溶接用低温高靱性鋼の製造方法
【目的】 本発明は粒内フェライト粒としてのＴｉ酸化物を均一多量分散することによりＨＡＺ組織を微細化してすぐれたＨＡＺ靱性を有する鋼の製造方法を提供する。
【構成】 適切な成分範囲の鋼において、溶鋼中の酸素量を限定した上で、ＴｉとＭｇを溶鋼中に複合添加することにより凝固後の鋼材中にＴｉを含有する微細な酸化物を均一多量に分散させることができる。その結果、溶接熱影響部の組織が微細化し、大入熱溶接条件も含めて鋼材のＨＡＺ靱性が向上する。
【構成】 適切な成分範囲の鋼において、溶鋼中の酸素量を限定した上で、ＴｉとＭｇを溶鋼中に複合添加することにより凝固後の鋼材中にＴｉを含有する微細な酸化物を均一多量に分散させることができる。その結果、溶接熱影響部の組織が微細化し、大入熱溶接条件も含めて鋼材のＨＡＺ靱性が向上する。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接に至る広範な入熱の溶接においても良好な溶接熱影響部の低温靱性を有する溶接用低温高靱性鋼の製造方法にかかわるものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、船舶等、大型構造物の材質に対する要求は安全性確保の点から厳しさを増している。特に母材に比べて材質が劣化する傾向にある溶接熱影響部の低温靱性の向上が望まれている。一般に鋼材をサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱の大きい自動溶接を行うと、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）のオーステナイト結晶粒の粗大化が行われることによりＨＡＺの組織が粗くなり、ＨＡＺ靱性が著しく低下する。ＨＡＺ靱性向上のためにはＨＡＺ、特に高温にさらされる融合部（フュージョンライン、以下ＦＬと称する）近傍のＨＡＺ組織を微細化する必要がある。従来、以下に示すような種々のＨＡＺ組織微細化方法が提案さている。例えば、昭和５４年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２３２頁においては、ＴｉＮを微細析出させることによりＨＡＺのオーステナイト粒を微細化して、５０ｋｇｆ／ｍｍ2級高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改善する技術が開示されているが、ＴｉＮはＦＬ直近では溶接時に大部分が溶解し、オーステナイトの粗粒化と固溶Ｎの増加とによりＨＡＺ靱性の劣化が避けられないという欠点が存在する。ごく最近では、例えば特開昭６１−１１７２１３号公報に見られるようにオーステナイトの細粒化によらずに粒内フェライトを生成させることによりＨＡＺ組織の微細化を図る技術が開発されている。特に粒内フェライトの生成核としてＴｉ酸化物が有効であり、Ｔｉ酸化物は高温にさらされても溶解することがなく、ＦＬ直近でも粒内フェライトの核として働き、組織微細化が可能で、ＴｉＮ等を利用した鋼に比較してＦＬ近傍のＨＡＺ靱性の著しい改善が可能であることが例えば特開昭６１−１１７２４５号公報に示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｔｉ酸化物を粒内フェライト変態核とした場合はＴｉＮや他の複合炭窒化物等を核とした場合に比べて高温安定性には優れているが、酸化物であるため、凝固時にその分散状態が決定されるため、炭窒化物に比べて分散状態の制御が困難であり、またＴｉ酸化物の個数自体も現状の製鋼、凝固法においてはＴｉＮなどと比べて少ない。さらに、粗大なＴｉ酸化物ができやすく、その場合には酸化物自身が脆性破壊の起点となってＨＡＺ靱性劣化を招く。従って、酸化物を用いた鋼材で安定したＨＡＺ靱性を確保し、一層のＨＡＺ靱性向上を図るためには粒内フェライトの核となり得る酸化物を微細、多量且つ均一に分布できる手法が必要となる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は鋼中に安定して微細分散し、且つ粒内フェライトの生成核となる酸化物の検討を種々行った結果、発明に至ったものであり、その要旨とするところは、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００６％以下を基本成分として、必要に応じてさらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｃｕ：１．５％以下の１種または２種以上を含有し、不純物としてＰ：０．０１５％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼中のＯ量を０．００２０〜０．０１５％とし、ＴｉとＭｇをＴｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１％の範囲で溶鋼中に添加後、凝固させることを特徴とする溶接用低温高靱性鋼の製造方法にある。
