大入熱溶接熱影響部の靭性に優れる溶接構造用鋼の製造方法
【課題】降伏応力が３９０ＭＰａ超え、かつ、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施しても溶接熱影響部の靭性に優れる溶接構造用鋼の有利な製造方法を提案する。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０２〜０．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．４〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、平衡状態でフェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％のフェライト−オーステナイト２相域となる温度に３〜１０時間保持した後、再加熱して熱間圧延する。
【解決手段】Ｃ：０．０３〜０．１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０２〜０．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．４〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、平衡状態でフェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％のフェライト−オーステナイト２相域となる温度に３〜１０時間保持した後、再加熱して熱間圧延する。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船や建築・土木等の各種鋼構造物に使用され、特に、降伏応力が３９０ＭＰａ超えで、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が施される溶接構造用鋼の製造方法の関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、造船や建築・土木等の各種鋼構造物は、巨大化の一途を辿っており、それにともなって、それらに使用される鋼材も、高強度化や厚肉化が進行している。さらに、上記鋼材の高強度化や厚肉化の進行にともない、溶接施工に用いられる溶接方法も、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの生産能率に優れた大入熱溶接が適用されることが多くなってきている。
【０００３】
大入熱溶接された鋼材の溶接熱影響部の靭性は、大きく低下することが知られている。この問題を回避するため、従来から種々の大入熱溶接用鋼が研究開発されており、例えば、ＴｉＮを鋼中に微細分散させ、これによって溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制したり、溶接熱影響部におけるフェライト変態核として利用する技術が既に実用化されている。また、特許文献１には、Ｔｉ酸化物（オキシサイド）を溶接熱影響部に分散させることで溶接ボンド部と熱影響部の高靭性化を図った溶接用鋼材が、特許文献２には、Ｔｉ酸化物とＴｉ窒化物＋Ｍｎ硫化物（サルファイド）の複合体を析出させることで溶接熱影響部の靭性を向上させた溶接用低温強靭鋼が開示されている。
【０００４】
しかしながら、ＴｉＮを鋼中に微細分散させる技術では、溶接によってＴｉＮが溶解する温度域まで溶接熱影響部が加熱されるような場合には、ＴｉＮの効果が得られず、さらに、ＴｉＮの分解により固溶したＴｉおよびＮにより地組織が脆化し、靭性が著しく低下するという問題がある。
【０００５】
また、Ｔｉ酸化物を分散させる特許文献１や２の技術では、酸化物を均一微細に分散させることが困難であるという問題がある。この問題に対しては、酸化物を複合化する等の方法で分散能を改善することが検討されている。しかし、昨今では、鋼板の高強度化とともに要求される靭性特性もますます厳しくなってきており、この要求を満たすには、高度の微細分散制御技術が必要とされ、現状では十分に対応できるレベルにまで到達できていない。
【０００６】
そこで、上記問題点を解決する技術として、特許文献３には、溶接熱影響部でのフェライト変態を促進するＣａ系非金属介在物を、Ｃａ，ＯおよびＳの含有量を適正範囲に制御することで、鋼中に微細分散して析出させて靭性を向上させる技術が開示されている。
【０００７】
また、Ｎｉは、マトリックスの靭性を向上させる効果がある元素であり、また、溶接部の靭性向上にも利用されている元素である。しかし、Ｎｉは、大入熱溶接の溶接熱影響部のように冷却速度が遅くなる場合には、ミクロ偏析部のＮｉが濃化した部分に、島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬化組織が形成されるのを助長し、靭性を劣化させる。そこで、特許文献４には、Ｎｉ以外の他の合金元素の添加量を厳格に管理することで、大入熱溶接熱影響部のミクロ偏析部のＭＡ生成を抑制し、Ｎｉに起因する溶接熱影響部靭性の低下を回避する技術が提案されている。
【０００８】
また、特許文献５には、Ｎを多量に添加し、かつ、合金成分を厳密に規定して、高温でのδフェライト温度域を縮小させることでＴｉＮの微細分散を達成し、高強度鋼の大入熱ＨＡＺ靭性を向上させる技術が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献２】特公平０５−７７７４０号公報
【特許文献３】特許第３５４６３０８号公報
【特許文献４】特開２００５−２５６１６１号公報
【特許文献５】特開２００７−２３９０９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
ところで、近年では、降伏応力が３９０ＭＰａを超える高強度鋼にも大入熱溶接が適用されることが増加している。さらに、より高強度の鋼材も求められるようになってきている。母材強度を高めるためには、合金元素を多量に添加して炭素当量を高めてやることが有効である。しかし、大入熱溶接が施された溶接熱影響部の冷却速度は遅く、粗大化した旧オーステナイト粒内はフェライトとベイナイトの混合組織となるため、靭性を確保することが困難となる。さらに、母材強度が高強度化すれば、溶接継手部もそれと同等以上の強度が求められるが、大入熱溶接では、溶接熱影響部も軟化を起こすため、継手強度の確保も課題となる。
【００１１】
しかしながら、発明者らの研究によれば、上述した従来の技術を、降伏応力が３９０ＭＰａを超える鋼に適用した場合には、溶接部の靭性が不十分となること、特に、Ｎｉを添加する特許文献４の技術では、高強度化には限界があることが明らかとなってきた。
【００１２】
そこで、本発明の目的は、降伏応力が３９０ＭＰａ超えで、かつ、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施しても溶接熱影響部の靭性に優れる溶接構造用鋼の有利な製造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
