(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０００１〜０．０３０％、
Ａｌ：０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５０％、
Ｏ  ：０．０００５〜０．００８０％
を含有し、さらに
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．０００１〜０．０５０％
の１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であって、
粒子径が０．２〜５．０μｍのＭｇ含有酸化物を核にして、該酸化物の周辺に析出した硫化物と窒化物のいずれか一方または双方より構成される該酸化物との複合粒子を１ｍｍ2 当たり１０〜１０００個含有し、かつ、粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物を核にして、該酸化物を包含もしくは周辺に析出した窒化物より構成される大きさ０．０１〜２．０μｍの酸化物−窒化物の複合粒子を１ｍｍ2 当たり１．０×１０4 〜１．０×１０8 個含むことを特徴とする、Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、
Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％、
Ｍｏ：０．０２〜１．５０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％、
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
の１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載のＭｇを含有する超大入熱溶接用鋼。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％
の１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Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、超大入熱溶接を実施しても溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性の劣化が小さい溶接構造用鋼板に関わるものである。
【０００２】
【従来の技術】
造船、建築など溶接構造物の脆性破壊防止の観点から、溶接部からの脆性破壊の発生抑制、すなわち、使用される鋼板のＨＡＺ靱性の向上に関する研究が数多く報告されてきた。さらに、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（５０〜１００ｋＪ／ｍｍ）を実施される場合が増加している。
【０００３】
大入熱溶接と超大入熱溶接の鋼板への影響の差異は、高温での滞留時間の差異に起因しており、超大入熱溶接ではその時間が極めて長時間であるために、結晶粒径が著しく粗大化する領域が広く、靱性の低下が著しい点にある。
【０００４】
一般に、鋼板のＨＡＺ部における結晶粒の粗大化に対し、例えば、特開昭５５−２６１６４号公報にて開示されているように、微細なＴｉＮや、また特開昭５２−１７３１４号公報にて開示されているように、「Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．００２〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｔｉあるいは／およびＺｒ：０．００２〜０．１％、Ｃａあるいは／およびＭｇ：０．００４〜以下、Ｃｅあるいは／およびＬａ：０．００１〜０．１％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％を添加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などをいずれも鋼中に微細分散させることで、それらによる旧オーステナイト粒（以下、旧γ粒と略す）のピニング効果により、結晶粒の粗大化を防止する対策が提案されている。
【０００５】
このような窒化物は、大入熱溶接時には溶解せずにピニングの効果を保持し、結晶粒の微細化に寄与する。しかしながら、１４００℃以上の高温での滞留時間が極めて長い超大入熱溶接熱では旧γ粒のピニングに寄与する微細な窒化物が鋼中で容易に溶解し、消滅してしまう問題点がある。
【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。これは、Ｔｉ酸化物がフェライトの変態核として作用し、フェライト分率を増加させるという効果によるもので、従来、窒化物などの析出物によるピニング効果と異なった方法でのＨＡＺ部の靱性向上を図った技術である。
【０００７】
その後、同種の発明として、特開昭６１−７９７４５号公報、特開平５−４３９７７号公報、特開平６−３７３６４号公報などでは、粒内変態核としての酸化物の個数増加を図るなど様々な発明が開示されている。
【０００８】
特に、前記特開昭５９−１９０３１３号公報に記載の発明の骨子は、「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図るものではなく、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を抑制することを図り、組織の微細化を達成するものである。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、変態核として酸化物を利用するものである。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、溶接構造物の大型化、軽量化から、高張力鋼の要求が高まりつつあり、合金元素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から、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。
