(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が、質量％で
Ｃ：０．０３〜０．０９％
Ｓｉ：０．０２〜０．１５％
Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％
Ｎ：０．００４０〜０．００７０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
下記（式）で表されるＣｅｑ（ＩＩＷ）が０．３８％以上、０．４５％以下
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼中に円相当径で０．５〜３μｍの酸硫化物粒子を５０〜１０００個／ｍｍ２含有し、該酸硫化物粒子の組成は少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｎ：３％以上、Ｓ：５％以上を含むことを特徴とする大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼。
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５    （式）
該（式）中の各元素記号は各元素の含有量（質量％）を表す。
【請求項２】
鋼組成として、更に質量％で
Ｖ：０．０４％以下
Ｎｉ：０．４％以下
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｒ：０．７％以下
Ｍｏ：０．７％以下
Ｗ：０．５％以下
の１種または２種以上を含有する請求項１記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼。
【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、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２超えで板厚が４０ｍｍ以上の高強度鋼に関し、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／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ものに関する。
【背景技術】
【０００２】
鋼材の高強度化、厚肉化に伴い溶接施工に、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生産能率に優れる大入熱溶接が適用されることが増加している。
【０００３】
鋼材において大入熱溶接された溶接熱影響部の靭性は低下するため、種々の大入熱溶接
用鋼が提案され、ＴｉＮを鋼中に微細分散させ、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、溶接熱影響部においてフェライト変態核として利用する技術が実用化さ
れている。
【０００４】
また、Ｔｉ酸化物（オキシサイド）を溶接熱影響部に分散させたり（特許文献１）、更に、硫化物（サルファイド）の形態制御により溶接熱影響部の靭性を向上させるためＣａを添加したり（特許文献２）することが提案されている。
【０００５】
しかしながら、ＴｉＮを主体に利用する場合、溶接熱影響部においてＴｉＮが溶解する
温度域に加熱される領域は効果が得られず、さらには地の組織が固溶Ｔｉおよび固溶Ｎにより脆化して靭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。これに対して、酸化物の複合化等の方法で分散能を改善すべく種々の検討が行われているが、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超えるような大入熱溶接では、
溶接熱影響部においてオーステナイト粒の成長を十分に抑制することは困難であった。
【０００７】
一方、特許文献３では、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、Ｓ含有量を適正に制御することで鋼中に分散させ、靭性を向上させることが開示されている。
【０００８】
また、特許文献４では鋼板の化学成分と含有する複合酸化物の粒径と個数密度を規定した技術が提案されている。特に複合酸化物を粒内フェライトの生成核であるＴｉ（Ｎｂ）窒化物、Ｂ窒化物の析出サイトとして利用するために、円相当径０．００５から０．５μｍの複合酸化物を１００〜３０００個／ｍｍ２含有することが有効であるとしている。
【０００９】
さらに、特許文献５では加熱オーステナイトの粒成長を抑制するために、複合酸化物の粒径と個数密度、組成を規定した技術が提案されている。すなわち、円相当径で０．００５〜２μｍの酸化物粒子を単位面積あたりの個数で１００〜５０００個／ｍｍ２含有し、その組成が少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含みＯを除いた元素が質量比でＣａ：５％以上、Ａｌ：５％以上であることを特徴としている。
【００１０】
しかしながら、以上の技術ではより高強度かつＣｅｑが０．３８を超えるような鋼材を対象とした場合には、ＨＡＺ靭性が不十分であることが判明した。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献２】特開昭６０−２０４８６３号公報
【特許文献３】特許第３５４６３０８号公報
【特許文献４】特開２００５−３０７２６１号公報
【特許文献５】特開２００７−２７７６４２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