発明者らは、上記課題を解決するべく、高強度化にともなう溶接熱影響部の靭性低下の原因を詳細に調査した。その結果、大入熱溶接した高強度鋼のボンド部近傍の熱影響部には、低強度鋼には見られない島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬化組織が形成されており、これが靭性低下を引き起こしていること、上記島状マルテンサイトが形成される場所はＭｎとＰとが同時偏析したところでもあること、そして、上記ＭｎとＰの同時偏析を無くすには、鋼スラブを熱間圧延する前に、フェライトとオーステナイトの２相温度域に加熱保持してやることが有効であり、これによって大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を回避し、靭性を向上させることができることを見出し、本発明を開発するに至った。
【００１４】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０２〜０．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．４〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、平衡状態でフェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％のフェライト−オーステナイト２相域となる温度に３〜１０時間保持した後、再加熱して熱間圧延することを特徴とする溶接構造用鋼の製造方法を提案する。
【００１５】
本発明の溶接構造溶鋼の製造方法おける鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．０６ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００５〜０．００２５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、造船、建築・土木等の各種鋼構造物に用いて好適な、降伏応力が３９０ＭＰａ超えで、かつ、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接でも溶接熱影響部の靭性に優れる溶接用鋼材を得ることができるので、産業上奏する効果は極めて大である。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】溶接部のマクロ組織と、衝撃試験片採取位置を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
先ず、本発明の基本的な技術思想について説明する。
発明者らは、高強度鋼の大入熱溶接継手の破壊靭性値を向上させるため、高強度化にともなう溶接熱影響部の靭性低下の原因を詳細に調査した。その結果、大入熱溶接した高強度鋼のボンド部近傍の熱影響部には、低強度鋼には見られなかった島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬化組織が形成されており、これが靭性に悪影響を及ぼしていることが判明した。この島状マルテンサイトの生成は、高強度化するために鋼の焼入れ性を高くした、即ち、炭素当量Ｃｅｑを増加させた結果であると考えられる。さらに、島状マルテンサイトの生成メカニズムを詳細に調査したところ、島状マルテンサイトが形成された箇所は、ＭｎとＰとが同時偏析した場所であることがわかった。ＭｎとＰは、凝固時に同時にミクロ偏析するため、局所的に脆化組織が生成されるものと考えられる。
【００１９】
そこで、発明者らは、ＭｎとＰの同時偏析部を無くしてやれば、大入熱溶接部の靭性が向上するものと予想し、その方法について検討した。
まず、鋼素材（スラブ）を高温で長時間加熱し、拡散により偏析を軽減することを検討した。この方法は、スラブの溶体化処理または拡散処理として知られている処理方法である。しかし、偏析を無くしてやるには、１２５０〜１３００℃という高温に、３０〜５０時間という長い時間保持してやる必要があり、コスト面や生産性の面からは実用的ではない。また、上記熱処理によって、徴細なＴｉＮはオストワルド成長により粗大化し、溶接熱影響部のオーステナイト粒をピンニングする効果を失うため、却って靭性が低下してしまうことも明らかとなった。
【００２０】
そこで、発明者らは、さらに検討を重ねた結果、鋼素材をフェライト−オーステナイト２相温度域に加熱保持することで、ＭｎとＰの同時偏析を軽減し、これによって大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を回避する方法に想到した。
【００２１】
鋼素材を２相域に保持することで、ＭｎおよびＰの同時偏析低減に有効な理由について説明する。
フェライト−オーステナイトの２相温度域では、鋼中に含まれるＣ等の合金元素は、熱力学的に平衡状態に近づくべく分配を起こすことが知られている。そこで、ＭｎおよびＰに着目すると、Ｍｎはオーステナイト相に多く分配し、Ｐはフェライト相に多く分配する元素である。そこで、ミクロ偏析部を２相域に保持してやれば、ＭｎとＰはそれぞれ別の相に分配していき、ＭｎとＰのミクロ偏析は低減する。なお、偏析が解消するには原子の拡散が必要であり、そのための駆動力を必要とするが、２相温度域では、Ｍｎ，Ｐそれぞれの元素のオーステナイト相とフェライト相での化学ポテンシャルが違うこと、これに濃度勾配差が加わることにより、低温でも原子の拡散が容易に起こり得る。しかも、フェライト−オーステナイトの２相温度域は、比較的低温であるためＴｉＮの粗大化も起こらないという利点がある。
したがって、フェライト−オーステナイトの２相温度域での熱処理は、前述した溶体化処理のような高温長時間の熱処理と比較して、工業的にはきわめて有利な方法であるといえる。
【００２２】
次に、本発明の溶接構造溶鋼の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１２ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度を高める元素であり、本発明では、所望の強度（ＹＳ＞３９０ＭＰａ）を確保するため、０．０３ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。しかし、Ｃが０．１２ｍａｓｓ％を超えると、溶接性が低下するだけでなく、靭性にも悪影響を及ぼすようになる。よって、本発明では、Ｃは０．０３〜０．１２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２３】
Ｓｉ：０．０２〜０．２２ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸元素として、また鋼の強化元素として添加される元素であるが、０．０２ｍａｓｓ％未満の添加量では、それらの効果が十分に得られない。一方、０．２２ｍａｓｓ％を超えると、鋼の表面性状を損なうばかりか、靭性が極端に低下するようになる。よって、Ｓｉは０．０２〜０．２２ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２４】
