JPH08238544A - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】 高いＨＡＺ靭性が得られる酸化物の分散した
鋼を安定して製造する。 【構成】 鋼中に酸化物、窒化物、炭化物のいずれかあ
るいは２種以上が単独相あるいは複合相の粒子として分
散した溶接熱影響部靭性の優れた鋼材を製造するに際
し、浸漬ノズルから連続鋳造用鋳型内に供給される溶鋼
吐出流に対して制動を加えながら連続鋳造を行う。 【効果】 連続鋳造鋳片の短辺近傍部分の酸化物を微細
化分散でき、高ＨＡＺ靭性の鋼材が得られる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】この発明は、橋梁、船舶、建築、
海洋構造物、ラインパイプ等に用いられる溶接熱影響部
靭性が要求される鋼材の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】一般に鋼材の溶接時には、溶接部分およ
び溶接金属に接する母材部分、すなわち溶接熱影響部
（以下ＨＡＺという）の結晶粒が粗大化し、靭性が著し
く低下することが知られている。特に溶接工程の合理化
のために行われている溶接の大入熱化は、鋼中のＴｉＮ
が粗大化してγ粒成長抑制力が失われるため、ＨＡＺ組
織の粗大化を防止して強度および靭性を十分確保するこ
とが重要な課題となる。ＨＡＺの結晶粒の粗大化に対し
ては、鋼中に適当な酸化物、窒化物などの微細な粒子を
分散させることが組織の微細化につながり、ＨＡＺの靭
性の向上に効果がある。

【０００３】特公平５−１７３００号公報を初めとする
一連の特許では、鋼中のＡｌ量を減じ、Ｔｉを添加する
ことにより微細なＴｉ系酸化物を析出、分散させ、ＨＡ
Ｚ組織を微細化せしめて靭性を向上させる方法が提案さ
れている。また、特公平３−６７４６７号公報では、析
出粒子を微細化するために鋳造後の冷却速度を制御する
方法が、特開平４−６２４３号公報では、析出粒子を微
細化するためにＴｉ添加後の出鋼までの時間を規定する
方法が提案されている。さらに、特開平１−１５０４５
３号公報、特開平３−１７７５３５号公報などでは、Ｚ
ｒ、Ｙなどを添加することが、凝固過程で析出粒子を鋼
中に微細分散させるのに効果的であることが述べられて
いる。上記の鋼中に微細粒子を分散させてＨＡＺ靭性を
改善する方法は、微細分散粒子としてＴｉ系酸化物が適
当であるとの多くの開示がなされている。しかしなが
ら、これらのＴｉ系酸化物を分散させた鋼では、年々高
まる材料の要求性能に対して十分応えることができない
のが実態であり、さらに安定してＨＡＺ靭性を向上させ
た材料およびその製造方法が求められている。

【０００４】また、特開平５−２７１８６４号公報、特
開平５−２５５８０１号公報には、微小粒子分散鋼とし
てＭｎ−Ｓｉ酸化物またはＭｎを５０％以上含むＭｎ−
Ａｌ酸化物を鋼中に形成させ、さらにそのうえにＭｎＳ
を析出させ、これらをフェライト析出核として利用する
ものが示されており、具体的な酸化物としてＳｉＯ₂−
ＭｎＯあるいはＡｌ₂Ｏ₃−ＭｎＯが開示されている。

【０００５】さらに、本出願人は、直径０．２〜２０μ
ｍの分散粒子が鋼材断面の１ｍｍ²あたり、４〜１００
０個分散しており、かつ分散粒子を構成する酸化物相と
して、原子割合で（Ａｌ＋Ｍｎ）が４０％以上、Ａｌ：
Ｍｎの比率が１：１〜５：１のＡｌ−Ｍｎ酸化物相を構
成要素として有する酸化物分散鋼が、従来の鋼と比較し
て飛躍的に高い靭性が得られることを究明し、既に特開
平３−１６２５９２公報として特許出願している。さら
にまた、本出願人は、このようなＡｌ−Ｍｎ酸化物相を
構成要素として有する酸化物分散鋼を製造する方法とし
て、Ａｌを含有する合金を添加する方法が、また、酸素
ポテンシャルを制御しうる酸化物を添加する方法が有効
であることを究明し、特願平６−１４１９６０、特願平
６−１４１９６１として既に特許出願している。

