JP3492282B2 - 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼 - Google Patents
溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、大入熱溶接を適用
した継手部においても、破壊靱性値であるＣＴＯＤ（Cr
ip Tip Openning displacement) が高い特徴を有する高
強度溶接用構造鋼に関するものであり、例えば、海上で
使用される船舶や、北海道の寒冷地を除いた一般地域で
建造される建築物や橋梁等の鋼構造物等の設計温度が０
℃である鋼構造物に適用できる。
した継手部においても、破壊靱性値であるＣＴＯＤ（Cr
ip Tip Openning displacement) が高い特徴を有する高
強度溶接用構造鋼に関するものであり、例えば、海上で
使用される船舶や、北海道の寒冷地を除いた一般地域で
建造される建築物や橋梁等の鋼構造物等の設計温度が０
℃である鋼構造物に適用できる。
【０００２】
【従来の技術】阪神大震災を契機に、脆性破壊を防止し
ようとするニーズが高まっている。脆性破壊を防止する
ためには、鋼材及びその溶接部において高い破壊靱性値
を確保する必要がある。破壊靱性値として、ＣＴＯＤ値
が広く用いられており、海洋構造物や重要建築物には、
溶接継手部のＣＴＯＤ値を保証させようとする施工主や
設計者の要求があるが、溶接部のＣＴＯＤ値は特に大き
くばらつくために、ＣＴＯＤ値を保証することは極めて
難しい。一方、従来からシャルピー試験によるＶノッチ
シャルピー衝撃試験での吸収エネルギーが靱性の尺度と
して広く用いられてきた。溶接部の靱性を確保するため
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
（溶接熱影響部：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎ
ｅ）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、ＨＡＺ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。
ようとするニーズが高まっている。脆性破壊を防止する
ためには、鋼材及びその溶接部において高い破壊靱性値
を確保する必要がある。破壊靱性値として、ＣＴＯＤ値
が広く用いられており、海洋構造物や重要建築物には、
溶接継手部のＣＴＯＤ値を保証させようとする施工主や
設計者の要求があるが、溶接部のＣＴＯＤ値は特に大き
くばらつくために、ＣＴＯＤ値を保証することは極めて
難しい。一方、従来からシャルピー試験によるＶノッチ
シャルピー衝撃試験での吸収エネルギーが靱性の尺度と
して広く用いられてきた。溶接部の靱性を確保するため
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
（溶接熱影響部：Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎ
ｅ）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、ＨＡＺ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】上記ＴｉＮ活用技術に
よりシャルピー試験によるＨＡＺ靱性を向上させる技術
はいくつか提案されてきた。しかしながら、シャルピー
試験で高い吸収エネルギーが得られた溶接継手部でも、
ＣＴＯＤ試験を行うと０．０５ｍｍ以下といった低値が
発生することが多く、特に高強度鋼においてはＣＴＯＤ
値を保証することは困難であった。設計温度において必
要なＣＴＯＤ値は、破壊防止設計の考え方により０．０
５ｍｍ以上であったり、０．１ｍｍ以上であったりと様
々であるが、破壊靱性値が０．０５ｍｍ以下のＣＴＯＤ
値の場合には、使用される鋼材の板厚程度の溶接欠陥
（例えば２０〜３０ｍｍ）等が存在すれば降伏点の１／
２〜２／３程度の設計応力下でも脆性破壊する危険性が
あり、危険物を低温貯蔵するような構造物では重大な問
題をまねく可能性がある。０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値
が保証でき、非破壊検査により板厚サイズ以上の欠陥の
存在を否定できれば、設計応力下、あるいは設計応力の
１．２倍程度の応力が負荷された場合でも脆性破壊を生
ずることはないと考えられる。本発明はかかる事情に鑑
みてなされたもので、０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を０
℃において保証しうる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。
よりシャルピー試験によるＨＡＺ靱性を向上させる技術
はいくつか提案されてきた。しかしながら、シャルピー
試験で高い吸収エネルギーが得られた溶接継手部でも、
ＣＴＯＤ試験を行うと０．０５ｍｍ以下といった低値が
発生することが多く、特に高強度鋼においてはＣＴＯＤ
値を保証することは困難であった。設計温度において必
要なＣＴＯＤ値は、破壊防止設計の考え方により０．０
５ｍｍ以上であったり、０．１ｍｍ以上であったりと様
々であるが、破壊靱性値が０．０５ｍｍ以下のＣＴＯＤ
値の場合には、使用される鋼材の板厚程度の溶接欠陥
（例えば２０〜３０ｍｍ）等が存在すれば降伏点の１／
２〜２／３程度の設計応力下でも脆性破壊する危険性が
あり、危険物を低温貯蔵するような構造物では重大な問
題をまねく可能性がある。０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値
が保証でき、非破壊検査により板厚サイズ以上の欠陥の
存在を否定できれば、設計応力下、あるいは設計応力の
１．２倍程度の応力が負荷された場合でも脆性破壊を生
ずることはないと考えられる。本発明はかかる事情に鑑
みてなされたもので、０．１ｍｍ以上のＣＴＯＤ値を０
℃において保証しうる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、質量％
で、Ｃ：０．０７〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．
５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：０．０２５％
以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．
０６％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ｎ：０．００
３％以下の成分を有し、残部が鉄及び不回避的不純物か
らなると共に、Ｔｉ／Ｎが１．０〜６．０を満足する鋼
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／ｍｍ
2 存在する。ここで、更に前記ＴｉＮのうち、粒径が１
μｍ以上のＴｉＮが１０個／ｃｍ2 以下とするのが好ま
