JPH0353044A - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材及びその製法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 く産業上の利用分野〉 この発明は、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材並びにその
製造方法に関するものである。

く従来技術とその課題〉 近年、鉄鋼の製造や鋼構造物の施工に係る著しい技術革
新によって、合金元素の多量添加を要しなくても優れた
低温靭性を示す鋼材の実現が可能となり、これら低温用
鋼は海洋構造物，低温用各種貯蔵容器，氷海船，ライン
パイプ等の各種鋼構造物用として幅広い需要を誇ってい
る。

しかし、上述のような鋼材も、低温での素晴らしい靭性
を安定して確保できるのは一般に母材部だけであり、溶
接時に熱影響を受けて材質が変化する母材部分（溶接熱
影響部と呼ばれる部分）では安定した良好な低温靭性の
確保は非常に難しいと言わねばならなかった。例えば、
板厚の厚い海洋構造物用鋼板等では強度を確保するため
に炭素当量値を高くするのが普通であるが、このため溶
接熱影響部はペイナイト組織に変化し易く、従って該溶
接熱影響部の靭性が低下するのを免れ得なかった。

一方、最近の溶接施工の合理化によって溶接パス数の少
ない大入熱溶接施工が普及してきたが、この場合、溶接
熱影響部は長時間高温に留まることとなる上、非常にゆ
っくりとした速度で冷却されるために組織が粗大化し易
く、やはり靭性の低下をもたらす傾向があった。

このように、従来の低温用鋼材は母材の靭性は優れてい
るものの溶接熱影響部の靭性低下を免れることは難しく
、そのため溶接熱影響部から脆性破壊が発生する可能性
が高くて溶接組立構造物としては今一つ満足できるもの
ではなかった。

もっとも、溶接熱影響部の脆化が顕著となって問題とな
るのは、一般に厚内鋼板の小人熱溶接の場合と極端な大
入熱溶接の場合とであるが、前者での脆化原因は、溶接
によって硬化した溶接金属近傍の溶接熱影響部が後続の
溶接熱によって変質し、島状マルテンサイト又は“Ｍ　
−　Ａ　ＣｏｎｓＬｉｔｕｅｎｔ”と呼ばれる靭性上好
ましくない組織を生戊するためと言われている。一方、
後者の場合は、前述したように溶接熱による“溶接金属
近傍の溶接熱影響部″でのオーステナイト結晶粒の粗大
化が晩化の主因であり、組織が粗くなって靭性が低下す
る。

これらの事実からも明らかなように、制御圧延や加速冷
却のような製造プロセスの改善によって如何に高い靭性
値を有する鋼材が得られようとも、溶接熱影響部の靭性
特性は母材性能には関係しないで鋼材毎に特有の或る低
レベルにまで下がってしまうのが普通であった。

そこで、溶接熱影響部靭性を向上すべく、これまでに数
多くの鋼材処理方法が検討されてきた。

例えば、小人熱溶接での溶接熱影響部靭性劣化に対処す
るため、母材のＳｉ含有量を低く抑えて島状マルテンサ
イトの生成を抑制しようとの提案がある（特開昭５４−
４３１１６号，特開昭５４−４３１１７号）。

これは、Ｓｉがセメンタイト中に固溶しない元素である
ことからｒＳｉ　ｉｌが多くなるとセメンタイト生戒が
抑制されてマルテンサイト化し易くなる」と言う性質に
着目し、逆に低Ｓｉ化することによってマルテンサイト
変態の抑制を図ったものである。

しかし、大入熱溶接の場合にはこの低Ｓｉ化はそれほど
効を奏するものではなかった。

また、これとは別に、鋼材中のＮ，Ｏ，Ｐ，Ｓ等の有害
元素を極力低下させることによって組織の地自体の靭性
を向上させようとの提案も見られる（特開昭５２−５４
６１１号．特開昭５２　−　５４６１２号，特開昭６１
　−　２３７１４号等）。そして、この手段によると同
時にマルテンサイト化防止の効果も得られることから、
このような観点からも望ましいものであり、確かに溶接
熱影響部靭性の改善効果が認められるものではあったが
、実際には靭性向上の程度はそれほど顕著なものとは言
えなかった。