【０００５】
【作用】本発明はＦＬ直近の高温にさらされるＨＡＺにおいても安定に存在し得る酸化物の内で、粒内フェライトの生成核として有効に働き、且つ従来のＴｉ酸化物を利用した鋼以上に鋼中に安定して多量に均一微細分散し、ＨＡＺ靱性を著しく改善することができる酸化物を含む鋼について種々検討した結果、発明に至ったものである。即ち、Ａｌのような強脱酸元素を実質的に添加せずにＴｉを溶鋼中に添加し凝固させることによりＴｉを含有する酸化物が鋼材中に微細に分散し、ＨＡＺ靱性が向上するが、さらにＭｇを溶鋼中に添加することによりＴｉを単独に添加する場合以上にＴｉを含有する酸化物が多量かつ微細分散し、これにより粒内フェライトの多量の生成核が確保され、ＨＡＺ靱性がいっそう向上する。
【０００６】図１、図２はＣ：約０．０６％、Ｓｉ：約０．０５〜０．２％、Ｍｎ：約１．４％、Ｎｉ：約０．３％、Ｃｕ：約０．３％、Ｎｂ：約０．０１５％、Ｐ：約０．００５％、Ｓ：約０．００３０％、Ｎ：約０．００５％程度の化学成分を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇの添加前の溶鋼中酸素量を約０．００４％とした上で、溶鋼中にそれぞれ、Ａｌ：０．０４％及びＴｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％のみ、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％及びＭｇ：０．００２０〜０．０１０％を添加して凝固させた鋼の溶接再現熱サイクル靱性とＴｉを含有する酸化物の個数との関係を調べた結果である。いずれもＡｌ，Ｔｉ，Ｍｇ等を添加後、鋳型に鋳込み、重量２５ｋｇｆのインゴットとしたものを、板厚１３ｍｍに熱間圧延して素材とした。素材より採取した試験片にＦＬ近傍のＨＡＺの受ける熱履歴をシミュレートした溶接再現熱サイクルを加えた。溶接再現熱サイクル条件は加熱温度１４００℃、保持時間１秒で、８００〜５００℃までの冷却時間（Δ8/5）がサブマージアーク（ＳＡＷ）溶接の中入熱溶接に相当する４０秒と大入熱溶接に相当する１６１秒の２種類とした。溶接再現熱サイクル靱性（シャルピー試験における５０％破面遷移温度：ｖＴｒｓ）はいずれの冷却条件においても抽出レプリカの透過型電子顕微鏡観察により求めた粒子径が０．１μｍ〜２μｍの微細なＴｉを含有する酸化物個数と良好な相関を示し、ＴｉとＭｇを複合添加した鋼はＴｉを含有する微細な酸化物個数がＡｌ添加鋼はもちろん、Ｔｉを単独添加した鋼より多く、その分靱性が向上する。
【０００７】以上の実験結果から酸化物を用いた鋼材で安定したＨＡＺ靱性を確保し、Ｔｉ酸化物を利用した鋼以上の一層のＨＡＺ靱性向上を図るための方法として、ＴｉとＭｇを溶鋼中に適切量添加することにより、粒内フェライトの核となるＴｉを含有する酸化物を微細、多量且つ均一に分布できることが明白となった。なお、本発明における粒内フェライト核となりえるＴｉを含有する酸化物中にはＴｉとＯ以外に若干のＭｇが存在する。また、鋼中や原料の不純物から微量に他の元素が酸化物中に含まれることもあるが、本発明法により製造した場合には粒内フェライト生成能は変化しない。ＴｉとＭｇの添加量は以下に述べる理由から溶鋼重量に対し、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．０１０％の範囲が好ましい。先ず、Ｔｉは０．００５％未満では必要な酸化物量を確保できないので、０．００５％以上は必要である。また、Ｔｉは酸化物を形成する以外に、ＴｉＮを形成することによって母材の加熱オーステナイトの細粒化やＨＡＺのＦＬから遠い領域でのオーステナイト細粒化を生じさせ、母材、ＨＡＺの靱性向上に有効であるので、酸化物を形成する量以上に含有させることが可能であるが、０．０２０％を超えると粗大なＴｉＮが形成されたり、析出脆化を生じる恐れがあるため、０．００５〜０．０２０％の範囲での添加が好ましい。
【０００８】次に、ＭｇはＴｉと溶鋼中に複合添加することにより、凝固後の鋼材中にＴｉを含有する酸化物を多量、均一かつ微細に分散させる上で非常に効果のある元素であるが、０．００１０％以上添加しないと明確にその効果が現れない。一方、０．０１０％を超える添加では粗大な酸化物を生じる恐れがあるため、０．００１〜０．０１０％の範囲での添加が有効である。溶鋼に添加するＴｉとＭｇは純金属である必要はなく、他の元素との合金等、一般的に使用される溶解用原料でも問題はない。また、ＴｉとＭｇの添加順序についても極端に添加の間隔が長くなければどちらが先でも、あるいは同時に添加しても本発明の効果を損なうものではない。
