値である。
【００４７】
ここでは、Ａｌ脱酸鋼、Ｔｉ添加Ａｌ脱酸鋼、Ｍｇ脱酸鋼の測定例を示しており、上記２）のＭｇ酸化物の有無によって、旧γ粒径の入熱依存性が全く異なっていることがわかる。
【００４８】
すなわち、Ｍｇ脱酸鋼以外では、入熱量の増大に従って、明らかに、旧γ粒径が顕著に大きくなっている。
【００４９】
これに対して、上記１）と２）の酸化物の存在状態が実現している場合、あるいは、上記２）の酸化物の存在状態が実現している場合には、入熱量が大きく変化した場合のＭｇ脱酸鋼では、旧γ粒径の変化が極めて小さいことがわかる。
特に、上記２）の酸化物の存在状態は、旧γ粒径の微細化に対して支配的な要因になっている。
【００５０】
しかしながら、入熱量が６０ｋＪ／ｍｍ程度までであれば、上記１）の酸化物の存在状態（単独）だけでも、旧γ粒径の細粒化は達成されている。
【００５１】
なお、上記１）単独の酸化物の存在状態においても、ピニング力が、その効力は小さいものの作用しているが、上記２）の酸化物の存在状態と共存すると、旧γ粒の微細化が顕著に促進されている。
【００５２】
旧γ粒が微細化した鋼板を電子顕微鏡で観察した結果、０．１μｍ以下の面心立方構造のＭｇＯやＭｇを主構成元素とするスピネル型構造のＭIIＭIII2Ｏ4 （ＭII：Ｍｇ、Ｃａ、Ｆｅ、Ｍｎ等、ＭIII ：Ａｌ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｖ等）粒子、あるいは、図２に形態を模式的に示すＭｇ主体の酸化物−硫化物および／あるいは窒化物［ＴｉＮ等］の複合粒子が、多数存在することが明らかになった。
【００５３】
また、電子顕微鏡観察において、Ｍｇ主体の含有酸化物−硫化物あるいは窒化物粒子間の結晶学的な方位関係を調べると、いずれも、完全平行の方位関係を持っていることも明らかになった。
【００５４】
このことは、Ｍｇの超微細酸化物が、硫化物や窒化物の優先析出サイトとして作用していることを示している。即ち、この優先析出サイトが多数存在することにより、結晶粒のピニングに有効な窒化物の数が増加しているものと考えられる。
【００５５】
つまり、入熱が小さい場合には、これらの複合粒子が、ピニングをなす粒子として作用していると考えられ、さらに、超大入熱溶接時のような高温での滞留時間が長い場合には、窒化物粒子の溶解が生じるものの、本発明では、多数のＭｇＯないしはＭｇ主体の含有酸化物が存在していて、たとえ、窒化物粒子が溶解しても、依然として存在する微細な酸化物粒子が、高温でのピニング粒子として作用していると考えられる。
【００５６】
したがって、本発明においては、従来鋼では決して得ることができなかったＨＡＺにおける旧γ粒の成長抑制を達成することができるのである。
【００５７】
すなわち、本発明の特徴の一つは、粒内変態能の顕著な向上に加え、ＴｉＮなどの窒化物を利用して結晶粒のピニングを図った従来鋼の場合とは異なり、ＭｇＯ等の酸化物を鋼中に微細に導入することにより窒化物の析出核を創出し、これにより、窒化物の個数の増加を実現して、窒化物が有効に作用する小入熱溶接においては、これらの複合粒子の存在により、ＨＡＺで１０〜２００μｍ以下の旧γ粒を得ることができる点にある。
【００５８】
さらに、本発明の他の特徴は、窒化物が溶解してしまい、従来、全く靱性の改善効果が得られなかった大入熱〜超大入熱溶接においても、酸化物単独による粒成長抑制効果により、ＨＡＺにおいて、旧γ粒径には、ほとんど変化が生じない点にある。
【００５９】
本発明におけるＭｇの添加方法は、既に述べたように、最初に、Ｓｉ、Ｍｎを添加し、その後、まず、Ｔｉを添加し溶鋼中の酸素量を調整し、その後、少量のＭｇを徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＭｇを同時に添加し、その後に、最終的に、再度、Ｍｇを添加するというものである。
【００６０】
最適なＭｇ添加量は、Ｔｉ添加後、溶鋼中に存在する酸素量などに依存するが、実験によれば、その時の酸素濃度は、Ｔｉ添加量とＭｇ添加までの時間に依存するので、結局は、Ｔｉ添加量とＭｇ添加量を適正な範囲で制御すればよい。
【００６１】
なお、最終的なＭｇ添加時の溶存酸素量は０．１〜５０ｐｐｍ程度が適量である。最小の０．１ｐｐｍは、微細なＭｇ酸化物ができる最小限度の溶存酸素量である。一方、溶存酸素量が５０ｐｐｍを超えると、粗大なＭｇ酸化物ができてしまい、ピニング力が弱くなるので、５０ｐｐｍを限度とした。
【００６２】