ところで、大入熱溶接に着目した場合には、高温でも安
定な析出物を鋼中に微細に分散させておいて溶接金属近
傍の溶接熱影響部におけるオーステナイト粒粗大化を抑
制しようとの考え方が古くから見受けられたが、この思
想に従いＺｒＮ，　ＴｉＮ等の安定な窒化物粒子を鋼中
に微細に分散させる方法や、ＲＥＭ（希土類元素）等の
酸化物，硫化物又は窒化物を鋼中に微細に分散させる方
法等も提案され（特公昭５６−１１７４２号，特開昭５
２　−　７３１９号．特公昭６０−１０１０５号等）て
いる。しかし、窒化物については溶接熱影響部の最高到
達温度がｌ３５０℃を超える部分ではその殆んどが溶解
してしまうために結晶粒の粗大化を十分阻止することが
できず、またＲＥＭの酸化物や硫化物の場合は、余りに
も安定であるため鋼材の溶製時にスラグとして抜けてし
まうか、或いは残留したとしてもや＼粗大な析出物とな
っているので、溶接時のオーステナイト粒粗大化防止の
効果を十分に引き出すことはできないと言う問題があっ
た。

なお、前記特公昭５６−１１７４２号，特開昭５２−７
３１９号及び特公昭６０−１０１０５号に係る提案は、
特に“溶融温度に近い高温域”或いは“溶融状態”にお
いて生戒する安定な窒化物を溶接時のオーステナイト粒
粗大化抑制のために利用しようとしたものであるが、一
方で、同じ窒化物でも比較的低温域のオーステナイト中
に析出する粒子の適用を図った提案もなされている。例
えば、比較的低温域で析出するＢＮ析出物の活用を図っ
た特公昭５９−２７３３号，特公昭５８一１１８４号，
特公昭５９−４５７４７号，特公昭６０−３０７２４号
，特公昭５９−３５３７号或いは特開昭６１−２７０３
５４号等がそれである。

つまり、ＢＮは１０００〜１１００℃の温度領域でオー
ステナイト中に微細析出するが、これらの析出物がフエ
ライト変態核となってフエライト変態を促進し、靭性に
有害なベーナイト組織の生或を抑制する。もっとも、冷
却速度の遅い場合にはＢＮは主にオーステナイト粒界に
析出してしまうが、溶接のように冷却速度が比較的速い
場合ぱオーステナイト粒内にも微細に析出してオーステ
ナイト粒内からのフエライト生成を促し、例え溶接熱に
よりオーステナイト粒径が粗大化したとしてもγ一α変
態時にオーステナイト粒内から多数の微細フエライトを
析出させて変態後の組織を細かくすると同時に、これに
よって硬化組織の蛍をも少なくし、溶接熱影響部の靭性
を改善する。しかし、上述のように、ＢＮ粒子の活用は
溶接熱影響部靭性改善のために効果があるが、Ｂ元素は
鋼中に固溶すると鋼の焼入れ性向上作用を発揮するので
硬化組織を生威し易い性質があり、このためＢ添加は逆
に鋼材の靭性を劣化させる危険性を孕んでいる。従って
、Ｂの利用を図る場合には、Ｂ量については勿論、これ
と同時に他の構或成分たるＣ，　Ｎ，　Ｔｉ；　ｆ’Ｕ
等の添加元素についても最通な量を狭い範囲でコントロ
ールする必要があり、大量生産時にはかなり高度な製造
管理を余儀なくされるものであった。

このように、窒化物活用技術では、溶接時に窒化物の一
部乃至は全部が溶解して所望の作用が期待できなくなる
恐れがあるため、一般に窒化物形成元素以外の元素に対
しても細かな管理が必要となる。そこで、これらの点を
鑑みれば、溶接熱によっても溶解しない析出物を鋼中に
微細に分散させることができれば、溶接時のオーステナ
イト粒戒長抑制及びＴ一α変態後の組ｍ微細化・軟質化
のためには好都合と言うことになる。