【０００９】さらに本発明の要件は酸化物を形成することにあるので、ＴｉとＭｇの添加量に加えて、添加前の溶鋼中のＯ濃度が重要である。本発明者らの検討結果よれば、Ｏが０．００２０％未満では粒内フェライト生成に必要なＴｉを含有する酸化物量が十分に確保できない。一方、０．０１５％を超えるＯ濃度の溶鋼中にＴｉ，Ｍｇを添加すると、粗大な酸化物の形成が促進されて酸化物の個数としては減少する上に、粗大な酸化物はそれ自身が破壊の起点となって靱性に悪影響を及ぼすようになる。従って、ＴｉとＭｇを添加するときの溶鋼中のＯ濃度は、０．００２０〜０．０１５％とする必要がある。凝固後の鋼材は何らかの手段により所望の形状、とするが、鋼材は通常の熱間圧延ままのもの、制御圧延をしたもの、さらにこれに制御冷却や、制御冷却後焼戻しを加えたもの、あるいは、焼入れ・焼戻しや焼きならし等、いずれの方法によって所望の形状としても該酸化物のＨＡＺ靱性に対する効果は何ら影響を受けることはない。
【００１０】次に、本発明鋼の基本成分範囲の限定理由について述べる。先ず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分として添加するもので、０．０２％未満では構造溶鋼に必要な強度の確保が困難であり、また、０．１８％を超える過剰の添加は耐溶接割れ性などを著しく低下させるので、０．０２〜０．１８％の範囲とした。次に、Ｓｉは母材の強度確保に有効な元素であるが、０．５％を超える過剰の添加はＨＡＺに高炭素島状マルテンサイトを生成して靱性を低下させるため、上限を０．５％とした。また、Ｍｎは母材の強度靱性の確保に必要な元素であり、最低限０．４％以上添加する必要があるが、溶接部の靱性、割れ性など許容できる範囲で上限を２．０％とした。ＳについてはＭｎＳを形成してフェライト形成を助長する元素であるので、０．００１％以上必要であるが、０．０１％を超える過剰の添加は粗大なＡ系介在物を形成して母材の延性、靱性の低下と機械的性質の異方性の増加を招く上から避けるべきであり、従って、Ｓは０．０１〜０．０１％の範囲とした。Ｎは特に大入熱溶接時に高炭素島状マルテンサイトを生成して靱性を低下させるため、上限を０．００６％とした。Ａｌは通常の鋼では脱酸、母材の細粒化、等に必要な元素であるが、通常アルミキルド程度の添加でも溶鋼酸素量を著しく低下させ、フェライト生成核となるＴｉを含有する酸化物の形成が難しくなるため、上限を０．００６％とした。一方、Ｐは母材、溶接部とも靱性に悪影響を及ぼすので、極力低減するべきであり、上限を０．０１５％とした。
【００１１】以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度の上昇、母材及びＨＡＺ靱性向上の目的で、必要に応じてＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｕの１種または２種以上を含有することができる。先ず、Ｎｉは母材の強度、靱性とＨＡＺの靱性を同時に向上できる極めて有効な元素であるが、３．０％を超す過剰の添加をすると焼入性の増加により本発明鋼に必要な粒内フェライトの形成が抑制され、ＨＡＺ靱性が劣化するため、上限を３．０％とした。次に、Ｃｕは母材強度を高める割にはＨＡＺの硬さ上昇が少ないという点で有効な元素であるが、応力除去焼鈍によるＨＡＺの硬化、靱性劣化の恐れがあることから、上限を１．５％とした。さらにＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏは焼入性の向上と析出硬化により母材の強度上昇に有効な元素であるが、上限値を超える添加はＨＡＺ靱性の劣化を招くので、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏのそれぞれについて上限を０．０５％、０．１％、１．０％、０．５％とした。次に、本発明の効果を実施例によってさらに具体的に述べる。
【００１２】
【実施例】表１に本発明に従って試作した鋼板及び比較鋼板の化学成分、Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．０μｍの酸化物の個数、溶接部の靱性等を示す。ここで、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２が本発明鋼であり、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．１８が比較鋼である。本発明鋼、比較鋼とも圧延により２０ｍｍ及び３０ｍｍの鋼板とした。２０ｍｍ材についてはＸ開先で、電流７００Ａ、電圧３２Ｖ、溶接速度３０ｃｍ／ｍｉｎ、入熱４５ｋＪ／ｃｍの両面１層１電極潜孤溶接（サブマージアーク溶接）を行った。