しい。これにより、大入溶接下でのＴｉＮによるピンニ
ング効果、固溶Ｔｉ、固溶Ｎ、ＴｉＣ析出効果、更にＴ
ｉＮの粗大化効果を配慮しつつ、ＣＴＯＤ試験において
も高いＣＴＯＤ値を確保しうる溶接構造用鋼の最適領域
を定義できる。ここで、前記ＴｉＮのうち、粒径０．０
１〜０．０５μｍのＴｉＮを４×１０6個／ｍｍ2 以下
にすることが好ましい。これにより、溶接した後、Ｔｉ
Ｎが溶解して消滅することによる、母材中の固溶Ｔｉ、
固溶Ｎの量の増大を抑制し、かつ脆性破壊の発生起点と
なる粗大ＴｉＮの存在を抑制することにより溶接熱影響
部での高ＣＴＯＤ値を保証しうる溶接用構造用鋼とする
ものである。
係る溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼は、質量％
で、Ｃ：０．０７〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．
５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：０．０２５％
以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．
０６％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ｎ：０．００
３％以下の成分を有し、残部が鉄及び不回避的不純物か
らなると共に、Ｔｉ／Ｎが１．０〜６．０を満足する鋼
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／ｍｍ
2 存在する。ここで、更に前記ＴｉＮのうち、粒径が１
μｍ以上のＴｉＮが１０個／ｃｍ2 以下とするのが好ま
しい。これにより、大入溶接下でのＴｉＮによるピンニ
ング効果、固溶Ｔｉ、固溶Ｎ、ＴｉＣ析出効果、更にＴ
ｉＮの粗大化効果を配慮しつつ、ＣＴＯＤ試験において
も高いＣＴＯＤ値を確保しうる溶接構造用鋼の最適領域
を定義できる。ここで、前記ＴｉＮのうち、粒径０．０
１〜０．０５μｍのＴｉＮを４×１０6個／ｍｍ2 以下
にすることが好ましい。これにより、溶接した後、Ｔｉ
Ｎが溶解して消滅することによる、母材中の固溶Ｔｉ、
固溶Ｎの量の増大を抑制し、かつ脆性破壊の発生起点と
なる粗大ＴｉＮの存在を抑制することにより溶接熱影響
部での高ＣＴＯＤ値を保証しうる溶接用構造用鋼とする
ものである。
【０００５】また、前記ＴｉＮのうち、粒径０．０７〜
０．１μｍ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ＴｉＮ量となるため、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。更に、質量％でＮを０．
００２％以下にすることが好ましい。これにより、固溶
Ｎを大幅に低減することができる。
０．１μｍ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ＴｉＮ量となるため、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。更に、質量％でＮを０．
００２％以下にすることが好ましい。これにより、固溶
Ｎを大幅に低減することができる。
【０００６】そして、前記鋼材中に、質量％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、母材強度の向上や、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。なお、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９００〜１３００℃の間で１０分
間以上保持すればよいが、更に、この範囲で、温度、保
持時間を調整することによりＴｉＮの粒径、個数を調整
する。
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、母材強度の向上や、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。なお、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９００〜１３００℃の間で１０分
間以上保持すればよいが、更に、この範囲で、温度、保
持時間を調整することによりＴｉＮの粒径、個数を調整
する。
【０００７】本発明者は、種々のＴｉ、Ｎ量、ならびに
Ｔｉ／Ｎ比を有する鋼板に、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母材中のＴｉ
Ｎの粒径、及び個数について詳細に検討した。
Ｔｉ／Ｎ比を有する鋼板に、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母材中のＴｉ
Ｎの粒径、及び個数について詳細に検討した。
【０００８】
【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、
Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、更に、それに
入熱１００ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与した後と
前の、熱サイクル付与前後それぞれのＴｉＮの粒径の分
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、溶接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。図より、ＴｉＮの粒径は、溶接入熱の影響を
受けていない母材で０．０４μｍをピークとして０．０
１〜０．１１μｍ、溶接ボンド部で０．１３μｍをピー
クとして０．０５〜０．１５μｍの範囲にそれぞれ分布
している。つまり、母材に存在するＴｉＮの粒径は、
０．０１〜０．１１μｍの範囲に分布していることが分
かる。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、０．０５
μｍより小さいものは母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。
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、
Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、更に、それに
入熱１００ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与した後と
前の、熱サイクル付与前後それぞれのＴｉＮの粒径の分
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、溶接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。図より、ＴｉＮの粒径は、溶接入熱の影響を
受けていない母材で０．０４μｍをピークとして０．０
１〜０．１１μｍ、溶接ボンド部で０．１３μｍをピー
