JP2001098340A

JP2001098340A - 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼

Info

Publication number: JP2001098340A
Application number: JP27669299A
Authority: JP
Inventors: Masaaki Nagahara; 政明永原; Yuji Funatsu; 裕二船津; Tadashi Ishikawa; 忠石川; Toshihiko Koseki; 敏彦小関
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1999-09-29
Filing date: 1999-09-29
Publication date: 2001-04-10

Abstract

(57)【要約】【課題】ＴｉＮ活用による鋼材ＨＡＺ靱性を確保する
ため、Ｔｉ、Ｎの化学成分値、ＴｉＮの粒径、及びその
粒径の個数を規定することで、ＨＡＺ靱性に優れた溶接
構造用鋼を提供することを目的とする。【解決手段】重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００１％以上、
Ｎ：０．０００１％以上の成分を有し、残部鉄及び不可
避的不純物からなる鋼材で、溶接前の前記鋼材中に粒径
０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０⁵ 〜５×１０
⁶ 個／ｍｍ²存在し、かつｄＴｉ＝Ｔｉ−３．４×Ｎ≦
０．００５％、ｄＮ＝Ｎ−０．１×ｅｘＮ≦０．００３
０％を満足する。ここで、ｅｘＮは、Ｔｉ−３．４×Ｎ
≧０のときｅｘＮ＝Ｎ、Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０のときｅ
ｘＮ＝Ｔｉ／３．４である。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、船舶、建築、橋
梁、海洋構造物、タンク及び圧力容器等に用いられる溶
接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】近年、鋼構造物の大型化、使用環境の苛
酷化、安全性向上の観点から、鋼材溶接部に対する性能
の安定化、性能向上への要求が一段と厳しくなってい
る。また、それに加えて、鋼構造物の大型化に伴う使用
鋼材の厚手化、建造コストの削減、建造の高能率化の観
点から、溶接の大入熱化も進んでおり、鋼材の溶接熱影
響部（以下、ＨＡＺ：Ｈｅａｔ−ＡｆｆｅｃｔｅｄＺ
ｏｎｅと呼ぶ）に対する靱性確保の要求が強い。これに
対して従来、溶接熱影響部の靱性確保には、鋼材側から
様々な対策が提案されてきた。そのうち最も広く用いら
れているのは、例えば特公昭５５−２６１６４号公報な
どの鋼中に微細なＴｉ窒化物（以下、ＴｉＮと呼ぶ）を
分散させることによって、ＨＡＺのオーステナイト粒の
成長を抑え、靱性を向上させる方法である。また、特開
平３−２６４６１４号公報の、ＴｉＮとＭｎＳとの複合
析出物をＨＡＺのフェライト生成核として活用し、ＨＡ
Ｚ靱性を向上させる方法が提案されている。ＨＡＺの中
で、溶接金属との境界部（以下、溶接ボンド部と呼ぶ）
の靱性が最も低いのは周知であるが、これは最高到達温
度が１４００℃を超える溶接ボンド部ではオーステナイ
ト粒の粒成長が著しく、そのために溶接ボンド部の組織
が粗くなるためであり、ＴｉＮの分散によりオーステナ
イト粒の成長を抑制し、最終的なボンド組織を微細化す
ることにより靱性を改善する、というのがＴｉＮ活用の
基本的な考え方である。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、鋼材中
のＴｉ量及びＮ量を必要以上に多くすると、固溶Ｔｉ、
固溶Ｎ、ＴｉＣ、又は粗大ＴｉＮを増加させ、ＨＡＺ靱
性を低下させる。また、鋼材中に様々な粒径、及び個数
を持ったＴｉＮが分散していると、溶接方法、及び最高
到達温度の違いにより、あるＴｉＮは、鋼材中に固溶す
ることで、ＨＡＺ靱性を低下させ、またあるものは、鋼
材中で粗大化することでＨＡＺ靱性を低下させる。つま
り、それぞれの場合において、鋼材の結晶の粒成長を抑
制しているＴｉＮ以外の影響で、最終的にＨＡＺ靱性を
改善することが困難になるという問題があった。本発明
はかかる事情に鑑みてなされたもので、ＴｉＮ活用によ
る鋼材ＨＡＺ靱性を確保するため、鋼材中のＴｉ量、及
びＮ量の下限値、またそのＴｉ量とＮ量との関係式より
得られる上限値、ＴｉＮの粒径、及びその粒径の個数
を、それぞれ規定することで、溶接熱影響部靱性に優れ
た溶接構造用鋼を提供することを目的とする。

