大入熱溶接用鋼材
【課題】溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適し、造船、建築、土木等の各種構造物に好適な鋼材を提供する。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．８〜２．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、必要に応じて、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３３〜０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下である鋼材。
【解決手段】ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．８〜２．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０３％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、必要に応じて、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３３〜０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下である鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物で使用される鋼材、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適した鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。これらの構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、溶接部の靱性に優れることが要請されている。
【０００３】
一方で、これら構造物や船舶はますます大型化し、使用される鋼材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されている。このため、大入熱溶接により溶接施工したときに、溶接部の靱性に優れた鋼材が必要となっている。
【０００４】
しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部（熱影響部、ＨＡＺということもある）の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性（ＨＡＺ靭性ということもある）は低下することが知られている。このような大入熱溶接による靱性の低下に対して、これまでにも多くの対策が提案されてきた。例えば、ＴｉＮの微細分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核としての作用を利用する技術はすでに実用化されている。また、Ｔｉの酸化物を分散させる技術（特許文献１）も開発されている。
【０００５】
しかしながら、ＴｉＮを主体に利用する技術では、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接熱影響部においてはＴｉが有する上記のオーステナイト粒粗大化抑制効果がなくなり、さらには地の組織が固溶Ｔｉおよび固溶Ｎにより脆化して靱性が著しく低下するという問題があった。
【０００６】
また、Ｔｉ酸化物を利用する技術では、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った。
【０００７】
ところで、ＴｉＮを主体に利用する技術において、ボンド近傍で脆化の原因となる、ＴｉＮ溶解に伴う固溶Ｎを、溶接材料と鋼板に添加したＢで固定する技術として特許文献２が知られている。
【０００８】
特許文献２では、鋼板中には靭性に悪影響を与えない程度にＢ添加を行い、溶接金属部にはオーステナイト粒界から生成するフェライトサイドプレートの析出を抑えられるだけの十分なＢ添加を溶接材料（ワイヤやフラックス）から行い、溶接熱影響部にはＴｉＮの溶解によって生成される固溶Ｎを固定するのに必要最小限のＢ量を溶接金属部からのＢの拡散によってまかなうことにより、大入熱溶接部の溶接金属、溶接熱影響部及びボンド部のすべてを高靭性とすることができるとしている。
【０００９】
一方、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上で、比較的Ｃ量や合金添加量が多く添加された鋼成分においては、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド部組織に、島状マルテンサイト（ＭＡということもある）と呼ばれる硬質の脆化組織が数％形成し、これが靭性のさらなる向上を阻んでいることが問題となっている。
【００１０】
従って、特に高強度クラスの大入熱ＨＡＺ靭性改善のためには、さらなるオーステナイト粒粗大化抑制と、島状マルテンサイトの低減が必要である。大入熱ＨＡＺの島状マルテンサイト量を低減する技術として、特許文献３や特許文献４、特許文献５が開示されている。
【００１１】
特許文献３では、Ｃ量を減らすと同時に、Ｍｎ量を増やして変態開始温度を低下させることでＣの未変態オーステナイトへの分配を低減し、島状マルテンサイトの生成が抑制できるとしている。
【００１２】
一方、特許文献４では、Ｃ量、Ｓｉ量の他にＰ量の低減が、大入熱溶接ＨＡＺ部の島状マルテンサイト量低減に対して重要であるとしている。特許文献５では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等を積極添加することにより、冷却速度が遅くても低温変態ベイナイトが生成できるよう制御し、塊状ではなくフィルム状の島状マルテンサイト組織になる工夫をすると同時に、極低Ｃとして生成する島状マルテンサイト組織を微細にするとしている。
【００１３】
また、特許文献６では溶接入熱が１３０ｋＪ／ｃｍ以下の溶接による溶接熱影響部の島状マルテンサイト分率の上限を規定している。
【００１４】
なお、大入熱ＨＡＺ靭性の改善を、島状マルテンサイトの制御によらず、ＨＡＺ組織の結晶粒径微細化の観点から行うものとして、特許文献７には、ＴｉＯを利用した鋼において、Bの微量添加により粒界からの変態を抑制するとともに、Ｍｎ添加量の増大によりフェライト変態駆動力を大きくし、ＴｉＯ−ＭｎＳ複合析出物の粒内変態核としての効果を増大させ、結晶粒を微細化してＨＡＺ靱性を向上する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献２】特許３７２２０４４号公報
【特許文献３】特開２００７−８４９１２号公報
【特許文献４】特開２００８−１６３４４６号公報
【特許文献５】特許３６０２４７１号公報
【特許文献６】特許２１３５０５６号公報
【特許文献７】特開２００７−２７７６８１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