クとして０．０５〜０．１５μｍの範囲にそれぞれ分布
している。つまり、母材に存在するＴｉＮの粒径は、
０．０１〜０．１１μｍの範囲に分布していることが分
かる。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、０．０５
μｍより小さいものは母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。
【０００９】更に、このＴｉＮの粒径及び個数が、ＨＡ
Ｚ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。
Ｚ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。
【００１０】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（ｖＥ−２
０℃（Ｊ））と、熱サイクルを付与する前の試験片中に
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。
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（ｖＥ−２
０℃（Ｊ））と、熱サイクルを付与する前の試験片中に
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。
【００１１】熱サイクル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 〜
５×１０ 6 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、Ｔ
ｉＮの個数が５×１０5 個／ｍｍ2 未満のときは衝撃吸
収エネルギー値が低下し、また、５×１０6 個／ｍｍ2
より多いときも低下する。即ち、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、母材中に存在するＴｉＮが、鋼中にＴｉ、Ｎとし
て固溶するため、母材の結晶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、Ｔ
ｉＮのピン止め効果が発揮できず、母材中の結晶粒が大
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、これは、大入熱溶接の熱サイク
ル下では、母材中に存在するＴｉＮが、Ｔｉ、Ｎとして
固溶する量が多くなり過ぎること、また、熱サイクルに
より母材中に粗大化したＴｉＮが増加することが衝撃吸
収エネルギー低下の原因になると考えられる。粗大化し
たＴｉＮは破壊の起点となり、衝撃吸収エネルギー値を
低くすると考えられる。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５×１０
5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 にすることで、溶接ボンド部
靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼とすることが可能
となる。
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 〜
５×１０ 6 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、Ｔ
ｉＮの個数が５×１０5 個／ｍｍ2 未満のときは衝撃吸
収エネルギー値が低下し、また、５×１０6 個／ｍｍ2
より多いときも低下する。即ち、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、母材中に存在するＴｉＮが、鋼中にＴｉ、Ｎとし
て固溶するため、母材の結晶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、Ｔ
ｉＮのピン止め効果が発揮できず、母材中の結晶粒が大
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、これは、大入熱溶接の熱サイク
ル下では、母材中に存在するＴｉＮが、Ｔｉ、Ｎとして
固溶する量が多くなり過ぎること、また、熱サイクルに
より母材中に粗大化したＴｉＮが増加することが衝撃吸
収エネルギー低下の原因になると考えられる。粗大化し
たＴｉＮは破壊の起点となり、衝撃吸収エネルギー値を
低くすると考えられる。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５×１０
5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 にすることで、溶接ボンド部
靱性に優れた高ＣＴＯＤ保証低温用鋼とすることが可能
となる。
【００１２】次に、図１の母材部と溶接ボンド部のＴｉ
Ｎの粒径分布の比較より得られた０．０５μｍ以下のＴ
ｉＮに注目してプロットした図を、図３に示す。なお図
３は、図２で使用した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、熱サイク
ル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．０５μｍ
のＴｉＮ個数との関係を調査した。熱サイクル前の試験
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４×１０ 6 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０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮが、熱サイクルに
より、母材中に、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、少ない方が好ましい
ため、４×１０6 個／ｍｍ2 以下と規定した。
Ｎの粒径分布の比較より得られた０．０５μｍ以下のＴ
ｉＮに注目してプロットした図を、図３に示す。なお図
３は、図２で使用した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、熱サイク
ル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．０５μｍ
のＴｉＮ個数との関係を調査した。熱サイクル前の試験
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４×１０ 6 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０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮが、熱サイクルに
より、母材中に、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、少ない方が好ましい
ため、４×１０6 個／ｍｍ2 以下と規定した。
【００１３】図４は、衝撃吸収エネルギー値と、熱サイ
