溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材並びに溶接継手、溶接継手の製造方法
【課題】大型構造用鋼として適用可能な、溶接熱影響部靭性に優れた鋼材及び溶接継手と溶接継手の製造方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、Ｖ：０．０２５〜０．１００％、Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％を含有し、０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５、及び、Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２を満足する鋼材。Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］、Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２。［Ｍ］は元素Ｍの含有量［質量％］、Ｈは想定溶接入熱［ｋＪ／ｃｍ］。想定溶接入熱Ｈで溶接を行った際の溶接熱影響部の有効結晶粒径は３５μｍ以下である。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１６％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、Ｖ：０．０２５〜０．１００％、Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、Ｎ：０．００５０〜０．０２００％を含有し、０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５、及び、Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２を満足する鋼材。Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］、Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２。［Ｍ］は元素Ｍの含有量［質量％］、Ｈは想定溶接入熱［ｋＪ／ｃｍ］。想定溶接入熱Ｈで溶接を行った際の溶接熱影響部の有効結晶粒径は３５μｍ以下である。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、建築、橋梁、タンク、海洋構造物等の溶接構造物や、該溶接構造物等に適用される鋼管、コラム等に加工した二次加工品に好適な、溶接熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）の靭性に優れた鋼材、並びに、溶接継手、溶接継手の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の鋼構造物の大型化に伴い、使用される鋼材の厚手高強度化とともに、安全性を確保する観点から、靭性に対する要求が厳しくなっている。また、このような構造物では、溶接施工能率向上のため、サブマージアーク溶接やエレクトロガスアーク溶接等の大入熱溶接が適用されることが多く、ＨＡＺ靭性の確保が困難になっている。
【０００３】
これまで大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる手段は数多く提案されてきたが、これらは技術思想により次の２つに大別される。一つは、鋼中粒子を活用したピン止め効果を利用したオーステナイト（γ）粒粗大化防止技術であり、もう一つはγ粒内フェライト（α）変態利用による有効結晶粒微細化技術である。
【０００４】
前者に相当する技術としては、各種の窒化物、炭化物、更には酸化物、硫化物によってγ粒成長を抑制するピン止め効果に関する報告や提案がなされている（例えば、非特許文献１、特許文献１、参照）。非特許文献１には、Ｔｉを添加した鋼の大入熱溶接ＨＡＺにおいて、ＴｉＮの微細粒子がγ粒成長を抑制する効果について報告されている。また、特許文献１の方法は、ＲＥＭの硫化物、酸化物を利用して、大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。
【０００５】
一方、後者に相当する技術として、Ｔｉ酸化物、ＢＮなどをフェライト（α）変態核とする技術が提案されている（例えば、特許文献２、３、参照）。特許文献２の方法は、粒子径が０．１〜３．０μｍのＴｉ酸化物や、Ｔｉ窒化物との複合体をα変態核として利用し、ＨＡＺ組織を微細化するものである。また、特許文献３の方法は、大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ、Ｃａの酸化物、硫化物や、ＴｉＮを起点として冷却過程で形成されるＢＮをα変態核とするものである。
【０００６】
以上は大入熱ＨＡＺ靭性を向上させる技術であるが、介在物を利用して母材靭性を向上させる技術も提案されている（例えば、特許文献４、参照）。特許文献４の方法は、所定の大きさ、個数の酸化物粒子を含む鋳片を用いて、所定の条件で圧延を行うことにより、γ粒径を効率的に微細化させて母材靭性を向上させるものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６０−１８４６６３号公報
【特許文献２】特開昭６０−２４５７６８号公報
【特許文献３】特開昭６１−２５３３４４号公報
【特許文献４】特開２００２−３０９３１５号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】金沢、中島、岡本、金谷、「微細ＴｉＮによる溶接ボンド部靭性の改善と大入熱溶接用鋼の開発」、鉄と鋼、Ｖｏｌ．６１（１９７５）、ｐ．２５８９
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
ピン止め効果によって粒成長を抑制する場合は、窒化物などの介在物の粒子が微細であるほど好ましいが、大入熱溶接では、高温で粒子が消失し、効果が得られないことがある。一方、粒内α変態を活用する場合は、介在物の粒子径が大きくなると、破壊の起点になり、靭性が低下するという問題がある。本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、大型構造用鋼として適用可能な、溶接熱影響部靭性に優れた鋼材、並びに、該鋼材を用いた溶接継手及びその製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
ＨＡＺ靭性を向上させるためには、化学成分の調整とＨＡＺ組織微細化のための介在物制御を組み合わせることが必要である。また、ＴＭＣＰ（Thermo-Mechanical Control Process；熱加工制御）は、母材の靭性の向上に有効であるが、典型的なＴＭＣＰである制御圧延（Controlled Rolling；ＣＲ）や加速冷却（Accelerated Cooling；ＡＣＣ）を行うと生産性が低下することがある。
【００１１】
そこで、本発明者らは、ピンニングやα生成核として用いられるＴｉＮ粒子に、ＢＮ、ＶＮ粒子を組み合わせて、大入熱ＨＡＺ靱性を向上させ、かつ、生産性を保ったまま母材の靭性を確保できないかと考え、種々の検討を行った。その結果、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎの添加量を適正に制御しつつ、溶接入熱に応じて焼入れ性に影響を及ぼすＣ、Ｍｎ、Ｎｂ等の合金元素量を調整することによって、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が向上することを見出した。更に、ＴｉＮ、ＢＮ、ＶＮの粒子を活用することにより、生産性を損なわずに母材靭性を確保できることがわかった。
【００１２】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足し、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに想定溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足し、該想定溶接入熱Ｈで溶接を行った際の溶接熱影響部の有効結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［２］ 更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、上記［１］に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに想定溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする上記［１］に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［３］ 更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
【００１３】
［４］ 母材の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足し、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足し、溶接熱影響部の有効結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［５］ 更に、母材の成分として、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、上記［４］に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする上記［４］に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［６］ 更に、母材の成分として、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［４］又は［５］に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
【００１４】