【０００６】一方、このような鋼中の微細分散粒子を制
御するために成分含有量を規定する方法としては、Ａ
ｌ：≦０．００４％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０
％、Ｎ：０．００２５〜０．００６５％、Ｏ：０．００
１５〜０．００６０％を含有し、かつ、−０．０１％≦
［Ｔｉ％］−２［Ｏ％］−３．４［Ｎ％］≦０％を満足
し、その他Ｆｅと不可避的成分からなる溶接構造用高張
力鋼を鋳型に注入し、液相線から固相線の間を１０℃／
分以上の冷却速度で冷却し、凝固後８００℃から５００
℃までの間を２〜５０℃／秒の冷却速度で冷却し、分散
粒子を微細化する方法（特開平２−１７５８１５号公
報）が提案されている。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】上記特開平３−１６２
５９２号公報に開示の鋼は、酸化物そのものが粒内フェ
ライト相の生成核となることを意図しており、前述のよ
うな酸化物をＭｎＳの析出核とすることを意図する酸化
物分散鋼とは本質的に異なっている。また、特願平６−
１４１９６０、特願平６−１４１９６１に開示の方法
は、Ａｌ−Ｍｎ酸化物相を構成要素として有する酸化物
が安定して得られるという点で優れた方法であるが、Ｔ
ｉ添加量が適切に規定されておらず、Ｔｉ添加量によっ
ては目的とする酸化物が生成しないという問題があっ
た。さらに、特開平２−１７５８１５号公報に開示の方
法は、酸化物の形態を制御しようというものでなく、ま
た、良好な靭性の確保のためにはＴｉＮの生成が必須で
あった。

【０００８】この発明の目的は、鋼中の酸化物の形態を
制御することによって、高いＨＡＺ靭性が得られる酸化
物の分散した鋼を安定して製造できる溶接熱影響部靭性
の優れた鋼材の製造方法を提供することにある。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記目的
を達成すべく予備脱酸条件および溶存酸素量、脱酸元素
添加量を種々変化させ、微細分散粒子の形態とＨＡＺ靭
性との相関について一連の研究を行った。この過程で、
鋳片を圧延して得られた鋼板は、大径鋼管の製造、構造
材料の製造などでその短辺を溶接することがしばしば行
われること、短辺を溶接する場合には、ＨＡＺに相当す
るのは溶接時の開先を考慮してももとの鋳片の短辺から
せいぜい２０ｍｍ程度までで、鋳片の短辺から２０ｍｍ
程度以内の部分の性能をいかに確保するかが重要である
こと、連続鋳造工程においては、水冷銅鋳型内で鋳片の
厚さ２０ｍｍ程度までが凝固しており、短辺近傍の溶接
部性能を向上するためには、鋳型内に供給される溶鋼吐
出流に対して制動をかけることが極めて効果的である。

【００１０】また、ＨＡＺの靭性を向上するには、酸化
物、窒化物などを微細分散させることが効果的であり、
微細分散粒子の組成、形態が重要であること、原子割合
で（Ａｌ＋Ｍｎ）が４０％以上、Ａｌ：Ｍｎの比率が
１：１〜５：１というＡｌ−Ｍｎ酸化物を鋼中に分散さ
せると非常に高いＨＡＺ靭性が得られること、このＡｌ
−Ｍｎ酸化物を生成させるには、鋼中の微量Ａｌの制御
が重要であり、酸化物中のＭｎがより酸素との親和力の
強いＡｌやＴｉに置きかわらないように、Ｏ，Ａｌ，Ｔ
ｉの含有量バランスを制御し、酸素量をＡｌ量、Ｔｉ量
に対して多めになるようにすることが必要であることを
究明し、この発明に到達した。

【００１１】すなわち、本願の第１発明は、鋼中に酸化
物、窒化物、炭化物のいずれか或いは２種以上が単独相
あるいは複合相の粒子として分散したＨＡＺの優れた鋼
材を製造するに際し、浸漬ノズルから連続鋳造用鋳型内
に供給される溶鋼吐出流に対して制動を加えながら連続
鋳造を行うことを特徴とするＨＡＺ靭性の優れた鋼材の
製造方法である。

【００１２】また、本願の第２発明は、Ｃ：０．０１〜
０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜３．
０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：
０．００１０〜０．００７０％を含有し、さらに、Ｃ
ｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｃｕ：１．５
％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｎｂ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００２％以下のうちの一種
以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物とから
なり、かつ、直径０．２〜２０μｍのＴｉを含有する分
散粒子を鋼材断面の１ｍｍ²あたり４〜１０００個存在
させたＨＡＺ靭性の優れた鋼材を製造するにあたり、予
めＳｉとＭｎを添加して予備脱酸を行い、溶存酸素濃度
を２０〜１００ｐｐｍ、Ａｌ：０．０１％以下に制御し
たのち、Ｔｉを０．００５〜０．０５％の範囲で添加
し、浸漬ノズルから連続鋳造用鋳型内に供給される溶鋼
吐出流に対して制動を加えながら連続鋳造を行うことを
特徴とするＨＡＺ靭性の優れた鋼材の製造方法である。