また、Ｍｇを添加する際に用いるＭｇの素材および添加方法については、金属ＭｇをＦｅ箔に包んで添加する方法、Ｍｇ合金を用いて添加する方法などを試みた結果、前者は、溶鋼投入の際の酸化反応が激しく、歩留まりが低下することが判明したので、通常の大気圧下で溶製する場合には、比重の比較的重いＭｇ合金を用いて添加するのが好ましい。
【００６３】
以下、本発明の成分組成の限定理由について述べる。
【００６４】
Ｃは、鋼の母材強度を向上させる基本的な元素である。その向上効果を確保するため０．０１％以上の添加が必要であるが、０．２％を越えて過剰に添加すると、鋼材の溶接性や靱性の低下を招くので、上限を０．２％とする。
【００６５】
Ｓｉは、製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％を越えて添加すると、ＨＡＺ靱性を低下させるので、０．５％を上限とする。
【００６６】
Ｍｎは、母材の強度および靱性の確保に必要な元素であるが、２％を越えて添加すると、ＨＡＺ靱性を著しく阻害し、逆に、０．３％未満の添加では、母材の強度確保が困難になるので、添加量範囲を０．３〜２％とする。
【００６７】
Ｐは、鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０３％を越えて含有されていると、母材だけでなくＨＡＺの靱性が著しく阻害されるので、上限を０．０３％とする。
【００６８】
Ｓは、０．０３％を越えて含有されていると、粗大な硫化物を生成し、靱性を阻害するが、０．０００１％未満の含有になると、粒内フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物の生成量が著しく低下するので、０．０００１〜０．０３％を添加量の範囲とする。
【００６９】
Ａｌは、通常、脱酸剤として添加されるが、本発明においては、０．０５％を越えて添加されると、Ｍｇの添加の効果を阻害するので、０．０５％を上限とする。また、安定して、ＭIIＭIII2Ｏ4 を生成するためには、少なくとも、０．０００５％は必要であるので、０．０００５％を下限とする。
【００７０】
Ｔｉは、脱酸剤として、さらには、窒化物形成元素として、結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素であるが、多量の添加は、炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすので、上限を０．０５％にする必要がある。そして、所定の効果を得るためには、０．００３％以上の添加が必要であるので、その添加量の範囲を、０．００３〜０．０５％とする。
【００７１】
Ｍｇは、本発明における主たる合金元素であり、主に、脱酸剤として添加されるが、０．０１％を越えて添加されると、粗大な酸化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたらす。しかし、０．０００１％未満の添加では、粒内変態およびピニング粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待できなくなるの。それ故、添加量の範囲を、０．０００１〜０．０１０％とする。
【００７２】
Ｏ（酸素）は、Ｍｇ主体の酸化物を生成させるための必須元素である。鋼中に最終的に残存する酸素量が、０．０００１％未満であると、酸化物の個数が十分とはならないので、０．０００１％を下限とする。一方、０．００８％を越えて残存した場合には、粗大な酸化物が多くなり、母材靱性およびＨＡＺ靭性の低下をもたらすので、上限を０．００８％とする。
【００７３】
なお、本発明においては、強度および靱性を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中から、１種または２種以上の元素を添加することができる。
【００７４】
Ｃｕは、靱性を低下させずに強度を高めるのに有効な元素であるが、０．０５％未満では効果がなく、１．５％を越えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じ易くなる。従って、その含有量範囲を、０．０５〜１．５％とする。
【００７５】
Ｎｉは、靱性および強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには、０．０５％以上の添加が必要であるが、５％を越えて添加すると溶接性が低下するので、上限を５％とする。
【００７６】
