WO2001027342A1

WO2001027342A1 - Acier pour structure soudee dont la tenacite de zone thermiquement affectee ne depend pas d'un apport de chaleur, et procede de production associe

Info

Publication number: WO2001027342A1
Application number: PCT/JP2000/007091
Authority: WO
Inventors: Ryuji Uemori; Yukio Tomita; Takuya Hara; Shuji Aihara; Naoki Saitoh
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-10-12
Filing date: 2000-10-12
Publication date: 2001-04-19
Anticipated expiration: 2002-04-12
Also published as: DE60020522D1; KR100430067B1; JP3802810B2; KR20010080751A; EP1143023A4; DE60020522T2; EP1143023B1; EP1143023A1

Description

明細書

H A Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼とその製造方法技術分野

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. 5 k J Zmmから 1 5 0 k J Zmm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「HA Z」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「HA Z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。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 HA Z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 2 0 k J Zmm以下）から、さらに溶接入熱が増大した超大人熱溶接（ 2 0〜 1 5 0 k J /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、 1 4 0 0 °C以上の高温での滞留時間の差異に起因している。

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、 H A Z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。一般に、鋼板の H A Z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 5 5 — 2 6 1 6 4号公報に記載されている T i Nや、特開昭 5 2 — 1 7 3 1 4号公報に記載されている "重量⁰/。で、 C ： 0. 0 1 〜 0. 2 %、 S i ： 0. 0 0 2〜 1 . 5 %、 M n ： 0. 5〜 2. 5 %、 T i およびノあるレ、は Z r ： 0. 0 0 2〜 0. 1 %、 C aおよび Zあるいは M g ： 0. 0 0 4 %以下、 C eおよび Zあるレヽは L a : 0. 0 Q 1〜 0. 1 %、 A 1 : 0. 0 0 5〜 0. 1 %、 N : 0. 0 0 2〜 0. 0 1 5 %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 Z r N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」とレヽう。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。

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、 1 4 0 0 °C以上の高温での滞留時間が極めて長い大人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。

一方、近年、 H A Z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 5 9— 1 9 0 3 1 3号公報には、溶鋼を T i あるいは T i 合金で脱酸し、ついで、 A l 、 M g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、 T i 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、 HA Z靱性の向上を図る技術である。

その後、この技術分野においては、特開昭 6 1 - 7 9 7 4 5号公報、特開平 5 — 4 3 9 7 7号公報、特開平 6— 3 7 3 6 4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。

特に、特開昭 5 9— 1 9 0 3 1 3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→ひ変態時のフェライト核生成、即ち、フユライト組織の微細化に利用可能な含 T i 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。

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 1 μ m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。

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、 H A Zでの焼入れ性の増加に起因して、従来のフヱライト変態を利用する H A Z靱性の向上対策は、有効ではなくなってきつつある。

以上のような観点から、抜本的な H A Z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、 H A Ζ靱性の飛躍的な向上をもたらすものと考えられる。

酸化物の導入方法としては、鋼の溶製工程において T i 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、銅の清浄度を損ない、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、先の例に述ベたごとく、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、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、銅中に分散させることはできない。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、 H A Z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。

本発明の要旨は、以下のとおりである。

( 1 ) 質量％で、

C ： 0. 0 1〜 0. 2 %、

S i ： 0. 0 2〜 0. 5 %、

M n ： 0. 3〜 2 %、

P ： 0. 0 3 %以下、

S : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 3 %、

A 1 : 0. 0 0 0 5〜 0 , 0 5 %、

T i ： 0. 0 0 3〜 0. 0 5 %、

M g ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 1 %、

O ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 8 %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〜 5 μ πιの M g含有酸化物を核にして、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 3 0〜 1 0 0 μ πιで鋼中に分散し、あるいは粒子径が 0. 0 0 5〜 0. 未満の M g含有酸化物を核にして、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 3 0 μ m以下で鋼中に分散している、