［７］ 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足する鋼を、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足するように、溶接を行うことを特徴とする溶接継手の製造方法。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［８］ 更に、鋼材が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、上記［７］に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする上記［７］に記載の溶接継手の製造方法。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［９］ 更に、鋼材が、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［７］又は［８］に記載の溶接継手の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、入熱が１００〜８００ｋＪ／ｃｍ程度の溶接を行ったときのＨＡＺ靭性が良好な鋼材を提供することが可能になり、また、ＨＡＺ靱性が良好な溶接継手並びにその製造方法を提供することが可能になり、産業上の効果は極めて顕著である。なお本発明において、引張強度が４９０〜５７０ＭＰａ級、板厚が３０ｍｍ以上で、母材靭性が良好な鋼材を、効率的な製造方法により提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】大入熱溶接ＨＡＺ靭性に及ぼすＴｉ、Ｎ量の影響を説明する図である。
【図２】大入熱溶接ＨＡＺ靭性に及ぼす溶接入熱、Ｘ値の影響を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１８】
ＨＡＺの靱性を向上させるためには、組織の微細化が極めて重要であり、ピン止めや粒内変態の核となる窒化物や酸化物などの粒子の制御だけでなく、焼入れ性の観点から鋼の化学成分を制御することも必要になる。これは、焼入れ性が適正でないと、ＨＡＺがフェライト主体又はベイナイト主体の組織となり、粒径が粗大になるためである。即ち、焼き入れ性が低過ぎる場合、ＨＡＺはα（フェライト）主体の組織となるが、αの粒径が粗大化してしまい靭性低下につながる可能性がある。一方、焼入れ性が高過ぎる場合、ＨＡＺは粗大なベイナイト主体組織となり、硬さ上昇と相まって靭性は低下してしまう。
【００１９】
そこで、本発明者らは検討を行い、ＨＡＺ組織を微細化するためには、ＴｉＮによるピン止め効果、ＢＮ及びＶＮをα変態核とする粒界α分断と粒内α生成、鋼の成分調整の組合せ、が極めて有効であることを見出した。一方、ＨＡＺを硬化させる固溶Ｂ、マトリクスの靭性を低下させる固溶Ｎは最小限に抑制する必要があることがわかった。
【００２０】
次に、本発明者らは、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎ量のバランスを考慮する必要があると考え、検討を行った結果、下記（式１）を満足することにより、良好なＨＡＺ靭性が得られることがわかった。下記（式１）の［Ｔｉ］［Ｂ］［Ｖ］にかかる係数は、Ｔｉ、Ｂ、ＶとＮとの親和性について熱力学的な検討を行い、実験的に決定した。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （１）
ここで、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｎ］、［Ｖ］は各元素の含有量［質量％］である。
【００２１】
上記（式１）を満足することにより、ＴｉＮ、ＢＮ、ＶＮ粒子が十分に生成し、かつ、固溶Ｂ、固溶Ｎを抑制することができる。Ｎ量が、（式１）の左辺の数値未満であると、ＨＡＺにＢＮが十分生成せず、組織が微細にならないため、固溶Ｂの残存による焼入れ性の向上が顕著になり、ＨＡＺの硬さが上昇して靭性が低下する。一方、Ｎ量が、（式１）の右辺の数値を超えると、ＴｉＮ、ＢＮ、ＶＮの生成に寄与しない固溶Ｎが残存し、マトリクスの脆化によって靭性が低下する。
【００２２】
図１に、Ｖ：０．０８％、Ｂ：０．００４％の場合を例として、大入熱溶接ＨＡＺ靭性に及ぼすＴｉ、Ｎ量の影響を示す。ここで、ＨＡＺ靭性の良否判断については、後述の実施例と同様の評価方法及び目標値に基づいて行った。図２も同様である。（式１）によって表される網掛け領域では、良好なＨＡＺ靭性が得られることがわかる。
【００２３】
次に、ＨＡＺ組織微細化、脆化相低減の観点から、α分率は１０〜５０％程度が適正であること、そのためには、溶接入熱に応じた焼入れ性の制御が有効であることを見出した。本発明者らは、検討の結果、下記（式２’）を満足することにより、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が良好となることがわかった。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］は各元素の含有量［質量％］である。
【００２４】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂを含有しない場合は、０として上記（式２’）を計算する。即ち、
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
である。
【００２５】
上記（式２）及び（式２’）のＹは共通しており、Ｈは、想定溶接入熱［Ｊ／ｃｍ］であって、鋼材の溶接に適用される溶接方法及び溶接条件から想定される溶接入熱である。以下では、Ｙの数値をＹ値といい、Ｘ及びＸ’の数値を総称してＸ値という場合がある。
【００２６】
上記（式２）及び（式２’）は適用する溶接の入熱量に応じて焼入れ性を調整する必要性を示している。Ｘ値は焼入れ性の指標として、ＩＩＷの炭素当量（Ｃｅｑ）にＮｂの項を付け加えたものである。Ｎｂの係数は、ＨＡＺ硬さに及ぼす合金元素添加量の影響を調査した多くの基礎実験の結果から決定した。Ｙ値は溶接入熱毎に最適なＸ値を示すために実験的に導いた式である。Ｘ値がＹ±０．０２の範囲内にあれば、ＨＡＺ組織のα分率が１０〜５０％となるため、ＨＡＺ靭性を決定する組織単位（有効結晶粒径）が微細になり、靭性が向上する。
【００２７】
しかし、Ｘ値がＹ−０．０２未満であると、α分率増加に伴い粗大なα粒が生成し、ＨＡＺの有効結晶粒径が粗大化するとともに、粗大αの近傍に粗大な擬似パーライトが生成し、靭性を低下させる。一方、Ｘ値がＹ＋０．０２超であると、粒界αが生成せずＨＡＺ硬さが上昇するために靭性が低下してしまう。図２に、大入熱溶接ＨＡＺ靭性に及ぼす溶接入熱、Ｘ値の影響を示す。（式２）及び（式２’）によって表される網掛け領域では、ＨＡＺ靭性が良好となることがわかる。図２に示すように、本発明においては少なくとも入熱が１００〜８００ｋＪ／ｃｍの範囲において良好な結果を得ることが出来る。
【００２８】
ここで、有効結晶粒径の定義と測定方法について説明する。有効結晶粒径とは、主にベイナイトやマルテンサイト組織を含む鋼において提唱される、α組織鋼におけるα粒径に対応したサイズのことであり、その中では結晶方位がほぼそろった領域の寸法として定義される。有効結晶粒径を測定するには、脆性破壊させたときの破面をＳＥＭで観察し、へき開ファセットの寸法（破面単位）を測定するのが最も直接的である。しかし、測定の対象とする範囲やファセット境界の引き方等が測定者によって異なるため、客観性という点で問題がある。
【００２９】
そこで近年では、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering diffraction Pattern：後方散乱電子回折）を利用して測定する手法が確立されつつある。このとき、何の寸法を有効結晶粒径とするか、という点に注意する必要がある。即ち、脆性破壊発生特性は、平均的な粒径ではなく、局所的に存在する大きな粒径に支配されるという点である。したがって、ＥＢＳＰで標準的に用いられる解析ソフトから直接有効結晶粒径を得ることは難しい場合がある。本発明においては、結晶粒径分布のデータから累積度数分布を求め、９５％になるときの粒径を有効結晶粒径とした。
【００３０】
次に、本発明の鋼材及び溶接継手の母材の化学成分について説明する。「％」については、特に断らない限り「質量％」を意味している。
【００３１】
Ｃは、安価に強度を高めるのに不可欠な元素であり、０．０３％以上添加する。強度を高めるため、好ましくはＣ量の下限を０．０５％以上とする。一方、添加量が増えると大入熱ＨＡＺ靭性確保が困難となるため０．１６％を上限とする。靭性を高めるために、好ましくはＣ量を０．１４％以下とする。
【００３２】
Ｓｉは、安価な脱酸元素であり、０．０３％以上を添加する。マトリクスを固溶強化するため０．０５％以上添加することが好ましい。より好ましくは、０．１０％以上のＳｉを添加する。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると溶接性とＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５０％以下とする。靭性を向上させるためには、Ｓｉ量の上限を０．４０％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｓｉ量の上限を０．３０％以下とする。
【００３３】
Ｍｎは、母材及びＨＡＺの強度及び靭性を向上させる元素として有効であるため０．３％以上を添加する。Ｍｎは焼入れ性を高め、強度と靭性のバランスを向上させるために、０．５％以上を添加することが好ましく、１．０％以上の添加がより好ましい。一方、Ｍｎを過剰に添加すると溶接割れ性を劣化させるため２．０％を上限とする。ＨＡＺ靭性を確保するためには、Ｍｎ量を１．８％以下にすることが好ましく、１．６％以下がより好ましい。
【００３４】
Ｐ、Ｓは、不純物であり、含有量が少ないほど望ましく、Ｐは０．０２０％以下、Ｓは０．０１０％以下を上限とする。靭性を高めるためには、Ｐ及びＳの上限を、それぞれ、０．０１０％以下及び０．００５％以下にすることが好ましい。Ｐ、Ｓを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、Ｐ及びＳの下限を０．００１％以上にすることが好ましい。
【００３５】
Ａｌは、重要な脱酸元素であり、０．００２％以上を添加する。脱酸を十分に行うためには、０．００５％以上のＡｌを添加することが好ましい。Ａｌ量のより好ましい下限は０．０１０％以上である。一方、Ａｌを過剰に添加すると鋼片の表面品位を損なうため、０．１００％以下を上限とする。靭性に有害な介在物の形成を防止するためには、Ａｌの上限を０．０５０％以下にすることが好ましい。より好ましいＡｌ量の上限は０．０３０％以下である。