【０００４】

【課題を解決するための手段】前記目的に沿う本発明に
係る溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼は、重量％
でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜１．０
％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以
下、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０
６％、Ｔｉ：０．００１％以上、Ｎ：０．０００１％以
上の成分を有し、残部鉄及び不可避的不純物からなる鋼
材で、溶接前の前記鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍ
のＴｉＮが５×１０⁵ 〜５×１０⁶ 個／ｍｍ² 存在し、
かつｄＴｉ＝Ｔｉ−３．４×Ｎ≦０．００５％、ｄＮ＝
Ｎ−０．１×ｅｘＮ≦０．００３０％を満足している。
ここで、ｅｘＮは、Ｔｉ−３．４×Ｎ≧０のときｅｘＮ
＝Ｎ、Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０のときｅｘＮ＝Ｔｉ／３．
４である。これにより、大入溶接下でのピンニング効果
を発揮するＴｉＮの粒子の確保、及び、固溶Ｔｉ、固溶
Ｎ、ＴｉＣ析出効果、さらにＴｉＮの粗大化を配慮し
た、溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼を得ること
ができる。ここで、前記鋼材中に粒径０．０１〜０．０
５μｍのＴｉＮを４×１０⁶ 個／ｍｍ² 以下にすること
が好ましい。これにより、溶接時に固溶するＴｉＮを抑
制することができるため、溶接熱影響部靱性に優れた溶
接構造用鋼を得ることができる。

【０００５】更に、前記鋼材中に粒径０．０７〜０．１
μｍのＴｉＮを５×１０⁴ 個／ｍｍ²以上にすることが
好ましい。これにより、大入溶接下においても、溶け残
ることが可能で、しかもピンニング効果を発揮できるＴ
ｉＮとなるため、溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用
鋼を得ることができる。

【０００６】そして、前記鋼材中に、重量％でＣｕ：
１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｎｂ：０．０５％
以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：
０．６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００３％、Ｃ
ａ：０．０００２〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００２
〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の１
種又は２種以上の成分を有することが好ましい。ここ
で、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢの添加に
より、強度の向上や、低温靱性・溶接性を向上させるこ
とができる。また、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの添加により、
鋼材中の脱酸を有効に行うことができる。更に、大入溶
接下でのピンニング効果を発揮するＴｉＮの粒子の確
保、及び、固溶Ｔｉ、固溶Ｎ、ＴｉＣ析出効果、さらに
ＴｉＮの粗大化を配慮した、溶接熱影響部靱性に優れた
溶接構造用鋼を得ることができる。

【０００７】また、鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍ
のＴｉＮを５×１０⁵ 〜５×１０⁶ 個／ｍｍ² 存在する
ようにするには、鋳造後の鋳片を冷却段階で９００〜１
３００℃の間で１０分間以上保持すればよい。そして、
この範囲内の温度、保持時間を調整することにより、最
適なＴｉＮの粒径、個数を得ることができる。

【０００８】本発明者は、種々のＴｉ、Ｎ量を有する鋼
板に、溶接ボンド部の熱影響を再現する熱サイクルを付
与し、組織及び靱性を広範囲に調査した。特に、従来検
討されてきていないＴｉＮの粒径、及び個数を検討し、
さらに、Ｔｉ量、及びＮ量との関係を式により定義づけ
ることで、過剰Ｔｉ量、及び過剰Ｎ量の上限を検討し
た。鋼材の溶接ボンド部靱性を向上させるには、大入溶
接下における鋼材の結晶の粒成長を抑制しなければなら
ない。そのためには、鋼材中にＴｉ、及びＮが存在し、
ＴｉＮが存在することで、鋼材の粒成長を抑えることが
重要である。しかしながら、鋼材中に多量のＴｉ、及び
Ｎが存在すると、大入溶接下においては、固溶Ｔｉ、固
溶Ｎが増加し、ＨＡＺ靱性を低下させる。また、粗大化
したＴｉＮが増加するため、粗大化したＴｉＮが破壊の
起点となり、ＨＡＺ靱性を低下させる。以上のことよ
り、鋼材中に存在する大入溶接前のＴｉＮの粒径、及び
個数は、大入溶接により、鋼材に固溶するか、又は粗大
化するかの条件となるので、鋼材の溶接ボンド部靱性を
改善するうえで非常に重要な因子となる。