ことを特徴とする H A Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。

( 2 ) 質量％で、さらに、

C u ： 0. 0 5〜： L . 5 %、

N i ： 0. 0 5〜 5 %、

C r ： 0. 0 2〜： L . 5 %、

M o ： 0. 0 2〜： L . 5 %、

V ： 0. 0 1〜 0. 1 %、

N b ： 0. 0 0 0 1 〜 0. 2 %、

Z r ： 0. 0 0 0 1 〜 0. 0 5 %、

T a ： 0. 0 0 0 1 〜 0. 0 5 %、

B : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %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 H A Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。

( 3 ) 質量％で、さらに、

C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、

R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %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 H A Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。

( 4 ) HA Z組織の旧オーステナイ卜粒径が、溶接入熱によらず 1 0〜 2 0 0 i mであることを特徴とする前記（ 1 ) 、（ 2 ) または（ 3 ) に記載の H A Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。

( 5 ) 製綱段階において、 S i 、 M nを添加して弱脱酸処理を行つた後、 T i : 0. 0 0 3〜 0. 0 5質量⁰んと、所要量の M gを、順次あるレ、は同時に添加して溶存酸素量を 5 0 p p m以下とし、その状態で铸造、あるいは、さらに M gを、最終含有量で 0. 0 1質量％以下となるように添加し铸造することを特徴とする前記（ 1 )

、（ 2 ) 、（ 3 ) または（ 4 ) に記載の H A Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼の製造方法。

( 6 ) 製綱段階において、 S i 、 M nを添加して弱脱酸処理を行つた後、 T i : 0. 0 0 3〜 0. 0 5質量⁰んと、所要量の A l 、 C a、 M gを、順次、あるいは同時に添加して溶存酸素量を 5 0 p p m以下としその状態で铸造、あるいは、さらに M g を、最終含有量で 0. 0 1質量％以下となるように添加し、铸造することを特徴とする前記（ 1 ) 、（ 2 ) 、（ 3 ) または（ 4 ) に記載の HA Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼の製造方法。図面の簡単な説明

図 1 は、溶接入熱量を変化させた場合の H A Zにおける旧 γ粒径を示す図である。

図 2は、超微細な M g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。発明を実施するための最良の形態

M gは、従来から、強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高め、 HA Z靱性を向上せしめる元素として知られている。

また、酸化物の分散を制御して HA Z靱性を向上させる技術として、 T i 添加後、 M gを添加する複合添加の技術が、特開昭 5 9 — 1 9 0 3 1 3号公報に記載されている。

しかしながら、その技術の目的は、先に引用したように、 M g添加により、粒内変態核である T i 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。

そこで、本発明者らは、 M gの有する強脱酸剤としての作用に着目し、 A 1 より凝集粗大化が起こりにくい性質を利用して、 T i 添加銅において、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。以下、本発明に関して詳細に説明する。

本発明者らは、 T i を添加し弱脱酸した溶鋼中に M g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。

その結果、溶銅を S i 、 M nにより脱酸した後、 T i 、 M gの順に T i と M gを添加した場合に、あるいは、 T i 添加と M g添加を同時に行い、さらに、平衡状態になった状態で再度 M g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。

なお、 1段目の M g脱酸においては、同時あるいは前段に A 1 、 C a 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。

すなわち、 1つは、粒子径が 0. 2〜 5. 0 mの M g含有酸化物であり、他は、 0. 0 0 5〜 0. Ι μ πιの超微細な M g Oないしは M g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。

まず、 T i 添加、あるいは、 T i と少量の M gの同時添加により、一旦 T i あるいは T i を主体とする μ πι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 M gがさらに添加されると、既に生成されている酸化物が M gにより還元されて、最終的に、 mサイズの、 M g を主体とする M g含有酸化物が生成される。また、この際に、溶存酸素が少なくなつているにもかかわらず、 M gが T i よりも脱酸力が強いために、新たな M g単独のサブ m サイズの微細な酸化物も同時に生成される。