Ｍｎ：１．４〜２．５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の強化元素として添加する元素であり、１．４ｍａｓｓ％より少ないと、その効果が十分に得られない。一方、２．５ｍａｓｓ％を超えると、溶接性が低下し、鋼材コストも上昇する。よって、Ｍｎは１．４〜２．５ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２５】
Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、不純物元素として鋼中に不可避的に含有され、偏析して靭性に悪影響を及ぼす元素である。本発明は、上記偏析を低減する方法に関するものであるが、０．０１０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、偏析を低減しても溶接部の靭性への悪影響の方が大きく、本発明の効果が十分に得られない。そこで、本発明では、Ｐの上限値を０．０１０ｍａｓｓ％とする。
【００２６】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％
Ｓは、溶接熱影響部の靭性向上に有効なＣａの酸硫化物（Ｃａ（ＯＳ））の分散粒子を構成するために必要な元素であり、０．０００５ｍａｓｓ％以上の含有が必要である。しかし、０．００４０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、ＭｎＳなどの非金属介在物が過剰に析出して、逆に、母材や溶接部の靭性の低下を招く。よって、本発明では、Ｓは０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２７】
Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸元素として添加される元素であり、０．００５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．０６ｍａｓｓ％を超えて添加すると、母材の靭性を低下させると共に、溶接部金属の靭性低下を招く。よって、Ａｌは、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％
Ｔｉは、鋳造凝固時およびその後の鋳片冷却時にＴｉＮとなって析出し、溶接部でのオーステナイト粒の粗大化の抑制に有効に作用し、靭性向上に寄与する元素である。しかし、０．００５ｍａｓｓ％未満では上記効果は十分に得られず、一方、０．０２５ｍａｓｓ％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、期待した効果が得られなくなる。よって、Ｔｉは０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２９】
Ｎ：０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％
Ｎは、前述したＴｉＮを確保するうえで必要な元素であり、０．００３０ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。しかし、０．００７０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解を起こす溶接ボンド部近傍領域における固溶Ｎ量が増加し、靭性を著しく低下させるようになる。よって、本発明では、Ｎは０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００３０】
本発明の鋼材は、上記必須とする成分に加えてさらに、Ｎｂ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，ＣａおよびＢのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で添加してもよい。
Ｎｂ：０．０２５ｍａｓｓ％以下
Ｎｂは、制御圧延を行う鋼においては重要な添加元素であり、鋼の高強度化に有効に作用する。斯かる効果を得るには０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。しかし、多量のＮｂの添加は、析出硬化により溶接熱影響部の靭性を低下させるので、上限は０．０２５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
【００３１】
Ｖ：０．０６ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下およびＷ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷは、いずれも鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度上昇に直接寄与するとともに、靭性、高温強度の向上、あるいはさらに耐候性の向上などのために添加することができる。上記の効果は、各元素とも０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で発現する。しかし、過度の添加は、靭性や溶接性を低下させるようになるため、それぞれの元素の上限は、Ｖ：０．０６ｍａｓｓ％、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％、Ｗ：０．５ｍａｓｓ％として添加するのが好ましい。
【００３２】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓとともに酸硫化物（Ｃａ（ＯＳ））を形成して、ＭｎＳの析出を抑制する元素である。ＭｎＳは、圧延時に展伸して、靭性に悪影響を及ぼすので、Ｃａの添加により、ＭｎＳによる靭性の低下を抑制することができる。上記効果を発現させるには０．０００５ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。しかし、０．００３０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果は飽和してしまう。よって、Ｃａは０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
【００３３】
Ｂ：０．０００５〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、溶接熱影響部でＴｉＮが溶解して放出されるＮをＢＮとして固定することで、溶接部の靭性低下を抑制するのに有効な元素である。また、ＢＮは、フェライト生成核となって、組織の微細化と島状マルテンサイトの生成を抑制し、溶接部靭性の向上に寄与する。さらに、焼入性を向上させて、母材の強度を高めるのにも有効な元素である。それらの効果は０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加で発現するが、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加しても、その効果は飽和してしまう。よって、Ｂは０．０００５〜０．００２５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