特許文献２の技術は、ＴｉＮの溶解によりボンド部近傍で靭性に悪影響を及ぼす固溶Ｎを溶接金属部からのＢの拡散によって固定する画期的な技術であるが、ＴｉＮの固溶によるオーステナイト粒粗大化抑制効果の低減は避けることができない。また、Ｔｉ酸化物を利用する技術では、Ｔｉ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は解決されていない。
【００１７】
一方、島状マルテンサイトの低減に関する先行文献において、特許文献３は、Ｃ含有量低減の代わりに強度補償のためＮｂを０．０３ｍａｓｓ％以上必要とするが、これによる島状マルテンサイト生成が懸念される。
【００１８】
特許文献４においては、島状マルテンサイトの低減が可能で、かつＣａの適正添加により、変態生成核を微細に分散させることが可能であるが、Ｎｉ添加が必須であり、合金コストが高いという課題がある。
【００１９】
また、特許文献５では、島状マルテンサイトの分率を減ずることよりも、その形態の制御を主目的としており、大入熱ＨＡＺ靭性の抜本的な改善が困難である。特許文献６は溶接入熱が１３０ｋＪ／ｃｍ以下での溶接が対象で、島状マルテンサイトがより生成しやすい３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の靭性改善のために参考とすることはできない。特許文献７の技術においては、オーステナイト形成元素であるMn量増大による島状マルテンサイトの悪影響が懸念される。
【００２０】
本発明は、合金コストをできるだけ掛けずに、オーステナイト粒の粗大化抑制と島状マルテンサイトの低減を通して大入熱ＨＡＺ靭性向上を図るためになされたもので、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れたＨＡＺ靭性を備える大入熱溶接用鋼材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２１】
本発明者らは、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼に対し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの、ボンド部近傍ＨＡＺ靭性を向上させるべく鋭意検討した。その結果、１．オーステナイト粒の粗大化抑制には、Ｔｉ酸化物とＴｉＮのピニングの併用が効果的であり、２．島状マルテンサイト低減には、これを極力生成させずに強度を効果的にあげる元素としてＭｎを積極的に添加すると同時に、不純物元素としてのＰ量を０．００８ｍａｓｓ％以下にまで低減することが有効で、島状マルテンサイト生成をほぼ抑制できることを知見した。
【００２２】
Ｍｎの増加、Ｐの低減により、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトがセメンタイトへ分解しやすくなり、結果として熱影響部組織中の島状マルテンサイトが低減すると考えられる。
【００２３】
本発明は、得られた知見をもとに更に検討を加えて完成したものであり、すなわち、本発明は、
１． Ｃ：０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３３〜０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
但し、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
２．化学成分に、更に、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする１に記載の大入熱溶接用鋼材。
３． 化学成分に、更に、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４ｍａｓｓ％以下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１または２に記載の大入熱溶接用鋼材。
４．化学成分に、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％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１乃至３の何れか一つに記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても優れた溶接熱影響部靱性を有する鋼材が得られるので、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
本発明では成分組成と３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接によって形成される溶接熱影響部の組織とを規定する。
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るために下限を０．０３ｍａｓｓ％とし、島状マルテンサイトの生成量を抑えるため、上限を０．０８ｍａｓｓ％とする。
【００２６】
Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、製鋼工程において脱酸材として０．０１ｍａｓｓ％以上が必要であるが、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化させるため、０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％とする。
【００２７】
Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％
Ｍｎは本発明において重要な元素であり、他の合金元素によらず母材の強度を確保するために１．８ｍａｓｓ％以上含有することが必要である。Niなど他の合金元素を添加する場合と比較して、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトをセメンタイトへ分解しやすく、島状マルテンサイトの生成を抑制して熱影響部の靭性を確保する効果がある。２．６ｍａｓｓ％を超えると溶接部の靱性を劣化させるようになるため、１．８〜２．６ｍａｓｓ％とする。好ましくは、１．８〜２．２ｍａｓｓ％とする。
【００２８】
Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下
Ｐも本発明において重要な元素であり、０．００８ｍａｓｓ％を超えると、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトがセメンタイトに分解しにくくなり、これがＭＡとなって靱性を劣化させるため、０．００８ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．００６ｍａｓｓ％以下とする。
【００２９】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％