窒化物より溶解し難い化合物は硫化物か酸化物であるが
、ＲＥＭ（希土類元素）の酸化物や硫化物で代表される
通り、一般にこれら化合物は熱的に非常に安定である。

そのため、前記化合物は溶鋼中でスラグとして抜けてし
まい易く、例え鋼中に残留したとしても大型の介在物と
なってしまう。

従って、所望の効果をこれら酸化吻，硫化物で達或する
ことは非常に難しいと言わねばならない。

しかし、酸化物の中でもＴｉＯはその安定度が比較的低
いために綱中に微細に分散させておける可能性があり、
最近、この点に着目してＴｉＯを溶接熱影響部靭性の改
善に活用しようとの提案が幾つかなされた（特開昭５９
−１９０３１３号，特開昭６０〜２４５７６Ｂ，特開昭
６１−７９７４５号．特開昭６３−２１０２３５号等）
。

これらの提案は、何れも溶鋼の脱酸時にＴｉを脱酸剤と
して使用し、これによってＴｉＯ粒子を鋼中に微細分散
させるものであるが、そのため八βを殆んど使用しない
か、或いは使用したとしても予備脱酸程度に微量の添加
がなされるだけで、Ｔｉ脱酸後のＡｆｆｉ含有量は０．
００７％以下に規制されている。

従って、上記提案では確かにＴｉＯが鋼中に分散して大
入熱溶接でも溶接熱影響部の靭性は改善されはするが、
鋼中にＭが殆んど存在しないため鋼中に残留して固溶す
るＯ，Ｈの量が多くなり、その結果母材の靭性が一般の
Ｍ脱酸した鋼よりも低下してしまうばかりか、溶接金属
の靭性も低下すると言う問題があった。

上述したように、従来の溶接熱影響部靭性の改善対策は
、鋼材の製造に非常な困難を伴うばかりか、母材靭性，
溶接金属靭性を確保した状態で溶接熱影響部靭性を向上
させ得るようなバランスのとれた技術レベルまで達して
おらず、十分に完威された技術とは言い難かった。

このようなことから、本発明の目的は、母材部や溶接金
属部の靭性に優れることは勿論、大入熱溶接を施したと
しても母材に劣らない溶接熱影響部靭性を示す溶接用低
温使用鋼材を提供することに置かれた。

〈課題を解決するための手段〉 本発明は、上記目的を達戒すべく、特に、鋼材中にＴｉ
酸化物を分散させて溶接熱影響部靭性を改善する手法に
着目すると共に、その欠点である母材靭性の低下，溶接
金属靭性の低下を防止するためＡＲを↑ｉ脱酸の後に添
加すると言う工夫を加えつつ行われた本発明者による数
多くの実験結果等を基に完威されたものであり、 「溶接用鋼材を、 Ｃ　：　０．０３〜０．２０％（以降、或分割合を表わ
す％は重量％とする）． Ｓｉ　：　０．０５〜０．６０％，　　　　Ｍｎ　：　
０．４０〜２．ＯＯ％，Ａｊ：　０．００７超〜０．０
８０％，　　Ｔｌ　：　０．００３〜０．０５０％，０
　：　０．００１０〜０．０１００％を含有するか、或
いは更に Ｃｕ　：　０．５％以下，　　　　Ｎｉ　：　１．０％
以下，Ｃｒ　：　０．５％以下，　　　　Ｍｏ　：　０
．５％以下，Ｎｂ　：　０．０５％以下，　　　　Ｖ　
：　０．１０％以下，Ｃａ　：　０．００５０％以下 ０１種以上をも含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物な
る化学組成で、かつ粒径：３μｓ以下のＴｉ○又はＴｉ
（Ｏ、Ｎ）複合結晶相を含む酸化物系介在物がｏ．ｏｏ
ｉ〜０．１００％含有されて成る構威とすることにより
、母材靭性や溶接金属靭性に優れることは勿論、秀でた
溶接熱影響部靭性を発揮し得るようにした点」 に特徴を有し、更には 「上記鋼材の最終成分を目指した所定の成分を含むと共
に、 溶鋼中残存酸素量７　０．０２０％以下，不可避に混入
するＭ量：　０．００７％以下，不可避に混入するＳｉ
量：　０．０５％以下である溶鋼中にＴｉを添加して脱
酸した後、必要量のＳｉ及びＡＩを添加し、次いで鋳造
又は鋳造とそれに続く加工を施すことにより、前記母材
靭性．溶接金属靭性並びに溶接熱影響部靭性の優れた鋼
材を安定して製造し得るようにした点」 をも特徴とするものである。