【０００９】そこで、まず、大入溶接前の鋼材中のＴｉ
Ｎの粒径、及び個数を検討し、さらに、最適な溶接ボン
ド部靱性を得るための最適なＴｉ、及びＮ量を以下のよ
うに関係づけた。ｄＴｉ＝Ｔｉ−３．４×Ｎ・・・（１）ｄＮ＝Ｎ−０．１×ｅｘＮ・・・（２）ＴｉＮのＴｉとＮの量は、Ｔｉ／Ｎ＝３．４で結びつい
ている。よって、（１）式のようにｄＴｉを定義するこ
とで、Ｔｉ過剰の量を表わした。また、（２）式では、
ｄＮを定義することで、Ｎ過剰の量を表わした。（２）
式中にあるｅｘＮは、Ｔｉ過剰のとき、すなわち、Ｔｉ
−３．４×Ｎ≧０のとき、鋼材中に存在しているすべて
のＮは、鋼材中のＴｉと結びついている。よって、鋼材
に添加したすべてのＮ量がＴｉＮとなるための有効なＮ
量となるため、ｅｘＮ＝Ｎとして表わし以下のように関
係づけた。ｄＮ＝Ｎ−０．１×ｅｘＮ＝Ｎ−０．１×Ｎ＝０．９×Ｎ・・・（３）一方、Ｎ過剰のとき、すなわち、Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０
のとき、鋼材中でＴｉＮとなるための有効なＮ量は、鋼
材中に添加したＴｉ量と、Ｔｉ／Ｎ＝３．４の関係式で
結びつくため、ｅｘＮ＝Ｔｉ／３．４として表わし、以
下のように関係づけた。ｄＮ＝Ｎ−０．１×ｅｘＮ＝Ｎ−０．１×Ｔｉ／３．４・・・（４）

【００１０】

【発明の実施の形態】続いて、添付した図面を参照しつ
つ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発
明の理解に供する。本発明の一実施の形態に係る溶接熱
影響部靱性に優れた溶接構造用鋼を製造するために以下
に示すような種々の試験を行った。図１は、０．１２％
Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとして、Ｔ
ｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、さらに、それに
入熱１００ｋＪ／ｃｍ相当の溶接熱サイクルを付与し、
熱サイクル付与前後における各ＴｉＮの粒径範囲の分布
割合（（各粒径範囲のＴｉＮ量）／（全ＴｉＮ量）×１
００（％））を示す分布図である。なお、ＴｉＮは、透
過電子顕微鏡により観察し、粒径は、画像処理により円
相当径として算出した。この場合、溶接ボンド部の熱影
響を再現する熱サイクルとしては、ボンド部の最高到達
温度は１４００℃とし、溶接入熱の影響は、実測データ
を基に、加熱温度、最高温度での保持時間、冷却速度を
制御することにより達成した。

【００１１】図より、ＴｉＮの粒径は、溶接入熱の影響
を受けていない鋼材で０．０４μｍをピークとして０．
０１〜０．１μｍ、溶接ボンド部で０．１３μｍをピー
クとして０．０６〜０．１５μｍの範囲にそれぞれ分布
している。以上のことより、大入溶接下におけるＴｉＮ
の状態は、ＴｉＮの粒径０．０５μｍを境として、０．
０５μｍより小さいものは鋼材中に溶解して固溶し、大
きいものは逆に粗大化すると考えられる。そして、鋼材
中のＴｉＮの粒径が０．１μｍ超であると、破壊の起点
となる大きさまで粗大化する。

【００１２】さらに、このＴｉＮの粒径及び個数が、Ｈ
ＡＺ靱性にどのような影響を及ぼすのかを明確にするた
め、本発明者らは溶接ボンド部の熱影響を再現する熱サ
イクル試験を種々の鋼板に付与し、溶接入熱ごとにそれ
に相当する一定の溶接履歴を受けた鋼板の組織及びその
靱性を調査し、鋼板の成分であるＴｉＮの粒径、個数及
びＮ量と溶接入熱の影響を検討した。

【００１３】以下に、溶接履歴を受けた鋼板から試験片
を取り出し、−２０℃に冷却した後、Ｖノッチシャルピ
ー試験を実施した結果を示す。図２は、０．１０％Ｃ−
０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとして、Ｔｉ、
Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、それに入熱１００ｋ
Ｊ／ｃｍ相当の溶接熱サイクルを付与したものを試験片
として用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値と、熱
サイクル付与前の試験片中に存在する粒径０．０１〜
０．１μｍのＴｉＮ個数との関係を調べた結果図であ
る。なお、この試験では、衝撃吸収エネルギー値が高い
ほど、靱性が優れていることを示している。