【００３４】
本発明の上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、本発明の効果を害しない範囲内であれば、他の元素の添加を拒むものではない。
【００３５】
次に、本発明の溶接構造用鋼の製造方法について説明する。
上述した本発明に適合する成分組成に調整した鋼を、転炉、脱ガス処理等、通常公知の精錬プロセスにて溶製し、連続鋳造して鋼素材（スラブ）とする。
次いで、本発明では、上記鋼素材を、連続鋳造での凝固時に形成されたＭｎとＰの同時偏析を低減するため、平衡状態でのフェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％の２相域となる温度域に３〜１０時間保持する熱処理を施すことが必要である。
上記熱処理で保持する温度が、フェライト分率が３０ｖｏｌ％未満となる温度であると、フェライト相にＰが過度に濃化し、一方、フェライト分率が７０ｖｏｌ％を超える温度であると、オーステナイト相にＭｎが過度に濃化して、ＭｎとＰの同時偏析を十分に低減することができず、最終的に、溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成しやすくなってしまう。また、上記温度に保持する時間を３〜１０時間の範囲とする理由は、３時間未満では、ＭｎとＰの拡散が不十分なため同時偏析部の島状マルテンサイトを低減する効果が十分に得られない。一方、１０時間を超える長時間保持しても、上記効果は飽和してしまうからである。
【００３６】
ここで、上記フェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％となる温度域は、予め実験で実測して求めておけばよい。なお、本発明の成分組成の範囲であれば、フェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％となる温度は、概ね７７０〜８２０℃の範囲である。
【００３７】
上記熱処理後の鋼素材は、一旦、室温まで冷却した後、再加熱し、熱間圧延してもよく、あるいは、冷却せずにそのまま再加熱し、熱間圧延してもよい。ただし、上記熱間圧延前の再加熱温度は、１０５０〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。再加熱温度が１０５０℃未満であると、熱間圧延での負荷が大きくなり、圧延能率が低下する。一方、再加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くばかりでなく、酸化によるスケールロスが大きくなって歩留が低下する。より好ましくは１０５０〜１１００℃の範囲である。
【００３８】
上記再加熱した鋼素材は、その後、熱間圧延により所望の板厚とするが、本発明の溶接構造用鋼は、高強度とともに母材靭性にも優れることが要求されることが多いので、制御圧延を行うことが好ましい。この場合の仕上圧延温度は、９００〜６５０℃の温度範囲とするのが好ましく、より好ましくは、８００〜７００℃の範囲である。さらに、高強度化のためには、圧延後の冷却を加速冷却とするのが好ましい。
【実施例】
【００３９】
表１に示した成分組成を有するＡ〜Ｏの鋼を、転炉、真空脱ガス処理等、通常の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造して鋼素材（スラブ）とした。さらに、表２に示す条件で、上記スラブに熱処理を施してＭｎ，Ｐの偏析を低減した後、再加熱し、熱間圧延し、冷却して板厚が６０ｍｍのＮｏ．１〜２４の厚鋼板を得た。なお、上記偏析低減のための熱処理温度およびフェライト分率は、上記鋼素材から得た試験片を用いて実測により求めた値である。
【００４０】
【表１】
【００４１】
次いで、上記各厚鋼板の母材板厚の１／４部から、平行部の径が１４ｍｍφのＪＩＳ１４Ａ号引張試験片を圧延直角方向に沿って採取し、降伏応力ＹＳ、および引張強さＴＳを測定した。また、板厚の１／４部よりＪＩＳ４号衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、−４０℃でシャルピー試験を行って、吸収エネルギーを求めた。
さらに、各鋼板から溶接線方向が圧延直角方向になるように試験材を採取し、Ｖ開先を加工した後、入熱量が４００Ｊ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接により、大入熱溶接の溶接継手を作製した。この溶接継手の板厚表面下１ｍｍの位置から、Ｖノッチの位置をボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し（図１を参照）、母材と同様、−４０℃でシャルピー試験を行って、吸収エネルギーを求めた。
【００４２】
上記測定の結果を表２に示した。この結果から、本発明に適合する成分組成を有し、本発明に適合する条件で製造された厚鋼板は、いずれも、引張応力ＹＳが３９０ＭＰａ超えであると共に、母材靭性およびボンド部靭性ともシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、優れた機械的特性を有していることがわかる。
【００４３】
【表２】
【産業上の利用可能性】
【００４４】
本発明の技術は、大入熱溶接に用いられる溶接構造溶鋼に限定されるものではなく、ＭｎやＰのミクロ偏析が問題となる鋼であれば、いずれにも適用することができる。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船や建築・土木等の各種鋼構造物に使用され、特に、降伏応力が３９０ＭＰａ超えで、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が施される溶接構造用鋼の製造方法の関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、造船や建築・土木等の各種鋼構造物は、巨大化の一途を辿っており、それにともなって、それらに使用される鋼材も、高強度化や厚肉化が進行している。さらに、上記鋼材の高強度化や厚肉化の進行にともない、溶接施工に用いられる溶接方法も、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの生産能率に優れた大入熱溶接が適用されることが多くなってきている。
【０００３】