Ｓは、粒内変態を促進して靱性向上を図るのに有効なＭｎＳあるいはＣａＳを生成するために０．０００５ｍａｓｓ％以上必要であり、０．００４０ｍａｓｓ％を超えると母材の靱性を劣化させるため、０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％とする。
【００３０】
Ａｌ：０．００５ ｍａｓｓ％以下
Ａｌ含有量が高いとＴｉ酸化物が生成せず、大入熱溶接ボンド部近傍のオーステナイト粒が粗大化して靱性が低下する。したがって、本発明においては、Ｔｉ酸化物を生成させるため、Ａｌは極力含有しないようにするが、０．００５ｍａｓｓ％までなら含有してもよい。好ましくは０．００４％以下である。
【００３１】
Ｎｂ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｎｂは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが、０．００３％未満ではその効果が小さい。０．０３ｍａｓｓ％を超えて含有すると溶接熱影響部に島状マルテンサイトを形成することにより靱性が劣化するため、０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％とする。
【００３２】
Ｔｉ：０．００５ 〜０．０３０ｍａｓｓ％
Ｔｉは、凝固時に二次脱酸生成物であるＴｉ酸化物となって分散し、さらにＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。０．００５ ｍａｓｓ％に満たないとその効果が少なく、０．０３０ｍａｓｓ％を超えるとＴｉＮ粒子が粗大化してオーステナイト粗大化を抑制する効果が得られなくなるため、０．００５ 〜０．０３０ｍａｓｓ％とする。
【００３３】
Ｎ：０．００５０〜０．００８０ｍａｓｓ％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、０．００５０ｍａｓｓ％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、０．００８０ｍａｓｓ％を超えるとＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって溶接熱影響部の靱性が低下し、また溶接金属の靭性も低下するため、０．００５０〜０．００８０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００５２％〜０．００８０ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５５％〜０．００８０ｍａｓｓ％である。
【００３４】
なお、ＴｉNのピニング効果を十分に活用するためには、Ｔｉ量およびN量をそれぞれ上述の範囲に制御するとともに、Ｔｉ/Ｎの比を1.3〜2.5の範囲に制御することが、より好ましい。
【００３５】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用する元素である。このような効果を得るには０．０００３ｍａｓｓ％以上必要であるが、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると焼入れ性が過剰となり靱性が劣化するため、０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％とする。
【００３６】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３３〜０．４５
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す）が０．３３未満であると必要な母材強度が得られない。一方、Ｃｅｑが０．４５を超えると、大入熱溶接によってボンド部近傍の熱影響部に生成する島状マルテンサイトの面積分率が１．０％を超え、熱影響部の靭性が劣化するから０．３３〜０．４５に制限し、好ましくは、０．３７〜０．４２とする。
【００３７】
本発明では、さらにフェライト生成核としての機能を有するＶ、および／または、強度向上などの機能を有するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
【００３８】
Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上に寄与し、また、ＶＮとしてフェライト生成核として働く。この効果を得るためには０．０３ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、０．２ｍａｓｓ％を超えるとかえって靱性の低下を招くため、含有する場合は、０．２ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
【００３９】
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．２ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を１．０ ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４０】
Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．２ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を１．０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４１】
Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．１ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を０．４ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４２】
Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．１ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を０．４ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４３】
本発明では、さらにＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
【００４４】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓの固定、酸硫化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４５】
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｍｇは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４６】
Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｚｒは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００１ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４７】
ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％
ＲＥＭは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００１ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４８】
本発明において、Ｏは、Ｔｉ酸化物を形成させるために０．００１０％以上含有することが好ましい。一方、０．００４０％以上含有すると粗大なＴｉＯを生成し、靱性低下の可能性があるため、０．００４０％以下が好ましい。
【００４９】
［溶接熱影響部の組織］
溶接熱影響部の組織としてボンド近傍の組織を「旧オーステナイト粒径：２００μｍ以下、島状マルテンサイトの面積分率１．０％以下」に規定する。
【００５０】
前述したように、本発明は、溶接熱影響部の中でも最も高温に曝され、オーステナイトが粗大化するボンド部近傍におけるオーステナイト粒成長と、島状マルテンサイト生成を抑制することによって、大入熱溶接部における靭性の向上を図る技術である。斯かる効果を得るためには、上記ボンド部近傍の熱影響部における旧オーステナイト粒径を２００μｍ以下、島状マルテンサイトの面積分率を１．０％以下に抑える必要がある。
【００５１】
ここで、ボンド近傍の熱影響部とは、ボンド部から５００μｍ以内の範囲の熱影響部を指す。ボンド近傍の熱影響部の旧オーステナイト粒径は、溶接部の断面を研磨・エッチングし、光学顕微鏡で観察することで確認することができる。
【００５２】
ボンド近傍の熱影響部の島状マルテンサイトは、同様に溶接部の断面を研磨・エッチングし、ＳＥＭで観察することで確認することができる。なお、ボンド部近傍の熱影響部の組織は、上記島状マルテンサイトの外は、アシキュラーフェライトやベイナイトを主とし、フェライトやパーライトなどを含む組織である。
【００５３】
本発明に係る鋼材は、例えば、以下のようにして製造される。まず溶銑を転炉で精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガスを行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。得られた鋼片を再加熱し、熱間圧延を行う。所望する強度、靭性に応じて、熱間圧延後、放冷するか、あるいはまた、前記熱間圧延後に、加速冷却、直接焼入れ−焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再加熱焼準−焼戻しなどのいずれかの熱処理を施す。以下に本発明の作用効果を実施例に基づいて具体的に説明する。
【実施例】
【００５４】
１５０ｋｇの高周波溶解炉にて、表１に示す組成の鋼を溶製した後、熱間圧延により厚さ７０ｍｍのスラブとし、１１５０℃に２時間加熱後、さらに熱間圧延を行い、板厚中心温度で８５０℃において３０ｍｍに仕上げた後、８℃／ｓの冷却速度で加速冷却した。冷却速度は、６０ｍｍの板厚の１／４位置の冷却速度を、３０ｍｍの板厚中心でシミュレートしたものである。
【００５５】
圧延した３０ｍｍの板を５００℃で１０分焼き戻した後、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片と２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、母材の強度と靭性を評価した。
【００５６】
さらに、これらの鋼板から溶接熱サイクル後の特性を測定するため、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００〜５００℃を２７０ｓで冷却（エレクトロガス溶接での入熱量４００ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部に相当）する再現溶接熱サイクルを付与し、再現溶接熱影響部の靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。
【００５７】
再現溶接熱影響部における旧オーステナイト粒径は、ナイタールエッチングによりミクロ組織を現出したのち、光学顕微鏡の１００倍写真５枚をトレースしたうえ、それぞれ画像解析を行い、その円相当径の平均値を算出した。再現溶接熱影響部における島状マルテンサイトの面積分率は、２段エッチング法により島状マルテンサイトを現出したのち、ＳＥＭの２０００倍の写真５枚をトレースしたうえ、それぞれ画像解析を行い、その平均値を算出した。
【００５８】
表２に、旧オーステナイト粒径、島状マルテンサイトの面積分率と、再現溶接熱影響部の靱性を母材の機械的性質とともに示す。表２から、発明例ではいずれも旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下となっており、良好な再現溶接熱影響部靱性が得られた。
【００５９】
これに対し、比較例では旧オーステナイト粒径が２００μｍを超えるか、あるいは島状マルテンサイトの面積分率が１．０％を超えることによって再現溶接熱影響部の靱性が劣っている。これらの比較例は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）、選択元素の一つであるＣｒ等の値が本発明範囲を外れるものであった。
【００６０】
【表１】
【００６１】
【表２】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物で使用される鋼材、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適した鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。これらの構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、溶接部の靱性に優れることが要請されている。
【０００３】
一方で、これら構造物や船舶はますます大型化し、使用される鋼材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接およびエレクトロスラグ溶接などの高能率な大入熱溶接が適用されている。このため、大入熱溶接により溶接施工したときに、溶接部の靱性に優れた鋼材が必要となっている。
【０００４】
しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部（熱影響部、ＨＡＺということもある）の組織が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性（ＨＡＺ靭性ということもある）は低下することが知られている。このような大入熱溶接による靱性の低下に対して、これまでにも多くの対策が提案されてきた。例えば、ＴｉＮの微細分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制やフェライト変態核としての作用を利用する技術はすでに実用化されている。また、Ｔｉの酸化物を分散させる技術（特許文献１）も開発されている。