【００１０】
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、超大入熱溶接時でも旧γ粒のピニング効果が期待できるような、高温でも溶解しにくい酸化物粒子などを窒化物と同様に鋼中に微細分散できるような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事が可能ならば、本分野で利用される鋼材特性に対して飛躍的なＨＡＺ靱性向上をもたらすものと考えられる。
【００１１】
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が、多くの場合に溶鋼保持中に酸化物の凝集合体がおこり粗大な酸化物の生成をもたらすことにより、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。しかしながら、従来知られている方法では、超大入熱溶接熱時の結晶粒の粗大化を阻止し得るほどの微細な酸化物を分散させることはできない。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するために、本発明者らは、従来の複合脱酸方法を改良し、従来以上に酸化物（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することを鋭意検討し、超大入熱溶接においてもＨＡＺ靱性の優れた鋼を開発し、本発明をなすに至った。
【００１３】
すなわち、本発明が要旨とするところは、以下の通りである。
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．２０％、      Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、          Ｐ  ：０．０３％以下、
Ｓ  ：０．０００１〜０．０３０％、Ａｌ：０．０００５〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、  Ｍｇ：０．０００１〜０．０１５０％、
Ｏ  ：０．０００５〜０．００８０％
を含有し、さらに、
Ｚｒ：０．０００１〜０．０５０％、Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％、
Ｎｂ：０．０００１〜０．０５０％
の１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であって、
粒子径が０．２〜５．０μｍのＭｇ含有酸化物を核にして、該酸化物の周辺に析出した硫化物と窒化物のいずれか一方または双方より構成される該酸化物との複合粒子を１ｍｍ2 当たり１０〜１０００個含有し、かつ、粒子径が０．００５〜０．１μｍのＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物を核にして、酸化物を包含もしくは周辺に析出した窒化物より構成される大きさ０．０１〜２．０μｍの酸化物−窒化物の複合粒子を１ｍｍ2 当たり１．０×１０4 〜１．０×１０8 個含むことを特徴とする、Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼。
【００１４】
（２）  上記鋼の成分に、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％、      Ｎｉ：０．０５〜２．０％、
Ｃｒ：０．０２〜１．５％、      Ｍｏ：０．０２〜１．５０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１０％、    Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
の１種以上を含有することを特徴とする、前記（１）に記載のＭｇを含有する超大入熱溶接用鋼。
（３）  上記鋼の成分に、さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００５％の１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Ｍｇを含有する超大入熱溶接用鋼。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
Ｍｇは、従来から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることで、溶接熱影響部の靱性を向上させることが知られている。さらに、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、特開昭５９−１９０３１３号公報に記載されているＴｉ添加後、Ｍｇを添加する複合添加の技術が明らかになっている。
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。
【００１６】
本発明者らは、Ｍｇの有する強脱酸剤としての作用に着目、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、製鋼工程での脱酸材の添加順序および量を制御することで、酸化物の微細分散が期待できる余地があると考えた。
【００１７】
発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶鋼中に、Ｍｇを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調べた。その結果、Ｔｉと同時にＺｒ、Ｔａ、Ｎｂの１種あるいは２種以上を添加した後に、さらに少量のＡｌおよびＭｇをある条件下で添加することで、酸化物の粒子径として２種類のものが生成されることを見出した。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。