【００３６】
Ｔｉは、適量の添加により微細なＴｉＮが生成し、母材及びＨＡＺの組織微細化、靭性向上に寄与するため、０．０１６％以上を添加する。析出強化によって強度を高めるには、０．０１７％以上のＴｉを添加することが好ましい。一方、Ｔｉを過剰に添加すると固溶Ｔｉによって焼入れ性が高まり、ＨＡＺに粗大なベイナイトが生成し、ＴｉＣも析出するために、硬さが顕著に上昇してＨＡＺ靭性を著しく劣化させるため０．０３０％を上限とする。靭性を高めるには、Ｔｉ量の上限を０．０２５％以下にすることが好ましい。
【００３７】
Ｖは、ＶＮを生成し、大入熱溶接ＨＡＺにおける粒内αの生成を促進する重要な元素であり、靭性を向上させるために、０．０２５％以上を添加する。析出強化により強度を上昇させるためには、０．０３０％以上のＶを添加することが好ましい。より好ましくは０．０４０％以上のＶを添加する。一方、ＶもＴｉと同様、焼入れ性を向上させる元素であり、Ｖを過剰に添加すると粗大なベイナイトの生成及びＶＣの析出により、硬さが顕著に上昇してＨＡＺ靭性が低下するため、上限を０．１００％以下とする。靭性を確保するためには、Ｖ量の上限を０．０８０％以下にすることが好ましい。より好ましくはＶ量の上限を０．０６０％以下とする。
【００３８】
Ｂは、焼入れ性を向上させ、α変態核となるＢＮを生成する重要な元素であり、０．００１６％以上を添加する。大入熱ＨＡＺ靭性を向上させるためには、０．００１８％以上のＢを添加することが好ましい。より好ましくは、０．００２０％以上のＢを添加する。一方、Ｂを過剰に添加すると固溶Ｂによりベイナイトが生成してＨＡＺ組織が粗大化するとともに、硬さも顕著に上昇してＨＡＺ靭性が低下するため、０．００５０％以下にすることが好ましい。好ましくはＢ量を０．００４０％以下とし、より好ましくは０．００３０％以下とする。
【００３９】
Ｎは、Ｔｉ、Ｂ、Ｖと共に窒化物を形成しＨＡＺ靭性を向上させるため、含有量を０．００５０％以上とする。ＢＮ、ＶＮの生成を促進するために、好ましくはＮの含有量を０．００６０％以上とし、より好ましくは０．００７０％以上を添加する。一方、Ｎ量が過剰であると、固溶Ｎによる脆化や鋳片の表面疵が生じるため、上限を０．０２００％以下とする。好ましくはＮ量の上限を０．０１５０％以下とし、より好ましくは０．０１２０％以下とする。
【００４０】
前述のとおり、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ及びＮの含有量は、下記（式１）を満足することが必要である。下記（式１）を満足することにより、固溶Ｂ及び固溶Ｎが残存しないように、ＴｉＮ、ＢＮ、ＶＮを十分に生成させることができ、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を確保することができる。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
【００４１】
前述のとおり、（式２）は、想定される溶接の入熱量に応じて、焼入れ性を制御するものである。Ｘ値は焼入れ性の指標であり、想定溶接入熱から計算されるＹ値に対し、Ｘ値がＹ±０．０２の範囲内にあれば、ＨＡＺ組織のα分率が１０〜５０％となり、ＨＡＺの有効結晶粒径が微細になり、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を確保することができる。
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【００４２】
本発明では、強度、靭性を向上させるために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂの１種又は２種以上を添加することができる。
【００４３】
Ｃｕ、Ｃｒ及びＭｏは、何れも焼入れ性を向上させ、高強度化に寄与する元素であり、０．０５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏを過剰に添加すると、ＨＡＺ靭性が低下することがあるため、Ｃｕ、Ｃｒ及びＭｏの添加量の上限は０．５０％以下が好ましく、より好ましくは０．３０％以下とする。
【００４４】
Ｎｉは、靭性を低下させずに強度を高めることができる元素であり、０．０５％以上を添加することが好ましい。Ｎｉ量の増加は鋼片コストを上昇させるため、０．５％以下とすることが好ましい。
【００４５】
Ｎｂは、微量の添加により組織微細化、変態強化、析出強化に寄与し、母材強度確保に有効な元素であるため０．００５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｎｂを過剰に添加するとＨＡＺを硬化させ、靭性を劣化させることがあるため、０．０３０％を上限とすることが好ましい。
【００４６】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂを添加する場合、（式２）に代えて、（式２’）を満足することが必要である。下記（式２’）のＸ’は、焼入れ性の指標として、ＩＩＷの炭素当量（Ｃｅｑ）にＮｂの項を付け加えたものである。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【００４７】
本発明では、ＨＡＺ靭性を向上させるために、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加することができる。
【００４８】
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、微細な酸化物や硫化物を形成し、ＨＡＺ靭性向上に寄与する元素であり、Ｍｇは０．０００３％以上、Ｃａ及びＲＥＭは０．０００５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭを過剰に添加すると、介在物が粗大化し、靭性を低下させることがあるため、Ｍｇ量は０．００５０％以下、Ｃａは０．００３０％以下、ＲＥＭは０．０１０％以下にすることが好ましい。なお、ＲＥＭとはＬａ、Ｃｅ等の希土類金属のことである。
【００４９】
本発明の鋼材は、γ粒のピン止め効果及び粒内α変態を利用しているので、ＨＡＺの有効結晶粒径を微細にすることができる。想定溶接入熱Ｈで溶接を行った際のＨＡＺの有効結晶粒径は、３５μｍを超えると、ＨＡＺ靱性が低下する。ＨＡＺの有効結晶粒径は、上述のように、ＥＢＳＰによって測定し、結晶粒径分布のデータから累積度数分布を求め、９５％になるときの粒径を有効結晶粒径として求める。ＨＡＺの有効結晶粒径は、実際に溶接入熱Ｈで溶接を行い、ＨＡＺから試験片を切り出すか、想定溶接入熱Ｈを模擬した熱処理を施した試験片を用いて、測定することができる。溶接入熱Ｈに応じて定められる本発明の鋼材成分を含有させ、通常の鋼材の製造方法を用いて製造することにより、溶接入熱Ｈで溶接を行った際のＨＡＺの有効結晶粒径を３５μｍ以下とすることができる。
【００５０】
次に、本発明における鋼材の製造方法について説明する。溶接入熱Ｈに応じて定められる本発明の鋼材成分を含有させ、通常の鋼材の製造方法を用いて製造することにより、本発明の鋼材を製造することができる。また、このようにして製造した鋼材について溶接入力Ｈで溶接を行うことにより、本発明の溶接継手とすることができる。更に好ましくは、以下に説明する製造方法を適用すると良い。
【００５１】
本発明では、大入熱溶接ＨＡＺ靭性確保の観点から、比較的多量のＴｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎを添加している。鋳片の加熱工程と高温での熱間圧延工程を適切に制御することによって、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎを効果的に活用することが可能になる。その結果、γ粒径を効果的に細粒化し、製造負荷のかかるＣＲやＡＣＣにそれほど頼らずに組織を微細化することができる。
【００５２】
まず、加熱工程では１０００〜１２５０℃の温度範囲で鋳片を加熱することが好ましい。加熱温度が１２５０℃を超えると、ＴｉＮのピン止め効果が弱くなりγ粒径が粗大化することがある。一方、加熱温度が１０００℃未満であると、合金元素を均一に固溶させることが困難となり、靭性が低下する可能性がある。
【００５３】
次に、熱間圧延では、９００〜１０００℃における圧延条件を制御することが好ましい。なお、熱間圧延後は、そのまま空冷するか、又は、空冷若しくは緩冷却後に加速冷却するか、或いは、更に仕上げ圧延を施す。仕上圧延を施す場合は、より高温の熱間圧延を粗圧延と称する。
【００５４】
熱間圧延又は粗圧延の工程では、各パスの圧下から次のパスまでの間にγの再結晶が完了し、その繰り返しによりγ粒が微細化する。温度が９００℃未満ではγの再結晶が十分進行せず混粒組織となり、材質不均一の原因となり得る。一方、１０００℃超では再結晶γが顕著に粒成長してしまう可能性がある。
【００５５】
熱間圧延又は粗圧延の９００〜１０００℃の温度範囲では、γ粒径を微細にするため、累積圧下率を６０％以上とすることが好ましい。累積圧下率が６０％未満であると、再結晶γが十分に細粒にならない場合がある。また、再結晶後のγ粒径を微細にするには、より低温での圧下率を確保するために、最終パスから３パスまでの各パス圧下率を１５％以上とすることが好ましい。
【００５６】
９００〜１０００℃の範囲内で熱間圧延を行い、γ粒径が十分に細粒になれば、そのまま空冷しても、９００℃近辺の温度域においてＢＮやＶＮが析出し、α変態が促進される。その結果、ＨＡＺ靱性が向上するとともに、鋼材の組織が微細になり、靭性の向上が期待できる。更に強度を向上させるためには、ＣＲ（仕上圧延）やＡＣＣ（加速冷却）を併用することが好ましい。
【００５７】
熱間圧延の後にＡＣＣを適用する場合は、熱間圧延後、３０ｓ以上空冷した後、２０℃／ｓ以下の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却を行うことが好ましい。熱間圧延後の空冷時間が３０ｓ未満であると、ＢＮやＶＮの析出が不十分になり、ＨＡＺ靱性が低下することがある。また、ＢＮやＶＮの析出が十分でないと、ＡＣＣにおけるα変態促進効果が小さくなり、母材靭性が向上しない可能性がある。
【００５８】
また、冷却速度が２０℃／ｓを超えると、ベイナイトやマルテンサイト等の低温変態相が多量に生成し、表面近傍の硬さが上昇するため、靭性が低下する場合がある。冷却停止温度が６００℃よりも高いと、十分な組織微細化が不十分となる可能性がある。冷却速度の下限や冷却停止温度の下限は特に規定する必要はない。