【０００５】
しかしながら、ＴｉＮを主体に利用する技術では、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接熱影響部においてはＴｉが有する上記のオーステナイト粒粗大化抑制効果がなくなり、さらには地の組織が固溶Ｔｉおよび固溶Ｎにより脆化して靱性が著しく低下するという問題があった。
【０００６】
また、Ｔｉ酸化物を利用する技術では、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った。
【０００７】
ところで、ＴｉＮを主体に利用する技術において、ボンド近傍で脆化の原因となる、ＴｉＮ溶解に伴う固溶Ｎを、溶接材料と鋼板に添加したＢで固定する技術として特許文献２が知られている。
【０００８】
特許文献２では、鋼板中には靭性に悪影響を与えない程度にＢ添加を行い、溶接金属部にはオーステナイト粒界から生成するフェライトサイドプレートの析出を抑えられるだけの十分なＢ添加を溶接材料（ワイヤやフラックス）から行い、溶接熱影響部にはＴｉＮの溶解によって生成される固溶Ｎを固定するのに必要最小限のＢ量を溶接金属部からのＢの拡散によってまかなうことにより、大入熱溶接部の溶接金属、溶接熱影響部及びボンド部のすべてを高靭性とすることができるとしている。
【０００９】
一方、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上で、比較的Ｃ量や合金添加量が多く添加された鋼成分においては、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド部組織に、島状マルテンサイト（ＭＡということもある）と呼ばれる硬質の脆化組織が数％形成し、これが靭性のさらなる向上を阻んでいることが問題となっている。
【００１０】
従って、特に高強度クラスの大入熱ＨＡＺ靭性改善のためには、さらなるオーステナイト粒粗大化抑制と、島状マルテンサイトの低減が必要である。大入熱ＨＡＺの島状マルテンサイト量を低減する技術として、特許文献３や特許文献４、特許文献５が開示されている。
【００１１】
特許文献３では、Ｃ量を減らすと同時に、Ｍｎ量を増やして変態開始温度を低下させることでＣの未変態オーステナイトへの分配を低減し、島状マルテンサイトの生成が抑制できるとしている。
【００１２】
一方、特許文献４では、Ｃ量、Ｓｉ量の他にＰ量の低減が、大入熱溶接ＨＡＺ部の島状マルテンサイト量低減に対して重要であるとしている。特許文献５では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等を積極添加することにより、冷却速度が遅くても低温変態ベイナイトが生成できるよう制御し、塊状ではなくフィルム状の島状マルテンサイト組織になる工夫をすると同時に、極低Ｃとして生成する島状マルテンサイト組織を微細にするとしている。
【００１３】
また、特許文献６では溶接入熱が１３０ｋＪ／ｃｍ以下の溶接による溶接熱影響部の島状マルテンサイト分率の上限を規定している。
【００１４】
なお、大入熱ＨＡＺ靭性の改善を、島状マルテンサイトの制御によらず、ＨＡＺ組織の結晶粒径微細化の観点から行うものとして、特許文献７には、ＴｉＯを利用した鋼において、Bの微量添加により粒界からの変態を抑制するとともに、Ｍｎ添加量の増大によりフェライト変態駆動力を大きくし、ＴｉＯ−ＭｎＳ複合析出物の粒内変態核としての効果を増大させ、結晶粒を微細化してＨＡＺ靱性を向上する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１５】
【特許文献１】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献２】特許３７２２０４４号公報
【特許文献３】特開２００７−８４９１２号公報
【特許文献４】特開２００８−１６３４４６号公報
【特許文献５】特許３６０２４７１号公報
【特許文献６】特許２１３５０５６号公報
【特許文献７】特開２００７−２７７６８１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１６】
特許文献２の技術は、ＴｉＮの溶解によりボンド部近傍で靭性に悪影響を及ぼす固溶Ｎを溶接金属部からのＢの拡散によって固定する画期的な技術であるが、ＴｉＮの固溶によるオーステナイト粒粗大化抑制効果の低減は避けることができない。また、Ｔｉ酸化物を利用する技術では、Ｔｉ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は解決されていない。
【００１７】
一方、島状マルテンサイトの低減に関する先行文献において、特許文献３は、Ｃ含有量低減の代わりに強度補償のためＮｂを０．０３ｍａｓｓ％以上必要とするが、これによる島状マルテンサイト生成が懸念される。
【００１８】
特許文献４においては、島状マルテンサイトの低減が可能で、かつＣａの適正添加により、変態生成核を微細に分散させることが可能であるが、Ｎｉ添加が必須であり、合金コストが高いという課題がある。
【００１９】
また、特許文献５では、島状マルテンサイトの分率を減ずることよりも、その形態の制御を主目的としており、大入熱ＨＡＺ靭性の抜本的な改善が困難である。特許文献６は溶接入熱が１３０ｋＪ／ｃｍ以下での溶接が対象で、島状マルテンサイトがより生成しやすい３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の靭性改善のために参考とすることはできない。特許文献７の技術においては、オーステナイト形成元素であるMn量増大による島状マルテンサイトの悪影響が懸念される。
【００２０】
本発明は、合金コストをできるだけ掛けずに、オーステナイト粒の粗大化抑制と島状マルテンサイトの低減を通して大入熱ＨＡＺ靭性向上を図るためになされたもので、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れたＨＡＺ靭性を備える大入熱溶接用鋼材を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２１】
本発明者らは、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼に対し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの、ボンド部近傍ＨＡＺ靭性を向上させるべく鋭意検討した。その結果、１．オーステナイト粒の粗大化抑制には、Ｔｉ酸化物とＴｉＮのピニングの併用が効果的であり、２．島状マルテンサイト低減には、これを極力生成させずに強度を効果的にあげる元素としてＭｎを積極的に添加すると同時に、不純物元素としてのＰ量を０．００８ｍａｓｓ％以下にまで低減することが有効で、島状マルテンサイト生成をほぼ抑制できることを知見した。