溶接構造物の大型化とともに使用される鋼材は高強度厚肉化し、各分野で４０ｍｍを超える厚鋼鈑が採用される様になってきている。例えば、最近、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２クラスを超える高強度鋼に大入熱溶接が適用されることが増加し、より高強度の鋼材への大入熱溶接も検討され始めている。母材強度が上昇するに従い鋼材の合金元素量が増大するため、大入熱溶接熱影響部のミクロ組織はフェライトとベイナイトの混合組織となり上述した特許文献では靭性向上が困難となっている。
【００１３】
そこで、本発明は、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２を超え、かつ板厚が４０ｍｍ以上の高強度厚肉鋼材で、溶接入熱量が３００ｋＪ／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もの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】
【００１４】
本発明者等は降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２を超える高強度厚肉鋼の大入熱溶接熱影響部を微細ミクロ組織とすることで靭性向上させるため、旧オーステナイト粒径を細粒化する分散ピンニング粒子について鋭意検討し、以下の知見を得た。
【００１５】
１．分散ピンニング粒子としてのＴｉＮは溶接ボンド部近傍で大部分が溶解してしまうので、溶接熱影響部全域でピンニング効果を発揮するためには、高温で安定な酸硫化物をＴｉＮと併用することがピンニング効果を高めるために非常に有効である。すなわち、ボンド部近傍以外はＴｉＮが溶解せず有効に作用し、ボンド部近傍は高温安定な酸硫化物が有効に作用せしめるのである。
２．分散ピンニング粒子のピンニング効果はその体積率が大きいほど、また個々の粒子径が大きいほど大きく、粒子にＣａおよびＭｎを同時にある割合以上で含むことが粒子径を大きくするために重要である。
３．分散ピンニング粒子の体積分率が一定のとき、平均径が小さい方が粒子数が多くなりピンニング効果が大きくなる。しかし、大入熱溶接ボンド部近傍のオーステナイト粒は粗大粒であり、このような粗大なオーステナイト粒に対してピンニング効果を得るためには分散ピンニング粒子の粒子径もそれに応じて大きくすることが必要である。
４．分散ピンニング粒子の粒子個数は多いほどピンニング効果は大きいが、多すぎるとシャルピー吸収エネルギーの低下等の悪影響を招く。
【００１６】
本発明は得られた知見を基に更に検討を加えてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．鋼組成が、質量％で
Ｃ：０．０３〜０．０９％
Ｓｉ：０．０２〜０．１５％
Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ｐ：０．０１５％以下
Ｓ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
Ｔｉ，０．００５〜０．０２％
Ｎ：０．００４０〜０．００７０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３８％以上、０．４５％以下
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
鋼中に円相当径で０．５〜３μｍの酸硫化物粒子を５０〜１０００個／ｍｍ２含有し、該酸硫化物粒子の組成は少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｎ：３％以上、Ｓ：５％以上を含むことを特徴とする大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼。
２．鋼組成として、更に質量％で
Ｖ：０．０４％以下
Ｎｉ：０．４％以下
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｒ：０．７％以下
Ｍｏ：０．７％以下
Ｗ：０．５％以下
の１種または２種以上を含有する１記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた高強度鋼。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、造船、建築、土木等の各種構造物に好適な、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２を超え、かつ板厚が４０ｍｍ以上の高強度厚肉鋼材で、溶接入熱量が３００ｋＪ／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ものが得られ産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
本発明では成分組成と鋼中の介在物の形態および分布状態を規定する。  
[成分組成]以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．０９％
Ｃは鋼の強度を向上する元素であり、強度を確保するためには０．０３％以上の含有を必要とするが、０．０９％を超えると、溶接性が劣化するばかりか靭性にも悪影響があるため、０．０３〜０．０９％の範囲に規定した。なお、好ましくは０．０４〜０．０８％である。
【００１９】
Ｓｉ：０．０２〜０．１５％
Ｓｉは脱酸元素として、また、鋼の強化元素として有効であるが、０．０２％未満の含有量ではその効果が得られない。一方、０．１５％を越えると鋼の表面性状を損なうばかりか靭性が極端に劣化する。従ってその添加量を０．０２％以上、０．１５％以下とする。
【００２０】
Ｍｎ：１．５〜２．５％
Ｍｎは本発明において重要な合金元素である。強化元素として添加するが、１．５％より少ないとその効果が十分でない。また、含有量が１．５％より少ないと分散ピンニング粒子となる酸硫化物中のＭｎ量を所定量含有させることが困難な場合がある。一方、２．５％を超えると溶接性が劣化し、鋼材コストも上昇するため、１．５〜２．５％とする。