【００１４】熱サイクル付与前の試験片中に存在する粒
径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮの個数を透過電子顕微
鏡を用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が５×１０⁵
〜５×１０⁶ 個／ｍｍ² の範囲では、衝撃吸収エネルギ
ー値が１００〜２６０Ｊと高い数値を示した。しかし、
ＴｉＮの個数が５×１０⁵ 個／ｍｍ² 未満のときは衝撃
吸収エネルギー値は低下し、また５×１０⁶ 個／ｍｍ²
より多いときも低下する。まず、ＴｉＮの個数が５×１
０⁵ 個／ｍｍ² 未満のとき、大入熱溶接の熱サイクル下
では、鋼材中に存在するＴｉＮが、鋼材へ固溶Ｔｉ、及
び固溶Ｎとして溶解するため、鋼材の結晶の粒成長を抑
制するための十分なＴｉＮ量を確保できなくなってい
る。その結果、ＴｉＮのピン止め効果が発揮できず、鋼
材の結晶粒が大きくなり、靱性を低下させている。一
方、５×１０⁶ 個／ｍｍ² より多いときは、大入熱溶接
の熱サイクル下において、鋼材中に存在するＴｉＮが、
固溶Ｔｉ、及び固溶Ｎとして鋼材へ溶解し、また、大入
溶接により鋼材中に粗大化したＴｉＮが増加する。これ
が衝撃吸収エネルギー低下の原因になると考えられる。
よって、溶接前の鋼材中に存在する粒径０．０１〜０．
１μｍのＴｉＮ個数を５×１０⁵ 〜５×１０⁶ 個／ｍｍ
² にすることで、溶接ボンド部靱性に優れた溶接構造用
鋼とすることが可能となる。

【００１５】図３は、０．１２％Ｃ−０．２％Ｓｉ−
１．３％Ｍｎ系をベースとして、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼
板を実験室溶製し、それに入熱２００ｋＪ／ｃｍ相当の
溶接熱サイクルを付与したものを試験片として用い、そ
の試験片の衝撃吸収エネルギー値と、Ｔｉ、及びＮを用
いた関係式ｄＴｉ＝Ｔｉ−３．４Ｎとの関係を調査して
いる。図から明らかなようにｄＴｉ＝０．００５％を境
として、０．００５％以下では、衝撃エネルギー値は１
１０〜１５０Ｊと高く、一方、０．００５％を超える
と、５０Ｊ以下と低い値を示している。これは、過剰Ｔ
ｉ下においては、ｄＴｉが０．００５％より多くなる
と、固溶Ｔｉ、及びＴｉＣの析出が増加し、靱性を劣化
させてしまうことを示している。よって、ｄＴｉを０．
００５％以下に限定することで、溶接ボンド部靱性に優
れた溶接構造用鋼とすることが可能となる。

【００１６】図４は、図３と同様の方法で作成したもの
を試験片として用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー
値と、Ｔｉ、及びＮを用いた関係式ｄＮ＝Ｎ−０．１ｅ
ｘＮとの関係を調査している。図から明らかなようにｄ
Ｎ＝０．００３０％を境として、０．００３０％以下で
は衝撃エネルギー値は１２０〜１５０Ｊと高く、一方、
０．００３０％を超えると、６０Ｊ以下と低い値を示し
ている。これは、過剰Ｎ下においては、ｄＮが０．００
３０％より多くなると、固溶Ｎが増加し、靱性を劣化さ
せてしまうことを示している。よって、ｄＮを０．００
３０％以下に限定することで、溶接ボンド部靱性に優れ
た溶接構造用鋼とすることが可能となる。

【００１７】図５は、図２中の０．０１〜０．１μｍの
ＴｉＮ個数が５×１０⁵ 〜５×１０⁶個／ｍｍ² である
試験片を用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値と、
溶接熱サイクル付与前の試験片中に存在する粒径０．０
１〜０．０５μｍのＴｉＮ個数との関係を調べた結果で
ある。熱サイクル付与前の試験片中に存在する粒径０．
０１〜０．０５μｍのＴｉＮの個数を透過電子顕微鏡を
用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が４×１０⁶ 個／
ｍｍ² 以下の範囲では、衝撃吸収エネルギー値が１５０
〜２６０Ｊと高い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数
が４×１０⁶ 個／ｍｍ² より多いときは衝撃吸収エネル
ギー値は低下する。これは、粒径０．０１〜０．０５μ
ｍのＴｉＮが、溶接入熱の影響により、鋼材中に、Ｔｉ
とＮとして固溶したことが原因になっていると考えられ
る。よって、粒径０．０１〜０．０５μｍのように小粒
径のものは少ない方がよいため、４×１０⁶ 個／ｍｍ²
以下と規定している。

【００１８】図６は、図５中の０．０１〜０．０５μｍ
のＴｉＮ個数が４×１０⁶ 個／ｍｍ²以下である試験片
を用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値と、熱サイ
クル付与前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１
μｍのＴｉＮ個数との関係を調べた結果である。熱サイ
クル付与前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１
μｍのＴｉＮの個数を透過電子顕微鏡を用いて定量化し
た結果、ＴｉＮの個数が５×１０⁴ 個／ｍｍ² 以上の範
囲では、衝撃吸収エネルギー値が２３５〜２５５Ｊと高
い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数が５×１０⁴ 個
／ｍｍ² より少ないときは衝撃吸収エネルギー値は低下
する。大入熱溶接を行った後、溶接ボンド部で安定に溶
け残るＴｉＮの粒径は、０．０７μｍ以上である。つま
り、ＴｉＮで、粒径０．０７〜０．１μｍのものは、溶
接のピーク温度１４００℃以上の大入熱溶接下で溶け残
るため、粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮの個数を５
×１０⁴ 個／ｍｍ² 以上にすることで、溶接ボンド部靱
性に優れた溶接構造用鋼を製造することが可能となる。