大入熱溶接された鋼材の溶接熱影響部の靭性は、大きく低下することが知られている。この問題を回避するため、従来から種々の大入熱溶接用鋼が研究開発されており、例えば、ＴｉＮを鋼中に微細分散させ、これによって溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制したり、溶接熱影響部におけるフェライト変態核として利用する技術が既に実用化されている。また、特許文献１には、Ｔｉ酸化物（オキシサイド）を溶接熱影響部に分散させることで溶接ボンド部と熱影響部の高靭性化を図った溶接用鋼材が、特許文献２には、Ｔｉ酸化物とＴｉ窒化物＋Ｍｎ硫化物（サルファイド）の複合体を析出させることで溶接熱影響部の靭性を向上させた溶接用低温強靭鋼が開示されている。
【０００４】
しかしながら、ＴｉＮを鋼中に微細分散させる技術では、溶接によってＴｉＮが溶解する温度域まで溶接熱影響部が加熱されるような場合には、ＴｉＮの効果が得られず、さらに、ＴｉＮの分解により固溶したＴｉおよびＮにより地組織が脆化し、靭性が著しく低下するという問題がある。
【０００５】
また、Ｔｉ酸化物を分散させる特許文献１や２の技術では、酸化物を均一微細に分散させることが困難であるという問題がある。この問題に対しては、酸化物を複合化する等の方法で分散能を改善することが検討されている。しかし、昨今では、鋼板の高強度化とともに要求される靭性特性もますます厳しくなってきており、この要求を満たすには、高度の微細分散制御技術が必要とされ、現状では十分に対応できるレベルにまで到達できていない。
【０００６】
そこで、上記問題点を解決する技術として、特許文献３には、溶接熱影響部でのフェライト変態を促進するＣａ系非金属介在物を、Ｃａ，ＯおよびＳの含有量を適正範囲に制御することで、鋼中に微細分散して析出させて靭性を向上させる技術が開示されている。
【０００７】
また、Ｎｉは、マトリックスの靭性を向上させる効果がある元素であり、また、溶接部の靭性向上にも利用されている元素である。しかし、Ｎｉは、大入熱溶接の溶接熱影響部のように冷却速度が遅くなる場合には、ミクロ偏析部のＮｉが濃化した部分に、島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬化組織が形成されるのを助長し、靭性を劣化させる。そこで、特許文献４には、Ｎｉ以外の他の合金元素の添加量を厳格に管理することで、大入熱溶接熱影響部のミクロ偏析部のＭＡ生成を抑制し、Ｎｉに起因する溶接熱影響部靭性の低下を回避する技術が提案されている。
【０００８】
また、特許文献５には、Ｎを多量に添加し、かつ、合金成分を厳密に規定して、高温でのδフェライト温度域を縮小させることでＴｉＮの微細分散を達成し、高強度鋼の大入熱ＨＡＺ靭性を向上させる技術が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献２】特公平０５−７７７４０号公報
【特許文献３】特許第３５４６３０８号公報
【特許文献４】特開２００５−２５６１６１号公報
【特許文献５】特開２００７−２３９０９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
ところで、近年では、降伏応力が３９０ＭＰａを超える高強度鋼にも大入熱溶接が適用されることが増加している。さらに、より高強度の鋼材も求められるようになってきている。母材強度を高めるためには、合金元素を多量に添加して炭素当量を高めてやることが有効である。しかし、大入熱溶接が施された溶接熱影響部の冷却速度は遅く、粗大化した旧オーステナイト粒内はフェライトとベイナイトの混合組織となるため、靭性を確保することが困難となる。さらに、母材強度が高強度化すれば、溶接継手部もそれと同等以上の強度が求められるが、大入熱溶接では、溶接熱影響部も軟化を起こすため、継手強度の確保も課題となる。
【００１１】
しかしながら、発明者らの研究によれば、上述した従来の技術を、降伏応力が３９０ＭＰａを超える鋼に適用した場合には、溶接部の靭性が不十分となること、特に、Ｎｉを添加する特許文献４の技術では、高強度化には限界があることが明らかとなってきた。
【００１２】
そこで、本発明の目的は、降伏応力が３９０ＭＰａ超えで、かつ、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施しても溶接熱影響部の靭性に優れる溶接構造用鋼の有利な製造方法を提案することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
発明者らは、上記課題を解決するべく、高強度化にともなう溶接熱影響部の靭性低下の原因を詳細に調査した。その結果、大入熱溶接した高強度鋼のボンド部近傍の熱影響部には、低強度鋼には見られない島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬化組織が形成されており、これが靭性低下を引き起こしていること、上記島状マルテンサイトが形成される場所はＭｎとＰとが同時偏析したところでもあること、そして、上記ＭｎとＰの同時偏析を無くすには、鋼スラブを熱間圧延する前に、フェライトとオーステナイトの２相温度域に加熱保持してやることが有効であり、これによって大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を回避し、靭性を向上させることができることを見出し、本発明を開発するに至った。
【００１４】
すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．１２ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０２〜０．２２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．４〜２．５ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、平衡状態でフェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％のフェライト−オーステナイト２相域となる温度に３〜１０時間保持した後、再加熱して熱間圧延することを特徴とする溶接構造用鋼の製造方法を提案する。
【００１５】
本発明の溶接構造溶鋼の製造方法おける鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．０６ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００５〜０．００２５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、造船、建築・土木等の各種鋼構造物に用いて好適な、降伏応力が３９０ＭＰａ超えで、かつ、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接でも溶接熱影響部の靭性に優れる溶接用鋼材を得ることができるので、産業上奏する効果は極めて大である。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】溶接部のマクロ組織と、衝撃試験片採取位置を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