【００５９】
粗圧延の後に仕上圧延を行う場合、仕上圧延は、８００〜９００℃の温度域で累積圧下率が２０％以上として行うことが好ましい。温度が９００℃を超えるか、又は、累積圧下率が２０％未満では、γ中への変形帯や転位等を十分に導入することができず、α変態促進効果が小さくなることがある。一方、温度が８００℃未満になると、圧延中に変態が開始することで加工αが生成して、靭性が低下してしまう場合がある。
【００６０】
仕上圧延の終了後は空冷してもよいが、必要に応じてＡＣＣを行ってもよい。その場合も、２０℃／ｓ以下の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却を行うことが好ましい。また、冷却速度を２０℃／ｓ以下にすると、低温変態相の生成による表面近傍の硬さの上昇を抑制することができる。また、組織を十分に微細化するには、冷却停止温度を６００℃以下にすることが好ましい。冷却速度の下限や冷却停止温度の下限は特に規定する必要はない。
【００６１】
ＡＣＣ終了後は、強度と靭性を調整するために６５０℃以下の温度で熱処理（焼き戻し）を行ってもよい。温度が６５０℃を超えるとセメンタイトや結晶粒が粗大化して脆性破壊の発生が助長され、母材靭性が低下することがある。
【００６２】
溶接方法は、特に限定せず、通常のアーク溶接を採用することができる。また、本発明の鋼材は、入熱に応じて成分を最適化しているため、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接やエレクトロスラグ溶接は、入熱が大きく、生産性の高い溶接方法を採用した場合であっても、良好なＨＡＺ靱性を確保することができる。
【実施例】
【００６３】
表１の化学成分を有する鋼片を用いて、表２の製造条件により板厚３０〜８０ｍｍの鋼板を製造した。鋼板から試験片を採取し、母材強度、母材靭性を評価した。また、表３及び４に示す想定溶接入熱Ｈで、実際に、サブマージアーク溶接、エレクトロガスアーク溶接、エレクトロスラグ溶接の何れかを行い、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を評価した。
【００６４】
表１のＮＬ、ＮＨはそれぞれ
ＮＬ＝０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６
ＮＨ＝０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５
の計算値である。Ｎ量がＮＬよりも少ない場合、ＮＨを超える場合は、（式１）を満足しない。表１のＮＬ、ＮＨの下線は、Ｎ量がＮＬよりも少ないか、又は、ＮＨを超えることを意味する。
【００６５】
また、表１のＸは、成分に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂが含まれない場合は、
Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
の計算値であり、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂを含まれる場合は、
Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
の計算値である。
【００６６】
表３及び表４のＸＬ及びＸＨは、想定溶接入熱Ｈから計算される
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
に対して、
ＸＬ＝Ｙ−０．０２
及び
ＸＨ＝Ｙ＋０．０２
の計算値である。表１に示すＸの数値が、ＸＬよりも少ない場合、ＸＨを超える場合は、（式２）又は（式２’）を満足しない。表４のＸＬ、ＸＨの下線は、ＸがＸＬよりも小さいか、又は、ＸＨを超えることを意味する。
【００６７】
溶接熱影響部の有効結晶粒径は、溶接熱影響部のノッチ相当位置を含む１０ｍｍ角のサンプルを採取し、ＳＥＭ−ＥＢＳＰを用いて結晶粒度分布測定を行い、累積度数分布が９５％になるときの粒径として求めた。測定は１×１ｍｍの領域を各３視野、２μｍピッチで行った。
【００６８】
母材強度は降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）であり、鋼板のｔ／２部から圧延方向と直角の方向を長手方向とするＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、評価した。母材靭性は破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で評価し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、鋼板最表層、及びｔ／２部から圧延方向に２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、種々の温度でシャルピー衝撃試験を実施して求めた。
【００６９】
ＨＡＺ靭性については、ｔ／２部の溶融線から１ｍｍ離れたＨＡＺにノッチを入れたシャルピー試験片を採取して試験を行い、ｖＴｒｓにて評価した。ＨＡＺ靱性の目標値は、想定溶接入熱Ｈによって異なり、入熱：１００〜３００ｋＪ／ｃｍの場合でｖＴｒｓ：−５０℃以下、３００〜５００ｋＪ／ｃｍで−４５℃以下、５００〜８００ｋＪ／ｃｍで−４０℃以下である。表３及び４に、有効結晶粒径、母材強度、母材靭性、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を示す。有効結晶粒径が本発明範囲から外れる数値に下線を付している。
【００７０】
【表１】
【００７１】
【表２】
【００７２】
【表３】
【００７３】
【表４】
【００７４】
表３に示す本発明例のＮｏ．１〜２４は化学成分が溶接入力Ｈに応じて所定の範囲内にあり、母材靭性、大入熱溶接ＨＡＺ靭性ともに良好であった。かつ所定の条件で製造したため、何れも引張強度４９０ＭＰａ級鋼として十分な強度を有している。一方、表４に示すＮｏ．２５〜３６は化学成分が本発明の範囲を逸脱していたために、母材靭性、ＨＡＺ靭性の何れかが低下した比較例である。
【００７５】
Ｎｏ．２５はＴｉ量が少なく、Ｎｏ．３３はＮ量が少なく、ＴｉＮの生成が不十分になり、ＨＡＺ組織が粗大化し、靭性が低下した例である。Ｎｏ．２８はＶ量が少なく、ＶＮによるα変態の促進が不十分であり、Ｎｏ．３１はＢ量が少なく、ＢＮによるＨＡＺ組織の微細化が不十分であり、ＨＡＺ靭性が低下した例である。Ｎｏ．２６はＴｉ量が多く、Ｎｏ．２９はＶ量が多く、ベイナイト及びＶＣが過剰に生成し、ＨＡＺの有効結晶粒径が粗大化して硬さが上昇し、ＨＡＺ靭性が低下した例である。Ｎｏ．３０はＢ量が多く、ＨＡＺの組織の粗大化と硬さ上昇により、靭性が低下した例である。Ｎｏ．３４はＮ量が多く、固溶Ｎによる脆化が生じた例である。
【００７６】
Ｎｏ．２７は、Ｎ量が、Ｔｉ及びＢの含有量によって決まる下限値に満たなかったために、固溶Ｂが残存して、ＨＡＺのベイナイトが粗大化するとともに硬さが上昇し、靭性が低下した例である。Ｎｏ．３２は、Ｎ量が、Ｔｉ及びＶの含有量によって決まる上限値を超えたために、固溶Ｎによって靭性が低下した例である。Ｎｏ．３５は、焼入れ性の指標であるＸ値が、想定溶接入熱によって決まる下限値に満たなかったために、ＨＡＺのα分率が増加、粗大なα粒が生成して、靭性が低下した例である。一方、Ｎｏ．３６は、Ｘ値が上限を超えたために、α変態の促進が不十分で有効結晶粒径が粗大になり、焼入れ性の上昇に起因してＨＡＺが硬化し、靭性が低下した例である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、建築、橋梁、タンク、海洋構造物等の溶接構造物や、該溶接構造物等に適用される鋼管、コラム等に加工した二次加工品に好適な、溶接熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）の靭性に優れた鋼材、並びに、溶接継手、溶接継手の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年の鋼構造物の大型化に伴い、使用される鋼材の厚手高強度化とともに、安全性を確保する観点から、靭性に対する要求が厳しくなっている。また、このような構造物では、溶接施工能率向上のため、サブマージアーク溶接やエレクトロガスアーク溶接等の大入熱溶接が適用されることが多く、ＨＡＺ靭性の確保が困難になっている。
【０００３】
これまで大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる手段は数多く提案されてきたが、これらは技術思想により次の２つに大別される。一つは、鋼中粒子を活用したピン止め効果を利用したオーステナイト（γ）粒粗大化防止技術であり、もう一つはγ粒内フェライト（α）変態利用による有効結晶粒微細化技術である。
【０００４】
前者に相当する技術としては、各種の窒化物、炭化物、更には酸化物、硫化物によってγ粒成長を抑制するピン止め効果に関する報告や提案がなされている（例えば、非特許文献１、特許文献１、参照）。非特許文献１には、Ｔｉを添加した鋼の大入熱溶接ＨＡＺにおいて、ＴｉＮの微細粒子がγ粒成長を抑制する効果について報告されている。また、特許文献１の方法は、ＲＥＭの硫化物、酸化物を利用して、大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。
【０００５】
一方、後者に相当する技術として、Ｔｉ酸化物、ＢＮなどをフェライト（α）変態核とする技術が提案されている（例えば、特許文献２、３、参照）。特許文献２の方法は、粒子径が０．１〜３．０μｍのＴｉ酸化物や、Ｔｉ窒化物との複合体をα変態核として利用し、ＨＡＺ組織を微細化するものである。また、特許文献３の方法は、大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ、Ｃａの酸化物、硫化物や、ＴｉＮを起点として冷却過程で形成されるＢＮをα変態核とするものである。
【０００６】
以上は大入熱ＨＡＺ靭性を向上させる技術であるが、介在物を利用して母材靭性を向上させる技術も提案されている（例えば、特許文献４、参照）。特許文献４の方法は、所定の大きさ、個数の酸化物粒子を含む鋳片を用いて、所定の条件で圧延を行うことにより、γ粒径を効率的に微細化させて母材靭性を向上させるものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６０−１８４６６３号公報