【００１９】次に、溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造
用鋼の化学成分を前記のように限定した理由について述
べる。Ｃは、強度を向上するのに最も有効な元素として
下限を０．０４％とし、一方、０．２０％を超える過剰
な添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靱性を疎外するため、
上限を０．２０％とする。Ｓｉは、強度向上元素として
有効であり安価な溶鋼の脱酸元素としても有用である
が、１．０％を超えると溶接性が劣化し、０．０１％未
満では脱酸効果が不十分でＴｉやＡｌ等の高価な脱酸元
素を多用する必要があるために、０．０１〜１．０％に
限定する。Ｍｎは、強度を向上する有用な元素であり、
その必要下限を０．３０％として、２．０％超の添加は
鋼材靱性・溶接性を阻害するため、０．３０〜２．０％
に限定する。

【００２０】Ｐは、鋼材靱性の観点から０．０２５％以
下に限定した。なお、不純物としてのＰは、できるだけ
低いほど好ましいが、経済性も考慮する場合は、溶接性
の点から０．０１５％以下が好ましい。Ｓは、鋼材靱性
の観点から０．０２５％以下に限定した。なお、不純物
としてのＳは、できるだけ低いほど好ましいが、経済性
も考慮する場合は溶接性・加工性の点から０．００８％
以下が好ましい。Ａｌは、Ｓｉ同様に脱酸上必要な元素
であり、下限を０．００１％とし、０．０６％を超える
過度の添加はＨＡＺ靱性を損なうために、０．００１〜
０．０６％に限定した。

【００２１】Ｔｉは、Ｎと結合して鋼材中にＴｉＮを形
成させるため、０．００１％以上とした。また、Ｎは、
Ｔｉと結合して鋼材中にＴｉＮを形成させるため、０．
０００１％以上とした。このＴｉ、及びＮは、本発明
中、最も重要な元素であり、このＴｉ、及びＮ量の関係
が、以下の式を満足することで、Ｔｉ、Ｎの化学成分範
囲を広くとっても、鋼材のＨＡＺ靱性を向上させること
ができる重要な因子となる。ｄＴｉ＝Ｔｉ−３．４×Ｎ≦０．００５％・・・（５）ｄＮ＝Ｎ−０．１×ｅｘＮ≦０．００３０％・・・（６）ここで、ｅｘＮは、Ｔｉ−３．４×Ｎ≧０のときｅｘＮ＝ＮＴｉ−３．４×Ｎ＜０のときｅｘＮ＝Ｔｉ／３．４で
ある。

【００２２】以上が本発明が対象とする鋼の基本成分で
あるが、鋼材強度の向上や低温靱性・溶接性の改善を目
的とした低炭素等量化のために、要求される品質特性、
又は鋼材の大きさ・鋼板厚に応じて本発明で規定する合
金元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ）を、
１種又は２種以上を添加しても本発明の効果は何ら損な
われることはない。Ｃｕは、鋼材の強度、靱性を向上さ
せるために有効であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靱
性を低下させることから、１．０％を上限とする。Ｎｉ
は、鋼材の強度、靱性を向上させるために有効である
が、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇させるので、１．
５％を上限とする。

【００２３】Ｎｂは、焼入れ性を向上させることにより
鋼材の強度を向上させる有効な元素であるが、過剰な添
加はＨＡＺ靱性を阻害するので０．０５％を上限とし
た。Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏについても同様な効果を有すること
から、それぞれ０．１％、０．６％、０．６％を上限と
した。Ｂは、ＨＡＺ靱性に有害な粒界フェライトの粗大
化、フェライトサイドプレートの成長抑制から有効であ
るが、過剰な添加はむしろＨＡＺ靱性を劣化させるの
で、０．０００２％〜０．００３％とした。さらに、Ａ
ｌに加えて、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの脱酸元素を１種又は
２種以上添加しても本発明の効果は何ら損なわれる事は
ない。ただし過剰な添加は酸化物の粗大化により、むし
ろＨＡＺ靱性を劣化させることから、それぞれ０．００
０２〜０．００３％、０．０００２〜０．００５％、
０．００１〜０．０５％とした。