【００２２】
Ｍｎの増加、Ｐの低減により、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトがセメンタイトへ分解しやすくなり、結果として熱影響部組織中の島状マルテンサイトが低減すると考えられる。
【００２３】
本発明は、得られた知見をもとに更に検討を加えて完成したものであり、すなわち、本発明は、
１． Ｃ：０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３３〜０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
但し、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
２．化学成分に、更に、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする１に記載の大入熱溶接用鋼材。
３． 化学成分に、更に、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４ｍａｓｓ％以下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１または２に記載の大入熱溶接用鋼材。
４．化学成分に、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％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１乃至３の何れか一つに記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても優れた溶接熱影響部靱性を有する鋼材が得られるので、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
本発明では成分組成と３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接によって形成される溶接熱影響部の組織とを規定する。
［成分組成］
Ｃ：０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るために下限を０．０３ｍａｓｓ％とし、島状マルテンサイトの生成量を抑えるため、上限を０．０８ｍａｓｓ％とする。
【００２６】
Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、製鋼工程において脱酸材として０．０１ｍａｓｓ％以上が必要であるが、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化させるため、０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％とする。
【００２７】
Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％
Ｍｎは本発明において重要な元素であり、他の合金元素によらず母材の強度を確保するために１．８ｍａｓｓ％以上含有することが必要である。Niなど他の合金元素を添加する場合と比較して、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトをセメンタイトへ分解しやすく、島状マルテンサイトの生成を抑制して熱影響部の靭性を確保する効果がある。２．６ｍａｓｓ％を超えると溶接部の靱性を劣化させるようになるため、１．８〜２．６ｍａｓｓ％とする。好ましくは、１．８〜２．２ｍａｓｓ％とする。
【００２８】
Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下
Ｐも本発明において重要な元素であり、０．００８ｍａｓｓ％を超えると、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトがセメンタイトに分解しにくくなり、これがＭＡとなって靱性を劣化させるため、０．００８ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．００６ｍａｓｓ％以下とする。
【００２９】
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％
Ｓは、粒内変態を促進して靱性向上を図るのに有効なＭｎＳあるいはＣａＳを生成するために０．０００５ｍａｓｓ％以上必要であり、０．００４０ｍａｓｓ％を超えると母材の靱性を劣化させるため、０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％とする。
【００３０】
Ａｌ：０．００５ ｍａｓｓ％以下
Ａｌ含有量が高いとＴｉ酸化物が生成せず、大入熱溶接ボンド部近傍のオーステナイト粒が粗大化して靱性が低下する。したがって、本発明においては、Ｔｉ酸化物を生成させるため、Ａｌは極力含有しないようにするが、０．００５ｍａｓｓ％までなら含有してもよい。好ましくは０．００４％以下である。
【００３１】
Ｎｂ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｎｂは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが、０．００３％未満ではその効果が小さい。０．０３ｍａｓｓ％を超えて含有すると溶接熱影響部に島状マルテンサイトを形成することにより靱性が劣化するため、０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％とする。
【００３２】
Ｔｉ：０．００５ 〜０．０３０ｍａｓｓ％
Ｔｉは、凝固時に二次脱酸生成物であるＴｉ酸化物となって分散し、さらにＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。０．００５ ｍａｓｓ％に満たないとその効果が少なく、０．０３０ｍａｓｓ％を超えるとＴｉＮ粒子が粗大化してオーステナイト粗大化を抑制する効果が得られなくなるため、０．００５ 〜０．０３０ｍａｓｓ％とする。
【００３３】
Ｎ：０．００５０〜０．００８０ｍａｓｓ％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、０．００５０ｍａｓｓ％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、０．００８０ｍａｓｓ％を超えるとＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって溶接熱影響部の靱性が低下し、また溶接金属の靭性も低下するため、０．００５０〜０．００８０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００５２％〜０．００８０ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５５％〜０．００８０ｍａｓｓ％である。