３０ｍｍ材についてはＹ開先で、電流１３８０Ａ（Ｌ極）、１１５０Ａ（Ｔｉ極）、１０４０Ａ（Ｔ２極）、電圧３６Ｖ（Ｌ極）、４２Ｖ（Ｔｉ極）、４６Ｖ（Ｔ２極）、溶接速度４５ｃｍ／ｍｉｎ、入熱１９４ｋＪ／ｃｍの片面１層３電極サブマージアーク溶接を行い、いずれも２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を、試験片長手方向が溶接方向に直角で、板表面から７ｍｍの位置が試験片の中心部となり、溶接金属とＨＡＺの境界（融合部：ＦＬ）からＨＡＺ側に１ｍｍ入った位置がノッチ位置となり、ノツチが板表面に垂直な面に入るよう採取し、−６０℃で試験を実施した。表１から明らかなように、本発明鋼は比較鋼に比べて優れたＨＡＺ靱性を有し、−６０℃の低温でも構造物の安全性確保に十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを示すことが分かる。即ち、本発明鋼はいずれも粒子径０．１〜２．０μｍの微細な複合酸化物が多量に鋼中に分散しており、その結果として、入熱４０ｋＪ／ｃｍの両面１層溶接だけでなく、入熱１９４ｋＪ／ｃｍの片面１層の大入熱溶接においてもきわめて優れたシャルピー特性を示している。
【００１３】一方、比較鋼のＮｏ．１３はＡｌを実質的に含有し、且つＭｇを溶鋼中に添加していないため、酸化物の個数が少なく、従って、ＨＡＺ靱性が劣る。Ｎｏ．１４，１５はＡｌは含有しておらず、Ｎｏ．１３に比べてＨＡＺ靱性は優れているが、Ｍｇを添加していないため、ＴｉとＭｇの両方を溶鋼中に添加した本発明鋼に比べてＨＡＺ靱性は劣る。Ｎｏ．１６は溶鋼中のＯ濃度が本発明の範囲より低いため、ＴｉとＭｇの両方を添加しているにもかかわらず酸化物の個数が不十分で、ＨＡＺ靱性のばらつきが大きく、最低値が低い。比較鋼Ｎｏ．１７はＭｇの添加量が過剰なため、酸化物の個数も少なく、粗大な酸化物が存在するため、ＨＡＺ靱性は劣る。Ｎｏ．１８は逆にＴｉ添加量が過剰なため、同様に酸化物個数も少なく、粗大酸化物も多くなるためＨＡＺ靱性は劣化する。以上の実施例から本発明によれば、２００ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接に至るまで極めて優れたＨＡＺ靱性が得られることが明白である。
【００１４】
【表１Ａ】
【００１５】
【表１Ｂ】
【００１６】１）抽出レプリカを作製し、電子顕微鏡で２０視野撮影し、５０００倍の写真から粒子径、個数を測定。Ｔｉ含有の有無はＥＤＸ分析により確認２）Ｎ：焼きならし ＱＴ：焼入れ−焼戻し ＴＭＣＰ：制御圧延−制御冷却−焼戻し３）試験片は溶接線に直角な方向で、試験片の中心部が鋼板表面から７ｍｍとなる位置より採取。ノッチはＦＬからＨＡＺ側に１ｍｍずれた位置に鋼板表面に垂直に導入。
４）吸収エネルギーの表示は３本の測定値の最小値／平均値
【００１７】
【発明の効果】Ｔｉ酸化物を利用してＨＡＺ組織に粒内フェライトを生成させて組織の微細化を図る技術はＨＡＺ靱性向上のための優れた技術である。さらに本発明は溶鋼中にＴｉとＭｇを添加することによりＴｉを含有する酸化物の多量且つ均一微細分散を達成できる技術であり、その結果として一層のＨＡＺ靱性向上が図れる。従って、より過酷な使用条件に対しても安全性の高い溶接構造用鋼を提供することが可能となるものであり、その効果は極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．０μｍの酸化物の個数とΔ8/5＝４０秒の溶接再現熱サイクルを加えたときのシャルピー特性の関係を示す図、
【図２】Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．０μｍの酸化物の個数とΔ8/5＝１６１秒の溶接再現熱サイクルを加えたときのシャルピー特性の関係を示す図である。
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接入熱が２００ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接に至る広範な入熱の溶接においても良好な溶接熱影響部の低温靱性を有する溶接用低温高靱性鋼の製造方法にかかわるものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、海洋構造物、船舶等、大型構造物の材質に対する要求は安全性確保の点から厳しさを増している。特に母材に比べて材質が劣化する傾向にある溶接熱影響部の低温靱性の向上が望まれている。一般に鋼材をサブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱の大きい自動溶接を行うと、溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）のオーステナイト結晶粒の粗大化が行われることによりＨＡＺの組織が粗くなり、ＨＡＺ靱性が著しく低下する。