【００２４】

【実施例】表１及び表２に示した化学成分の鋼板を試作
した。Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｊが本発明鋼であり、Ａ２、Ｂ
２、Ｋ〜Ｔが比較鋼である。成分的には、Ａ１とＡ２、
Ｂ１とＢ２が全く同じ化学成分で、Ａ１及びＫ、Ｂ１及
びＬ、ＣとＭ、ＤとＮ、ＥとＰ、ＦとＱ、ＧとＲ、Ｈと
Ｓ、ＪとＴがほぼ一致しており、本発明鋼のＴｉ量は、
いずれも０．００１％以上、Ｎ量はいずれも０．０００
１％以上、特にＪのＮ量は、従来の０．００３〜０．０
０５％の範囲内で０．００３２％である。またｄＴｉ、
及びｄＮはそれぞれ０．００５％以下、０．００３０％
以下である。これに対し、比較鋼ＫはＴｉフリー、Ｎ量
は従来の０．００３〜０．００５％の範囲内、比較鋼
Ｌ、Ｎ、Ｐ、Ｑは、Ｔｉ量は従来の０．０１〜０．０２
％の範囲内で、Ｎ量は０．００２９を超えている。特に
比較鋼ＰはＶが本発明範囲を超えており、比較鋼Ｍ、Ｒ
は極低Ｎ量ながらＴｉ量は従来の０．０１〜０．０２％
の範囲で、比較鋼ＭはＣａが範囲を超えている。また、
比較鋼Ａ２、Ｂ２は、ｄＴｉ、及びｄＮはそれぞれ０．
００５％以下、０．００３０％以下であるが、比較鋼
Ｍ、ＲのｄＴｉは、それぞれ０．００９６、０．０１０
５と本発明範囲を超え、また比較鋼Ｌ、Ｎ、Ｑ、Ｔのｄ
Ｎは、それぞれ０．００３５、０．００３７、０．００
５６、０．００３６と本発明範囲を超えている。

【００２５】

【表１】

【００２６】

【表２】

【００２７】また、表３に示したＴｉＮの個数について
は、本発明鋼Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｊにおいて、粒径０．０
１〜０．１μｍ：５×１０⁵ 〜５×１０⁶ 個／ｍｍ² 、
粒径０．０１〜０．０５μｍ：４×１０⁶ 個／ｍｍ² 以
下、粒径０．０７〜０．１μｍ：５×１０⁴ 個／ｍｍ²
以上の範囲を満足している。これに対し、比較鋼ＫはＴ
ｉフリーであるためＴｉＮは観察されず、比較鋼Ａ２、
Ｂ２、Ｌ、Ｎ、Ｑは粒径０．０１〜０．１μｍ：５×１
０⁵ 〜５×１０⁶ 個／ｍｍ² の範囲を外れ、比較鋼Ａ
２、Ｌ、Ｎ、Ｐ、Ｑは粒径０．０１〜０．０５μｍ：４
×１０⁶ 個／ｍｍ²以下の範囲を超え、比較鋼Ａ２、Ｓ
は粒径０．０７〜０．１μｍ：５×１０⁴ 個／ｍｍ² 以
上の範囲を下回っている。なお、比較鋼Ａ２、Ｂ２は鋳
造後の鋳片の冷却条件が、Ａ１、Ｂ１と異なっている。

【００２８】

【表３】

【００２９】表４には、本発明鋼、及び比較鋼の溶接条
件、及びＨＡＺ靱性評価の結果を示す。本発明鋼、及び
比較鋼は、いずれも転炉溶製し、連続鋳造にて２８０ｍ
ｍ厚鋳片に鋳造後、加熱圧延にて表４に示す所定の板厚
に仕上げた。試作した鋼板は、それぞれ表４に示す溶接
法にて１パス溶接を行い、溶接ボンド部の靱性を評価し
た。すなわち溶接法としては、フラックスバッキング溶
接（ＦＢ）、エレクトロガス溶接（ＥＧ）、エレクトロ
スラグ溶接（ＥＳ）を用い、それぞれ（）内に示す適切
な溶接入熱にて溶接を行った。また、溶接ボンド部靱性
はシャルピー試験により評価した。評価温度は表４に示
すとおりで、それぞれの鋼板成分で要求される典型的な
温度を採用した。シャルピー試験の繰返し数は３（Ｎ＝
３）である。