【００１３】さらに、本願の第３発明は、Ｃ：０．０１
〜０．２５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：０．３〜
３．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以
下、Ａｌ：０．０００１〜０．００５０％以下、Ｏ：
０．００１０〜０．００７０％を含有し、さらに、Ｃ
ｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｃｕ：１．５
％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｎｂ：０．５％以下、
Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００２％以下のうちの一種
以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物とから
なり、直径０．２〜２０μｍの分散粒子を鋼材断面の１
ｍｍ²あたり４〜１０００個分散させ、かつ分散粒子を
構成する酸化物相が金属元素の原子割合で（Ａｌ＋Ｍ
ｎ）が４０％以上、Ａｌ：Ｍｎの比率が１：１〜５：１
であるＡｌ−Ｍｎ酸化物相を構成要素として含有するＨ
ＡＺ靭性の優れた鋼材を製造するにあたり、予めＳｉと
Ｍｎを添加して予備脱酸を行い、溶存酸素濃度を２０〜
１００ｐｐｍ、Ａｌ：０．０００１〜０．００５０％に
制御した後、Ｔｉを０．００５〜０．０３０％の範囲で
添加し、浸漬ノズルから連続鋳造用鋳型内に供給される
溶鋼吐出流に対して制動を加えながら連続鋳造を行うこ
とを特徴とするＨＡＺ靭性の優れた鋼材の製造方法であ
る。

【００１４】

【作用】通常、板用鋳片（スラブ）の連続鋳造において
は、鋳片内部の溶鋼流動を模式的に示す図１に示すとお
り、左右に２つの吐出口を持つ浸漬ノズル１を使用し、
浸漬ノズル１から水冷銅鋳型２内に吐出された溶鋼吐出
流３が鋳片の短辺側の凝固シェル４に衝突することはよ
く知られている。なお、図１中５はモールドパウダーで
ある。溶鋼吐出流３の温度は、水冷銅鋳型２内の溶鋼部
分の温度より高く、短辺近傍では吐出噴流の供給する熱
により冷却速度が低下する。鋳型内で凝固する部分の析
出物の生成、成長は、冷却速度と相関があり、冷却速度
が遅い条件では析出物が肥大化し、ＨＡＺの靭性の悪化
を招く。したがって、ＨＡＺの靭性の向上などを目的に
析出物を鋼中に微細分散させたような鋼材を連続鋳造に
より製造する場合には、短辺近傍では冷却速度が遅くな
るため析出物の粒径が大きくなり、良好な性能を得るこ
とが困難である。

【００１５】鋳型内における短辺近傍の冷却を促進する
ために、短辺近傍に衝突する吐出流を低減し、供給され
る熱量を抑制するためには浸漬ノズルの形状、吐出口の
形状を変更する方法が考えられる。しかし、一般にこれ
らの変更は、鋳型内の湯面変動、鋼中の有害な気泡、介
在物の浮上離困難等の弊害を伴い不適切である。これに
対して吐出噴流の流速を抑制するには、連続鋳造鋳型に
磁場発生装置を設置して制動をかける方法で実現でき、
弊害も伴わない。また、短辺への吐出流の抑制は、磁場
発生装置により溶鋼に攪拌を加える方法によっても可能
であるが、溶鋼流速を低減し、短辺に供給される熱量を
減少するという観点からは制動をかけることがより効果
的である。すなわち、鋼中に酸化物などの微細粒子を分
散させることにより溶接性能の向上を図るような鋼種を
連続鋳造により製造する場合には、鋳型内に供給される
溶鋼吐出流に対して制動をかけることが短辺近傍部分の
溶接性能向上に極めて効果的である。鋳型内に供給され
る溶鋼吐出流に対して制動をかけることは、前述のよう
に従来より行われているが、鋳片内の短辺近傍の分散粒
子を微細化するために適用した例はない。

【００１６】一方、粒子を分散させることにより性能の
向上を図るような鋼種では、分散粒子の形態を制御する
ことにより性能の向上を図ることができる。例えば、通
常用いられるＡｌキルド鋼では、鋼中にＡｌの酸化物を
形成するが、Ａｌの酸化物は溶鋼中で非常に凝集しやす
く微細な分散が得られない。したがって、Ａｌキルド鋼
では、酸化物を鋼中に微細分散させ靭性を向上すること
は不可能である。これに対してＴｉ酸化物が微細分散粒
子として好適であることは、例えば、特開昭６１−２３
８９４０号公報に開示の通りである。すなわち、Ｔｉ酸
化物を鋼中に微細分散させた鋼材は、連続鋳造時に鋳型
内に供給される溶鋼吐出流に対して制動をかければ、優
れた溶接性能を持つ鋼材が得られる。

【００１７】本願の第２発明においては、Ｔｉを含有す
る分散粒子を存在させたＨＡＺ靭性の優れた鋼材を製造
するにあたり、予めＳｉとＭｎを添加して予備脱酸を行
い、溶存酸素濃度を２０〜１００ｐｐｍ、Ａｌ：０．０
１％以下に制御したのち、Ｔｉを０．００５〜０．０５
％の範囲で添加し、浸漬ノズルから連続鋳造用鋳型内に
供給される溶鋼吐出流に対して制動を加えながら連続鋳
造を行うことによって、Ｔｉ酸化物が鋼中に微細分散
し、優れた溶接性能を持つ鋼材が得られるのである。す
なわち、本願の第２発明においてＡｌ、Ｏ、Ｔｉ量を規
定したのは、ＡｌはＴｉよりＯとの親和力が強いことか
らこれを低減し０．０１％以下とした。また、ＯはＴｉ
の酸化物を形成するために必要な元素であり、一方、過
剰に存在すると溶鋼の清浄度が低下し、粗大な介在物を
形成することとなり、鋼材の性能に悪影響を及ぼすこと
から０．００１０〜０．００７０％と規定した。Ｔｉに
ついてもＴｉの酸化物を形成するために必要な元素であ
ることから０．００５％を下限とし、過剰に存在するＴ
ｉＣを形成して鋼材を硬化し、靭性を低下させることか
ら上限を０．０５％とした。

【００１８】さらに、非常に高いＨＡＺ靭性を得るに
は、鋼中に原子割合で（Ａｌ＋Ｍｎ）が４０％以上、Ａ
ｌ：Ｍｎの比率が１：１〜５：１のＡｌ−Ｍｎ酸化物を
分散させるのが極めて効果的である。このＡｌ−Ｍｎ酸
化物を生成させるには、鋼中の微量Ａｌの制御が重要で
あり、酸化物中のＭｎがより酸素との親和力の強いＡｌ
やＴｉに置きかわらないように、Ｏ，Ａｌ，Ｔｉの含有
量バランスを制御し、酸素量をＡｌ量、Ｔｉ量に対して
多めになるようにすることが必要となる。このため、本
願の第３発明においては、Ａｌを０．０００１〜０．０
０３０％と規定し、Ｔｉを０．００５〜０．０３％と規
定した。これらのＴｉ酸化物やＡｌ−Ｍｎ酸化物を鋼中
微細に分散させるためには、溶製過程での溶鋼中の酸化
物の形態の制御が重要であることを知見した。Ｔｉ酸化
物やＡｌ−Ｍｎ酸化物が溶製中に生成した場合には、粒
子が肥大化してしまい良好な性能を得ることができな
い。また、Ａｌ−Ｍｎ酸化物は、不安定でＡ１₂Ｏ₃など
に形態を変えてしまう。すなわち、これらの酸化物は、
冷却・凝固過程に晶出する２次脱酸生成物として生成さ
せることが重要である。そこで、あらかじめＳｉとＭｎ
を添加して予備脱酸を行い、溶存酸素温度を２０〜１０
０ｐｐｍ、Ａｌ：０．０１％以下に制御した後Ｔｉを添
加し、また、性能の向上に寄与する粒子の直径は０．２
〜２０μｍ程度のものであり、数は鋼材断面の１ｍｍ²
あたり４〜１０００個存在するときに良好な結果となる
ことからそれぞれ規定した。

【００１９】次に本願の第２、第３発明における他の元
素含有量の規定理由について述べる。Ｃは母材およびＨ
ＡＺ部の強度を確保するために必要な元素であり、Ｎ
ｂ，Ｖ添加時にこれらの効果を得るためには０．０１％
程度は必要でありこれを下限とした。しかし０．２５％
を超えて過剰に存在すると靭性に悪影響を及ぼすため上
限を０．２５％とした。Ｓｉは予備脱酸時に鋼中に含ま
せる元素であるが、過剰に添加するとＨＡＺ部での島状
マルテンサイトの生成を助長するために上限を０．６％
とした。Ｍｎは母材およびＨＡＺの強度を確保するため
に必要な元素であり、酸化物中に含有されると好適であ
ることから下限を０．３％とした。しかし過剰の添加は
ＨＡＺ靭性を低下するため上限を３．０％とした。

【００２０】Ｐは鋼中に不可避的に含有される不純物で
あり、粒界に偏析して割れ発生の一因となるため上限を
０．０３％とした。Ｓは鋼中に不可避的に含有される不
純物であり、過剰に存在すると溶接割れの原因となるた
め上限を０．０１％とした。Ｏについては本鋼は酸化物
を微細分散させることにより靭性を確保するため自ずか
ら下限があり、０．００１０％以上の含有が必要であ
る。また０．００７０％を超えて存在すると酸化物が過
剰となり鋼の清浄度が低下するため性能が悪化するた
め、０．００１０〜０．００７０％とした。

【００２１】Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂは
これらの１種あるいは２種以上を添加することにより、
良好な強度、靭性を得ることができる元素であるが、い
ずれも過剰の添加によりＨＡＺ靭性を悪化させるので上
限をＣｒは１．５％以下、Ｍｏは１．５％以下、Ｃｕは
１．５％以下、Ｎｉは３．０％以下、Ｎｂは０．５％以
下、Ｖは０．５％以下、Ｂは０．００２％以下と定め
た。これらの元素は微細粒子の分散には影響を与えず材
料特性上の要求にあわせ適宜添加が可能である。

【００２２】本発明の方法は、連続鋳造時の鋳片の短辺
近傍の性能を向上することに着目しているが、それ以外
の部分については、もともと溶鋼吐出流が衝突するなど
の冷却速度を遅延させるような現象は生じていない。し
たがって、短辺近傍以外の部分は、もともと良好な性能
を確保できており、溶接を行ってもなんら差し支えな
い。また、本発明の方法は他の部分の性能になんら悪影
響を与えるものではない。溶鋼吐出流を制御するため
に、浸漬ノズルの形状を変更することは前述のように弊
害があり一般に好ましくない。しかし、こういった弊害
を伴わない範囲で浸漬ノズルの形状を変更することは本
発明の方法と併用すればより大きな効果が得られる。

【００２３】また、短辺近傍の冷却速度を向上するため
には、鋳型側への抜熱を促進する方法も考えられる。鋳
型側への抜熱を促進するために鋳型形状を鋳片の凝固収
縮に対応するように非直線とするなどの方法は、本発明
の方法と併用すれば大きな効果を示す。溶鋼吐出流に対
して制動を加えるために設置する磁場発生装置は、大き
さ、形状、その他の条件についても種々の提案がなされ
ているが、本発明の目的より短辺に衝突する吐出流の流
速をより低減できるような形状、条件が好適であること
は自明である。しかし、磁場強度を極端に向上するの
は、鋳型内の溶鋼流動が抑制されすぎ、メニスカス部の
温度の低下などの弊害を招き好ましくない。

【００２４】この発明においては、以上の説明から明ら
かなように短辺への熱の供給を低減することが重要であ
り、短辺に衝突する吐出流速が大きくなる鋳造条件の方
が制動の効果も大きいことになる。すなわち、本発明の
方法は、鋳片寸法が大きく鋳造速度が早いような条件で
より大きな効果を示し、具体的には、鋳片の生産量すな
わち浸漬ノズルから供給される溶鋼量で３ｔｏｎ／ｍｉ
ｎを超えるような条件で十分な効果を示し、５ｔｏｎ／
ｍｉｎを超える条件でより好適である。この発明におい
ては、同様の理由により連続鋳造時の溶鋼過熱度ΔＴが
低い方が、短辺に供給される熱量が減少して粒子が微細
化し、良好な性能となることは言うまでもない。

【００２５】

【実施例】

実施例１〜４、比較例１〜４ 鋼材の組成を変化させることによって鋼中の微細分散粒
子の形態を種々変化させ、表１に示す各化学成分の溶鋼
を転炉プロセスで溶製したのち、タンディッシュにおけ
る溶鋼過熱度を２５〜３０℃とほぼ一定条件とし、２孔
の吐出孔角度下向き２０°の浸漬ノズルを使用し、機長
２３ｍ、３点矯正の湾曲型の連続鋳造機を使用して３０
０ｍｍ×１８００ｍｍの断面形状の鋳片を連続鋳造する
に際し、吐出流速を制動するように中心部磁場強度で
０．２Ｔと０．４Ｔの静磁場を印加した実施例と、静磁
場を印加しない比較例のそれぞれについて鋳片を連続鋳
造し、得られた各鋳片を圧延し、厚さ３５ｍｍの厚板と
したのち、短辺から約１５ｍｍの位置に分散する微細粒
子の形態、数および大きさを、光学顕微鏡と走査電子顕
微鏡とで調査した。微細粒子の調査の対象は、性能に影
響を与える０．２〜２０μｍのものとした。その結果を
表２に示す。

【００２６】

【表１】

【００２７】

【表２】

【００２８】表２に示すとおり、同じ形態の粒子の条件
で比較すると、その形態に関わらず明らかに溶鋼に制動
をかけた実施例１〜４の方が、溶鋼に制動をかけなかっ
た比較例１〜４に比べ、分散粒子の大きさが小さくな
り、分散個数も増加している。

【００２９】実施例５〜８、比較例５〜９ 種々の組成の鋼を溶製し、初期酸素濃度０．０４〜０．
０７％の１５５０〜１６５０℃の溶鋼に、Ｍｎ、Ｓｉを
添加して予備脱酸を行い、溶鋼中の全酸素濃度を確認し
たのち、Ｔｉを所定量添加し、溶鋼中の全酸素濃度を調
整するために必要に応じて真空脱ガス処理、あるいは溶
鋼中への酸化物粉末の添加を行うと共に、Ａｌ含有量の
制御のために必要に応じて少量のＡｌの添加、酸化物粉
末の添加あるいはＡｌを含有する合金元素の添加を行っ
て表３に示す各化学成分の溶鋼を溶製したのち、タンデ
ィッシュにおける溶鋼過熱度を２５〜３０℃とほぼ一定
条件とし、２孔の吐出孔角度下向き２０°の浸漬ノズル
を使用し、機長２３ｍ、３点矯正の湾曲型の連続鋳造機
を使用して３００ｍｍ×１８００ｍｍの断面形状の鋳片
を連続鋳造するに際し、短辺に衝突する吐出流の強さは
吐出流量に依存して変化すると考えられることから、連
続鋳造速度を変化させることにより、表４に示すとお
り、吐出流量を種々に変化させると共に、吐出流速を制
動するように中心部磁場強度で０．２Ｔと０．４Ｔの静
磁場を印加した実施例と、静磁場を印加しない比較例の
それぞれについて鋳片を連続鋳造し、得られた各鋳片を
圧延し、厚さ３５ｍｍの厚板としたのち、短辺から約１
５ｍｍの位置に分散する微細粒子の形態、数および大き
さを、光学顕微鏡と走査電子顕微鏡とで調査した。微細
粒子の調査の対象は、性能に影響を与える０．２〜２０
μｍのものとした。その結果を表４に示す。また、得ら
れた各厚板を突き合わせて１００ｋＪ／ｃｍの入熱に相
当する条件で溶接し、得られた溶接部を加工してシャル
ピー衝撃試験に用いるＪＩＳ Ｚ２２０２に規定の４号
試験片を作成し、溶接部の性能試験に供した。性能の評
価は、ＪＩＳ Ｚ２２４２に規定の金属材料衝撃試験方
法に準じて−５０℃で試験を行ったときの吸収エネルギ
ーと、種々の温度で試験を行ったときの延性／脆性破面
遷移温度とで評価した。その結果を表４に示す。

【００３０】

【表３】

【００３１】

【表４】

【００３２】表４に示すとおり、同じ粒子形態、製造条
件である実施例５、６と比較例５を比べると、溶鋼吐出
流に制動をかけた実施例５、６の場合は、比較例５に比
べ明らかに粒子が微細化し、数も増加しており、また制
動の磁場強度を上げた実施例５がより粒子が微細化して
いる。また、吸収エネルギー、遷移温度の調査結果は、
粒子の大きさ、数と良い相関があり、微細な粒子が分散
したときにより高い性能が得られる。さらに、デンドラ
イト２次アーム間隔より冷却速度を算出した結果、磁場
制動をかけることにより２０％以上冷却速度が促進した
ことを確認し、本発明の中で述べた機構が正しいことを
確認した。吐出流量を低減し、４．３ｔｏｎ／ｍｉｎと
した実施例７と比較例６の結果を含め、鋼材中にＴｉに
酸化物を分散した条件で種々の制動条件における溶鋼吐
出流量と平均粒子径の関係を図２に示す。吐出流量を低
減するにしたがい、吐出流に制動をかける効果が少なく
なる。これは低吐出流量の条件ではもともと吐出流の短
辺への衝突が弱いため短辺への熱供給も少なく、冷却速
度の遅れも少なかったためと考えられる。この図に示し
た結果より、本発明の溶鋼吐出流に制動をかける方法
は、溶鋼吐出流が３ｔｏｎ／ｍｉｎ以上と多いときに大
きな効果を示し、５ｔｏｎ／ｍｉｎ以上の条件で適用す
ることがより好適である。