ＨＡＺ靱性向上のためにはＨＡＺ、特に高温にさらされる融合部（フュージョンライン、以下ＦＬと称する）近傍のＨＡＺ組織を微細化する必要がある。従来、以下に示すような種々のＨＡＺ組織微細化方法が提案さている。例えば、昭和５４年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８号１２３２頁においては、ＴｉＮを微細析出させることによりＨＡＺのオーステナイト粒を微細化して、５０ｋｇｆ／ｍｍ2級高張力鋼の大入熱溶接時のＨＡＺ靱性を改善する技術が開示されているが、ＴｉＮはＦＬ直近では溶接時に大部分が溶解し、オーステナイトの粗粒化と固溶Ｎの増加とによりＨＡＺ靱性の劣化が避けられないという欠点が存在する。ごく最近では、例えば特開昭６１−１１７２１３号公報に見られるようにオーステナイトの細粒化によらずに粒内フェライトを生成させることによりＨＡＺ組織の微細化を図る技術が開発されている。特に粒内フェライトの生成核としてＴｉ酸化物が有効であり、Ｔｉ酸化物は高温にさらされても溶解することがなく、ＦＬ直近でも粒内フェライトの核として働き、組織微細化が可能で、ＴｉＮ等を利用した鋼に比較してＦＬ近傍のＨＡＺ靱性の著しい改善が可能であることが例えば特開昭６１−１１７２４５号公報に示されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】Ｔｉ酸化物を粒内フェライト変態核とした場合はＴｉＮや他の複合炭窒化物等を核とした場合に比べて高温安定性には優れているが、酸化物であるため、凝固時にその分散状態が決定されるため、炭窒化物に比べて分散状態の制御が困難であり、またＴｉ酸化物の個数自体も現状の製鋼、凝固法においてはＴｉＮなどと比べて少ない。さらに、粗大なＴｉ酸化物ができやすく、その場合には酸化物自身が脆性破壊の起点となってＨＡＺ靱性劣化を招く。従って、酸化物を用いた鋼材で安定したＨＡＺ靱性を確保し、一層のＨＡＺ靱性向上を図るためには粒内フェライトの核となり得る酸化物を微細、多量且つ均一に分布できる手法が必要となる。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は鋼中に安定して微細分散し、且つ粒内フェライトの生成核となる酸化物の検討を種々行った結果、発明に至ったものであり、その要旨とするところは、重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．４〜２．０％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．００６％以下、Ａｌ：０．００６％以下を基本成分として、必要に応じてさらに、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：３．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｃｕ：１．５％以下の１種または２種以上を含有し、不純物としてＰ：０．０１５％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼中のＯ量を０．００２０〜０．０１５％とし、ＴｉとＭｇをＴｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１％の範囲で溶鋼中に添加後、凝固させることを特徴とする溶接用低温高靱性鋼の製造方法にある。
【０００５】
【作用】本発明はＦＬ直近の高温にさらされるＨＡＺにおいても安定に存在し得る酸化物の内で、粒内フェライトの生成核として有効に働き、且つ従来のＴｉ酸化物を利用した鋼以上に鋼中に安定して多量に均一微細分散し、ＨＡＺ靱性を著しく改善することができる酸化物を含む鋼について種々検討した結果、発明に至ったものである。即ち、Ａｌのような強脱酸元素を実質的に添加せずにＴｉを溶鋼中に添加し凝固させることによりＴｉを含有する酸化物が鋼材中に微細に分散し、ＨＡＺ靱性が向上するが、さらにＭｇを溶鋼中に添加することによりＴｉを単独に添加する場合以上にＴｉを含有する酸化物が多量かつ微細分散し、これにより粒内フェライトの多量の生成核が確保され、ＨＡＺ靱性がいっそう向上する。