【００３０】

【表４】

【００３１】まず化学成分的に、発明鋼と比較鋼との比
較を行う。鋼Ａ１と鋼Ｋとの結果を比較すると、Ｔｉ含
有の効果は明白であり、溶接入熱の高いフラックスバッ
キング溶接において、ＨＡＺ靱性の差は極めて顕著に現
れる。鋼Ｂ１と鋼Ｌとを比較すると、フラックスバッキ
ング溶接、エレクトロガス溶接、いずれの溶接において
も鋼ＢのＨＡＺ靭性が優れている。特に、入熱の高いエ
レクトロガス溶接を実施したときの、衝撃吸収エネルギ
ーの最小値の差は大きい。これは、ｄＮの範囲が０．０
０３０％を超えているため、鋼材中へ溶解する固溶Ｎが
多くなったことに起因していると考えられる。同様の比
較は鋼Ｄと鋼Ｎ、鋼Ｆと鋼Ｑでも見られる。また、鋼Ｃ
と鋼Ｍとの比較では、鋼ＣのＨＡＺ靱性が非常に良好な
のに対し、鋼Ｍでは、過剰Ｔｉ量によるｄＴｉの適正範
囲の逸脱、及び高Ｃａ量によりＨＡＺ靱性が大幅に低下
している。同様に、鋼Ｇと鋼Ｒとの比較でも、鋼Ｒの過
剰Ｔｉ量によるｄＴｉの適正範囲の逸脱が、ＨＡＺ靱性
の低下に大きく影響している。さらに、鋼Ｊと鋼Ｔとの
結果を比較すると、溶接入熱の高いフラックスバッキン
グ溶接において、ＨＡＺ靱性の差は極めて顕著に現れ
る。ここでは、鋼ＪのｄＴｉ、及びｄＮを適正範囲に調
整することで、比較的、高Ｎ量域でもＨＡＺ靱性の高い
鋼材とすることが可能であることを示している。

【００３２】次に、ＴｉＮのそれぞれの粒径の個数につ
いて発明鋼と比較鋼との比較を行う。鋼Ａ１と鋼Ｋとの
結果を比較すると、Ｔｉ含有の差、極低Ｎの効果は明白
である。鋼Ａ１においては、各粒径におけるＴｉＮの個
数が、規定範囲に納まっている。一方、鋼Ｋは、鋼材中
にＴｉＮの結晶が存在しない。この結果、ＨＡＺ靱性の
差は極めて顕著に現れている。鋼Ｅと鋼Ｐとを比較する
と、鋼Ｐは、粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮの個
数が規定範囲を逸脱しているため、ＨＡＺ靱性が低下し
ている。同様の比較は鋼Ｆと鋼Ｑ、鋼Ｈと鋼Ｓでも見ら
れる。

【００３３】更に、化学成分及び成分量は等しいが、鋳
造後の鋳片の冷却条件が異なることでＴｉＮの個数が異
なる発明鋼Ａ１、Ｂ１と比較鋼Ａ２、Ｂ２との比較を行
う。このように、鋳造後の鋳片を冷却段階で９００〜１
３００℃で１０分間以上保持し、この範囲で、温度、保
持時間を調整できなければ、比較鋼Ａ２、Ｂ２のよう
に、ＴｉＮの個数が、規定範囲を逸脱し、ＨＡＺ靱性を
大きく低下させることが分かる。つまり、本発明におい
ては、ｄＴｉ、及びｄＮをそれぞれ０．００５％以下、
０．００３０％以下に納めることで比較的、高Ｎ量域で
もＨＡＺ靱性の高い鋼材を製造できるが、更に、各粒径
におけるＴｉＮの個数を規定範囲に納めることで、溶接
ＨＡＺ靱性、とりわけ大入熱の溶接ボンド部靱性を安定
かつ向上させることが可能となった。

【００３４】以上の結果から、本発明の効果は明らかで
あり、鋼材中のＴｉを０．００１％以上、Ｎを０．００
０１％以上とし、溶接前の鋼材中に粒径０．０１〜０．
１μｍのＴｉＮを５×１０⁵ 〜５×１０⁶ 個／ｍｍ² 存
在させ、さらに、ｄＴｉ≦０．００５％、ｄＮ≦０．０
０３０％を満足することで、溶接ＨＡＺ靱性、とりわけ
大入熱の溶接ボンド部靱性を安定かつ向上させることが
可能となった。本発明により、近年の鋼構造物の大型化
に伴う使用鋼材の厚手化、建造コストの削減、建造の高
能率化の点から進められる溶接大入熱化に伴う溶接部靱
性確保が可能となり、産業界が享受可能な経済的利益は
多大なものがあると考えられる。