【００１８】
このような酸化物の生成原因は次のような理由に基づくものと推定される。まず、比較的サイズの大きいＭｇ含有酸化物はＴｉと同時にＺｒ、Ｔａ、Ｎｂなどを同時に添加する事により、一旦これら元素より構成される酸化物が生成され、この状態で脱酸力の強いＭｇやＡｌ等の元素が添加されると既に生成されている酸化物はこれら元素により還元され、最終的に０．２〜５．０μｍのＭｇ含有酸化物が生成されるものと推定される。
【００１９】
ここで、重要な点は従来のＴｉ脱酸では達成出来なかった粒子数の増加とサイズの微細化が生じる点にある。特に、μｍサイズの酸化物に関しては、５μｍ以上のものが多くなるほど破壊の起点になりやすくなるため、Ｍｇ添加を図った場合には特開平９−１５７７８７に示されているようにＭｇ量としては３０〜５０ｐｐｍ程度が限界とされている。
【００２０】
しかしながら、本発明ではこのような問題は回避され、１５０ｐｐｍまではＭｇの添加が可能になる。一方、超微細な酸化物の生成はＴｉやＺｒによる脱酸では弱脱酸元素故に溶存酸素がまだ残っているため、その時点でＭｇやＡｌが添加された場合には前述の酸化物の還元だけでなく、そのような溶存酸素と酸化反応が生じ、超微細な酸化物が生成されたものと予測できる。超微細な酸化物が生成される理由はＴｉ単独に比べてＺｒやＴａを同時に添加した場合に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。
【００２１】
以上のように鋼中に生成された酸化物は、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。電子顕微鏡を用いて１万倍〜３万倍でその様子を調査した結果、鋼中酸化物の存在状態は以下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３万倍）で１０視野以上を観察し、平均粒子数を測定することが望ましい。
【００２２】
１）粒子径が０．２〜５．０μｍのＭｇ含有酸化物が存在し、この酸化物を核にしてその周辺に硫化物あるいは窒化物が析出している。酸化物−硫化物あるいは／および窒化物の複合粒子は１ｍｍ2 当たり１０〜１０００個含有されている。
２）また、粒子径が０．００５〜０．１μｍの超微細なＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物も存在する。この酸化物を核にして、酸化物を包含するようにもしくは周辺に析出した窒化物より構成される複合析出物は大きさが０．０１〜２．０μｍであり、１ｍｍ2 当たり１．０×１０4 〜１．０×１０8 個含まれる。なお、窒化物の粒子数はＴｉ単独の場合に比べて（Ｔｉ−Ｚｒ）同時添加の場合の方が圧倒的に多く、サイズも小さい傾向にある。これはＺｒ，Ｔａ，Ｎｂが窒化物形成能が高いことによる。
【００２３】
本発明は上記の酸化物の存在状態によって達成されるＨＡＺ部靱性の優れた鋼材に関するものであり、ＨＡＺ部の靱性向上についてさらに説明する。
図１は０．１Ｃ−１．０Ｍｎ鋼をベースにＭｇ量を変えた場合の５μｍサイズ以上の酸化物の粒子数を測定したものであり、ＴｉとＺｒの同時添加の効果を示している。これから明らかなように、単純なＴｉ添加後Ｍｇ添加では３０ｐｐｍ程度から酸化物数が増加するが、（Ｔｉ−Ｚｒ）同時添加により粗大な酸化物数は減少し、Ｍｇ量が１５０ｐｐｍでも５０個程度である。しかしながら、１５０ｐｐｍを超えると粗大な酸化物が単独添加と同様に多くなる。以下はＭｇ量が１５０ｐｐｍ以下での酸化物の状態１）と２）による効用を説明する。
【００２４】
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ほど、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。１）に示したように前者は従来に比較して１０倍以上増加していること、また後者についても確認した限りにおいて１００％複合的に析出していることから、極めて粒内変態能は大きくなる。
【００２５】
次いで、加熱γ粒径の微細化について図２により説明する。図２は、０．１０Ｃ−１．０Ｍｎ鋼をベース成分とし、Ｔｉ量およびＭｇ含有量を変化させた場合の、入熱９０ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクルを付与した時の旧γ粒の大きさを測定したものである。Ｍｇ添加量が少ない場合、Ｔｉを添加しても旧γ粒径の微細化が得られないのに対し、Ｍｇが添加された場合、０．０１０％以上のＴｉ添加において、結晶粒の著しい微細化が達成されることがわかる。この傾向はＭｇ量が多いほど顕著であり、ＴｉとＺｒ等の同時添加後Ｍｇを添加した場合にはさらにその効果が大きくなる。結晶粒が微細化した鋼板を電子顕微鏡で観察した結果、前述したように０．１μｍ以下の面心立方構造のＭｇＯやスピネル型構造のＭIIＭIII 2 Ｏ4 （II：Ｍｇ，Ｃａ，Ｆｅ，Ｍｎ、 III：Ａｌ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｖ）粒子が多数認められ、あるいは図３に模式的に示すようなＭｇ含有酸化物−窒化物［ＴｉＮ，（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｎ，ＺｒＮ等］の複合粒子が多数存在することがわかった。
【００２６】
電子顕微鏡観察において、Ｍｇ含有酸化物−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［００１］酸化物II［０１０］窒化物の方位関係を持っていることも明らかになった。このことは、Ｍｇの微細酸化物が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おり、この析出サイトが多数存在するために、結晶粒のピニングに有効な窒化物を増加させているものと考えられる。