先ず、本発明の基本的な技術思想について説明する。
発明者らは、高強度鋼の大入熱溶接継手の破壊靭性値を向上させるため、高強度化にともなう溶接熱影響部の靭性低下の原因を詳細に調査した。その結果、大入熱溶接した高強度鋼のボンド部近傍の熱影響部には、低強度鋼には見られなかった島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬化組織が形成されており、これが靭性に悪影響を及ぼしていることが判明した。この島状マルテンサイトの生成は、高強度化するために鋼の焼入れ性を高くした、即ち、炭素当量Ｃｅｑを増加させた結果であると考えられる。さらに、島状マルテンサイトの生成メカニズムを詳細に調査したところ、島状マルテンサイトが形成された箇所は、ＭｎとＰとが同時偏析した場所であることがわかった。ＭｎとＰは、凝固時に同時にミクロ偏析するため、局所的に脆化組織が生成されるものと考えられる。
【００１９】
そこで、発明者らは、ＭｎとＰの同時偏析部を無くしてやれば、大入熱溶接部の靭性が向上するものと予想し、その方法について検討した。
まず、鋼素材（スラブ）を高温で長時間加熱し、拡散により偏析を軽減することを検討した。この方法は、スラブの溶体化処理または拡散処理として知られている処理方法である。しかし、偏析を無くしてやるには、１２５０〜１３００℃という高温に、３０〜５０時間という長い時間保持してやる必要があり、コスト面や生産性の面からは実用的ではない。また、上記熱処理によって、徴細なＴｉＮはオストワルド成長により粗大化し、溶接熱影響部のオーステナイト粒をピンニングする効果を失うため、却って靭性が低下してしまうことも明らかとなった。
【００２０】
そこで、発明者らは、さらに検討を重ねた結果、鋼素材をフェライト−オーステナイト２相温度域に加熱保持することで、ＭｎとＰの同時偏析を軽減し、これによって大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を回避する方法に想到した。
【００２１】
鋼素材を２相域に保持することで、ＭｎおよびＰの同時偏析低減に有効な理由について説明する。
フェライト−オーステナイトの２相温度域では、鋼中に含まれるＣ等の合金元素は、熱力学的に平衡状態に近づくべく分配を起こすことが知られている。そこで、ＭｎおよびＰに着目すると、Ｍｎはオーステナイト相に多く分配し、Ｐはフェライト相に多く分配する元素である。そこで、ミクロ偏析部を２相域に保持してやれば、ＭｎとＰはそれぞれ別の相に分配していき、ＭｎとＰのミクロ偏析は低減する。なお、偏析が解消するには原子の拡散が必要であり、そのための駆動力を必要とするが、２相温度域では、Ｍｎ，Ｐそれぞれの元素のオーステナイト相とフェライト相での化学ポテンシャルが違うこと、これに濃度勾配差が加わることにより、低温でも原子の拡散が容易に起こり得る。しかも、フェライト−オーステナイトの２相温度域は、比較的低温であるためＴｉＮの粗大化も起こらないという利点がある。
したがって、フェライト−オーステナイトの２相温度域での熱処理は、前述した溶体化処理のような高温長時間の熱処理と比較して、工業的にはきわめて有利な方法であるといえる。
【００２２】
次に、本発明の溶接構造溶鋼の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１２ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度を高める元素であり、本発明では、所望の強度（ＹＳ＞３９０ＭＰａ）を確保するため、０．０３ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。しかし、Ｃが０．１２ｍａｓｓ％を超えると、溶接性が低下するだけでなく、靭性にも悪影響を及ぼすようになる。よって、本発明では、Ｃは０．０３〜０．１２ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０４〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２３】
Ｓｉ：０．０２〜０．２２ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸元素として、また鋼の強化元素として添加される元素であるが、０．０２ｍａｓｓ％未満の添加量では、それらの効果が十分に得られない。一方、０．２２ｍａｓｓ％を超えると、鋼の表面性状を損なうばかりか、靭性が極端に低下するようになる。よって、Ｓｉは０．０２〜０．２２ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２４】
Ｍｎ：１．４〜２．５ｍａｓｓ％
Ｍｎは、鋼の強化元素として添加する元素であり、１．４ｍａｓｓ％より少ないと、その効果が十分に得られない。一方、２．５ｍａｓｓ％を超えると、溶接性が低下し、鋼材コストも上昇する。よって、Ｍｎは１．４〜２．５ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２５】
Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、不純物元素として鋼中に不可避的に含有され、偏析して靭性に悪影響を及ぼす元素である。本発明は、上記偏析を低減する方法に関するものであるが、０．０１０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、偏析を低減しても溶接部の靭性への悪影響の方が大きく、本発明の効果が十分に得られない。そこで、本発明では、Ｐの上限値を０．０１０ｍａｓｓ％とする。
【００２６】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％
Ｓは、溶接熱影響部の靭性向上に有効なＣａの酸硫化物（Ｃａ（ＯＳ））の分散粒子を構成するために必要な元素であり、０．０００５ｍａｓｓ％以上の含有が必要である。しかし、０．００４０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、ＭｎＳなどの非金属介在物が過剰に析出して、逆に、母材や溶接部の靭性の低下を招く。よって、本発明では、Ｓは０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２７】
Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％
Ａｌは、脱酸元素として添加される元素であり、０．００５ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．０６ｍａｓｓ％を超えて添加すると、母材の靭性を低下させると共に、溶接部金属の靭性低下を招く。よって、Ａｌは、Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲である。
【００２８】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％