【０００６】図１、図２はＣ：約０．０６％、Ｓｉ：約０．０５〜０．２％、Ｍｎ：約１．４％、Ｎｉ：約０．３％、Ｃｕ：約０．３％、Ｎｂ：約０．０１５％、Ｐ：約０．００５％、Ｓ：約０．００３０％、Ｎ：約０．００５％程度の化学成分を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇの添加前の溶鋼中酸素量を約０．００４％とした上で、溶鋼中にそれぞれ、Ａｌ：０．０４％及びＴｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％のみ、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％及びＭｇ：０．００２０〜０．０１０％を添加して凝固させた鋼の溶接再現熱サイクル靱性とＴｉを含有する酸化物の個数との関係を調べた結果である。いずれもＡｌ，Ｔｉ，Ｍｇ等を添加後、鋳型に鋳込み、重量２５ｋｇｆのインゴットとしたものを、板厚１３ｍｍに熱間圧延して素材とした。素材より採取した試験片にＦＬ近傍のＨＡＺの受ける熱履歴をシミュレートした溶接再現熱サイクルを加えた。溶接再現熱サイクル条件は加熱温度１４００℃、保持時間１秒で、８００〜５００℃までの冷却時間（Δ8/5）がサブマージアーク（ＳＡＷ）溶接の中入熱溶接に相当する４０秒と大入熱溶接に相当する１６１秒の２種類とした。溶接再現熱サイクル靱性（シャルピー試験における５０％破面遷移温度：ｖＴｒｓ）はいずれの冷却条件においても抽出レプリカの透過型電子顕微鏡観察により求めた粒子径が０．１μｍ〜２μｍの微細なＴｉを含有する酸化物個数と良好な相関を示し、ＴｉとＭｇを複合添加した鋼はＴｉを含有する微細な酸化物個数がＡｌ添加鋼はもちろん、Ｔｉを単独添加した鋼より多く、その分靱性が向上する。
【０００７】以上の実験結果から酸化物を用いた鋼材で安定したＨＡＺ靱性を確保し、Ｔｉ酸化物を利用した鋼以上の一層のＨＡＺ靱性向上を図るための方法として、ＴｉとＭｇを溶鋼中に適切量添加することにより、粒内フェライトの核となるＴｉを含有する酸化物を微細、多量且つ均一に分布できることが明白となった。なお、本発明における粒内フェライト核となりえるＴｉを含有する酸化物中にはＴｉとＯ以外に若干のＭｇが存在する。また、鋼中や原料の不純物から微量に他の元素が酸化物中に含まれることもあるが、本発明法により製造した場合には粒内フェライト生成能は変化しない。ＴｉとＭｇの添加量は以下に述べる理由から溶鋼重量に対し、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１０〜０．０１０％の範囲が好ましい。先ず、Ｔｉは０．００５％未満では必要な酸化物量を確保できないので、０．００５％以上は必要である。また、Ｔｉは酸化物を形成する以外に、ＴｉＮを形成することによって母材の加熱オーステナイトの細粒化やＨＡＺのＦＬから遠い領域でのオーステナイト細粒化を生じさせ、母材、ＨＡＺの靱性向上に有効であるので、酸化物を形成する量以上に含有させることが可能であるが、０．０２０％を超えると粗大なＴｉＮが形成されたり、析出脆化を生じる恐れがあるため、０．００５〜０．０２０％の範囲での添加が好ましい。
【０００８】次に、ＭｇはＴｉと溶鋼中に複合添加することにより、凝固後の鋼材中にＴｉを含有する酸化物を多量、均一かつ微細に分散させる上で非常に効果のある元素であるが、０．００１０％以上添加しないと明確にその効果が現れない。一方、０．０１０％を超える添加では粗大な酸化物を生じる恐れがあるため、０．００１〜０．０１０％の範囲での添加が有効である。溶鋼に添加するＴｉとＭｇは純金属である必要はなく、他の元素との合金等、一般的に使用される溶解用原料でも問題はない。また、ＴｉとＭｇの添加順序についても極端に添加の間隔が長くなければどちらが先でも、あるいは同時に添加しても本発明の効果を損なうものではない。
【０００９】さらに本発明の要件は酸化物を形成することにあるので、ＴｉとＭｇの添加量に加えて、添加前の溶鋼中のＯ濃度が重要である。本発明者らの検討結果よれば、Ｏが０．００２０％未満では粒内フェライト生成に必要なＴｉを含有する酸化物量が十分に確保できない。一方、０．０１５％を超えるＯ濃度の溶鋼中にＴｉ，Ｍｇを添加すると、粗大な酸化物の形成が促進されて酸化物の個数としては減少する上に、粗大な酸化物はそれ自身が破壊の起点となって靱性に悪影響を及ぼすようになる。従って、ＴｉとＭｇを添加するときの溶鋼中のＯ濃度は、０．００２０〜０．０１５％とする必要がある。凝固後の鋼材は何らかの手段により所望の形状、とするが、鋼材は通常の熱間圧延ままのもの、制御圧延をしたもの、さらにこれに制御冷却や、制御冷却後焼戻しを加えたもの、あるいは、焼入れ・焼戻しや焼きならし等、いずれの方法によって所望の形状としても該酸化物のＨＡＺ靱性に対する効果は何ら影響を受けることはない。