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、窒化物粒子の溶解が生じるが、本発明では、多数のＭｇＯないしはＭｇ含有酸化物が存在しており、たとえ窒化物粒子が溶解したとしても、依然として微細な酸化物粒子が存在するために、高温でも従来鋼以上に優れたピニング効果を発揮できる。
【００２７】
すなわち、本発明の特徴は、顕著な粒内変態の向上に加え、ＴｉＮなどの窒化物を利用し結晶粒のピニングを図った従来鋼に比べ、ＭｇＯ等の酸化物を鋼中に微細に導入することで、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図ると同時に、窒化物が溶解してしまい従来全く靱性の改善効果が見られなかった高温域でも、酸化物単独の効果により、これまでにない優れた結晶粒径の微細化効果を発揮できることである。
【００２８】
本発明に用いたＴｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ、Ａｌ，Ｍｇの添加方法であるが、最初に、Ｓｉ、Ｍｎを添加後、まず、Ｔｉと（Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂの１種あるいは２種以上）を添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、少量のＡｌとＭｇを添加する。
ＴｉやＺｒを先に添加するのは、溶鋼中の酸素量の調節と共に、先にできる（Ｔｉ，Ｚｒ）酸化物をＡｌとＭｇで還元するためである。最適なＡｌとＭｇの添加量は、Ｔｉ添加後、溶鋼中に存在する酸素量などに依存するが、実験では、その時の酸素濃度はＴｉやＺｒ添加量に依存し、ＴｉとＡｌ、Ｍｇ添加量を適正な範囲で制御すれば良い。
【００２９】
なお、Ｍｇの添加方法であるが、Ｆｅ箔に金属Ｍｇを包む方法、Ｍｇ合金によ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。従って、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合金による添加が好ましい。
【００３０】
以下、本発明の成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な下限として０．０２％以上の添加が必要であるが、０．２０％を超える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靱性の低下を招くので、その上限を０．２０％とした。
【００３１】
Ｓｉ：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、０．５０％を超えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそれを上限とする。
【００３２】
Ｍｎ：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、２．０％を超えるとＨＡＺ靱性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では母材の強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２．０％とする。
【００３３】
Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０３％を超えて含有すると鋼材の母材だけでなくＨＡＺの靱性を著しく阻害するので、その含有する上限を０．０３％とした。
【００３４】
Ｓ：Ｓは０．０３０％を超えて過剰に添加されると、粗大な硫化物の生成の原因となり靱性を阻害するが、その含有量が０．０００１％未満になると、粒内フェライトの生成に有効なＭｎＳ等の硫化物生成量が著しく低下するために、０．０００１〜０．０３０％をその範囲とする。
【００３５】
Ａｌ：Ａｌは通常脱酸材として添加されるが、本発明においては、０．０１％超えて添加されるとＭｇの添加の効果を阻害するために、これを上限とする。また、安定にＭIIＭIII 2 Ｏ4 を生成するためには０．０００５％は必要であり、これを下限とした。
【００３６】
Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸材として、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ために、その上限を０．０５０％にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．００３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜０．０５０％とする。
【００３７】
Ｚｒ、Ｔａ、Ｎｂ：Ｚｒ、Ｔａ、ＮｂはＴｉとともに本発明具現化のために必須の元素であり、その効果はＴｉと同時に添加されることで初めて発揮される。また、それ自身炭化物形成能力が高いためＯ量およびＴｉ／Ｎ比を考えて、適切な量にする必要がある。すなわち、Ｔｉと同様に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ために、それぞれその上限を０．０５０％にする制限するが、所定の効果を得るためには０．０００１％以上の添加が必要であり、その範囲を０．０００１〜０．０５０％とする。
【００３８】
Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であり、主に脱酸材として添加されるが、前述したように０．０１５０％を超えて添加されると、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。しかしながら、０．０００１％未満の添加では、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ため、その添加範囲を０．０００１〜０．０１５０％と限定する。