クル前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１μｍ
のＴｉＮの個数との関係を調べた結果である。熱サイク
ル前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１μｍ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５×１０4 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／ｍ
ｍ2 より少ないときは衝撃吸収エネルギー値は低下す
る。大入熱溶接の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
溶接構造用鋼とすることが可能となる。
クル前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１μｍ
のＴｉＮの個数との関係を調べた結果である。熱サイク
ル前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１μｍ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５×１０4 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／ｍ
ｍ2 より少ないときは衝撃吸収エネルギー値は低下す
る。大入熱溶接の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
溶接構造用鋼とすることが可能となる。
【００１４】図５は、０．１２％Ｃ−０．２％Ｓｉ−
１．３％Ｍｎ系をベースとし、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板
を実験室溶製し、更に入熱１５０ｋＪ／ｃｍ相当の熱サ
イクルを付与したものから採取した試験片の衝撃吸収エ
ネルギー値と、熱サイクル前の試験片中に存在するＮ量
との関係を調べた結果である。図より、衝撃吸収エネル
ギーは、Ｎ量０．００３％の所を境として大きく変化し
ている。つまり、Ｎ量を０．００３％以下に限定するこ
とで、より好ましくは０．００２％以下に限定すること
で、Ｎ量を低下させ、その結果、母材中に固溶するＮが
低減でき、溶接ボンド部靱性に優れた溶接構造用鋼高と
することが可能となる。
１．３％Ｍｎ系をベースとし、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板
を実験室溶製し、更に入熱１５０ｋＪ／ｃｍ相当の熱サ
イクルを付与したものから採取した試験片の衝撃吸収エ
ネルギー値と、熱サイクル前の試験片中に存在するＮ量
との関係を調べた結果である。図より、衝撃吸収エネル
ギーは、Ｎ量０．００３％の所を境として大きく変化し
ている。つまり、Ｎ量を０．００３％以下に限定するこ
とで、より好ましくは０．００２％以下に限定すること
で、Ｎ量を低下させ、その結果、母材中に固溶するＮが
低減でき、溶接ボンド部靱性に優れた溶接構造用鋼高と
することが可能となる。
【００１５】次に、これらの熱サイクル付与サンプルを
用いてＣＴＯＤ試験を実施した。試験温度は、０℃で実
施した。各温度において、破面を観察し、脆性破壊発生
起点を走査型電子顕微鏡で観察した。その結果、粗大な
ＴｉＮが脆性破壊の発生起点となっていることが判明し
た。この起点となっているＴｉＮのサイズを円相当径で
整理した結果、２μｍ程度のＴｉＮが存在すると、破壊
の起点となりうることが分かった。き裂先端にこれらの
粗大なＴｉＮが存在していると脆性破壊を発生するわけ
であり、ＣＴＯＤ値のバラツキはこの粗大なＴｉＮがＣ
ＴＯＤ試験片の疲労き裂先端に存在するか否かの存在確
率に大きく依存することを確認した。疲労き裂先端近傍
の組織を詳細に調査した結果、１．０μｍ未満のサイズ
のＴｉＮが存在していても、脆性破壊の核になっていな
いことを究明し、１．０μｍ以上の粗大なＴｉＮの存在
を抑制すれば高いＣＴＯＤ値の得られることを知見し
た。本発明の粗大ＴｉＮの許容サイズと存在確率（個
数）を明確にするため、１．０μｍ以上のサイズのＴｉ
Ｎの個数と、０℃の限界ＣＴＯＤ値の関係を図６に示
す。粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5 〜
５×１０6 個／ｍｍ2 存在している場合（本発明範囲）
のデータが系列１のデータであり、この場合、粒径１．
０μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個／ｃｍ2 以下であれ
ば安定して０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値が得られて
いる。一方、粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが本発
明範囲外である場合（系列２のデータ）には、たとえ粒
径１．０μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個／ｃｍ2 以下
であっても、０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値は得るこ
とができない。したがって、０℃の使用温度では、１．
０μｍ以下のＴｉＮの存在確率を低減することが望まし
い。本発明の粗大ＴｉＮの許容サイズと存在確率（個
数）は上記検討結果に基づき決定されたものである。
用いてＣＴＯＤ試験を実施した。試験温度は、０℃で実
施した。各温度において、破面を観察し、脆性破壊発生
起点を走査型電子顕微鏡で観察した。その結果、粗大な
ＴｉＮが脆性破壊の発生起点となっていることが判明し
た。この起点となっているＴｉＮのサイズを円相当径で
整理した結果、２μｍ程度のＴｉＮが存在すると、破壊
の起点となりうることが分かった。き裂先端にこれらの
粗大なＴｉＮが存在していると脆性破壊を発生するわけ
であり、ＣＴＯＤ値のバラツキはこの粗大なＴｉＮがＣ
ＴＯＤ試験片の疲労き裂先端に存在するか否かの存在確
率に大きく依存することを確認した。疲労き裂先端近傍
の組織を詳細に調査した結果、１．０μｍ未満のサイズ
のＴｉＮが存在していても、脆性破壊の核になっていな
いことを究明し、１．０μｍ以上の粗大なＴｉＮの存在
を抑制すれば高いＣＴＯＤ値の得られることを知見し
た。本発明の粗大ＴｉＮの許容サイズと存在確率（個
数）を明確にするため、１．０μｍ以上のサイズのＴｉ
Ｎの個数と、０℃の限界ＣＴＯＤ値の関係を図６に示
す。粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5 〜
５×１０6 個／ｍｍ2 存在している場合（本発明範囲）
のデータが系列１のデータであり、この場合、粒径１．
０μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個／ｃｍ2 以下であれ
ば安定して０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値が得られて