【特許文献２】特開昭６０−２４５７６８号公報
【特許文献３】特開昭６１−２５３３４４号公報
【特許文献４】特開２００２−３０９３１５号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】金沢、中島、岡本、金谷、「微細ＴｉＮによる溶接ボンド部靭性の改善と大入熱溶接用鋼の開発」、鉄と鋼、Ｖｏｌ．６１（１９７５）、ｐ．２５８９
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
ピン止め効果によって粒成長を抑制する場合は、窒化物などの介在物の粒子が微細であるほど好ましいが、大入熱溶接では、高温で粒子が消失し、効果が得られないことがある。一方、粒内α変態を活用する場合は、介在物の粒子径が大きくなると、破壊の起点になり、靭性が低下するという問題がある。本発明は、このような実情に鑑みてなされたものであり、大型構造用鋼として適用可能な、溶接熱影響部靭性に優れた鋼材、並びに、該鋼材を用いた溶接継手及びその製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
ＨＡＺ靭性を向上させるためには、化学成分の調整とＨＡＺ組織微細化のための介在物制御を組み合わせることが必要である。また、ＴＭＣＰ（Thermo-Mechanical Control Process；熱加工制御）は、母材の靭性の向上に有効であるが、典型的なＴＭＣＰである制御圧延（Controlled Rolling；ＣＲ）や加速冷却（Accelerated Cooling；ＡＣＣ）を行うと生産性が低下することがある。
【００１１】
そこで、本発明者らは、ピンニングやα生成核として用いられるＴｉＮ粒子に、ＢＮ、ＶＮ粒子を組み合わせて、大入熱ＨＡＺ靱性を向上させ、かつ、生産性を保ったまま母材の靭性を確保できないかと考え、種々の検討を行った。その結果、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎの添加量を適正に制御しつつ、溶接入熱に応じて焼入れ性に影響を及ぼすＣ、Ｍｎ、Ｎｂ等の合金元素量を調整することによって、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が向上することを見出した。更に、ＴｉＮ、ＢＮ、ＶＮの粒子を活用することにより、生産性を損なわずに母材靭性を確保できることがわかった。
【００１２】
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足し、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに想定溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足し、該想定溶接入熱Ｈで溶接を行った際の溶接熱影響部の有効結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［２］ 更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、上記［１］に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに想定溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする上記［１］に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［３］ 更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［１］又は［２］に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
【００１３】
［４］ 母材の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足し、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足し、溶接熱影響部の有効結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［５］ 更に、母材の成分として、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、上記［４］に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする上記［４］に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［６］ 更に、母材の成分として、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［４］又は［５］に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
【００１４】
［７］ 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足する鋼を、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足するように、溶接を行うことを特徴とする溶接継手の製造方法。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［８］ 更に、鋼材が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、上記［７］に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする上記［７］に記載の溶接継手の製造方法。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［９］ 更に、鋼材が、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記［７］又は［８］に記載の溶接継手の製造方法。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、入熱が１００〜８００ｋＪ／ｃｍ程度の溶接を行ったときのＨＡＺ靭性が良好な鋼材を提供することが可能になり、また、ＨＡＺ靱性が良好な溶接継手並びにその製造方法を提供することが可能になり、産業上の効果は極めて顕著である。なお本発明において、引張強度が４９０〜５７０ＭＰａ級、板厚が３０ｍｍ以上で、母材靭性が良好な鋼材を、効率的な製造方法により提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】大入熱溶接ＨＡＺ靭性に及ぼすＴｉ、Ｎ量の影響を説明する図である。
【図２】大入熱溶接ＨＡＺ靭性に及ぼす溶接入熱、Ｘ値の影響を説明する図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００１８】
ＨＡＺの靱性を向上させるためには、組織の微細化が極めて重要であり、ピン止めや粒内変態の核となる窒化物や酸化物などの粒子の制御だけでなく、焼入れ性の観点から鋼の化学成分を制御することも必要になる。これは、焼入れ性が適正でないと、ＨＡＺがフェライト主体又はベイナイト主体の組織となり、粒径が粗大になるためである。即ち、焼き入れ性が低過ぎる場合、ＨＡＺはα（フェライト）主体の組織となるが、αの粒径が粗大化してしまい靭性低下につながる可能性がある。一方、焼入れ性が高過ぎる場合、ＨＡＺは粗大なベイナイト主体組織となり、硬さ上昇と相まって靭性は低下してしまう。
【００１９】
そこで、本発明者らは検討を行い、ＨＡＺ組織を微細化するためには、ＴｉＮによるピン止め効果、ＢＮ及びＶＮをα変態核とする粒界α分断と粒内α生成、鋼の成分調整の組合せ、が極めて有効であることを見出した。一方、ＨＡＺを硬化させる固溶Ｂ、マトリクスの靭性を低下させる固溶Ｎは最小限に抑制する必要があることがわかった。
【００２０】
次に、本発明者らは、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎ量のバランスを考慮する必要があると考え、検討を行った結果、下記（式１）を満足することにより、良好なＨＡＺ靭性が得られることがわかった。下記（式１）の［Ｔｉ］［Ｂ］［Ｖ］にかかる係数は、Ｔｉ、Ｂ、ＶとＮとの親和性について熱力学的な検討を行い、実験的に決定した。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （１）
ここで、［Ｔｉ］、［Ｂ］、［Ｎ］、［Ｖ］は各元素の含有量［質量％］である。
【００２１】
上記（式１）を満足することにより、ＴｉＮ、ＢＮ、ＶＮ粒子が十分に生成し、かつ、固溶Ｂ、固溶Ｎを抑制することができる。Ｎ量が、（式１）の左辺の数値未満であると、ＨＡＺにＢＮが十分生成せず、組織が微細にならないため、固溶Ｂの残存による焼入れ性の向上が顕著になり、ＨＡＺの硬さが上昇して靭性が低下する。一方、Ｎ量が、（式１）の右辺の数値を超えると、ＴｉＮ、ＢＮ、ＶＮの生成に寄与しない固溶Ｎが残存し、マトリクスの脆化によって靭性が低下する。
【００２２】
図１に、Ｖ：０．０８％、Ｂ：０．００４％の場合を例として、大入熱溶接ＨＡＺ靭性に及ぼすＴｉ、Ｎ量の影響を示す。ここで、ＨＡＺ靭性の良否判断については、後述の実施例と同様の評価方法及び目標値に基づいて行った。図２も同様である。（式１）によって表される網掛け領域では、良好なＨＡＺ靭性が得られることがわかる。
【００２３】
次に、ＨＡＺ組織微細化、脆化相低減の観点から、α分率は１０〜５０％程度が適正であること、そのためには、溶接入熱に応じた焼入れ性の制御が有効であることを見出した。本発明者らは、検討の結果、下記（式２’）を満足することにより、大入熱溶接ＨＡＺ靭性が良好となることがわかった。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］、［Ｎｂ］は各元素の含有量［質量％］である。
【００２４】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂを含有しない場合は、０として上記（式２’）を計算する。即ち、
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
である。
【００２５】
上記（式２）及び（式２’）のＹは共通しており、Ｈは、想定溶接入熱［Ｊ／ｃｍ］であって、鋼材の溶接に適用される溶接方法及び溶接条件から想定される溶接入熱である。以下では、Ｙの数値をＹ値といい、Ｘ及びＸ’の数値を総称してＸ値という場合がある。