【００３９】
Ｏ：ＯはＭｇ含有酸化物を生成させるための必須元素である。０．０００５％未満では酸化物の個数が十分とはならないために、０．０００５％を下限値とする。一方、０．００８０％を超えて添加されると、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。従って、上限値を０．００８０％とした。
【００４０】
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，Ｂのうちで、１種または２種以上の元素を添加することができる。
【００４１】
Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果がなく、１．５％を超えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を０．０５〜１．５％とする。
【００４２】
Ｎｉ：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、２．０％を超える添加では溶接性が低下するために、その上限を２．０％とする。
【００４３】
Ｃｒ：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、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、靱性を低下させる。従って、その上限を１．５％とする。
【００４４】
Ｍｏ：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、１．５０％を超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ために、その範囲を０．０２〜１．５０％とする。
【００４５】
Ｖ：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、０．１０％を超える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０１〜０．１０％とする。
【００４６】
Ｂ：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ために、その上限を０．００３０％とする。
【００４７】
Ｃａ，ＲＥＭ：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、特に耐ラメラティアー性を改善する。Ｃａ、ＲＥＭはともに０．０００５％未満ではこの効果が得られないので、下限値を０．０００５％にした。逆に、０．００５％を超えると、Ｃａ及びＲＥＭの酸化物個数が増加し、超微細なＭｇ含有酸化物の個数が低下するため、その上限を０．００５％とする。
【００４８】
上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造などを経て厚板加熱、圧延を施される。この場合、圧延方法、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靱性に関しては、何ら差し支えがない。
【００４９】
【実施例】
次に、本発明の実施例について述べる。
表１（表１−１及び表１−２）の化学成分を有する鋼塊を、表２に示す熱間圧延および熱処理を行い鋼板とした後、最高加熱温度が１４００℃で入熱が１．７ｋＪ／ｍｍ相当の小入熱および９０ｋＪ／ｍｍ相当の超大入熱のそれぞれの再現熱サイクルを付与し、特定の温度でシャルピー試験を行い、両者の吸収エネルギーを求め、［小入熱時の靱性］−  ［超大入熱時の靱性］を計算した。
【００５０】
鋼１〜２２は本発明の例を示す。表２から明らかなように、これらの鋼板は、小入熱と超大入熱の靱性の差が最大でもおよそ４ kgf・mm以下と小さく、超大入熱溶接を実施してもほぼ小入熱溶接と同レベルの良好な靱性を有する。
【００５１】
それに対し、鋼２３〜３６は本発明方法から逸脱した比較例を示す。すなわち、鋼２３、２４、２５、２６、２７、２９、３０、３３、３４は基本成分の内いずれかの元素が、発明の要件を超えて添加されている例であり、鋼２８、３１ではＡｌとＴｉが下限値より小さい場合に相当する。鋼２３〜３４では本発明の重要な部分である酸化物個数の要件は満たしているものの、靱性劣化要因となる元素が過剰に添加されたことにより、超大入熱ＨＡＺ靱性の劣化が助長されたものである。また、鋼３５はＯ量が少ない。鋼３６〜３８ではＺｒ、Ｔａ、Ｎｂが添加されていない。
【００５２】
以上の比較例では、いずれも超大入熱時のＨＡＺ靱性が著しく低下していることが分かる。特に、比較鋼の３３と３４に示すように、微細な酸化物が多く存在しているにも関わらず靱性劣化が大きくなっているのは、過剰のＭｇあるいはＯが添加されたことに起因しており、５μｍ以上の粗大な粒子が増大したためである。
【００５３】
【表１】
0003752076.tif 000002
【００５４】
【表２】
0003752076.tif 000003
【００５５】
【表３】
0003752076.tif 000004
【００５６】
【発明の効果】
本発明の化学成分および製造方法に限定し、ＴｉやＺｒの添加後にＭｇを適切に添加することで、超大入熱溶接熱影響部の靱性の低下を防止し、構造物のぜい性破壊に対する安全性を大幅に向上することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  Ｍｇ量を変化させた鋼板中の５μｍ以上の酸化物個数を示した図である。
【図２】  Ｔｉ、Ｍｇ量を変化させた鋼板に、超大入熱溶接相当の熱サイクルを付与した場合の旧γ粒サイズを示した図である。
【図３】  本発明の鋼に含まれる複合粒子を模式的に示した図である。
【図１】
0003752076.tif 000005
【図２】
0003752076.tif 000006
【図３】
0003752076.tif 000007