いる。一方、粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが本発
明範囲外である場合（系列２のデータ）には、たとえ粒
径１．０μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個／ｃｍ2 以下
であっても、０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値は得るこ
とができない。したがって、０℃の使用温度では、１．
０μｍ以下のＴｉＮの存在確率を低減することが望まし
い。本発明の粗大ＴｉＮの許容サイズと存在確率（個
数）は上記検討結果に基づき決定されたものである。
【００１６】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（質量％）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
元素であるが、Ｃ量が高いとセメンタイト相分率が高く
なったり、溶接部において島状マルテンサイトが生成し
やすくなり、脆性破壊を発生させる核（以降、脆性破壊
発生核と称する）となる可能性が増大する。したがって
０．２０％を超える過剰な添加は好ましくないが、一
方、Ｃが０．０７％未満になると構造用鋼としての強度
確保が困難になるので、下限は０．０７％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、０．５０％を超えると溶接部
において島状マルテンサイトの生成を助長させる。ま
た、０．１０％未満では強度の向上効果が不十分で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、０．１０〜０．５０％に限定する。Ｍｎは、Ｃの含
有量を抑制しつつ強度を向上する有用な元素である。Ｃ
を０．２０％以下に抑制しているため、強度確保の観点
から、Ｍｎの必要下限を０．８０％とする。一方、２．
０％超のＭｎの添加は、不必要に強度上昇を招き、母材
靱性・溶接性を阻害するため、０．８０〜２．０％に限
定する。
用鋼の化学成分（質量％）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
元素であるが、Ｃ量が高いとセメンタイト相分率が高く
なったり、溶接部において島状マルテンサイトが生成し
やすくなり、脆性破壊を発生させる核（以降、脆性破壊
発生核と称する）となる可能性が増大する。したがって
０．２０％を超える過剰な添加は好ましくないが、一
方、Ｃが０．０７％未満になると構造用鋼としての強度
確保が困難になるので、下限は０．０７％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、０．５０％を超えると溶接部
において島状マルテンサイトの生成を助長させる。ま
た、０．１０％未満では強度の向上効果が不十分で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、０．１０〜０．５０％に限定する。Ｍｎは、Ｃの含
有量を抑制しつつ強度を向上する有用な元素である。Ｃ
を０．２０％以下に抑制しているため、強度確保の観点
から、Ｍｎの必要下限を０．８０％とする。一方、２．
０％超のＭｎの添加は、不必要に強度上昇を招き、母材
靱性・溶接性を阻害するため、０．８０〜２．０％に限
定する。
【００１７】Ｐは、母材靱性の観点から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、母材靱性
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。
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、母材靱性
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。
【００１８】Ｔｉは、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成
させるため、０．００２％以上、かつＴｉ／Ｎ比で１．
０以上、６．０以下の範囲で添加する。ただし、０．０
２％を超えて添加すると、本発明の眼目である極低Ｎ化
によるＨＡＺ靱性改善効果を低下させ、更に高いＴｉは
ＴｉＮを粗大化させる駆動力となるので、０．００２〜
０．０２％とした。Ｎは、本発明中、最も重要な元素で
ある。高いＮ量は、粗大なＴｉＮを生成させる一つの原
因となり、かつ固溶Ｎ量も増大させるので、特に溶接部
において高いＣＴＯＤ値を確保することは困難となる。
そこで、Ｎを０．００３％以下に抑えることがＨＡＺ部
での高ＣＴＯＤ特性を向上させる本発明の眼目である。
また、ＨＡＺ靱性とＣＴＯＤ特性をより向上させるた
め、添加量は０．００２％以下が好ましい。
させるため、０．００２％以上、かつＴｉ／Ｎ比で１．
０以上、６．０以下の範囲で添加する。ただし、０．０
２％を超えて添加すると、本発明の眼目である極低Ｎ化
によるＨＡＺ靱性改善効果を低下させ、更に高いＴｉは
ＴｉＮを粗大化させる駆動力となるので、０．００２〜
０．０２％とした。Ｎは、本発明中、最も重要な元素で
ある。高いＮ量は、粗大なＴｉＮを生成させる一つの原
因となり、かつ固溶Ｎ量も増大させるので、特に溶接部
において高いＣＴＯＤ値を確保することは困難となる。
そこで、Ｎを０．００３％以下に抑えることがＨＡＺ部
での高ＣＴＯＤ特性を向上させる本発明の眼目である。
また、ＨＡＺ靱性とＣＴＯＤ特性をより向上させるた
め、添加量は０．００２％以下が好ましい。
【００１９】以上が、本発明が対象とする鋼の基本成分
であるが、母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）
を強度・低温靱性・溶接性を向上する観点から、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。
であるが、母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）
を強度・低温靱性・溶接性を向上する観点から、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。
【００２０】Ｎｂは、焼入れ性を向上させることにより
母材の強度を向上させる有功な元素であるが、過剰な添
加は粗大なＮｂＣＮ析出物を生成せしめ、脆性破壊の発
生核となることがあるので、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、過剰な添加は不必要に焼き入れ性を増大させ、特
にショートアークを行った鋼板表面の硬度を著しく高
め、場合によっては割れを生じさせることもあるので、
０．０００２％〜０．００３％とした。更に、Ａｌ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粗大な酸化物生成の原因となり、粗
大な酸化物や介在物が脆性破壊の発生核となる可能性も
あるので、それぞれ０．０００２〜０．００３％、０．