【００３５】

【発明の効果】請求項１〜４記載の溶接熱影響部靱性に
優れた溶接構造用鋼においては、重量％でＴｉ：０．０
０１％以上、Ｎ：０．０００１％以上の成分を有するこ
とで、鋼材中にピンニングの効果を発揮できるＴｉＮを
確保できる。また、溶接前の鋼材中に粒径０．０１〜
０．１μｍのＴｉＮが５×１０⁵ 〜５×１０⁶ 個／ｍｍ
² 存在することで、大入溶接下での鋼材の結晶の粗大化
を抑制するＴｉＮのピンニング効果を促進し、溶接ボン
ド部靱性を劣化する鋼材中への固溶Ｔｉ、固溶Ｎを低減
でき、さらに鋼材の破壊の起点となる粗大化したＴｉＮ
の増加を低減できる。さらに、ｄＴｉ＝Ｔｉ−３．４×
Ｎ≦０．００５％、ｄＮ＝Ｎ−０．１×ｅｘＮ≦０．０
０３０％を満足することで、過剰Ｔｉ、及び過剰Ｎ下で
の固溶Ｔｉ、ＴｉＣ析出、及び固溶Ｎを低減できるた
め、Ｔｉ、Ｎの化学成分範囲を広くとっても、溶接ボン
ド部靱性の低下を抑制でき、溶接熱影響部靱性に優れた
溶接構造用鋼の最適範囲を定義できる。

【００３６】特に、請求項２記載の溶接熱影響部靱性に
優れた溶接構造用鋼においては、前記鋼材中に粒径０．
０１〜０．０５μｍのＴｉＮが４×１０⁶ 個／ｍｍ² 以
下存在することで、鋼材へ溶解する固溶Ｔｉ、固溶Ｎを
低減できるため、その結果溶接ボンド部靱性の低下を抑
制でき、溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼を製造
できる。請求項３記載の溶接熱影響部靱性に優れた溶接
構造用鋼においては、前記鋼材中に粒径０．０７〜０．
１μｍのＴｉＮが５×１０⁴ 個／ｍｍ² 以上存在するこ
とで、大入溶接下で溶け残る大きいＴｉＮを鋼材中に確
保できるため、鋼材の結晶粒径の粗大化を抑制できる。
その結果、溶接ボンド部靱性の低下を抑制でき、溶接熱
影響部靱性に優れた溶接構造用鋼とすることができる。

【００３７】請求項４記載の溶接熱影響部靱性に優れた
溶接構造用鋼においては、要求される品質特性、又は鋼
材の大きさ・鋼板厚に応じて、本発明で規定する合金元
素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｍ
ｇ、ＲＥＭ）を添加することで、鋼材強度の向上や、低
温靱性・溶接性を改善できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】鋼材、及び再現溶接ボンド部のＴｉＮの粒径分
布のグラフである。

【図２】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０１〜０．１μｍ
のＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。

【図３】ＨＡＺ靱性に及ぼすｄＴｉの影響を示したグラ
フである。

【図４】ＨＡＺ靱性に及ぼすｄＮの影響を示したグラフ
である。

【図５】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０１〜０．０５μ
ｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。

【図６】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０７〜０．１μｍ
のＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者石川忠大分県大分市大字西ノ洲１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内 (72)発明者小関敏彦大分県大分市大字西ノ洲１番地新日本製鐵株式会社大分製鐵所内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でＣ：０．０４〜０．２０％、Ｓ
ｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．３０〜２．０％、
Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：
０．００１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００１％以上、
Ｎ：０．０００１％以上の成分を有し、残部鉄及び不回
避的不純物からなる鋼材で、しかも、溶接前の前記鋼材
中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０⁵ 〜
５×１０⁶ 個／ｍｍ² 存在し、かつｄＴｉ＝Ｔｉ−３．
４×Ｎ≦０．００５％、ｄＮ＝Ｎ−０．１×ｅｘＮ≦
０．００３０％を満足することを特徴とする溶接熱影響
部靱性に優れた溶接構造用鋼。ここで、ｅｘＮは、Ｔｉ−３．４×Ｎ≧０のときｅｘＮ＝Ｎ、Ｔｉ−３．４×Ｎ＜０のときｅｘＮ＝Ｔｉ／３．４で
ある。
【請求項２】請求項１記載の溶接熱影響部靱性に優れ
た溶接構造用鋼において、前記鋼材中に粒径０．０１〜
０．０５μｍのＴｉＮが４×１０⁶ 個／ｍｍ² 以下存在
することを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶接構
造用鋼。
【請求項３】請求項１又は２記載の溶接熱影響部靱性
に優れた溶接構造用鋼において、前記鋼材中に粒径０．
０７〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０⁴ 個／ｍｍ ² 以上
存在することを特徴とする溶接熱影響部靱性に優れた溶
接構造用鋼。
【請求項４】請求項１〜３のいずれか１項に記載の溶
接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼において、重量％
でＣｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｎｂ：
０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．６％以
下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００
３％、Ｃａ：０．０００２〜０．００３％、Ｍｇ：０．
０００２〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０
５％の１種又は２種以上の成分を有することを特徴とす
る溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼。