(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：２．０〜２．５％（ただし、２．０％除く）、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００３〜０．００６％
を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しないことを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。
ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋２Ｎｂ
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：２．０〜２．５％（ただし、２．０％除く）、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００３〜０．００６％
を含有し、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．１％以下、
Ｖ：０．０３％以下
の１種又は２種以上を更に含有し、かつ、ＡGB-2が０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しないことを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。
ここで、ＡGB-2＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４Ｖ
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：２．０〜２．５％（ただし、２．０％除く）、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００３〜０．００６％
を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１２００℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製造方法。
ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋２Ｎｂ
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：２．０〜２．５％（ただし、２．０％除く）、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００３〜０．００６％
を含有し、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．１％以下、
Ｖ：０．０３％以下
の１種又は２種以上を更に含有し、かつ、ＡGB-2が０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１２００℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製造方法。
ここで、ＡGB-2＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４Ｖ
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は小入熱溶接から中入熱溶接の熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が優れた鋼とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
低合金鋼のＨＡＺ靭性は、（１）結晶粒のサイズ、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ*）、上部ベイナイト（Ｂｕ）及びフェライトサイドプレート（ＦＳＰ）などの硬化相の分散状態、（３）析出硬化状態、（４）粒界脆化の有無、（５）元素のミクロ偏析など種々の要因に支配される。
【０００３】
これらの要因は靭性に大きな影響を与えることが知られており、ＨＡＺ靭性を改善するために多くの技術が実用化されている。
【０００４】
特に優れている技術として、Ｔｉ酸化物でミクロ組織を微細化し、これに加え、Ｔｉ、Ｏ、Ｎのバランスを適正化してＴｉＣの析出を抑制して析出効果を低減し、靭性を向上させることが知られている（特開平５−２４７５３１号公報）。
【０００５】
しかしながら、溶接熱影響部の脆性亀裂発生特性（ＣＴＯＤ）は上述したＭ*等の硬化相の影響が極めて大きく、これまでの技術ではＭ*生成の抑制のために鋼成分の焼入性（ＤI、Ｃｅｑ）を低く抑える必要があり、高強度化のための障害となっていた。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は小〜中入熱の多層溶接において破壊靭性（ＣＴＯＤ）の優れた高強度の鋼を安価に製造する技術を提供するものである。
【０００７】
本発明により製造した鋼は多層溶接部のミクロ組織を微細化して、優れた靭性を示す。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は以下の通りである。
【０００９】
（１）  質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：２．０〜２．５％（２．０％を除く）、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００３〜０．００６％