０００２〜０．００５％、０．００１〜０．０５％とし
た。
母材の強度を向上させる有功な元素であるが、過剰な添
加は粗大なＮｂＣＮ析出物を生成せしめ、脆性破壊の発
生核となることがあるので、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、過剰な添加は不必要に焼き入れ性を増大させ、特
にショートアークを行った鋼板表面の硬度を著しく高
め、場合によっては割れを生じさせることもあるので、
０．０００２％〜０．００３％とした。更に、Ａｌ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粗大な酸化物生成の原因となり、粗
大な酸化物や介在物が脆性破壊の発生核となる可能性も
あるので、それぞれ０．０００２〜０．００３％、０．
０００２〜０．００５％、０．００１〜０．０５％とし
た。
【００２１】次に、本発明でＴｉ／Ｎ比を限定する理由
を述べる。たとえＮを極低化しても、Ｎがフリーの状態
で鋼中に固溶するのは、ＨＡＺ靱性の観点から好ましく
なく、少なくともＴｉ／Ｎ質量比で１．０以上必要であ
るが、一方、Ｔｉ過剰な状態が過ぎると、フリーのＴｉ
がＨＡＺ靱性に有害であるので、Ｔｉ／Ｎ比が６．０以
下であることが必要である。
を述べる。たとえＮを極低化しても、Ｎがフリーの状態
で鋼中に固溶するのは、ＨＡＺ靱性の観点から好ましく
なく、少なくともＴｉ／Ｎ質量比で１．０以上必要であ
るが、一方、Ｔｉ過剰な状態が過ぎると、フリーのＴｉ
がＨＡＺ靱性に有害であるので、Ｔｉ／Ｎ比が６．０以
下であることが必要である。
【００２２】
【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〜Ｈが本発明鋼であり、Ａ２、Ｂ
２、Ｊ〜Ｒが比較鋼である。成分的には、Ａ１とＡ２及
びＪ、Ｂ１とＢ２及びＫ、ＣとＬ、ＤとＭ、ＥとＮ、Ｆ
とＰ、ＧとＱ、ＨとＲがほぼ一致しており、本発明鋼の
Ｔｉ量は、いずれも０．００２〜０．０２％、Ｎ量はい
ずれも０．００３％以下、特にＡ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｅ及び
Ｈは０．００２％以下、またＴｉ／Ｎ比は１．０〜６．
０の範囲である。これに対し、比較鋼Ａ２、Ｂ２は、発
明鋼Ａ１、Ｂ１と全く同じ化学成分、成分量を有してい
る。また、比較鋼ＪはＴｉが添加なし、Ｎ量は本発明の
範囲外、比較鋼Ｋ、Ｍ、ＰはＮ量が本発明の範囲を外れ
ている。特に、比較鋼ＮはＶが本発明の範囲を超えてお
り、比較鋼ＬはＣａが範囲を超えている。また比較鋼
Ｌ、ＱのＴｉ／Ｎ比は、それぞれ９．３８と７．６０と
本発明の範囲を超えている。
した。Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｈが本発明鋼であり、Ａ２、Ｂ
２、Ｊ〜Ｒが比較鋼である。成分的には、Ａ１とＡ２及
びＪ、Ｂ１とＢ２及びＫ、ＣとＬ、ＤとＭ、ＥとＮ、Ｆ
とＰ、ＧとＱ、ＨとＲがほぼ一致しており、本発明鋼の
Ｔｉ量は、いずれも０．００２〜０．０２％、Ｎ量はい
ずれも０．００３％以下、特にＡ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｅ及び
Ｈは０．００２％以下、またＴｉ／Ｎ比は１．０〜６．
０の範囲である。これに対し、比較鋼Ａ２、Ｂ２は、発
明鋼Ａ１、Ｂ１と全く同じ化学成分、成分量を有してい
る。また、比較鋼ＪはＴｉが添加なし、Ｎ量は本発明の
範囲外、比較鋼Ｋ、Ｍ、ＰはＮ量が本発明の範囲を外れ
ている。特に、比較鋼ＮはＶが本発明の範囲を超えてお
り、比較鋼ＬはＣａが範囲を超えている。また比較鋼
Ｌ、ＱのＴｉ／Ｎ比は、それぞれ９．３８と７．６０と
本発明の範囲を超えている。
【００２３】
【表１】
【００２４】
【表２】
【００２５】また、表３に示したＴｉＮの個数について
は、本発明鋼Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｈ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ＪはＴ
ｉが添加なしであるためＴｉＮは観察されず、比較鋼Ａ
２、Ｂ２、Ｋ、Ｍ、Ｐ、Ｒは粒径０．０１〜０．１μ
ｍ：５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 の範囲を外れ、
比較鋼Ａ２、Ｋ、Ｍ、Ｎ、Ｐは粒径０．０１〜０．０５
μｍ：４×１０6 個／ｍｍ2 以下の範囲を超え、比較鋼
Ａ２、Ｒは粒径０．０７〜０．１μｍ：５×１０4 個／
ｍｍ2 以上の範囲を下回っている。また、比較鋼Ｂ２、
Ｍ〜Ｒは粒径１μｍ以上：１０個／ｃｍ2 以下の範囲を
超えている。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。
は、本発明鋼Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｈ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ＪはＴ
ｉが添加なしであるためＴｉＮは観察されず、比較鋼Ａ
２、Ｂ２、Ｋ、Ｍ、Ｐ、Ｒは粒径０．０１〜０．１μ
ｍ：５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 の範囲を外れ、
比較鋼Ａ２、Ｋ、Ｍ、Ｎ、Ｐは粒径０．０１〜０．０５
μｍ：４×１０6 個／ｍｍ2 以下の範囲を超え、比較鋼
Ａ２、Ｒは粒径０．０７〜０．１μｍ：５×１０4 個／
ｍｍ2 以上の範囲を下回っている。また、比較鋼Ｂ２、
Ｍ〜Ｒは粒径１μｍ以上：１０個／ｃｍ2 以下の範囲を
超えている。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。
【００２６】
【表３】
【００２７】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、ＣＴＯＤ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２８０ｍｍ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。
件、及びＨＡＺ靱性評価、ＣＴＯＤ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２８０ｍｍ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。
【００２８】
【表４】
【００２９】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Ｊとの結果を比較すると、Ｔｉ含
有の差、極低Ｎ量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Ｋ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Ｂ１のＨＡＺ靱性が優れている。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。同様の比較