【００２６】
上記（式２）及び（式２’）は適用する溶接の入熱量に応じて焼入れ性を調整する必要性を示している。Ｘ値は焼入れ性の指標として、ＩＩＷの炭素当量（Ｃｅｑ）にＮｂの項を付け加えたものである。Ｎｂの係数は、ＨＡＺ硬さに及ぼす合金元素添加量の影響を調査した多くの基礎実験の結果から決定した。Ｙ値は溶接入熱毎に最適なＸ値を示すために実験的に導いた式である。Ｘ値がＹ±０．０２の範囲内にあれば、ＨＡＺ組織のα分率が１０〜５０％となるため、ＨＡＺ靭性を決定する組織単位（有効結晶粒径）が微細になり、靭性が向上する。
【００２７】
しかし、Ｘ値がＹ−０．０２未満であると、α分率増加に伴い粗大なα粒が生成し、ＨＡＺの有効結晶粒径が粗大化するとともに、粗大αの近傍に粗大な擬似パーライトが生成し、靭性を低下させる。一方、Ｘ値がＹ＋０．０２超であると、粒界αが生成せずＨＡＺ硬さが上昇するために靭性が低下してしまう。図２に、大入熱溶接ＨＡＺ靭性に及ぼす溶接入熱、Ｘ値の影響を示す。（式２）及び（式２’）によって表される網掛け領域では、ＨＡＺ靭性が良好となることがわかる。図２に示すように、本発明においては少なくとも入熱が１００〜８００ｋＪ／ｃｍの範囲において良好な結果を得ることが出来る。
【００２８】
ここで、有効結晶粒径の定義と測定方法について説明する。有効結晶粒径とは、主にベイナイトやマルテンサイト組織を含む鋼において提唱される、α組織鋼におけるα粒径に対応したサイズのことであり、その中では結晶方位がほぼそろった領域の寸法として定義される。有効結晶粒径を測定するには、脆性破壊させたときの破面をＳＥＭで観察し、へき開ファセットの寸法（破面単位）を測定するのが最も直接的である。しかし、測定の対象とする範囲やファセット境界の引き方等が測定者によって異なるため、客観性という点で問題がある。
【００２９】
そこで近年では、ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering diffraction Pattern：後方散乱電子回折）を利用して測定する手法が確立されつつある。このとき、何の寸法を有効結晶粒径とするか、という点に注意する必要がある。即ち、脆性破壊発生特性は、平均的な粒径ではなく、局所的に存在する大きな粒径に支配されるという点である。したがって、ＥＢＳＰで標準的に用いられる解析ソフトから直接有効結晶粒径を得ることは難しい場合がある。本発明においては、結晶粒径分布のデータから累積度数分布を求め、９５％になるときの粒径を有効結晶粒径とした。
【００３０】
次に、本発明の鋼材及び溶接継手の母材の化学成分について説明する。「％」については、特に断らない限り「質量％」を意味している。
【００３１】
Ｃは、安価に強度を高めるのに不可欠な元素であり、０．０３％以上添加する。強度を高めるため、好ましくはＣ量の下限を０．０５％以上とする。一方、添加量が増えると大入熱ＨＡＺ靭性確保が困難となるため０．１６％を上限とする。靭性を高めるために、好ましくはＣ量を０．１４％以下とする。
【００３２】
Ｓｉは、安価な脱酸元素であり、０．０３％以上を添加する。マトリクスを固溶強化するため０．０５％以上添加することが好ましい。より好ましくは、０．１０％以上のＳｉを添加する。一方、Ｓｉ量が０．５％を超えると溶接性とＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．５０％以下とする。靭性を向上させるためには、Ｓｉ量の上限を０．４０％以下にすることが好ましい。より好ましくは、Ｓｉ量の上限を０．３０％以下とする。
【００３３】
Ｍｎは、母材及びＨＡＺの強度及び靭性を向上させる元素として有効であるため０．３％以上を添加する。Ｍｎは焼入れ性を高め、強度と靭性のバランスを向上させるために、０．５％以上を添加することが好ましく、１．０％以上の添加がより好ましい。一方、Ｍｎを過剰に添加すると溶接割れ性を劣化させるため２．０％を上限とする。ＨＡＺ靭性を確保するためには、Ｍｎ量を１．８％以下にすることが好ましく、１．６％以下がより好ましい。
【００３４】
Ｐ、Ｓは、不純物であり、含有量が少ないほど望ましく、Ｐは０．０２０％以下、Ｓは０．０１０％以下を上限とする。靭性を高めるためには、Ｐ及びＳの上限を、それぞれ、０．０１０％以下及び０．００５％以下にすることが好ましい。Ｐ、Ｓを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、Ｐ及びＳの下限を０．００１％以上にすることが好ましい。
【００３５】
Ａｌは、重要な脱酸元素であり、０．００２％以上を添加する。脱酸を十分に行うためには、０．００５％以上のＡｌを添加することが好ましい。Ａｌ量のより好ましい下限は０．０１０％以上である。一方、Ａｌを過剰に添加すると鋼片の表面品位を損なうため、０．１００％以下を上限とする。靭性に有害な介在物の形成を防止するためには、Ａｌの上限を０．０５０％以下にすることが好ましい。より好ましいＡｌ量の上限は０．０３０％以下である。
【００３６】
Ｔｉは、適量の添加により微細なＴｉＮが生成し、母材及びＨＡＺの組織微細化、靭性向上に寄与するため、０．０１６％以上を添加する。析出強化によって強度を高めるには、０．０１７％以上のＴｉを添加することが好ましい。一方、Ｔｉを過剰に添加すると固溶Ｔｉによって焼入れ性が高まり、ＨＡＺに粗大なベイナイトが生成し、ＴｉＣも析出するために、硬さが顕著に上昇してＨＡＺ靭性を著しく劣化させるため０．０３０％を上限とする。靭性を高めるには、Ｔｉ量の上限を０．０２５％以下にすることが好ましい。
【００３７】
Ｖは、ＶＮを生成し、大入熱溶接ＨＡＺにおける粒内αの生成を促進する重要な元素であり、靭性を向上させるために、０．０２５％以上を添加する。析出強化により強度を上昇させるためには、０．０３０％以上のＶを添加することが好ましい。より好ましくは０．０４０％以上のＶを添加する。一方、ＶもＴｉと同様、焼入れ性を向上させる元素であり、Ｖを過剰に添加すると粗大なベイナイトの生成及びＶＣの析出により、硬さが顕著に上昇してＨＡＺ靭性が低下するため、上限を０．１００％以下とする。靭性を確保するためには、Ｖ量の上限を０．０８０％以下にすることが好ましい。より好ましくはＶ量の上限を０．０６０％以下とする。
【００３８】
Ｂは、焼入れ性を向上させ、α変態核となるＢＮを生成する重要な元素であり、０．００１６％以上を添加する。大入熱ＨＡＺ靭性を向上させるためには、０．００１８％以上のＢを添加することが好ましい。より好ましくは、０．００２０％以上のＢを添加する。一方、Ｂを過剰に添加すると固溶Ｂによりベイナイトが生成してＨＡＺ組織が粗大化するとともに、硬さも顕著に上昇してＨＡＺ靭性が低下するため、０．００５０％以下にすることが好ましい。好ましくはＢ量を０．００４０％以下とし、より好ましくは０．００３０％以下とする。
【００３９】
Ｎは、Ｔｉ、Ｂ、Ｖと共に窒化物を形成しＨＡＺ靭性を向上させるため、含有量を０．００５０％以上とする。ＢＮ、ＶＮの生成を促進するために、好ましくはＮの含有量を０．００６０％以上とし、より好ましくは０．００７０％以上を添加する。一方、Ｎ量が過剰であると、固溶Ｎによる脆化や鋳片の表面疵が生じるため、上限を０．０２００％以下とする。好ましくはＮ量の上限を０．０１５０％以下とし、より好ましくは０．０１２０％以下とする。
【００４０】
前述のとおり、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ及びＮの含有量は、下記（式１）を満足することが必要である。下記（式１）を満足することにより、固溶Ｂ及び固溶Ｎが残存しないように、ＴｉＮ、ＢＮ、ＶＮを十分に生成させることができ、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を確保することができる。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
【００４１】
前述のとおり、（式２）は、想定される溶接の入熱量に応じて、焼入れ性を制御するものである。Ｘ値は焼入れ性の指標であり、想定溶接入熱から計算されるＹ値に対し、Ｘ値がＹ±０．０２の範囲内にあれば、ＨＡＺ組織のα分率が１０〜５０％となり、ＨＡＺの有効結晶粒径が微細になり、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を確保することができる。
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【００４２】
本発明では、強度、靭性を向上させるために、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂの１種又は２種以上を添加することができる。
【００４３】
Ｃｕ、Ｃｒ及びＭｏは、何れも焼入れ性を向上させ、高強度化に寄与する元素であり、０．０５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏを過剰に添加すると、ＨＡＺ靭性が低下することがあるため、Ｃｕ、Ｃｒ及びＭｏの添加量の上限は０．５０％以下が好ましく、より好ましくは０．３０％以下とする。
【００４４】
Ｎｉは、靭性を低下させずに強度を高めることができる元素であり、０．０５％以上を添加することが好ましい。Ｎｉ量の増加は鋼片コストを上昇させるため、０．５％以下とすることが好ましい。
【００４５】
Ｎｂは、微量の添加により組織微細化、変態強化、析出強化に寄与し、母材強度確保に有効な元素であるため０．００５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｎｂを過剰に添加するとＨＡＺを硬化させ、靭性を劣化させることがあるため、０．０３０％を上限とすることが好ましい。
【００４６】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂを添加する場合、（式２）に代えて、（式２’）を満足することが必要である。下記（式２’）のＸ’は、焼入れ性の指標として、ＩＩＷの炭素当量（Ｃｅｑ）にＮｂの項を付け加えたものである。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【００４７】
本発明では、ＨＡＺ靭性を向上させるために、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加することができる。
【００４８】
Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭは、微細な酸化物や硫化物を形成し、ＨＡＺ靭性向上に寄与する元素であり、Ｍｇは０．０００３％以上、Ｃａ及びＲＥＭは０．０００５％以上を添加することが好ましい。一方、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭを過剰に添加すると、介在物が粗大化し、靭性を低下させることがあるため、Ｍｇ量は０．００５０％以下、Ｃａは０．００３０％以下、ＲＥＭは０．０１０％以下にすることが好ましい。なお、ＲＥＭとはＬａ、Ｃｅ等の希土類金属のことである。
【００４９】
本発明の鋼材は、γ粒のピン止め効果及び粒内α変態を利用しているので、ＨＡＺの有効結晶粒径を微細にすることができる。想定溶接入熱Ｈで溶接を行った際のＨＡＺの有効結晶粒径は、３５μｍを超えると、ＨＡＺ靱性が低下する。ＨＡＺの有効結晶粒径は、上述のように、ＥＢＳＰによって測定し、結晶粒径分布のデータから累積度数分布を求め、９５％になるときの粒径を有効結晶粒径として求める。ＨＡＺの有効結晶粒径は、実際に溶接入熱Ｈで溶接を行い、ＨＡＺから試験片を切り出すか、想定溶接入熱Ｈを模擬した熱処理を施した試験片を用いて、測定することができる。溶接入熱Ｈに応じて定められる本発明の鋼材成分を含有させ、通常の鋼材の製造方法を用いて製造することにより、溶接入熱Ｈで溶接を行った際のＨＡＺの有効結晶粒径を３５μｍ以下とすることができる。
【００５０】
次に、本発明における鋼材の製造方法について説明する。溶接入熱Ｈに応じて定められる本発明の鋼材成分を含有させ、通常の鋼材の製造方法を用いて製造することにより、本発明の鋼材を製造することができる。また、このようにして製造した鋼材について溶接入力Ｈで溶接を行うことにより、本発明の溶接継手とすることができる。更に好ましくは、以下に説明する製造方法を適用すると良い。
【００５１】
本発明では、大入熱溶接ＨＡＺ靭性確保の観点から、比較的多量のＴｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎを添加している。鋳片の加熱工程と高温での熱間圧延工程を適切に制御することによって、Ｔｉ、Ｂ、Ｖ、Ｎを効果的に活用することが可能になる。その結果、γ粒径を効果的に細粒化し、製造負荷のかかるＣＲやＡＣＣにそれほど頼らずに組織を微細化することができる。
【００５２】
まず、加熱工程では１０００〜１２５０℃の温度範囲で鋳片を加熱することが好ましい。加熱温度が１２５０℃を超えると、ＴｉＮのピン止め効果が弱くなりγ粒径が粗大化することがある。一方、加熱温度が１０００℃未満であると、合金元素を均一に固溶させることが困難となり、靭性が低下する可能性がある。
【００５３】
次に、熱間圧延では、９００〜１０００℃における圧延条件を制御することが好ましい。なお、熱間圧延後は、そのまま空冷するか、又は、空冷若しくは緩冷却後に加速冷却するか、或いは、更に仕上げ圧延を施す。仕上圧延を施す場合は、より高温の熱間圧延を粗圧延と称する。
【００５４】
熱間圧延又は粗圧延の工程では、各パスの圧下から次のパスまでの間にγの再結晶が完了し、その繰り返しによりγ粒が微細化する。温度が９００℃未満ではγの再結晶が十分進行せず混粒組織となり、材質不均一の原因となり得る。一方、１０００℃超では再結晶γが顕著に粒成長してしまう可能性がある。
【００５５】
熱間圧延又は粗圧延の９００〜１０００℃の温度範囲では、γ粒径を微細にするため、累積圧下率を６０％以上とすることが好ましい。累積圧下率が６０％未満であると、再結晶γが十分に細粒にならない場合がある。また、再結晶後のγ粒径を微細にするには、より低温での圧下率を確保するために、最終パスから３パスまでの各パス圧下率を１５％以上とすることが好ましい。
【００５６】
９００〜１０００℃の範囲内で熱間圧延を行い、γ粒径が十分に細粒になれば、そのまま空冷しても、９００℃近辺の温度域においてＢＮやＶＮが析出し、α変態が促進される。その結果、ＨＡＺ靱性が向上するとともに、鋼材の組織が微細になり、靭性の向上が期待できる。更に強度を向上させるためには、ＣＲ（仕上圧延）やＡＣＣ（加速冷却）を併用することが好ましい。
【００５７】
熱間圧延の後にＡＣＣを適用する場合は、熱間圧延後、３０ｓ以上空冷した後、２０℃／ｓ以下の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却を行うことが好ましい。熱間圧延後の空冷時間が３０ｓ未満であると、ＢＮやＶＮの析出が不十分になり、ＨＡＺ靱性が低下することがある。また、ＢＮやＶＮの析出が十分でないと、ＡＣＣにおけるα変態促進効果が小さくなり、母材靭性が向上しない可能性がある。
【００５８】
また、冷却速度が２０℃／ｓを超えると、ベイナイトやマルテンサイト等の低温変態相が多量に生成し、表面近傍の硬さが上昇するため、靭性が低下する場合がある。冷却停止温度が６００℃よりも高いと、十分な組織微細化が不十分となる可能性がある。冷却速度の下限や冷却停止温度の下限は特に規定する必要はない。
【００５９】
粗圧延の後に仕上圧延を行う場合、仕上圧延は、８００〜９００℃の温度域で累積圧下率が２０％以上として行うことが好ましい。温度が９００℃を超えるか、又は、累積圧下率が２０％未満では、γ中への変形帯や転位等を十分に導入することができず、α変態促進効果が小さくなることがある。一方、温度が８００℃未満になると、圧延中に変態が開始することで加工αが生成して、靭性が低下してしまう場合がある。
【００６０】
仕上圧延の終了後は空冷してもよいが、必要に応じてＡＣＣを行ってもよい。その場合も、２０℃／ｓ以下の冷却速度で６００℃以下の温度まで冷却を行うことが好ましい。また、冷却速度を２０℃／ｓ以下にすると、低温変態相の生成による表面近傍の硬さの上昇を抑制することができる。また、組織を十分に微細化するには、冷却停止温度を６００℃以下にすることが好ましい。冷却速度の下限や冷却停止温度の下限は特に規定する必要はない。
【００６１】
ＡＣＣ終了後は、強度と靭性を調整するために６５０℃以下の温度で熱処理（焼き戻し）を行ってもよい。温度が６５０℃を超えるとセメンタイトや結晶粒が粗大化して脆性破壊の発生が助長され、母材靭性が低下することがある。
【００６２】
溶接方法は、特に限定せず、通常のアーク溶接を採用することができる。また、本発明の鋼材は、入熱に応じて成分を最適化しているため、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接やエレクトロスラグ溶接は、入熱が大きく、生産性の高い溶接方法を採用した場合であっても、良好なＨＡＺ靱性を確保することができる。
【実施例】
【００６３】
表１の化学成分を有する鋼片を用いて、表２の製造条件により板厚３０〜８０ｍｍの鋼板を製造した。鋼板から試験片を採取し、母材強度、母材靭性を評価した。また、表３及び４に示す想定溶接入熱Ｈで、実際に、サブマージアーク溶接、エレクトロガスアーク溶接、エレクトロスラグ溶接の何れかを行い、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を評価した。
【００６４】
表１のＮＬ、ＮＨはそれぞれ
ＮＬ＝０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６
ＮＨ＝０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５
の計算値である。Ｎ量がＮＬよりも少ない場合、ＮＨを超える場合は、（式１）を満足しない。表１のＮＬ、ＮＨの下線は、Ｎ量がＮＬよりも少ないか、又は、ＮＨを超えることを意味する。
【００６５】
また、表１のＸは、成分に、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂが含まれない場合は、
Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
の計算値であり、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂを含まれる場合は、
Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
の計算値である。
【００６６】
表３及び表４のＸＬ及びＸＨは、想定溶接入熱Ｈから計算される
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
に対して、
ＸＬ＝Ｙ−０．０２
及び
ＸＨ＝Ｙ＋０．０２
の計算値である。表１に示すＸの数値が、ＸＬよりも少ない場合、ＸＨを超える場合は、（式２）又は（式２’）を満足しない。表４のＸＬ、ＸＨの下線は、ＸがＸＬよりも小さいか、又は、ＸＨを超えることを意味する。
【００６７】
溶接熱影響部の有効結晶粒径は、溶接熱影響部のノッチ相当位置を含む１０ｍｍ角のサンプルを採取し、ＳＥＭ−ＥＢＳＰを用いて結晶粒度分布測定を行い、累積度数分布が９５％になるときの粒径として求めた。測定は１×１ｍｍの領域を各３視野、２μｍピッチで行った。
【００６８】
母材強度は降伏強度（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）であり、鋼板のｔ／２部から圧延方向と直角の方向を長手方向とするＪＩＳ Ｚ ２２０１の４号引張試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠して引張試験を行い、評価した。母材靭性は破面遷移温度（ｖＴｒｓ）で評価し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、鋼板最表層、及びｔ／２部から圧延方向に２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、種々の温度でシャルピー衝撃試験を実施して求めた。
【００６９】
ＨＡＺ靭性については、ｔ／２部の溶融線から１ｍｍ離れたＨＡＺにノッチを入れたシャルピー試験片を採取して試験を行い、ｖＴｒｓにて評価した。ＨＡＺ靱性の目標値は、想定溶接入熱Ｈによって異なり、入熱：１００〜３００ｋＪ／ｃｍの場合でｖＴｒｓ：−５０℃以下、３００〜５００ｋＪ／ｃｍで−４５℃以下、５００〜８００ｋＪ／ｃｍで−４０℃以下である。表３及び４に、有効結晶粒径、母材強度、母材靭性、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を示す。有効結晶粒径が本発明範囲から外れる数値に下線を付している。
【００７０】
【表１】
【００７１】
【表２】