Ｔｉは、鋳造凝固時およびその後の鋳片冷却時にＴｉＮとなって析出し、溶接部でのオーステナイト粒の粗大化の抑制に有効に作用し、靭性向上に寄与する元素である。しかし、０．００５ｍａｓｓ％未満では上記効果は十分に得られず、一方、０．０２５ｍａｓｓ％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、期待した効果が得られなくなる。よって、Ｔｉは０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００２９】
Ｎ：０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％
Ｎは、前述したＴｉＮを確保するうえで必要な元素であり、０．００３０ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。しかし、０．００７０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解を起こす溶接ボンド部近傍領域における固溶Ｎ量が増加し、靭性を著しく低下させるようになる。よって、本発明では、Ｎは０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％の範囲とする。
【００３０】
本発明の鋼材は、上記必須とする成分に加えてさらに、Ｎｂ，Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，ＣａおよびＢのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で添加してもよい。
Ｎｂ：０．０２５ｍａｓｓ％以下
Ｎｂは、制御圧延を行う鋼においては重要な添加元素であり、鋼の高強度化に有効に作用する。斯かる効果を得るには０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。しかし、多量のＮｂの添加は、析出硬化により溶接熱影響部の靭性を低下させるので、上限は０．０２５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
【００３１】
Ｖ：０．０６ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下およびＷ：０．５ｍａｓｓ％以下
Ｖ，Ｎｉ，Ｃｕ、Ｃｒ、ＭｏおよびＷは、いずれも鋼の焼入れ性を高める元素であり、圧延後の強度上昇に直接寄与するとともに、靭性、高温強度の向上、あるいはさらに耐候性の向上などのために添加することができる。上記の効果は、各元素とも０．０１ｍａｓｓ％以上の添加で発現する。しかし、過度の添加は、靭性や溶接性を低下させるようになるため、それぞれの元素の上限は、Ｖ：０．０６ｍａｓｓ％、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％、Ｗ：０．５ｍａｓｓ％として添加するのが好ましい。
【００３２】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓとともに酸硫化物（Ｃａ（ＯＳ））を形成して、ＭｎＳの析出を抑制する元素である。ＭｎＳは、圧延時に展伸して、靭性に悪影響を及ぼすので、Ｃａの添加により、ＭｎＳによる靭性の低下を抑制することができる。上記効果を発現させるには０．０００５ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。しかし、０．００３０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果は飽和してしまう。よって、Ｃａは０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
【００３３】
Ｂ：０．０００５〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、溶接熱影響部でＴｉＮが溶解して放出されるＮをＢＮとして固定することで、溶接部の靭性低下を抑制するのに有効な元素である。また、ＢＮは、フェライト生成核となって、組織の微細化と島状マルテンサイトの生成を抑制し、溶接部靭性の向上に寄与する。さらに、焼入性を向上させて、母材の強度を高めるのにも有効な元素である。それらの効果は０．０００５ｍａｓｓ％以上の添加で発現するが、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加しても、その効果は飽和してしまう。よって、Ｂは０．０００５〜０．００２５ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが好ましい。
【００３４】
本発明の上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、本発明の効果を害しない範囲内であれば、他の元素の添加を拒むものではない。
【００３５】
次に、本発明の溶接構造用鋼の製造方法について説明する。
上述した本発明に適合する成分組成に調整した鋼を、転炉、脱ガス処理等、通常公知の精錬プロセスにて溶製し、連続鋳造して鋼素材（スラブ）とする。
次いで、本発明では、上記鋼素材を、連続鋳造での凝固時に形成されたＭｎとＰの同時偏析を低減するため、平衡状態でのフェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％の２相域となる温度域に３〜１０時間保持する熱処理を施すことが必要である。
上記熱処理で保持する温度が、フェライト分率が３０ｖｏｌ％未満となる温度であると、フェライト相にＰが過度に濃化し、一方、フェライト分率が７０ｖｏｌ％を超える温度であると、オーステナイト相にＭｎが過度に濃化して、ＭｎとＰの同時偏析を十分に低減することができず、最終的に、溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成しやすくなってしまう。また、上記温度に保持する時間を３〜１０時間の範囲とする理由は、３時間未満では、ＭｎとＰの拡散が不十分なため同時偏析部の島状マルテンサイトを低減する効果が十分に得られない。一方、１０時間を超える長時間保持しても、上記効果は飽和してしまうからである。
【００３６】
ここで、上記フェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％となる温度域は、予め実験で実測して求めておけばよい。なお、本発明の成分組成の範囲であれば、フェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％となる温度は、概ね７７０〜８２０℃の範囲である。
【００３７】
上記熱処理後の鋼素材は、一旦、室温まで冷却した後、再加熱し、熱間圧延してもよく、あるいは、冷却せずにそのまま再加熱し、熱間圧延してもよい。ただし、上記熱間圧延前の再加熱温度は、１０５０〜１２００℃の範囲とするのが好ましい。再加熱温度が１０５０℃未満であると、熱間圧延での負荷が大きくなり、圧延能率が低下する。一方、再加熱温度が１２００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、靭性の低下を招くばかりでなく、酸化によるスケールロスが大きくなって歩留が低下する。より好ましくは１０５０〜１１００℃の範囲である。