は鋼Ｄと鋼Ｍ、鋼Ｅと鋼Ｎでも見られる。また、鋼Ｃと
鋼Ｌとの比較では、鋼ＣのＨＡＺ靱性が非常に良好なの
に対し、鋼Ｌでは、Ｔｉ量が多いのでＴｉ／Ｎ比の適正
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Ｑとの比較でも、鋼Ｑの
Ｔｉ量が多いのでＴｉ／Ｎ比の適正範囲の逸脱が、ＨＡ
Ｚ靱性の低下に大きく影響している。
較を行う。鋼Ａ１と鋼Ｊとの結果を比較すると、Ｔｉ含
有の差、極低Ｎ量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Ｋ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Ｂ１のＨＡＺ靱性が優れている。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。同様の比較
は鋼Ｄと鋼Ｍ、鋼Ｅと鋼Ｎでも見られる。また、鋼Ｃと
鋼Ｌとの比較では、鋼ＣのＨＡＺ靱性が非常に良好なの
に対し、鋼Ｌでは、Ｔｉ量が多いのでＴｉ／Ｎ比の適正
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Ｑとの比較でも、鋼Ｑの
Ｔｉ量が多いのでＴｉ／Ｎ比の適正範囲の逸脱が、ＨＡ
Ｚ靱性の低下に大きく影響している。
【００３０】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Ｊ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Ｊは、母材中
にＴｉＮの結晶が存在しない。この結果、ＨＡＺ靱性及
びＣＴＯＤ値の差は極めて顕著に現れている。鋼Ｅと鋼
Ｎとを比較すると、鋼Ｎは、粒径０．０１〜０．０５μ
ｍのＴｉＮの個数が規定範囲を逸脱しているため、ＨＡ
Ｚ靱性及びＣＴＯＤ値が低下している。同様の比較は鋼
Ｆと鋼Ｐ、鋼Ｂ２と鋼Ｋ、鋼Ｄと鋼Ｍでも見られる。ま
た、鋼Ｍ、Ｎ、Ｐ、Ｑ、Ｒは、１μｍ以上の粒径を有す
るＴｉＮが所定の個数以上であり、それぞれの試験温度
において充分なＣＴＯＤ値が得られていない。更に、鋼
Ｋ、Ｍ、Ｐ、Ｒは粒径０．０１〜０．１μｍの個数が、
鋼Ｒは粒径０．０７〜０．１μｍの個数が規定範囲を逸
脱していることから、ＨＡＺ靱性及びＣＴＯＤ値が大幅
に異なっている。
いて発明鋼と比較鋼との比較を行う。鋼Ａ１と鋼Ｊ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Ｊは、母材中
にＴｉＮの結晶が存在しない。この結果、ＨＡＺ靱性及
びＣＴＯＤ値の差は極めて顕著に現れている。鋼Ｅと鋼
Ｎとを比較すると、鋼Ｎは、粒径０．０１〜０．０５μ
ｍのＴｉＮの個数が規定範囲を逸脱しているため、ＨＡ
Ｚ靱性及びＣＴＯＤ値が低下している。同様の比較は鋼
Ｆと鋼Ｐ、鋼Ｂ２と鋼Ｋ、鋼Ｄと鋼Ｍでも見られる。ま
た、鋼Ｍ、Ｎ、Ｐ、Ｑ、Ｒは、１μｍ以上の粒径を有す
るＴｉＮが所定の個数以上であり、それぞれの試験温度
において充分なＣＴＯＤ値が得られていない。更に、鋼
Ｋ、Ｍ、Ｐ、Ｒは粒径０．０１〜０．１μｍの個数が、
鋼Ｒは粒径０．０７〜０．１μｍの個数が規定範囲を逸
脱していることから、ＨＡＺ靱性及びＣＴＯＤ値が大幅
に異なっている。
【００３１】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のように、Ｔｉ
Ｎの個数が、規定範囲を逸脱し、ＨＡＺ靱性及びＣＴＯ
Ｄ値を大きく低下させることが分かる。また、１２００
〜１３００℃程度の高温で６０分以上保持すると、Ｔｉ
Ｎの粗大化現象が生じ、比較鋼Ｂ２のように１μｍ以上
のＴｉＮの個数が増加してしまうので、高いＣＴＯＤ値
を得ることはできなくなる。つまり、本発明において
は、各粒径におけるＴｉＮの個数を規定範囲に納めるこ
とが重要となるが、それには、化学成分、成分量及び鋳
造後の鋳片適正な温度、保持時間が重要な要因となる。
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のように、Ｔｉ
Ｎの個数が、規定範囲を逸脱し、ＨＡＺ靱性及びＣＴＯ
Ｄ値を大きく低下させることが分かる。また、１２００
〜１３００℃程度の高温で６０分以上保持すると、Ｔｉ
Ｎの粗大化現象が生じ、比較鋼Ｂ２のように１μｍ以上
のＴｉＮの個数が増加してしまうので、高いＣＴＯＤ値
を得ることはできなくなる。つまり、本発明において
は、各粒径におけるＴｉＮの個数を規定範囲に納めるこ
とが重要となるが、それには、化学成分、成分量及び鋳
造後の鋳片適正な温度、保持時間が重要な要因となる。
【００３２】以上の結果から、本発明の効果は明らかで
あり、母材中のＮを、Ｎ：０．００３％以下と低減し、
Ｔｉ／Ｎ比を１．０〜６．０に保ちながらＴｉを添加
し、溶接前の鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉ
Ｎを５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 存在させ、かつ
１μｍ以上の粗大ＴｉＮの存在を抑制することにより、
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、ＣＴＯＤ値を保証することが可能と
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。
あり、母材中のＮを、Ｎ：０．００３％以下と低減し、
Ｔｉ／Ｎ比を１．０〜６．０に保ちながらＴｉを添加
し、溶接前の鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉ
Ｎを５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 存在させ、かつ
１μｍ以上の粗大ＴｉＮの存在を抑制することにより、
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、ＣＴＯＤ値を保証することが可能と
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。
【００３３】
【発明の効果】請求項１〜６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、Ｎを０．００３％以下
にすることで固溶Ｎを低減し、Ｔｉ／Ｎ比を１．０〜
６．０にすることで、Ｔｉ過剰、及びＮ過剰を抑制し、
更に、ＴｉＮの粒子の粒径、及び個数を規定すること
で、大入溶接下でのＴｉＮによるピンニング効果、固溶
Ｔｉ、固溶Ｎ、ＴｉＣ析出効果、更に脆性破壊の発生核
となる粗大なＴｉＮの排除を配慮した、溶接熱影響部靱
性に優れた溶接構造用鋼を製造できる。特に、大入熱溶
接を適用した溶接継手部においてでも、０℃において
０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値を安定して確保できる
ので、海上や陸上等、設計温度が０℃で使用される、脆
性破壊の発生を抑制する必要のある重要鋼構造物の鋼材
として使用できるものである。
優れた溶接構造用鋼においては、Ｎを０．００３％以下