を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しないことを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。
ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋２Ｎｂ
【００１０】
（２）  質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：２．０〜２．５％（２．０％を除く）、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００３〜０．００６％
を含有し、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．１％以下、
Ｖ：０．０３％以下
の１種又は２種以上を更に含有し、かつ、ＡGB-2が０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しないことを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼。
ここで、ＡGB-2＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４Ｖ
【００１１】
（３）  質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：２．０〜２．５％（ただし、２．０％を除く）、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００３〜０．００６％
を含有し、ＡGB-1が０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１２００℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製造方法。
ここで、ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋２Ｎｂ
【００１２】
（４）  質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．０９％、
Ｓｉ：０．０５〜０．２％、
Ｍｎ：２．０〜２．５％（ただし、２．０％は除く）、
Ｐ：０．００８％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％、
Ｏ：０．００３５％以下、
Ｎ：０．００３〜０．００６％
を含有し、
Ｎｉ：０．３％以下、
Ｃｕ：０．３％以下、
Ｍｏ：０．１％以下、
Ｖ：０．０３％以下
の１種又は２種以上を更に含有し、かつ、ＡGB-2が０．３９〜０．４７の範囲で、残部が鉄及び不可避的不純物からなる実質的にＡｌを含有しない鋼を連続鋳造法によってスラブとし、その後１２００℃以下の温度に再加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の靭性が優れた鋼の製造方法。
ここで、ＡGB-2＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４Ｖ
【００１３】
【発明の実施の形態】
本発明者らの研究によれば、小〜中入熱（例えば５０ｍｍで１．５〜６０ｋＪ／ｍｍ）溶接ＨＡＺの脆性亀裂の発生特性（−１０℃程度の温度におけるＣＴＯＤ特性）は極めて局部的な領域の靭性が支配的であり、この部分のミクロ組織の制御が重要であることを明らかにした。
【００１４】
本発明者らの検討では、ＣＴＯＤ特性に最も大きな影響を及ぼす局所的な領域は旧オーステナイト粒界近傍の粒界フェライト（ＧＢＦ）やＭ*、ＦＳＰであることをつきとめた。
【００１５】
このため、本発明者らは、溶接熱履歴を前提としたオーステナイトからの変態挙動を検討し、オーステナイトからフェライトの変態開始温度がミクロ組織の生成に大きく影響し、変態開始温度が高い場合にＧＢＦやＭ*、ＦＳＰが生成し易いことをつきとめた。
【００１６】
しかしながら、変態開始温度が低い場合でもＢｕが生成して、靭性が劣化することを見出した。
【００１７】
また、変態開始温度は鋼成分や熱履歴により決まることが知られており、良好なミクロ組織を得るための鋼成分について検討し、以下のＡGB式で０．３９〜０．４７の範囲に制御できることにより靭性を劣化させるＧＢＦ、Ｍ*、ＦＳＰの生成を抑えることができることを見出した。
ＡGB-1＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋２Ｎｂ
ＡGB-2＝Ｃ＋１／２４Ｓｉ＋１／６Ｍｎ＋１／４０（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋１／４Ｍｏ＋２Ｎｂ＋１／１４Ｖ
【００１８】
鋼成分を適性化するためには、ＮｂとＭｎが最も効果的であるが、その添加量も適正範囲が存在し、以下の通りである。
【００１９】
Ｎｂは、０．０１％未満ではミクロ組織を適正化する効果が少なく、０．０３％超では多層溶接でＢｕの生成やＮｂの析出効果が顕著となり靭性を劣化させるため、０．０１〜０．０３％が適正範囲である。
【００２０】
Ｍｎはミクロ組織を適正化する効果が大きく安価な元素であるため、添加量は多くしたいが、２．５％超では靭性に有害なＢｕを生成し易くするため２．５％を上限とした。
【００２１】
また、少ないと効果が少ないので下限を２．０％（ただし、２．０％を除く）とした。
【００２２】
これらを限定するだけでは良好な靭性は得られない。
【００２３】
即ち、ＡGB式の適正範囲の限定は粒界近傍のミクロ組織の制御に効果を発揮するが、粒内では効果は期待できない。
【００２４】