Ｃｒは、析出強化による鋼の強度を向上させるために、０．０２％以上の添加が有効であるが、１．５％を越えて多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、靱性を低下させてしまう。従って、その上限を１．５％とする。
【００７７】
Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要になるが、１．５％を越えた多量の添加は、必要以上の強化とともに、靱性の著しい低下をもたらすので、その含有量範囲を０．０２〜１．５％とする。
【００７８】
Ｖは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０１％未満の添加ではその効果がなく、０．１％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くので、その含有量範囲を０．０１〜０．１％とする。
【００７９】
Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％未満の添加ではその効果がなく、０．２％を越える添加では、靱性の低下を招くので、その含有量範囲を０．０００１〜０．２％とする。
【００８０】
ＺｒとＴａも、Ｎｂと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％未満の添加ではその効果がなく、０．０５％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くので、その含有量範囲を０．０００１〜０．０５％とする。
【００８１】
Ｂは、一般に、固溶すると焼入れ性を増加させるが、また、ＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の添加は、靱性の低下を招くので、その上限を０．００５％とする。
【００８２】
ＣａおよびＲＥＭは、硫化物を生成することにより、伸長したＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に、耐ラメラティアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭは、ともに、０．０００５％未満の添加では、この効果が得られないので、その下限を０．０００５％とする。逆に、０．００５％を越えて添加すると、ＣａおよびＲＥＭの酸化物の個数が増加し、超微細なＭｇ主体の酸化物の個数が低下するので、その上限を０．００５％とする。
【００８３】
上記成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造などをへて、厚板加熱、圧延が施される。この場合、圧延方法と加熱冷却方法および熱処理方法においては、当該分野において従来から適用されている方法を用いても、ＨＡＺ靱性に対して何ら差し支えがない。
【００８４】
特に、母材の粒径が小さければ小さい程、ＨＡＺの粒径との粒径差が大きくなることから、本発明によるＨＡＺにおける旧γ粒径の微細化は、ＨＡＺ靭性だけでなく、硬度マッチングなどを考慮する必要がある場合にも、大きな効力を発揮する。
【００８５】
実施例
次に、本発明の実施例について述べる。
【００８６】
表１および表２（表１の続き）の化学成分を有する鋼塊に、表３に示す条件で熱間圧延および熱処理を施し、鋼板とした後、該鋼板に、溶接入熱が１．７ｋＪ／ｍｍの小入熱、２０ｋＪ／ｍｍの大入熱、および、１５０ｋＪ／ｍｍの超大入熱溶接を施した。そして、ＨＡＺにおける旧γ粒径を、前述の切断法によって測定するとともに、シャルピー衝撃試験によりＨＡＺ靭性（試験片採取位置は最粗粒域）の入熱依存性を評価した。その結果を同じく表３に示す。
【００８７】
なお、表３中のΔｖＥｏは、小入熱（１．７ｋＪ／ｍｍ）と超大入熱（１５０ｋＪ／ｍｍ）のシャルピー吸収エネルギーの差、すなわち［小入熱時の靱性：ｖＥｏ（Ｊ）］−［超大入熱時の靱性：ｖＥｏ（Ｊ）］を計算したものであり、それぞれの吸収エネルギーは、０℃における３本の試験片について測定した値の平均値である。
【００８８】
また、λ１とλ２は、λ１が１０００倍の電子顕微鏡写真１０枚から、λ２が１０万倍の電子顕微鏡写真１０枚から、それぞれ算出した酸化物の平均粒子間隔である。
【００８９】
【表１】
0003802810.tif 000002
【００９０】
【表２】
0003802810.tif 000003
【００９１】
【表３】
0003802810.tif 000004
【００９２】