【００１０】次に、本発明鋼の基本成分範囲の限定理由について述べる。先ず、Ｃは鋼の強度を向上させる有効な成分として添加するもので、０．０２％未満では構造溶鋼に必要な強度の確保が困難であり、また、０．１８％を超える過剰の添加は耐溶接割れ性などを著しく低下させるので、０．０２〜０．１８％の範囲とした。次に、Ｓｉは母材の強度確保に有効な元素であるが、０．５％を超える過剰の添加はＨＡＺに高炭素島状マルテンサイトを生成して靱性を低下させるため、上限を０．５％とした。また、Ｍｎは母材の強度靱性の確保に必要な元素であり、最低限０．４％以上添加する必要があるが、溶接部の靱性、割れ性など許容できる範囲で上限を２．０％とした。ＳについてはＭｎＳを形成してフェライト形成を助長する元素であるので、０．００１％以上必要であるが、０．０１％を超える過剰の添加は粗大なＡ系介在物を形成して母材の延性、靱性の低下と機械的性質の異方性の増加を招く上から避けるべきであり、従って、Ｓは０．０１〜０．０１％の範囲とした。Ｎは特に大入熱溶接時に高炭素島状マルテンサイトを生成して靱性を低下させるため、上限を０．００６％とした。Ａｌは通常の鋼では脱酸、母材の細粒化、等に必要な元素であるが、通常アルミキルド程度の添加でも溶鋼酸素量を著しく低下させ、フェライト生成核となるＴｉを含有する酸化物の形成が難しくなるため、上限を０．００６％とした。一方、Ｐは母材、溶接部とも靱性に悪影響を及ぼすので、極力低減するべきであり、上限を０．０１５％とした。
【００１１】以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度の上昇、母材及びＨＡＺ靱性向上の目的で、必要に応じてＣｒ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｃｕの１種または２種以上を含有することができる。先ず、Ｎｉは母材の強度、靱性とＨＡＺの靱性を同時に向上できる極めて有効な元素であるが、３．０％を超す過剰の添加をすると焼入性の増加により本発明鋼に必要な粒内フェライトの形成が抑制され、ＨＡＺ靱性が劣化するため、上限を３．０％とした。次に、Ｃｕは母材強度を高める割にはＨＡＺの硬さ上昇が少ないという点で有効な元素であるが、応力除去焼鈍によるＨＡＺの硬化、靱性劣化の恐れがあることから、上限を１．５％とした。さらにＮｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏは焼入性の向上と析出硬化により母材の強度上昇に有効な元素であるが、上限値を超える添加はＨＡＺ靱性の劣化を招くので、Ｎｂ，Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏのそれぞれについて上限を０．０５％、０．１％、１．０％、０．５％とした。次に、本発明の効果を実施例によってさらに具体的に述べる。
【００１２】
【実施例】表１に本発明に従って試作した鋼板及び比較鋼板の化学成分、Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．０μｍの酸化物の個数、溶接部の靱性等を示す。ここで、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１２が本発明鋼であり、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．１８が比較鋼である。本発明鋼、比較鋼とも圧延により２０ｍｍ及び３０ｍｍの鋼板とした。２０ｍｍ材についてはＸ開先で、電流７００Ａ、電圧３２Ｖ、溶接速度３０ｃｍ／ｍｉｎ、入熱４５ｋＪ／ｃｍの両面１層１電極潜孤溶接（サブマージアーク溶接）を行った。３０ｍｍ材についてはＹ開先で、電流１３８０Ａ（Ｌ極）、１１５０Ａ（Ｔｉ極）、１０４０Ａ（Ｔ２極）、電圧３６Ｖ（Ｌ極）、４２Ｖ（Ｔｉ極）、４６Ｖ（Ｔ２極）、溶接速度４５ｃｍ／ｍｉｎ、入熱１９４ｋＪ／ｃｍの片面１層３電極サブマージアーク溶接を行い、いずれも２ｍｍＶノッチシャルピー衝撃試験片を、試験片長手方向が溶接方向に直角で、板表面から７ｍｍの位置が試験片の中心部となり、溶接金属とＨＡＺの境界（融合部：ＦＬ）からＨＡＺ側に１ｍｍ入った位置がノッチ位置となり、ノツチが板表面に垂直な面に入るよう採取し、−６０℃で試験を実施した。表１から明らかなように、本発明鋼は比較鋼に比べて優れたＨＡＺ靱性を有し、−６０℃の低温でも構造物の安全性確保に十分なシャルピー試験の吸収エネルギーを示すことが分かる。即ち、本発明鋼はいずれも粒子径０．１〜２．０μｍの微細な複合酸化物が多量に鋼中に分散しており、その結果として、入熱４０ｋＪ／ｃｍの両面１層溶接だけでなく、入熱１９４ｋＪ／ｃｍの片面１層の大入熱溶接においてもきわめて優れたシャルピー特性を示している。