粒内のミクロ組織の制御は微細なＴｉ酸化物及びＴｉ窒化物が必要であり、このためＴｉ、Ｏ、Ｎを以下の範囲に限定する必要がある。
【００２５】
ＴｉはＴｉ酸化物やＴｉ窒化物を生成して粒内のミクロ組織を微細化し、靭性を向上させるが、０．００５％未満では効果が少なく、０．０２％超ではＴｉの炭化物を生成し易くなり、靭性を劣化させるので０．００５〜０．０２％が適正範囲である。
【００２６】
ＯはＴｉの酸化物生成に必要であるが、０．００３５％超では粗大なＴｉ酸化物を生成し、靭性を極端に劣化させるため上限を０．００３５％とした。
【００２７】
ＮはＴｉ窒化物生成に必要であるが、０．００３％未満では効果が少なく、０．００６％超では鋼片製造時に表面疵が発生するため上限を０．００６％とした。
【００２８】
これら以外の鋼成分の限定理由を以下に述べる。
【００２９】
Ｃは高強度を得るため０．０３％以上必要であるが０．０９％超では母材とＨＡＺの靭性を害するため、０．０９％を上限とする。
【００３０】
Ｓｉは良好なＨＡＺ靭性を得るため少ない方が好ましいが、発明鋼ではＡｌを添加していないため、脱酸上０．０５％以上は必要である。しかしながら、０．２％超ではＨＡＺ靭性を害するため、０．２％を上限とする。
【００３１】
Ｐ、Ｓは母材靭性、ＨＡＺ靭性からともに少ない方が良いが、工業生産的な制約もあり、それぞれ０．００８％、０．００５％を上限とした。
【００３２】
ＡｌはＴｉ酸化物を生成させるために少ない方が好ましいので、実質的にＡｌを含有しないようにする。しかし、工業生産的に制約があり、０．００４％が許容できる上限である。したがって、実質的にＡｌを含有しないとは、０．００４％以下（０％を含む）のＡｌ含有量とすることである。
【００３３】
更に、基本となる成分にＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖを添加する目的はＨＡＺ靭性に及ぼす影響が少なく、母材の強度向上に効果があるためである。
【００３４】
しかしながら、Ｎｉ：０．３％、Ｃｕ：０．３％、Ｍｏ：０．１％、Ｖ：０．０３％を超えるとＨＡＺ靭性を害するだけでなく、鋼材のコストにも影響するため、上限とした。
【００３５】
鋼の成分を上記のように限定しても製造方法が適切でなければ目的とした効果は発揮できない。このため、製造条件についても限定が必要である。
【００３６】
本発明鋼は工業的には連続鋳造法で製造することが必須である。
【００３７】
その理由は、溶鋼の凝固冷却速度が速く、スラブ中に微細なＴｉ酸化物とＴｉ窒化物を多量に生成することが可能なためである。
【００３８】
スラブの圧延に際し、その再加熱温度は１２００℃以下とする必要がある。
【００３９】
再加熱温度が１２００℃を超えるとＴｉ窒化物が粗大化してＨＡＺ靭性改善効果が期待できないためである。
【００４０】
次に、再加熱後の製造方法は加工熱処理が必須である。
【００４１】
その理由は、優れたＨＡＺ靭性が得られても、母材の靭性が劣っている鋼材としては不十分なためである。
【００４２】
加工熱処理の方法としては、１）制御圧延、２）制御圧延−加速冷却、３）圧延後直接焼入れ−焼戻しなどが挙げられ、どの方法でも良いが、好ましい方法は、２）制御圧延−加速冷却法である。
【００４３】
なお、この鋼を製造後、脱水素などの目的でＡｒ3変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特徴を損なうものではない。
【００４４】
【実施例】
転炉−連続鋳造−厚板工程の種々の鋼成分の厚鋼板を製造し、母材強度や溶接継手のＣＴＯＤ試験を実施した。
【００４５】
溶接は一般的に試験溶接として用いられている潜弧溶接（ＳＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になるようにＫ開先で溶接入熱は４．５〜５．０ｋＪ／ｍｍで実施した。
【００４６】
ＣＴＯＤ試験はｔ（板厚）×２ｔのサイズでノッチは５０％疲労亀裂でＦＬ位置で実施した。
【００４７】
表１、表２に実施例を示す。
【００４８】
【表１】
0003697202.tif 000002
【００４９】
【表２】
0003697202.tif 000003
【００５０】
本発明で製造した鋼板（本発明鋼）は降伏強度（ＹＳ）が４２０Ｎ／ｍｍ2以上で、−１０℃のＣＴＯＤ値が０．６３ｍｍ以上の良好な破壊靭性を示した。
【００５１】
これに対し、比較鋼では、強度は発明鋼と同等であるが、ＣＴＯＤ値が劣り、厳しい環境下で使用される鋼板として適切でない。
【００５２】
比較鋼１６はＭｎやＡGB値が低いため、粒界フェライト、島状マルテンサイトが生成し、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
【００５３】
比較鋼１７はＡGB値が高すぎ、Ｎｂの添加量も多すぎるため、ミクロ組織にベイナイトが多く、硬さ値も高いためＣＴＯＤ値が低い値であった。
【００５４】
比較鋼１８はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｂ等は発明鋼と同じであるが、ＡGB値が高すぎなため、ミクロ組織にベイナイトが多く、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
【００５６】
比較鋼１９はＡGBが高すぎ、窒素（Ｎ）が少ないため、ミクロ組織にベイナイトが多く観察され、低いＣＴＯＤ値であった。
【００５７】
【発明の効果】
本発明により製造した鋼は、溶接時に最も靭性が劣化する旧オーステナイト粒界とその近傍のミクロ組織を適正化して、優れた靭性を示す。
【００５８】
これにより、海洋構造物、耐震性建築物等の厳しい環境で使用される高強度の鋼材の製造を可能とした。