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。

一般に、 μ mサイズの酸化物に関しては、 5 μ πι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、 M gを添加する場合には、特開平 9 一 1 5 7 7 8 7号公報にも記載されているように、 M g 添加量は、 3 0〜 5 0 p p m程度が限界とされている。

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、 1 0 0 p p mまでは M gの添加が可能になる。

一方、 T i脱酸や、丁 1 +少量1^1₈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、溶銅中に溶存酸素がまだ残っていて、その時点で、再度、 M g を添加すると、前述の μ ιη ないしサブ / X mの酸化物だけでなく、まだ残っている溶存酸素と M g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。

以上のように、鋼中に生成した酸化物は、铸造時、あるいは、その後の冷却過程や再加熱一熱間工程中に、硫化物および窒化物の核生成サイ卜になる。

そして、電子顕微鏡を用いて、 1 0 0 0倍〜 1 0万倍の倍率で、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 1 0万倍程度）で 1 0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。

1 ) 粒子径が 0. 2〜 5 μ πιの M g含有酸化物を核にして、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 3 0〜 1 0 0 /z mで、鋼中に含有されている。

2 ) 粒子径が 0. 0 0 5〜 0. 2 /z m未満の M g含有酸化物を核にして、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 3 0 μ πι以下で鋼中に含有されている。

本発明は、上記 1 ) および Zまたは 2 ) の酸化物の存在状態によつて達成される優れた HA Z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 H A Z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。

以下に、 H A Z靭性の向上について、さらに説明する。

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 1 0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、 1 0 0 %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 M g含有酸化物においては、粒内変態能が極めて大きくなる。

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. 1 0 C— 1 . O M n鋼をベース成分とし、入熱量を横軸にしたときの H A Zにおける旧 ^ 粒径を、各入熱条件 [ 1 k J Zmm、 1 0 k J Zmm、 5 0 k J Zmm、 1 0 0 k j Zmm、 1 5 0 k J / m m ] で測定したものである。

旧 γ粒径の測定は、実継手の場合には、 ΗΑ Ζ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、 5 0倍〜 2 0 0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〜 5 0 k J /mmの旧 _y粒径は、この方法によって求めた値である。

また、超大人熱の場合は、旧 γ粒界に沿って粒界フェライ卜が生成するので、粒界フェライトを含めて旧 γ粒として算出する力、、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 1 0 0 k j Zmmと 1 5 0 k J 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口組織より求めた値である。

ここでは、 A 1脱酸鋼、 T i 添加 A 1脱酸鋼、 M g脱酸銅の測定例を示しており、上記 2 ) の M g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。

すなわち、 M g脱酸鋼以外では、入熱量の増大に従って、明らかに、旧 τ/粒径が顕著に大きくなつている。

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 M g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。

しかしながら、入熱量が 6 0 k J / m m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。

なお、上記 1 ) 単独の酸化物の存在状態においても、ピニンダカ力；、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。

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. 1 /i m以下の面心立方構造の M g Oや M g を主構成元素とするスピネル型構造の ΜΙΙΜΙΠ₂〇₄ (MII : M g、 C a、 F e、 Mn等、 Mil I ： A 1 、 T i 、 C r 、 M n、 V等）粒子、あるレヽは、図 2に形態を模式的に示す M g含有酸化物一硫化物および Zあるいは窒化物 [ T i N等] の複合粒子が、多数存在することが明らかになった。また、電子顕微鏡観察において、 M g含有酸化物一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つた。

このことは、 M g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、この優先析出サイ卜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。

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 M g Oないしは M g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。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 H A Z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。

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、 T i Ν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、 M g O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、 HA Zで 1 0〜 2 0 0 m以下の旧 γ粒を得ることができる点にある。

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人熱〜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、 HA Z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。