【００１３】一方、比較鋼のＮｏ．１３はＡｌを実質的に含有し、且つＭｇを溶鋼中に添加していないため、酸化物の個数が少なく、従って、ＨＡＺ靱性が劣る。Ｎｏ．１４，１５はＡｌは含有しておらず、Ｎｏ．１３に比べてＨＡＺ靱性は優れているが、Ｍｇを添加していないため、ＴｉとＭｇの両方を溶鋼中に添加した本発明鋼に比べてＨＡＺ靱性は劣る。Ｎｏ．１６は溶鋼中のＯ濃度が本発明の範囲より低いため、ＴｉとＭｇの両方を添加しているにもかかわらず酸化物の個数が不十分で、ＨＡＺ靱性のばらつきが大きく、最低値が低い。比較鋼Ｎｏ．１７はＭｇの添加量が過剰なため、酸化物の個数も少なく、粗大な酸化物が存在するため、ＨＡＺ靱性は劣る。Ｎｏ．１８は逆にＴｉ添加量が過剰なため、同様に酸化物個数も少なく、粗大酸化物も多くなるためＨＡＺ靱性は劣化する。以上の実施例から本発明によれば、２００ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接に至るまで極めて優れたＨＡＺ靱性が得られることが明白である。
【００１４】
【表１Ａ】
【００１５】
【表１Ｂ】
【００１６】１）抽出レプリカを作製し、電子顕微鏡で２０視野撮影し、５０００倍の写真から粒子径、個数を測定。Ｔｉ含有の有無はＥＤＸ分析により確認２）Ｎ：焼きならし ＱＴ：焼入れ−焼戻し ＴＭＣＰ：制御圧延−制御冷却−焼戻し３）試験片は溶接線に直角な方向で、試験片の中心部が鋼板表面から７ｍｍとなる位置より採取。ノッチはＦＬからＨＡＺ側に１ｍｍずれた位置に鋼板表面に垂直に導入。
４）吸収エネルギーの表示は３本の測定値の最小値／平均値
【００１７】
【発明の効果】Ｔｉ酸化物を利用してＨＡＺ組織に粒内フェライトを生成させて組織の微細化を図る技術はＨＡＺ靱性向上のための優れた技術である。さらに本発明は溶鋼中にＴｉとＭｇを添加することによりＴｉを含有する酸化物の多量且つ均一微細分散を達成できる技術であり、その結果として一層のＨＡＺ靱性向上が図れる。従って、より過酷な使用条件に対しても安全性の高い溶接構造用鋼を提供することが可能となるものであり、その効果は極めて顕著である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．０μｍの酸化物の個数とΔ8/5＝４０秒の溶接再現熱サイクルを加えたときのシャルピー特性の関係を示す図、
【図２】Ｔｉを含有し、粒子径が０．１〜２．０μｍの酸化物の個数とΔ8/5＝１６１秒の溶接再現熱サイクルを加えたときのシャルピー特性の関係を示す図である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】 重量％でＣ ：０．０２〜０．１８％Ｓｉ：０．５％以下Ｍｎ：０．４〜２．０％Ｓ ：０．００１〜０．０１０％Ｎ ：０．００６％以下Ａｌ：０．００６％以下を基本成分とし、不純物としてＰ：０．０１５％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼中のＯ量を０．００２０〜０．０１５％とし、ＴｉとＭｇをＴｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％の範囲で溶鋼中に添加後、凝固させることを特徴とする溶接用低温高靱性鋼の製造方法。
【請求項２】 重量％でＣｒ：１．０％以下Ｎｉ：３．０％以下Ｍｏ：０．５％以下Ｖ ：０．１％以下Ｎｂ：０．０５％以下Ｃｕ：１．５％以下の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第１項記載の溶接用低温高靱性鋼の製造方法。
【請求項１】 重量％でＣ ：０．０２〜０．１８％Ｓｉ：０．５％以下Ｍｎ：０．４〜２．０％Ｓ ：０．００１〜０．０１０％Ｎ ：０．００６％以下Ａｌ：０．００６％以下を基本成分とし、不純物としてＰ：０．０１５％以下、残部はＦｅ及び不可避不純物からなる溶鋼中のＯ量を０．００２０〜０．０１５％とし、ＴｉとＭｇをＴｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０１０％の範囲で溶鋼中に添加後、凝固させることを特徴とする溶接用低温高靱性鋼の製造方法。
【請求項２】 重量％でＣｒ：１．０％以下Ｎｉ：３．０％以下Ｍｏ：０．５％以下Ｖ ：０．１％以下Ｎｂ：０．０５％以下Ｃｕ：１．５％以下の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第１項記載の溶接用低温高靱性鋼の製造方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開平５−４３９７７
【公開日】平成５年（１９９３）２月２３日
【国際特許分類】
【出願番号】特願平３−２２８６５４
【出願日】平成３年（１９９１）８月１４日
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
【公開日】平成５年（１９９３）２月２３日
【国際特許分類】
【出願日】平成３年（１９９１）８月１４日
【出願人】（０００００６６５５）新日本製鐵株式会社 (6,474)
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