【００３３】実施例８および比較例７は、成分調整によ
り、鋼材中に分散する酸化物をＡｌ−Ｔｉ−Ｏに変更し
た時の結果を示す。酸化物の形態を変更しても、溶鋼吐
出流に制動をかけた場合明らかに粒子が微細化し、数も
増加、吸収エネルギー、遷移温度についてもより高い性
能が得られる。比較例８はＡｌを増加しＡｌキルド鋼と
した場合の結果を示す。この場合は鋼中の粒子はクラス
タ状のアルミナが主体で粒子径も大きく良好な性能は得
られなかった。また比較例９では予備脱酸を行わず溶存
酸素が１５０ｐｐｍ程度存在するときにＴｉを早い時期
に過剰に添加し、Ｔｉの酸化物を１次脱酸生成物として
析出させた。この時、析出物粒径肥大化し、良好な性能
を得ることができなかった。

【００３４】実施例９、１０、比較例１０〜１２ より良好な靭性を得られるよう分散粒子中のＴｉを減少
しＡｌとＭｎが共存するように形態を制御するために、
初期酸素濃度０．０４〜０．０７％の１５５０〜１６５
０℃の溶鋼に、Ｍｎ、Ｓｉを添加して予備脱酸を行い、
溶鋼中の全酸素濃度を確認したのち、溶鋼中のＴｉを
０．０１％未満となるよう成分を調整し、溶鋼中の全酸
素濃度を調整するために必要に応じて真空脱ガス処理、
あるいは溶鋼中への酸化物粉末の添加を行うと共に、Ａ
ｌ含有量の制御のために必要に応じて少量のＡｌの添
加、酸化物粉末の添加あるいはＡｌを含有する合金元素
の添加を行って、表５に示す各化学成分の溶鋼を溶製し
たのち、タンディッシュにおける溶鋼過熱度を２５〜３
０℃とほぼ一定条件とし、２孔の吐出孔角度下向き２０
°の浸漬ノズルを使用し、機長２３ｍ、３点矯正の湾曲
型の連続鋳造機を使用して３００ｍｍ×１８００ｍｍの
断面形状の鋳片を連続鋳造するに際し、吐出流速を制動
するように中心部磁場強度で０．２Ｔと０．４Ｔの静磁
場を印加した実施例と、静磁場を印加しない比較例およ
び静磁場を印加した比較例のそれぞれについて鋳片を連
続鋳造し、得られた各鋳片を圧延し、厚さ３５ｍｍの厚
板としたのち、短辺から約１５ｍｍの位置に分散する微
細粒子の形態、数および大きさを、光学顕微鏡と走査電
子顕微鏡とで調査した。微細粒子の調査の対象は、性能
に影響を与える０．２〜２０μｍのものとした。その結
果を表６に示す。なお、粒子の形態は粒子に含有する金
属成分中のＡｌとＭｎの割合を原子率で表した。また、
得られた各厚板を突き合わせて１００ｋＪ／ｃｍの入熱
に相当する条件で溶接し、得られた溶接部を加工してシ
ャルピー衝撃試験に用いるＪＩＳ Ｚ２２０２に規定の
４号試験片を作成し、溶接部の性能試験に供した。性能
の評価は、ＪＩＳ Ｚ２２４２に規定の金属材料衝撃試
験方法に準じて−５０℃で試験を行ったときの吸収エネ
ルギーと、種々の温度で試験を行ったときの延性／脆性
破面遷移温度とで評価した。その結果を表６に示す。