本発明における M gの添加方法は、既に述べたように、最初に、 S i 、 M nを添加し、その後、まず、 T i を添加し溶鋼中の酸素量を調整し、その後、少量の M gを徐々に添加する力、、あるいは、 T i と少量の M gを同時に添加し、その後に、最終的に、再度、 M g を添加するというものである。

最適な M g添加量は、 T i 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、 T i 添加量と M g添加までの時間に依存するので、結局は、 T i 添加量と M g添加量を適正な範囲で制御すればよい。

なお、最終的な M g添加時の溶存酸素量は 0. l〜 5 0 p p m程度が適量である。最小の 0. l p p mは、微細な M g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 5 O p p mを超えると、粗大な M g酸化物ができてしまい、ピニンダカが弱くなるので、 5 0 p p mを限度とした。

また、 M gを添加する際に用いる M gの素材および添加方法については、金属 M g を F e箔に包んで添加する方法、 M g合金を用いて添加する方法などを試みた結果、前者は、溶銅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 M g合金を用いて添加するのが好ましい。

以下、本発明の成分組成の限定理由について述べる。

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. 0 1 %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、鋼材の溶接性ゃ靱性の低下を招くので、上限を 0. 2 %とする。

S i は、製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に 0. 0 2 %以上の添加が必要である力 0. 5 %を越えて添加すると、 H A Z靱性を低下させるので、 0. 5 %を上限とする。

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、 H A Z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。

Pは、鋼の靱性に影響を与える元素であり、 0. 0 3 %を越えて含有されていると、母材だけでなく H A Zの靱性が著しく阻害されるので、上限を 0. ◦ 3 %とする。

Sは、 0. 0 3 %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. 0 0 0 1 %未満の含有になると、粒内フェライ卜の生成に有効な M n S等の硫化物の生成量が著しく低下するので、 0. Q 0 0 1 〜 0. 0 3 %を添加量の範囲とする。

A 1 は、通常、脱酸剤として添加されるが、本発明においては、 0. 0 5 %を越えて添加されると、 M gの添加の効果を阻害するので、 0. 0 5 %を上限とする。また、安定して、 ΜΠΜΙΙΙ₂0₄ を生成するためには、少なくとも、 0. 0 0 0 5 %は必要であるので、 0. 0 0 0 5 %を下限とする。

T i 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. 0 5 % にする必要がある。そして、所定の効果を得るためには、 0. 0 0 3 %以上の添加が必要であるので、その添加量の範囲を、 0. 0 0 3〜 0. 0 5 %とする。

M g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. 0 1 %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 H A Z靱性の低下をもたらす。しかし、 0. 0 0 0 1 %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. 0 0 0 1〜 0. 0 1 0 %とする。

〇（酸素）は、 M g含有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. 0 0 0 1 %未満であると、酸化物の個数が十分とはならないので、 0. 0 0 0 1 %を下限とする。一方、 0. 0 0 8 %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 H A Z靭性の低下をもたらすので、上限を 0. 0 0 8 %とする。

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、 C u、 N i 、 C r 、 M o、 V、 N b、 Z r 、 T a、 Bの中力、ら、 1種または 2種以上の元素を添加することができる。

C u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力 0. 0 5 %未満では効果がなく、 1 . 5 %を越えると銅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 . 0 5〜： L . 5 %とする。

N i 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. 0 5 %以上の添加が必要である力 s、 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。

C r は、析出強化による鋼の強度を向上させるために、 0. 0 2 %以上の添加が有効である力 1 . 5 %を越えて多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ペ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。

M o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. 0 2 %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. 0 2〜： I . 5 %とする。

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力 0. 0 1 %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. 0 ：!〜 0. 1 %とする。

N b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. 0 0 0 1 %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. 0 0 0 1 〜 0. 2 %とする。