【００２１】
Ａｌ：０．００５〜０．０６％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、このためには０．００５％以上の含有を必要とするが、０．０６％を超えて含有すると、靭性を低下させるとともに、溶接した場合に、溶接金属部の靭性を低下させる。このため、０．００５〜０．０６％とする。なお、好ましくは、０．０２〜０．０５％である。
【００２２】
Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５０％
Ｐは、０．０１５％を超えて含有すると、溶接部の靭性を劣化させるため、０．０１５％以下とする。Ｓは、分散ピンニング粒子の構成要素として鋼中に０．０００５％以上を含有することが必要である。一方、０．００５０％を超えて含有すると、母材および溶接部の靭性を劣化させるため、０．０００５〜０．００５０％とする。
【００２３】
Ｎｂ：０．００５〜０．０２５％
本発明に係る降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２を超え、かつ板厚が４０ｍｍ以上の高強度厚肉鋼材は制御圧延を適用することが好ましく、鋼の強化に有効に作用する不可欠な元素としてＮｂを０．００５％以上含有させる。しかし、０．０２５％を超えて多量に含有すると析出硬化により大入熱溶接熱影響部靭性を低下させるので、０．００５〜０．０２５％とする。
【００２４】
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｔｉは溶鋼の凝固時およびその後の鋳片の冷却時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部での分散ピンニング粒子となってオーステナイトの粗大化抑制に有効に作用し高靭性化に寄与する。０．００５％未満ではその効果が少なく、０．０２％を超えるとＴｉＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなるため、０．００５〜０．０２％とする。
【００２５】
Ｎ：０．００４０〜０．００７０％
Ｎは分散ピンニング粒子であるＴｉＮの必要量を確保するため、その含有量を規定する。０．００４０％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、０．００７０％を超えるとＴｉＮが溶解する溶接ボンド部近傍の領域において固溶Ｎ量が増加して靭性を著しく低下させるため、０．００４０〜０．００７０％とする。
【００２６】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、酸硫化物の構成元素として必須の元素である。このような効果を発揮させるため少なくとも０．０００５％を含有する。一方、０．００３０％を超えて含有しても効果が飽和するため、０．０００５〜０．００３０％とする。
【００２７】
Ｂ：０．０００５〜０．００２５％
Ｂは溶接熱影響部でＴｉＮが溶解して放出されるＮをＢＮとして固定し、溶接熱影響部靭性の低下を抑制する。また、ＢＮはフェライト生成核となって、溶接熱影響部組織の微細化とＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ；島状マルテンサイト）生成の抑制により、溶接熱影響部靭性の向上に寄与する。さらに、焼入性を向上させ母材の強度確保に有効に寄与する。それらの効果は０．０００５％以上の添加で発揮され、０．００２５％以上添加してもその効果は飽和するため、０．０００５〜０．００２５％とする。
【００２８】
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３８〜０．４５％
Ｃｅｑ（ＩＩＷ）は、板厚４０ｍｍ以上において降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ２超えを確保するため０．３８以上とする。一方、０．４５を超えると溶接熱影響部においてＭＡの生成量が増加して靭性が低下するので、０．３８〜０．４５％とする。なお、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５＋（Ｖ＋Ｍｏ＋Ｃｒ）／５、各元素記号は含有量（質量％） 。
【００２９】
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させるため、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの一種または二種以上を含有することが可能である。  
【００３０】
Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ
Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗはいずれも鋼の焼入れ性を高める元素である。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、あるいは耐候性などの機能向上のために添加することができるが、過度の添加は靭性や溶接性を劣化させるため、それぞれ上限をＶ：０．０４％、Ｎｉ：０．４％、Ｃｕ：１．０％、Ｃｒ：０．７％、Ｍｏ：０．７％、Ｗ：０．５％とすることが好ましい。一方、これらの元素の含有量が０．０１％未満であるとその効果が得られないため、添加する場合には０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。
［鋼中介在物の形態および分布状態］
鋼中に円相当径で０．５〜３μｍの酸硫化物粒子を単位面積当たりの個数で、５０〜１０００個／ｍｍ２含有させる。本発明では、大入熱溶接ボンド部近傍の組織においてオーステナイト粒の粒成長を抑制するために、ＴｉＮと併用して分散ピンニング粒子として酸硫化物粒子を用い、その組成と粒子径および個数を規定する。