【００３４】
なお、ＴｉNのピニング効果を十分に活用するためには、Ｔｉ量およびN量をそれぞれ上述の範囲に制御するとともに、Ｔｉ/Ｎの比を1.3〜2.5の範囲に制御することが、より好ましい。
【００３５】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともにフェライト変態核として作用する元素である。このような効果を得るには０．０００３ｍａｓｓ％以上必要であるが、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると焼入れ性が過剰となり靱性が劣化するため、０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％とする。
【００３６】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３３〜０．４５
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す）が０．３３未満であると必要な母材強度が得られない。一方、Ｃｅｑが０．４５を超えると、大入熱溶接によってボンド部近傍の熱影響部に生成する島状マルテンサイトの面積分率が１．０％を超え、熱影響部の靭性が劣化するから０．３３〜０．４５に制限し、好ましくは、０．３７〜０．４２とする。
【００３７】
本発明では、さらにフェライト生成核としての機能を有するＶ、および／または、強度向上などの機能を有するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
【００３８】
Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上に寄与し、また、ＶＮとしてフェライト生成核として働く。この効果を得るためには０．０３ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、０．２ｍａｓｓ％を超えるとかえって靱性の低下を招くため、含有する場合は、０．２ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。
【００３９】
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．２ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を１．０ ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４０】
Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．２ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を１．０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４１】
Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．１ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を０．４ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４２】
Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．１ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を０．４ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４３】
本発明では、さらにＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
【００４４】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓの固定、酸硫化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４５】
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｍｇは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４６】
Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｚｒは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００１ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４７】
ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％
ＲＥＭは、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも０．００１ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
【００４８】
本発明において、Ｏは、Ｔｉ酸化物を形成させるために０．００１０％以上含有することが好ましい。一方、０．００４０％以上含有すると粗大なＴｉＯを生成し、靱性低下の可能性があるため、０．００４０％以下が好ましい。
【００４９】
［溶接熱影響部の組織］
溶接熱影響部の組織としてボンド近傍の組織を「旧オーステナイト粒径：２００μｍ以下、島状マルテンサイトの面積分率１．０％以下」に規定する。
【００５０】
前述したように、本発明は、溶接熱影響部の中でも最も高温に曝され、オーステナイトが粗大化するボンド部近傍におけるオーステナイト粒成長と、島状マルテンサイト生成を抑制することによって、大入熱溶接部における靭性の向上を図る技術である。斯かる効果を得るためには、上記ボンド部近傍の熱影響部における旧オーステナイト粒径を２００μｍ以下、島状マルテンサイトの面積分率を１．０％以下に抑える必要がある。
【００５１】
ここで、ボンド近傍の熱影響部とは、ボンド部から５００μｍ以内の範囲の熱影響部を指す。ボンド近傍の熱影響部の旧オーステナイト粒径は、溶接部の断面を研磨・エッチングし、光学顕微鏡で観察することで確認することができる。
【００５２】
ボンド近傍の熱影響部の島状マルテンサイトは、同様に溶接部の断面を研磨・エッチングし、ＳＥＭで観察することで確認することができる。なお、ボンド部近傍の熱影響部の組織は、上記島状マルテンサイトの外は、アシキュラーフェライトやベイナイトを主とし、フェライトやパーライトなどを含む組織である。
【００５３】
本発明に係る鋼材は、例えば、以下のようにして製造される。まず溶銑を転炉で精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガスを行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。得られた鋼片を再加熱し、熱間圧延を行う。所望する強度、靭性に応じて、熱間圧延後、放冷するか、あるいはまた、前記熱間圧延後に、加速冷却、直接焼入れ−焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再加熱焼準−焼戻しなどのいずれかの熱処理を施す。以下に本発明の作用効果を実施例に基づいて具体的に説明する。
【実施例】
【００５４】
１５０ｋｇの高周波溶解炉にて、表１に示す組成の鋼を溶製した後、熱間圧延により厚さ７０ｍｍのスラブとし、１１５０℃に２時間加熱後、さらに熱間圧延を行い、板厚中心温度で８５０℃において３０ｍｍに仕上げた後、８℃／ｓの冷却速度で加速冷却した。冷却速度は、６０ｍｍの板厚の１／４位置の冷却速度を、３０ｍｍの板厚中心でシミュレートしたものである。
【００５５】
圧延した３０ｍｍの板を５００℃で１０分焼き戻した後、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片と２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、母材の強度と靭性を評価した。
【００５６】
さらに、これらの鋼板から溶接熱サイクル後の特性を測定するため、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００〜５００℃を２７０ｓで冷却（エレクトロガス溶接での入熱量４００ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部に相当）する再現溶接熱サイクルを付与し、再現溶接熱影響部の靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。
【００５７】
再現溶接熱影響部における旧オーステナイト粒径は、ナイタールエッチングによりミクロ組織を現出したのち、光学顕微鏡の１００倍写真５枚をトレースしたうえ、それぞれ画像解析を行い、その円相当径の平均値を算出した。再現溶接熱影響部における島状マルテンサイトの面積分率は、２段エッチング法により島状マルテンサイトを現出したのち、ＳＥＭの２０００倍の写真５枚をトレースしたうえ、それぞれ画像解析を行い、その平均値を算出した。
【００５８】
表２に、旧オーステナイト粒径、島状マルテンサイトの面積分率と、再現溶接熱影響部の靱性を母材の機械的性質とともに示す。表２から、発明例ではいずれも旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下となっており、良好な再現溶接熱影響部靱性が得られた。
【００５９】
これに対し、比較例では旧オーステナイト粒径が２００μｍを超えるか、あるいは島状マルテンサイトの面積分率が１．０％を超えることによって再現溶接熱影響部の靱性が劣っている。これらの比較例は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）、選択元素の一つであるＣｒ等の値が本発明範囲を外れるものであった。
【００６０】
【表１】
【００６１】
【表２】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３３〜０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
但し、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
【請求項２】
化学成分に、更に、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項３】
化学成分に、更に、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４ｍａｓｓ％以下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または２に記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項４】
化学成分に、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％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乃至３の何れか一つに記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項１】
Ｃ：０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５０〜０．００８０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３３〜０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織において、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
但し、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
【請求項２】
化学成分に、更に、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項３】
化学成分に、更に、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４ｍａｓｓ％以下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または２に記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項４】
化学成分に、更に、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％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乃至３の何れか一つに記載の大入熱溶接用鋼材。
【公開番号】特開２０１２−１６２７９３（Ｐ２０１２−１６２７９３Ａ）
【公開日】平成２４年８月３０日（２０１２．８．３０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−２６１１４（Ｐ２０１１−２６１１４）
【出願日】平成２３年２月９日（２０１１．２．９）
【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２４年８月３０日（２０１２．８．３０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年２月９日（２０１１．２．９）
【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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