鋼１〜２２は本発明の例を示す。表３から明らかなように、これらの発明鋼における旧γ粒径は、小入熱〜超大入熱の広い入熱条件の範囲において、すべて、２００μｍ以下である。鋼２０−２と２１−２は、化学成分が、それぞれ、鋼２０と２１の化学成分とほとんど同様のものであるが、脱酸条件を変化させたものであり、Ｍｇ量が多少異なるものである。鋼２０−２の場合はλ１が、鋼２１−２の場合はλ２が、本発明で規定する範囲の外であるが、これらの場合においても、鋼２０−２では、粒径がほとんど変化していないことが認められ、また、鋼２１−２では、入熱条件６０．０ｋＪ／ｍｍで粒径が２００μｍ以下になっていることがわかる。また、これら発明鋼のシャルピー吸収エネルギーは、すべて、１０ｋｇｆ・ｍを超えていて、上記発明鋼が高靭性の鋼であることを示している。
【００９３】
しかも、小入熱と超大入熱の場合におけるシャルピー吸収エネルギーの差は、最大でも、およそ４ｋｇｆ・ｍ以下と小さく、幅広い入熱条件の範囲においても、ＨＡＺ靱性に大きな変化はない。
【００９４】
なお、表３には、上記シャルピー吸収エネルギーの差にマイナスが付されているものがあるが、これは、旧γ粒径が大きくなったにもかかわらず靱性が向上したことを示している。そして、このことは、本発明においてはＭｇ主体の含有酸化物の粒内変態能が極めて大きいことに起因している。
【００９５】
それに対し、鋼２３〜３５は、本発明の方法から逸脱して製造された比較鋼を示す。すなわち、比較鋼２３、２４、２５、２６、２７、２９、３０、３３、３４および３５は、基本成分あるいは選択元素の内、いずれかの元素が、本発明で規定する組成範囲を越えて添加されている例である。
【００９６】
上記比較鋼においては、本発明において重要な要件である酸化物の平均粒子間隔は、大部分が、本発明で規定する要件を満たしているが、靱性劣化の要因となる元素が過剰に添加されていることにより、小入熱条件および超大入熱条件での溶接時、ＨＡＺ靱性の劣化が助長されたものである。
【００９７】
比較鋼２８と比較鋼３１は、それぞれ、ＡｌとＴｉが、本発明で規定するＡｌとＴｉの下限値より小さい場合の鋼であり、入熱量が大きくなるに従って、旧γ粒径は粗大化しており、比較鋼２８と比較鋼３１は、ともに、靱性値が低いものである。
【００９８】
また、比較鋼３２は、Ｍｇが無添加のものであり、小入熱条件の下では、靱性は良好であるが、超大入熱条件の下では、靭性の劣化が大きく、結局、シャルピー吸収エネルギーの差は、１０．３ｋｇｆ・ｍと大きい。
【００９９】
上記比較鋼においては、いずれも、ＨＡＺ靱性は低いレベルにあり、そのうえ、入熱量が大きい場合には、さらに、ＨＡＺ靱性が低下している。
【０１００】
なお、比較鋼３３と比較鋼３４においては、微細な酸化物が数多く存在していることにより、他に比べて十分に、旧γ粒径が小さくなっているにもかかわらず、靱性が大きく劣化している。
【０１０１】
この理由は、過剰のＭｇあるいはＯが添加されたことに起因して、主として、５μｍ以上の粗大な粒子が生成され、脆性破壊が促進されたためである。
【０１０２】
比較鋼３６と比較鋼３７は、化学成分が、それぞれ、発明鋼１と発明鋼２の化学成分と同じであるが、最終のＭｇを所定量添加する際、溶鋼中の溶存酸素量が５０ｐｐｍを越えていた鋼である。
【０１０３】
結局、比較鋼３６と比較鋼３７は、鋼中において超微細酸化物の生成が少ないことから、旧γ粒径の粗大化と、顕著な靱性劣化が起きているものである。
【０１０４】
産業上の利用可能性
本発明の化学成分および製造方法によれば、Ｔｉ添加後にＭｇを適切に所定量添加するか、あるいは、ＴｉとＭｇを同時に添加した後に、Ｍｇを適切に所定量添加することにより、入熱条件にかかわらず、ＨＡＺにおける旧γ粒の成長を抑制することができる。
【０１０５】
本発明においては、この抑制効果により、ＨＡＺ靱性を、入熱条件の幅広い範囲で向上させることが可能である。
【０１０６】
その結果、海洋構造物、天然ガス・原油輸送用ラインパイプ、建築、造船、橋梁、建設機械などの幅広い技術分野において、溶接構造物の脆性破壊に対する安全性が、大幅に向上する。
【０１０７】
従って、本発明は、各種産業技術の発展に寄与するところが極めて大きいものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】  溶接入熱量を変化させた場合のＨＡＺにおける旧γ粒径を示す図である。
【図２】  超微細なＭｇ酸化物を核にした複合粒子の形態を模式的に示す図である。
【図１】
0003802810.tif 000005
【図２】
0003802810.tif 000006