【００３５】

【表５】

【００３６】

【表６】

【００３７】表６に示すとおり、実施例９、１０では、
いずれも粒子の数および大きさが前記実施例８のＡｌ−
Ｔｉ−Ｏの場合とはほとんど変わらないものの、性能は
著しく向上している。また、実施例９、１０では、溶鋼
吐出流に制動をかけた場合、明らかに析出物が微細化
し、数も増加しており、性能も向上している。また、制
動をかけても析出物の形態が（Ａｌ＋Ｍｎ）が４０％以
上という条件を満たさない比較例１１、Ａｌ：Ｍｎの比
率が１：１〜５：１という条件を満たさない比較例１２
は、析出物が微細化し、数も増加しているが、いずれも
良好な性能が得られていない。以上の結果より、溶鋼吐
出流に制動をかけることにより短辺近傍の析出物は、そ
の形態に関わらず微細化し、数も増加しており、性能も
向上している。

【００３８】

【発明の効果】以上述べたとおり、この発明方法によれ
ば、連続鋳造鋳片の短辺近傍部分の酸化物の微細化分散
した鋼材を安定して製造でき、ＨＡＺ靭性を大幅に向上
することが可能となる。

【図面の簡単な説明】

【図１】通常の連続鋳造時における鋳型内の溶鋼流動を
示す模式図である。

【図２】鋼材中に分散する粒子がＴｉ−Ｏの条件での種
々の制動条件における溶鋼吐出流量と平均粒子径との関
係を示すグラフである。

【符号の説明】

１ 浸漬ノズル ２ 水冷銅鋳型 ３ 溶鋼吐出流 ４ 凝固シェル ５ モールドパウダー

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 鋼中に酸化物、窒化物、炭化物のいずれ
   かあるいは２種以上が単独相あるいは複合相の粒子とし
   て分散した溶接熱影響部靭性の優れた鋼材を製造するに
   際し、浸漬ノズルから連続鋳造用鋳型内に供給される溶
   鋼吐出流に対して制動を加えながら連続鋳造を行うこと
   を特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材の製造方
   法。
2. 【請求項２】 Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．
   ６％以下、Ｍｎ：０．３〜３．０％、Ｐ：０．０３％以
   下、Ｓ：０．０１％以下、Ｏ：０．００１０〜０．００
   ７０％を含有し、さらに、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：
   １．５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：３．０％以
   下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．
   ００２％以下のうちの一種以上を含有し、残部はＦｅお
   よび不可避的不純物とからなり、かつ、直径０．２〜２
   ０μｍのＴｉを含有する分散粒子を鋼材断面の１ｍｍ²
   あたり４〜１０００個存在させた溶接熱影響部靭性の優
   れた鋼材を製造するにあたり、予めＳｉとＭｎを添加し
   て予備脱酸を行い、溶存酸素濃度を２０〜１００ｐｐ
   ｍ、Ａｌ：０．０１％以下に制御したのち、Ｔｉを０．
   ００５〜０．０５％の範囲で添加し、浸漬ノズルから連
   続鋳造用鋳型内に供給される溶鋼吐出流に対して制動を
   加えながら連続鋳造を行うことを特徴とする溶接熱影響
   部靭性の優れた鋼材の製造方法。
3. 【請求項３】 Ｃ：０．０１〜０．２５％、Ｓｉ：０．
   ６％以下、Ｍｎ：０．３〜３．０％以下、Ｐ：０．０３
   ％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０００１〜
   ０．００５０％以下、Ｏ：０．００１０〜０．００７０
   ％を含有し、さらに、Ｃｒ：１．５％以下、Ｍｏ：１．
   ５％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：３．０％以下、
   Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｂ：０．００
   ２％以下のうちの一種以上を含有し、残部はＦｅおよび
   不可避的不純物とからなり、直径０．２〜２０μｍの分
   散粒子を鋼材断面の１ｍｍ²あたり４〜１０００個分散
   させ、かつ分散粒子を構成する酸化物相が金属元素の原
   子割合で（Ａｌ＋Ｍｎ）が４０％以上、Ａｌ：Ｍｎの比
   率が１：１〜５：１であるＡｌ−Ｍｎ酸化物相を構成要
   素として含有する溶接熱影響部靭性の優れた鋼材を製造
   するにあたり、予めＳｉとＭｎを添加して予備脱酸を行
   い、溶存酸素濃度を２０〜１００ｐｐｍ、Ａｌ：０．０
   ００１〜０．００５０％に制御した後、Ｔｉを０．００
   ５〜０．０３０％の範囲で添加し、浸漬ノズルから連続
   鋳造用鋳型内に供給される溶鋼吐出流に対して制動を加
   えながら連続鋳造を行うことを特徴とする溶接熱影響部
   靭性の優れた鋼材の製造方法。