【００３８】
上記再加熱した鋼素材は、その後、熱間圧延により所望の板厚とするが、本発明の溶接構造用鋼は、高強度とともに母材靭性にも優れることが要求されることが多いので、制御圧延を行うことが好ましい。この場合の仕上圧延温度は、９００〜６５０℃の温度範囲とするのが好ましく、より好ましくは、８００〜７００℃の範囲である。さらに、高強度化のためには、圧延後の冷却を加速冷却とするのが好ましい。
【実施例】
【００３９】
表１に示した成分組成を有するＡ〜Ｏの鋼を、転炉、真空脱ガス処理等、通常の精錬プロセスで溶製し、連続鋳造して鋼素材（スラブ）とした。さらに、表２に示す条件で、上記スラブに熱処理を施してＭｎ，Ｐの偏析を低減した後、再加熱し、熱間圧延し、冷却して板厚が６０ｍｍのＮｏ．１〜２４の厚鋼板を得た。なお、上記偏析低減のための熱処理温度およびフェライト分率は、上記鋼素材から得た試験片を用いて実測により求めた値である。
【００４０】
【表１】
【００４１】
次いで、上記各厚鋼板の母材板厚の１／４部から、平行部の径が１４ｍｍφのＪＩＳ１４Ａ号引張試験片を圧延直角方向に沿って採取し、降伏応力ＹＳ、および引張強さＴＳを測定した。また、板厚の１／４部よりＪＩＳ４号衝撃試験片（Ｖノッチ）を採取し、−４０℃でシャルピー試験を行って、吸収エネルギーを求めた。
さらに、各鋼板から溶接線方向が圧延直角方向になるように試験材を採取し、Ｖ開先を加工した後、入熱量が４００Ｊ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接により、大入熱溶接の溶接継手を作製した。この溶接継手の板厚表面下１ｍｍの位置から、Ｖノッチの位置をボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し（図１を参照）、母材と同様、−４０℃でシャルピー試験を行って、吸収エネルギーを求めた。
【００４２】
上記測定の結果を表２に示した。この結果から、本発明に適合する成分組成を有し、本発明に適合する条件で製造された厚鋼板は、いずれも、引張応力ＹＳが３９０ＭＰａ超えであると共に、母材靭性およびボンド部靭性ともシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、優れた機械的特性を有していることがわかる。
【００４３】
【表２】
【産業上の利用可能性】
【００４４】
本発明の技術は、大入熱溶接に用いられる溶接構造溶鋼に限定されるものではなく、ＭｎやＰのミクロ偏析が問題となる鋼であれば、いずれにも適用することができる。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．１２ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０２〜０．２２ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：１．４〜２．５ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、
平衡状態でフェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％のフェライト−オーステナイト２相域となる温度に３〜１０時間保持した後、再加熱して熱間圧延することを特徴とする溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．０６ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００５〜０．００２５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる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１に記載の溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．１２ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０２〜０．２２ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：１．４〜２．５ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．００５〜０．０６ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２５ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００３０〜０．００７０ｍａｓｓ％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼素材を、
平衡状態でフェライト分率が３０〜７０ｖｏｌ％のフェライト−オーステナイト２相域となる温度に３〜１０時間保持した後、再加熱して熱間圧延することを特徴とする溶接構造用鋼の製造方法。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、Ｎｂ：０．０２５ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．０６ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．７ｍａｓｓ％以下、Ｗ：０．５ｍａｓｓ％以下、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００５〜０．００２５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる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１に記載の溶接構造用鋼の製造方法。
【図１】
【公開番号】特開２０１３−１９０２１（Ｐ２０１３−１９０２１Ａ）
【公開日】平成２５年１月３１日（２０１３．１．３１）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１５２９６１（Ｐ２０１１−１５２９６１）
【出願日】平成２３年７月１１日（２０１１．７．１１）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年１月３１日（２０１３．１．３１）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年７月１１日（２０１１．７．１１）
【出願人】（０００００１２５８）ＪＦＥスチール株式会社 (8,589)
【Ｆターム（参考）】
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