Z r と T _a も、 N b 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. 0 0 0 1 %未満の添加ではその効果がなく、 0. 0 5 %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. 0 0 0 1〜 0. 0 5 %とする。

Bは、一般に、固溶すると焼入れ性を増加させるが、また、 B N 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. 0 0 0 3 %以上の添加でその効果を利用できる力過剰の添加は、靱性の低下を招くので、その上限を 0. 0 0 5 %とする。

C aおよび R EMは、硫化物を生成することにより、伸長した M n Sの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に、耐ラメラティァー性を改善する。 C a、 R E Mは、ともに、 0. 0 0 0 5 %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. 0 0 0 5 %とする。逆に、 0. 0 0 5 %を越えて添加すると、 C aおよび R E Mの酸化物の個数が増加し、超微細な M g含有酸化物の個数が低下するので、その上限を 0. 0 0 5 %とする。

上記成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続铸造などをへて、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、 HA Z靱性に対して何ら差し支えがない特に、母材の粒径が小さければ小さい程、 HA Zの粒径との粒径差が大きくなることから、本発明による H A Zにおける旧 γ粒径の微細化は、 H A Ζ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。

実施例

次に、本発明の実施例について述べる。

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 . 7 k j Zmmの小入熱、 2 0 k j Zmmの大入熱、および、 1 5 0 k J Zmmの超大入熱溶接を施した。そして、 H A Z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 HA Z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。

なお、表 3中の Δ ν Ε οは、小入熱（ 1 . 7 k J Zmm) と超大入熱（ 1 5 0 k J Zmm) 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： V E 0 ( J ) ] 一 [超大入熱時の靱性： V E o ( 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 °C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。

また、え 1 とえ 2は、 L 1が 1 0 0 0倍の電子顕微鏡写真 1 0枚から、 λ 2が 1 0万倍の電子顕微鏡写真 1 0枚から、それぞれ算出した酸化物の平均粒子間隔である。

61

I60.0/00dT/13d ひ ε"/ιο θΛ 表 3

d 1 ：入熱 1.7kJ/mmの旧 7粒径、 d 2 ：入熱 20. OkJ/醒の旧 Ί粒径、 d 3 ：入熱 150.0 kJZ画の旧ァ粒径（ただし、 20- 2の d 3は入熱 60. OkJZ瞧の旧ァ粒径）

λ 1 : 含有酸化物(0.2〜5.0/^111)の平均粒子間隔、 λ 2 :^含有酸化物(0.005~0.2"111) の平均粒子間隔

vEo (kgf · m) ：入熱 1.7kJ "瞧の場合の 0°Cにおけるシャルピー吸収エネルギー厶 vEo (kgf - m) ： [入熱 1.7kJZ匪のシャルピー吸収エネルギー] ― [入熱 150. OkJ/醒 (または、 60. OkJ/讓）のシャルビ一吸収エネルギー 1 鋼 1 〜 2 2 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、 2 0 0 μ πι以下である。鋼 2 0 — 2 と 2 1 一 2 は、化学成分が、それぞれ、鋼 2 0 と 2 1 の化学成分とほとんど同様のものである力脱酸条件を変化させたものであり、 M g 量が多少異なるものである。銅 2 0 — 2の場合はえ 1 が、鋼 2 1 _ 2の場合はん 2力';、本発明で規定する範囲の外である力これらの場合においても、鋼 2 0 — 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 2 1 — 2では、入熱条件 6 0. 0 k J / m mで粒径が 2 0 0 μ m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、 1 0 k g f · 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一の差は、最大でも、およそ 4 k g f · πι以下と小さく、幅広い入熱条件の範囲においても、 H A Ζ靱性に大きな変化はない。

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 y粒径が大きくなつ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 M g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。

それに対し、鋼 2 3〜 3 5 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 2 3、 2 4、 2 5、 2 6、 2 7 、 2 9、 3 0、 3 3 、 3 4および 3 5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。