【００７２】
【表３】
【００７３】
【表４】
【００７４】
表３に示す本発明例のＮｏ．１〜２４は化学成分が溶接入力Ｈに応じて所定の範囲内にあり、母材靭性、大入熱溶接ＨＡＺ靭性ともに良好であった。かつ所定の条件で製造したため、何れも引張強度４９０ＭＰａ級鋼として十分な強度を有している。一方、表４に示すＮｏ．２５〜３６は化学成分が本発明の範囲を逸脱していたために、母材靭性、ＨＡＺ靭性の何れかが低下した比較例である。
【００７５】
Ｎｏ．２５はＴｉ量が少なく、Ｎｏ．３３はＮ量が少なく、ＴｉＮの生成が不十分になり、ＨＡＺ組織が粗大化し、靭性が低下した例である。Ｎｏ．２８はＶ量が少なく、ＶＮによるα変態の促進が不十分であり、Ｎｏ．３１はＢ量が少なく、ＢＮによるＨＡＺ組織の微細化が不十分であり、ＨＡＺ靭性が低下した例である。Ｎｏ．２６はＴｉ量が多く、Ｎｏ．２９はＶ量が多く、ベイナイト及びＶＣが過剰に生成し、ＨＡＺの有効結晶粒径が粗大化して硬さが上昇し、ＨＡＺ靭性が低下した例である。Ｎｏ．３０はＢ量が多く、ＨＡＺの組織の粗大化と硬さ上昇により、靭性が低下した例である。Ｎｏ．３４はＮ量が多く、固溶Ｎによる脆化が生じた例である。
【００７６】
Ｎｏ．２７は、Ｎ量が、Ｔｉ及びＢの含有量によって決まる下限値に満たなかったために、固溶Ｂが残存して、ＨＡＺのベイナイトが粗大化するとともに硬さが上昇し、靭性が低下した例である。Ｎｏ．３２は、Ｎ量が、Ｔｉ及びＶの含有量によって決まる上限値を超えたために、固溶Ｎによって靭性が低下した例である。Ｎｏ．３５は、焼入れ性の指標であるＸ値が、想定溶接入熱によって決まる下限値に満たなかったために、ＨＡＺのα分率が増加、粗大なα粒が生成して、靭性が低下した例である。一方、Ｎｏ．３６は、Ｘ値が上限を超えたために、α変態の促進が不十分で有効結晶粒径が粗大になり、焼入れ性の上昇に起因してＨＡＺが硬化し、靭性が低下した例である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足し、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに想定溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足し、該想定溶接入熱Ｈで溶接を行った際の溶接熱影響部の有効結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、請求項１に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに想定溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
【請求項４】
母材の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足し、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足し、溶接熱影響部の有効結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項５】
更に、母材の成分として、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、請求項４に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする請求項４に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項６】
更に、母材の成分として、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項４又は５に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足する鋼を、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足するように、溶接を行うことを特徴とする溶接継手の製造方法。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項８】
更に、鋼材が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、請求項７に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする請求項７に記載の溶接継手の製造方法。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項９】
更に、鋼材が、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項７又は８に記載の溶接継手の製造方法。
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足し、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに想定溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足し、該想定溶接入熱Ｈで溶接を行った際の溶接熱影響部の有効結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、請求項１に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに想定溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
【請求項４】
母材の成分が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足し、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足し、溶接熱影響部の有効結晶粒径が３５μｍ以下であることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項５】
更に、母材の成分として、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、請求項４に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする請求項４に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項６】
更に、母材の成分として、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項４又は５に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた溶接継手。
【請求項７】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．０３〜０．５０％、
Ｍｎ：０．３〜２．０％、
Ａｌ：０．００２〜０．１００％、
Ｔｉ：０．０１６〜０．０３０％、
Ｖ：０．０２５〜０．１００％、
Ｂ：０．００１６〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０〜０．０２００％
を含有し、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、前記Ｔｉ、Ｂ、Ｎ及びＶの含有量［質量％］が下記（式１）を満足する鋼を、前記Ｃ、Ｍｎ及びＶの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２）を満足するように、溶接を行うことを特徴とする溶接継手の製造方法。
０．３［Ｔｉ］＋１．３５［Ｂ］−０．００１６≦［Ｎ］
≦０．３［Ｔｉ］＋０．１２［Ｖ］＋０．００３５ ・・・ （式１）
Ｙ−０．０２≦Ｘ≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２）
ここで、Ｘ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｖ］／５
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項８】
更に、鋼材が、質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
の１種又は２種以上を含有し、請求項７に記載の（式２）に代えて、前記Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの含有量［質量％］並びに溶接入熱Ｈ［ｋＪ／ｃｍ］が下記（式２’）を満足することを特徴とする請求項７に記載の溶接継手の製造方法。
Ｙ−０．０２≦Ｘ’≦Ｙ＋０．０２ ・・・ （式２’）
ここで、Ｘ’＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋（［Ｃｕ］＋［Ｎｉ］）／１５
＋（［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋［Ｖ］）／５＋２［Ｎｂ］
Ｙ＝１．７１×１０-4×Ｈ＋０．３２
【請求項９】
更に、鋼材が、質量％で、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１０％
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項７又は８に記載の溶接継手の製造方法。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２０１３−９５９９９（Ｐ２０１３−９５９９９Ａ）
【公開日】平成２５年５月２０日（２０１３．５．２０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−２４２４３５（Ｐ２０１１−２４２４３５）
【出願日】平成２３年１１月４日（２０１１．１１．４）
【出願人】（０００００６６５５）新日鐵住金株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年５月２０日（２０１３．５．２０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年１１月４日（２０１１．１１．４）
【出願人】（０００００６６５５）新日鐵住金株式会社 (6,474)
【Ｆターム（参考）】
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