【００３１】
酸硫化物粒子の組成は少なくともＣａ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｏ、Ｓを含み、Ｏを除いた元素が質量比で、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｎ：３％以上、Ｓ：５％以上を含むものとする。
【００３２】
酸硫化物粒子を後述するピンニング効果が得られる大きさとするため、粒子の組成をＣａおよびＭｎの両者を含むものとし、Ａｌ脱酸で生成するＡｌ酸化物を核としてＣａおよびＭｎの酸化物と硫化物を複合的に析出させる。
【００３３】
酸硫化物粒子の組成は、Ｍｎ、Ａｌ、Ｃａを添加した種々の溶解実験とピンニング効果の評価試験より、粒子径の増大傾向が認められる、Ｃａ：５％以上、Ａｌ：５％以上、Ｍｎ：３％以上およびＳ：５％以上とする。
【００３４】
ピンニング粒子径は地組織となる大入熱溶接ボンド部近傍のオーステナイト粒径に応じて規定することが必要で、高温時に粒径約２００μｍ程度のオーステナイト粒の成長を抑制するために、酸硫化物粒子の粒径は、円相当径で０．５〜３μｍとする。０．５μｍより小さい場合は、ピンニング効果が得られず、３μｍを超えるとその周辺から亀裂が発生して靭性や延性を低下させるようになる。
【００３５】
また、酸硫化物粒子の個数は、５０個／ｍｍ２より少ないとピンニング効果が得られず、一方、１０００個／ｍｍ２を超えるとピンニング効果は飽和し、靭性や延性を低下させるようになるため、５０〜１０００個／ｍｍ２とする。
【００３６】
酸硫化物粒子を所定の組成、サイズ・個数にするには、鋼の成分を本発明による成分範囲とすることが必要であることはいうまでもないが、さらに、好ましい製造方法について述べる。工業的には転炉にて成分調整、真空脱ガス等の精錬を行ない、Ａｌ脱酸を行うが、Ａｌ添加前の溶存酸素量は１００ｐｐｍ以下に低減しておくことが望ましい。１００ｐｐｍを超えると酸化物粒子の組成にＡｌが不足する傾向にある。また、鋳造は連続鋳造が好ましく、その凝固速度は０．０５℃〜５０℃／ｓの範囲がよい。凝固速度が遅いと粒子径が大きく、個数が少ない可能性がある。また凝固速度が速いと粒子径が微細となりすぎて所望のピンニング効果が得られない可能性がある。
【００３７】
本発明は、分散ピンニング粒子として上述した酸硫化物粒子をＴｉＮと併用するため大入熱溶接ボンド部近傍でＴｉＮの大部分が溶解しても、粒成長抑制効果が得られる。
【００３８】
本発明鋼の好ましい製造条件は以下の製造工程を備える。上述の成分組成の溶鋼を、転炉等で溶製後、連続鋳造等で鋼素材（スラブ）とし、１０００〜１２００℃に再加熱後、熱間圧延を行う。
【００３９】
再加熱温度が１０００℃以下であると、圧延能率が低下し、一方、１２００℃以上であ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か、酸化ロスが顕著となり、歩留が低下するので、１０００〜１２００℃とする。
【００４０】
靭性の観点から好ましい加熱温度の範囲は１０５０〜１１５０℃であり、より好ましくは１０５０〜１１００℃である。
【００４１】
その後、熱間圧延により所望の板厚に圧延するが、強度・靭性を確保するため制御圧延を行うことが好ましい。仕上温度は９００〜６５０℃の範囲が好ましく、より好ましくは、８００〜７００℃の範囲である。さらに、板厚に応じて圧延後に適宜、加速冷却を適用する。以下、実施例を用いて本発明の作用効果を示す。
【実施例】
【００４２】
種々の組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼素材（スラブ：２８０ｍｍ厚）とし、再加熱後、板厚５０〜７０ｍｍに熱間圧延し、加速冷却を施して供試鋼板とした。表１に供試鋼の成分組成を、表２に製造条件を示す。
【００４３】
【表１】
0005493659.tif 000002
【００４４】
【表２】
0005493659.tif 000003
【００４５】
得られた厚鋼板について、板厚の１／４部よりΦ１４のＪＩＳ１４Ａ号試験片を試験片長手方向が板幅方向と一致するように採取し、引張試験を行い、降伏点（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）を測定した。また、板厚の１／４部よりＪＩＳ４号衝撃試験片を試験片長手方向が圧延方向と一致するように採取し、シャルピー試験を行って、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【００４６】
また、鋼板断面を鏡面に研磨し、走査電子顕微鏡で１ｍｍ×１ｍｍの領域を観察し、円相当径０．５μｍ以上の粒子数を計測した。全粒子のＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザー）分析を行い、酸素を含むものについて、酸素を除いた平均組成を算出した。
【００４７】
さらに、各鋼板から採取した継手用試験板に、Ｖ開先を施し、エレクトロガスアーク溶接（入熱４５０ｋＪ／ｃｍ）により大入熱溶接継手を作製した。各溶接継手から切欠き位置をボンド部とするＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、試験温度−４０℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（ｖＥ−４０、１０本平均値）を求めた。
【００４８】
表３に母材機械的特性の試験結果と大入熱溶接継手のシャルピー衝撃試験結果を併せて示す。本発明鋼（製造Ｎｏ．１〜１６）は溶接継手ボンド部のｖＥ−４０が７０Ｊ以上と優れた熱影響部の靭性を示した。
【００４９】
【表３】
0005493659.tif 000004