にすることで固溶Ｎを低減し、Ｔｉ／Ｎ比を１．０〜
６．０にすることで、Ｔｉ過剰、及びＮ過剰を抑制し、
更に、ＴｉＮの粒子の粒径、及び個数を規定すること
で、大入溶接下でのＴｉＮによるピンニング効果、固溶
Ｔｉ、固溶Ｎ、ＴｉＣ析出効果、更に脆性破壊の発生核
となる粗大なＴｉＮの排除を配慮した、溶接熱影響部靱
性に優れた溶接構造用鋼を製造できる。特に、大入熱溶
接を適用した溶接継手部においてでも、０℃において
０．１ｍｍ以上の限界ＣＴＯＤ値を安定して確保できる
ので、海上や陸上等、設計温度が０℃で使用される、脆
性破壊の発生を抑制する必要のある重要鋼構造物の鋼材
として使用できるものである。
【図１】母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。
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。
のＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図３】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０１〜０．０５μ
ｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
ｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図４】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。
のＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図５】ＨＡＺ靱性に及ぼすＮ量の影響を示したグラフ
である。
である。
【図６】粒径別ＴｉＮの個数と、０℃における大入熱溶
接部の限界ＣＴＯＤ値の関係を示したグラフである。
接部の限界ＣＴＯＤ値の関係を示したグラフである。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(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
(72)発明者 石田 浩司
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
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
C22C 38/00 - 38/60
Claims (6)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０
％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ａ
ｌ：０．００１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００２〜０．
０２％、Ｎ：０．００３％以下の成分を有し、残部が鉄
及び不回避的不純物からなると共に、Ｔｉ／Ｎが１．０
〜６．０を満足する鋼材で、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ＴｉＮのうち、粒径が１
μｍ以上のＴｉＮが１０個／ｃｍ2 以下であることを特
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ＴｉＮのうち、粒
径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮが４×１０6個／ｍ
ｍ2 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、前記Ｔ
ｉＮのうち、粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮが５×
１０4 個／ｍｍ2 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５】 請求項１〜４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、質量％
でＮ：０．００２％以下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。 - 【請求項６】 請求項１〜５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、質量％
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000091062A JP3492282B2 (ja) | 1999-09-30 | 2000-03-29 | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11-278429 | 1999-09-30 | ||
| JP27842999 | 1999-09-30 | ||
| JP2000091062A JP3492282B2 (ja) | 1999-09-30 | 2000-03-29 | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001164333A JP2001164333A (ja) | 2001-06-19 |
| JP3492282B2 true JP3492282B2 (ja) | 2004-02-03 |
Family
ID=26552872
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000091062A Expired - Fee Related JP3492282B2 (ja) | 1999-09-30 | 2000-03-29 | 溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3492282B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006009299A1 (ja) | 2004-07-21 | 2006-01-26 | Nippon Steel Corporation | 溶接熱影響部の低温靭性が優れた溶接構造用鋼およびその製造方法 |
| JP5713135B1 (ja) | 2013-11-19 | 2015-05-07 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板 |
| CN111549286B (zh) * | 2020-06-22 | 2021-10-15 | 中南大学 | 一种易焊接的超高强高韧钢材及其制备方法 |
-
2000
- 2000-03-29 JP JP2000091062A patent/JP3492282B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JP2001164333A (ja) | 2001-06-19 |
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