以下、本発明に係る鋼材の或分組成並びに製造条件の限
定理由について説明する。

旦一及登よ Ｃ，Ｍｎには、鋼材の強度を高めると共にＨＡＺ組織の
硬化を促す好ましい作用があるが、Ｃ含有量が０．０３
％を、そしてＭｎ含有量が０．４０％をそれぞれ下回る
とＨＡＺの軟化を促すと同時に、溶接金属に希釈して溶
接金属の焼入れ性を低下させ、アシキュラーフエライト
の生成を抑えて溶接金属の靭性を劣化させてしまう。一
方、Ｃ含有量が０．２０％を、モしてＭｎ含有量が２．
００％をそれぞれ上回ると溶接性が悪くなって溶接割れ
を起こし易くなる。

従って、Ｃ含有量は０．０３〜０．２０％と、モしてＭ
ｎ含有量は０．４０〜２．００％とそれぞれ定めた。

ＡＩ，　Ｓｉ．　Ｔｉ，　　びＯ ｕ＋　Ｓ！ｌ　Ｔｌ並びにＯは、本発明に係る鋼材の溶
接熱影響部組織を特徴付ける重要な元素である．ここで
、鋼の溶製段階ではＭ或いはＳｉが多いと溶接熱影響部
の組織制御に必要なＴｉＯ主体の酸化物形戒が困難にな
るため、この段階ではＭ含有量は０．００７％以下，　
Ｓｉ含有量は０．０５％以下のレベルにそれぞれ抑える
必要がある。そして、この状態の溶鋼にＴｉを添加すれ
ば溶接熱影響部組織の制御に有用なＴｉ酸化物のみが形
或されることとなる。

しかし、この場合、Ｔｉと○の量が多すぎると酸化物が
粗大化して３Ｉを超える粒径となり、溶接熱影響部の組
織制御効果が低下し実用上の有用性を失ってしまう。な
お、酸化物粒子の径が３−を超えると母材靭性の劣化を
も招くこととなる。

そこで、所望のＴｉ酸化物形或に必要な最低量とＴｉ酸
化物の粗大化（溶接熱影響部組織制御効果の低下を招＜
３ｍ超への粗大化）防止の限度量を考慮し、Ｔｉ含有量
については０．００３〜０．０５０％，０含有量につい
てはｏ．ｏｏｉｏ〜０．０１００％とそれぞれ限定し、
更にＴｉ−Ｏｘｉｄｅ系介在物（ＴｉＯやＴｉ（０，Ｎ
）複合結晶相を含む酸化物系介在物｝の総量を０．００
１〜ｏ．ｉｏｏ％と定めた。

しかるに、鋼中のＡｊ，Ｓｉがこのレベルで低いままだ
と母材の靭性，強度及び溶接金属の靭性が低下するので
、Ｔｉ脱酸後溶鋼の鋳造直前に適量のＡｌ、Ｓｉを添加
する必要がある。ここで、Ｍの含有量が０。００７％以
下であったり、Ｓｉ含有量が０．０５％未満であると所
望の母材並びに溶接金属特性が確保できない。一方、０
．０８０％を超えてＡｊを含有させると既に形威された
Ｔｉ酸化物がＡＩで還元され易くなってＴｉ酸化物の効
果が低下してしまい、また０．６０％を超えてＳｉを含
有させると、ＣやＭｎの場合と同様に溶接性の低下を招
く。従って、鋼材のＡＩ含有量は０．００７％を超え０
．０８０％以下と、モしてＳｉ含有量は０．０５〜０．
６０％とそれぞれ限定した。

なお、Ｍについては、その再添加時期が早すぎるとＴｉ
酸化物の還元作用が働いてしまうので、鋳造直前に添加
することが望ましい。

そして、このような条件を採用すると通常の鋳造工程に
て凝固した鋳片内に粒径が３一以下（一般的には１間以
下）の主にＴｉＯ或いはＴｉ（０，Ｎ）複合物が形成さ
れる。これらの酸化物は、良く知られているように、鋼
のオーステナイトからの冷却過程でオーステナイトの粒
界とは独立して粒円からのフエライト生戒を促進し、溶
接熱影響部組織が粗大ベーナイトのみとなるのを防止し
て溶接熱影響部の靭性向上に資する。

Ｃｕ．　Ｎｉ，　Ｃｒ，　Ｍｏ，　Ｎｂ＋　　Ｖ，　　
　びＣａこれらの成分には、母材の強度，靭性等の特性
を改善する作用があるので、必要に応じて何れか１種又
は２種以上を選択的に添加するのが好ましいが、以下、
各成分の適量範囲を説明する。

Ｃｕ，　Ｎｉは、鋼材の強度と靭性を同時に高める上、
溶接熱影響部の低温靭性にも害が少ない添加或分である
が、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると鋳造圧延したスラ
ブ表面に割れが発生し易くなり、一方、１．０％を超え
てＮｉを添加すると鋼材製造コストの上昇を招くことか
ら、Ｃｕ含有量は０．５％以下、Ｎｉ含有量は１．０％
以下とそれぞれ定めた。

Ｃｒ，ＭＯは、鋼材の焼入れ性増加による母材の強度上
昇に有効であるが、何れも０．５％を超えて含有させる
と高温での強度低下を招いたり、溶接低温割れを起こし
易くなることから、Ｃｒ含有量も勅含有量も０．５％以
下と定めた。

Ｎｂ，　　Ｖは、鋼材圧延時にオーステナイト中《炭窒
化物を形威して制御圧延の効果を促進し、母材の強度，
靭性を向上させる作用が大きい成分てあるが、Ｎｂにつ
いては０．０５％，■については０．１％をそれぞれ超
えて含有させると溶接熱影響部の靭性劣化を引き起こす
ことから、Ｎｂ含有量は０．０５％以下、■含有量は０
．１０％以下とそれぞれ限定した。

Ｃａは、ＭｎＳの形状をコントロールして靭性を改善す
る作用を有しているが、０．００５０％を超えて含有さ
せるとＴｉの酸化物を還元して溶接熱影響部靭性改善の
効果を損なわしめるようになることから、Ｃａ含有量は
０．００５０％以下と定めた。

なお、本発明に係る鋼材は前記所定条件で処理された溶
鋼を鋳造するだけでも得られるが、鋳造に次いで鍛造，
圧延等の通常の加工を施して製品化されてもその特性に
実質的な変化はない。

く作用〉 さて、本発明が最大の狙いとするところは、溶接熱影響
部の粗粒化域においてその冷却時γ一α変態を制御して
粒内フエライトを生或させるため、鋼材中にＴｉ酸化物
を微細分散させておく点にある。

そして、そのために鋼中の熔存酸素量が０．０２０％以
下で、更に不可避的に混入するＡＩ及びＳｉＯ量をそれ
ぞれ０．００７％以下，　０．０５％以下に調整した溶
鋼中にＴｔを添加して脱酸するのであるが、このままで
は鋼板となった段階で鋼中の固溶Ｎ量が高くなってしま
い、母材の靭性が劣化し易い。また、母材中のＭが少な
いと、溶接時に溶接金属の靭性も劣化し易い．そこで、
Ｔｉ脱酸後鋳込み直前に改めてＡｌを添加することによ
ってこの問題を解決した訳である。

ここで、まず溶接熱影響部靭性向上の機構について説明
する。

溶接金属近傍の溶接熱影響部は溶接熱によって鋼の融点
直下まで加熱されるため、一般の鋼ではオーステナイト
が極端に粗大化してしまう。一方、この部分では、その
後の冷却速度が非常に速い。

このように、溶接熱影響部ではオーステナイト粒が大き
いために焼入れ性が上昇すると同時に冷却速度も速いこ
とから、この部分ではマルテンサイト変態或いはベーナ
イト変態が支配し、一般に硬く粗い組織が生戒して靭性
が低下する。

本発明においては、母地中に溶接熱によっても溶解しな
い微細Ｔｉ酸化物を分散させておき、これらの酸化物が
次の２つの作用を通して溶接熱影響部組織を変化させて
いる。

（ａｌ　　ｆｉ細酸化物がオーステナイト粒の戒長を抑
制してオーステナイト粒の粗大化を防止し、べ一ナイト
変態，マルテンサイト変態を妨害して組織を若干微細化
し軟化する。

（ｂ）　　ｒ−α変態地に分散した酸化物が核となって
フエライト生戒を促進し、溶接金属に近接した溶接熱影
響部の組織をフエライトサイドプレートを主体にしたウ
ィドマンステッテン状、或いはフエライト・パーライト
主体の組織に変化させる。

上記（ａｌ項で示した作用のためには、析出物径が０．
０２一以下であればその効果が大きいと一般に言われて
いるが、酸化物の場合にはこのように小さいものを鋼中
に残存させることは難しく、そのため本発明鋼での（ａ
）項の作用はそれほど顕著ではない。一方、（ｂＪ項で
示した作用のためには、析出物径０．０５１１ｊｍから
３Ｑのものが最も高いフエライトｌ生成能を奏する。そ
して、本発明では鋼中の酸化物径を３一以下としてこの
効果を主に利用した。

その上、３埠を超える径の酸化物は母材靭性に悪影響を
及ぼす。また、これら酸化物の数量密度はそれなりに高
くないと生戒するフエライト核の数が少なく効果がない
ので、約５×１０３ケ／ＩＩＩＩ１３以上の数量密度が
必要である。Ｔｉ酸化物粒子の数が増加するに従って得
られるフエライトは微細化して溶接熱影響部靭性が向上
するが、余りに多《なって１０’ケ／ｍｒｍ”を超える
ようになると、母材の靭性及び延性は低下する傾向を見
せる。そして、上記良好性能が得られる範囲の数量密度
は、３悶以下のＴｉ酸化物量で約０．００１〜０．１０
０％に相当する。

このような粒径及び数量密度のＴｉ酸化物を得るために
、Ｔｉ脱酸時のｓｔ，　ｕ，　Ｔｉｔ　Ｏ量を前記のよ
うにコントロールし、ＲＨ，ＤＨ，ＶＡＤ等の密閉容器
内で処理したり、或いは鋼浴面をＡｒガス等の不活性ガ
スによって被覆することにより、Ｔｉ添加後の溶鋼の攪
拌過程で雰囲気からの酸化が起きないような処置をして
おくことが必要である。また、Ｔｉ脱酸の時期が早かっ
たり鋼浴の温度が高すぎたりするとＴｉ酸化物が粗大化
してしまうので、Ｔｉ脱酸は鋳造間近なるべく遅い時期
に実施するのが良いが、Ｔｉ酸化物の微細分散を効率良
く行うためにＴ＋脱酸を２回に分けて実施し、Ｔｉによ
る予備脱酸の後、鋳造直前に再度Ｔｉによる２次脱酸を
実施しても良い． 次に、母材及び溶接金属靭性改善の機構について説明す
る。

本発明は、Ｔｉ酸化物によって溶接熱影響部靭性を向上
させる点を大きな特徴としているが、先にも述べたよう
に、Ｔｉ酸化物を多くすることは鋼の清浄度を低下させ
ることにもつながって母材靭性にとり余り好ましくない
。また、鋳造した鋼片中のＭ量が少ないままだと、鋼中
の固溶Ｎｆｉが高くなってしまい母材の靭性は劣化する
傾向を示す。

更に、溶接を行う場合でも、母材中の＾ｌが少ないと溶
接時の希釈によって溶接金属中の＾１量も減少してしま
うため、溶接金属の脱酸が不十分となって溶接金属の靭
性を低下させてしまう。

そこで、この対策として、本発明ではＴｉ脱酸後にＵの
添加を実施することとした。

ただ、ＭはＴｉよりも脱酸作用が強＜、Ｔｉ脱酸後にＡ
１を添加して保持するとＴｉ酸化物がＡＩによって還元
されてしまう。そこで、ＭはＴｉ脱酸後鋳造直前に添加
することが重要である．そして、適時に適量のＭが添加
されれば、Ｔｉで捕獲し切れなかった酸素がＭによって
除去されると同時に、鋳造後は母材靭性を向上させる上
で必要なＡｌを鋼中に固溶させておくことができる． 即ち、本発明では、ＴｉはＴｉ酸化物を適量に微細分散
させておくために添加されるので、窒素まで十分に固定
する程の量のＴｉを添加することは逆に有害な径及び数
量密度のＴｉ酸化物を生戒してしまう。その結果、鋼中
の窒素はＴｉ処理だけでは十分に固定できない。また、
Ｔ’＞は原子半径が母地のＦｅ元素よりも大分大きく、
そのため固溶した↑ｉは弾性的に固溶窒素を排斥する応
力場を有することとなる。従って、ＴｉＮはオーステナ
イトの高温域でのみ生威し易く、室温まで温度が低下し
た鋼中にはなにがしかの量の固溶窒素がどうしても残存
してしまう。しかるに、固溶した窒素が母材の靭性に顕
著な悪影響を及ぼすことは良く知られたことであり、こ
の悪影響を除去するためには鋼中にＡｌを固溶させてお
くことが非常に効果的である。

ＭはＴｉほと窒素との親和力が強くないが、Ｔｉのよう
に鉄中でＮとの物理的反力が作用せず、比較的低温でも
Ｎを捕獲してＡＪＮを生威し易い。そして、Ｍ添加を行
うと、上記作用によってＴｉ脱酸した鋼の母材靭性低下
を防止することができる。

なお、以上の作用はその後の鋼材の処理手段に左右され
ることなく所定の効果を発揮し、圧延のまま，制御冷却
，焼入れ・焼戻し．焼ならし等のどの処理法においても
有効となる。

次に、本発明の効果を実施例によって更に具体的に説明
する。

〈実施例〉 まず、溶鋼中残存酸素１：ｏ．０２０％以下，不可避的
に混入した八１量：０．００７％以下，不可避に混入す
るｓｔｌ　：　０．０５％以下の溶鋼にＴｉを添加して
脱酸した後、更にＳｉ及びＡｌを添加してから鋳造を行
い、第１表に示される化学組成のスラブを得た。次いで
、これを熱間圧延してｌ５ｆｌの鋼板を製造した。

なお、熱延後の鋼板の一部には、制御冷却，焼ならし或
いは焼入れ・焼戻しの処理を施した。

次に、得られた各鋼板について、それぞれＶ開先による
片面一層溶接を行った。溶接材料は全て同一の低温鋼用
材料を使用し、２電極サブマージアーク溶接を適用した
。ここで、先行溶接は電流：８５０Ａ，電圧：３５Ｖで
、後行溶接は電流：６００Ａ．電圧：３８■で実施した
が、溶接人熱は８０ｋＪ／ｃ＋＋＋であった。

続いて、この溶接材から、切欠位置をそれぞれ“溶接金
属中央”３“溶接ボンド部”並びに“溶接ボンド部から
ＨＡＺ側へｌｆｌ入ったところ”としたシャルピー衝撃
試験片を採取して各位置での靭性レベルを調査し、その
結果をＴｉ酸化物（含、酸窒化物）の平均粒径と粒子数
量密度並びに母材性能の調査結果と共に第２表に示した
。

・第２表に、Ｔｉ酸化物の平均粒径・粒子数量密度，母
材の強度・靭性性能共に溶接継手部の靭性調査結果を示
す。

この第２表に示される結果からも、本発明に係る鋼板は
何れも母材靭性，溶接金属部靭性並びに溶接熱影響部靭
性の全てにわたって良好な性能を有しており、性能的に
バランスのとれた低温用調の特性を備えていることが分
かる。

これに対して、比較例Ｏでは適量のＴｉ脱酸がなされて
いるもののＭ量が低く、母材靭性が例えば本発明例Ａに
比較して劣ると共に、溶接金属靭性も非常に低い値とな
っている。

また、比較例ＰはＡＩが添加されていないばかりかＴｉ
脱酸も不十分であり、更にこの影響で溶接熱影響部靭性
もや＼低下している。

比較例Ｑからは、ＡＩが添加されていない上にＳｉ量も
非常に低く、従って母材靭性がや＼低くなっていること
に加え、溶接金属靭性も劣化していることが分かる。

比較例Ｒは、Ｍの適量添加はなされているもののＴｉ脱
酸が不十分で、このため溶接熱影響部靭性改善に必要な
Ｔｉ酸化物が不足して粒子密度：４．２Ｘ１０２／ｍｍ
”　ｌ，，かなく、溶接熱影響部靭性の向上効果か認め
られない。

比較例Ｓからは、過剰のＣａが添加されたためＴｉ酸化
物がＣａで還元されてしまい、やはりＴｉ酸化物が不足
して十分な溶接熱影響部靭性が得られなかったことが分
かる。

比較例Ｔは、過剰のＮｂとＶが添加された例であり、こ
のため溶接金属及び溶接熱影響部の靭性が低くなってい
ることが分かる。

〈効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、良好な母材靭
性及び溶接金属靭性を有することは勿論、同時に極めて
優れた溶接熱影響部靭性を示す低温用洞材をコスト安く
安定提供できるなど、産業上極めて有用な効果がもたら
される。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合にて Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ａｌ：０．００７超
   〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ
   ：０．００１０〜０．０１００％を含み、残部がＦｅ及
   び不可避的不純物なる化学組成で、かつ粒径：３μｍ以
   下のＴｉＯ又はＴｉ（Ｏ、Ｎ）複合結晶相を含む酸化物
   系介在物が０．００１〜０．１００％含有されて成るこ
   とを特徴とする、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
2. （２）重量割合にて Ｃ：０．０３〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜０．６０
   ％、Ｍｎ：０．４０〜２．００％、Ａｌ：０．００７超
   〜０．０８０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％、Ｏ
   ：０、００１０〜０．０１００％を含有すると共に、更
   に Ｃｕ；０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．
   ５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下
   、Ｖ：０．１０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下 の１種以上をも含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物な
   る化学組成で、かつ粒径：３μｍ以下のＴｉＯ又はＴｉ
   （Ｏ、Ｎ）複合結晶相を含む酸化物系介在物が０．００
   １〜０．１００％含有されて成ることを特徴とする、溶
   接熱影響部靭性の優れた鋼材。
3. （３）所定成分を含むと共に、重量割合にて溶鋼中残存
   酸素量：０．０２０％以下、 不可避に混入するＡｌ量：０．００７％以下、不可避に
   混入するＳｉ量：０．０５％以下である溶鋼中にＴｉを
   添加して脱酸した後、必要量のＳｉ及びＡｌを添加し、
   次いで鋳造又は鋳造とそれに続く加工を施すことを特徴
   とする、請求項１又は２記載の溶接熱影響部靭性の優れ
   た鋼材の製造方法。