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人熱条件での溶接時、 H A Z靱性の劣化が助長されたものである。

比較鋼 2 8 と比較鋼 3 1 は、それぞれ、 A 1 と T i が、本発明で規定する A 1 と T i 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 2 8 と比較鋼 3 1 は、ともに、靱性値が低いものである。

また、比較鋼 3 2 は、 M g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、超大人熱条件の下では、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、 1 0 . 3 k g f · mと大きレ、。

上記比較鋼においては、いずれも、 H A Z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、 H A Z靱性が低下している。

なお、比較鋼 3 3 と比較鋼 3 4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。

この理由は、過剰の M g あるいは Oが添加されたことに起因して、主として、 5 μ m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。

比較鋼 3 6 と比較鋼 3 7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 M g を所定量添加する際、溶鋼中の溶存酸素量が 5 0 p p mを越えていた鋼である。

結局、比較鋼 3 6 と比較鋼 3 7 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。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、 T i 添加後に M g を適切に所定量添加するカあるいは、 T i と M g を同時に添加した後に、 M g 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、 H A Zにおける旧 _γ粒の成長を抑制することができる。

本発明においては、この抑制効果により、 Η Α Ζ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。

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。

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。

Claims

5W 求の

. 質量％で、

C : 0. 0 1 0. 2 %、

S i 0 0 2〜 0. 5 %、

M n 0 3〜 2 %、

P 0 0 3 %以下、

S 0 0 0 0 1〜 0. 0 3 %、

A 1 0 0 0 0 5〜 0. 0 5 %、

T i 0 0 0 3〜 0. 0 5 %、

M g 0 0 0 0 1 〜 0. 0 1 %、

O 0 0 0 0 1〜 0. 0 0 8 %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〜 5 μ mの M g含有酸化物を核にして、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 3 0〜 1 0 0 mで鋼中に分散し、あるいは粒子径が 0. 0 0 5〜 0. 2 μ m未満の M g含有酸化物を核にして、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 3 0 / m以下で鋼中に分散している、

ことを特徴とする HA Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。

2. 質量％で、さらに、

C u 0 0 5 1 . 5 %、

N i 0 0 5 5 %、

C r 0 0 2 1 . 5 %、

M o 0 0 2 1 . 5 %、

V 0 0 1 0. 1 %、 N b : 0. 0 0 0 1 〜 0. 2 %、

Z r : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 5 %、

T a : 0. 0 0 0 1 〜 0. 0 5 %、

B : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %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の範囲 1 に記載の HA Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。

3. 質量％で、さらに、

C a ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %、

R EM : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 %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の範囲 1 または 2に記載の HA Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。

4. HA Z組織の旧オーステナイト粒径が、溶接入熱によらず 1 0〜 2 0 0 μ πιであることを特徴とする請求の範囲 1 、 2または 3 に記載の H A Ζ靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼。

5. 製綱段階において、 S i 、 Mnを添加して弱脱酸処理を行つた後、 T i : 0. 0 0 3〜 0. 0 5質量％と、所要量の M gを、順次あるいは同時に添加して溶存酸素量を 5 0 p p m以下とし、その状態で铸造、あるいは、さらに M gを、最終含有量で 0. 0 1質量 %以下となるように添加し、铸造することを特徴とする請求の範囲 1 、 2、 3または 4に記載の H A Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼の製造方法。

6. 製綱段階において、 S i 、 M nを添加して弱脱酸処理を行つた後、 T i : 0. 0 0 3〜 0. 0 5質量⁰ /₀と、所要量の A l 、 C a 、 M gを、順次あるいは同時に添加して溶存酸素量を 5 0 p p m以下とし、その状態で铸造、あるいは、さらに M g を、最終含有量で 0. 0 1 質量％以下となるように添加し、铸造することを特徴とする請求の範囲 1 、 2、 3または 4に記載の H A Z靱性の入熱依存性がない溶接構造物用鋼の製造方法。