(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５％未満、Ｍｎ：１．５％を超え２．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．０００１〜０．００２％、Ｏ：０．００５％以下、Ｎ：０．００４％以下を含み、残部は実質的にＦｅである高エネルギービーム溶接用鋼材。
【請求項２】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．０２〜３％、Ｎｉ：０．０２〜１０％、Ｃｒ：０．０２〜１９％、Ｍｏ：０．０２〜４％、Ｖ：０．０１〜０．５％およびＮｂ：０．０１〜０．５％のうちから選ばれた１種または２種以上を含む請求項１に記載の高エネルギービーム溶接用鋼材。
【請求項３】
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．００２〜０．０１％を含む請求項１または２に記載の高エネルギービーム溶接用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電子ビームまたはレーザービーム等の高エネルギービーム溶接して得られる溶接部、具体的には溶接金属と溶接熱影響部の靭性がともに良好な高エネルギービーム溶接用鋼材に関する。
【０００２】
【従来の技術】
種々の溶接構造物の製造にあたっては、被覆アーク溶接法、ガスメタルアーク溶接法、ガスタングステンアーク溶接法、サブマージアーク溶接法等のいわゆるアーク溶接法が主に用いられてきた。これらの溶接方法では、母材の板厚が厚くなるにつれ加速度的に積層数が増加して施工時間が増加し膨大な施工コストの増加を招く。また、積層数の増加は、ブローホール、スラグ巻き込み等の欠陥の増加を招くことから信頼性の確保も大きな問題となる。
【０００３】
これに対し、電子ビームやレーザービームに代表される高エネルギー密度熱源を用いた溶接方法では、アーク溶接法に比べてより深い溶け込み形状が得られることから、厚肉材であっても一層溶接できるという特徴を有する。すなわち、高エネルギー密度熱源を利用した溶接方法の適用により板厚増加による積層数の増加という問題を解決することが可能である。
【０００４】
一方、高エネルギー密度熱源を用いた溶接では、溶接金属および溶接熱影響部の靭性を確保することが困難となることが知られており、種々の改善方法が提案されている。例えば、特開昭６３−１２６６８３号公報には、鋼材中のＡｌ量を制御することにより低酸素の電子ビーム溶接金属においてもアシキュラーフェライトを生成せしめて溶接金属の靭性を改善する方法が示されている。
【０００５】
また、特開平５−３９５３８号公報には、上記公報に示される技術では溶接熱影響部の靭性が確保できないとして、母材鋼材をＡｌ無添加、微量のＴｉ添加鋼とすることにより電子ビーム溶接金属の組織をアシキュラーフェライトとし、さらに母材鋼中にＴｉ酸化物を分散させることによって溶接熱影響部の靭性改善を図るようにした鋼材が示されている。しかし、この特開平５−３９５３８号公報に示される技術では、溶接熱影響部の靭性を改善するのに必要な充分な量の微細なＴｉ酸化物およびＴｉを含む酸化物を分散させることが困難であるという問題があった。
【０００６】
さらに、特開平５−２９５４８０号公報には、母材鋼材をＴｉ、Ｎｂ、Ｖ等の炭窒化物を形成する元素の無添加鋼とすることにより電子ビーム溶接部の靭性を改善する方法が示されている。しかし、この公報に示される方法では、溶接金属組織の微細化に有効なＴｉを充分に活用できないという問題があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑みてなされたもので、その目的は、溶接金属および溶接熱影響部の靭性ともに良好な溶接部が得られる高エネルギービーム溶接用鋼材を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記の高エネルギービーム溶接用鋼材にある。
【０００９】
質量％で、Ｃ：０．１５％以下、Ｓｉ：０．０５％未満、Ｍｎ：１．５％を超え２．５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ａｌ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．０００１〜０．００２％、Ｏ：０．００５％以下、Ｎ：０．００４％以下を含み、残部は実質的にＦｅである高エネルギービーム溶接用鋼材。
【００１０】
上記本発明の鋼材は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．０２〜３％、Ｎｉ：０．０２〜１０％、Ｃｒ：０．０２〜１９％、Ｍｏ：０．０２〜４％、Ｖ：０．０１〜０．５％およびＮｂ：０．０１〜０．５％のうちから選ばれた１種または２種以上、または／およびＣａ：０．００２〜０．０１％を含むものであってもよい。
【００１１】
上記の本発明は、次に述べる知見に基づいて完成させた。すなわち、本発明者等は、上記の目的を達成するために、鋭意実験研究を行った結果、以下のことが判明した。
【００１２】
Ｓｉ量を低減すると、溶接金属の靭性が向上する。その理由は、詳細には不明であるが、酸化物の組成が変化するためと推定される。
【００１３】
適量のＴｉを添加してその酸化物を微細分散させると、溶接金属の靭性が向上する。
【００１４】
Ａｌ量を適正に制御してアルミナの生成防止を図ると、溶接金属の靭性が向上する。
【００１５】
適量のＢを添加してフェライトの粒界析出防止を図ると、溶接金属の靭性が向上する。
【００１６】
Ｎ量を低減すると、地組織の靭性が向上し、これに伴って溶接熱影響部の靭性が向上する。
【００１７】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の高エネルギービーム溶接用鋼材の化学組成を上記のように定めた理由について詳細に説明する。なお、以下において、「％」は「質量％」を意味する。
【００１８】
Ｃ：０．１５％以下
Ｃは、母材の強度を得るのに有効な元素であるが、Ｃの増加はマルテンサイト硬さを上昇させるため、高エネルギー密度熱源溶接においては溶接部の硬さを著しく硬化させる。よって、Ｃ含有量は少なければ少ないほど好ましいが、０．１５％までであれば許容できることから、その上限を０．１５％とした。好ましい上限は０．１２％、より好ましい上限は０．０７％である。
【００１９】
Ｓｉ：０．０５％未満
Ｓｉ量の低減は、本発明の最大の特徴点である。Ｓｉ量の低減は、溶接金属の靭性改善に必須であるとともに、溶接熱影響部の靭性改善にも有効である。すなわち、溶接金属の靭性改善には、酸化物を活用した組織の微細化が有効である。組織の微細化に有効な酸化物としてはＴｉ2Ｏ3、ＴｉＯ、スピネル酸化物（Ｔｉ、Ｍｎ、Ａｌ）3Ｏ4が知られており、これらの酸化物がフェライトと良好な結晶整合性を有することが原因として考えられている。
【００２０】
一方、Ｓｉ酸化物は、非晶質相を形成するため、溶接金属の微細化には効果がない。高エネルギー密度熱源を用いた溶接では、溶接金属中の酸素量が通常のアーク溶接に比べて著しく低いために、分散した酸化物個数が通常のアーク溶接金属に比べて少なくなる。よって、高エネルギー密度熱源により得られる溶接金属では、酸化物に占めるＳｉ酸化物の低減が通常のアーク溶接金属に比べて組織の微細化により顕著にあらわれたものと推定できる。これに対し、溶接熱影響部の靭性改善は、靭性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイトの低減による。いずれの効果についても、Ｓｉ量は低いほど好ましくが、０．０５％未満であれば許容できることから、Ｓｉ含有量は０．０５％未満とした。
【００２１】
Ｍｎ：１．５％を超え２．５％以下
Ｍｎは、母材の強度確保および溶接金属の靭性改善を目的として添加される。充分な効果を得るためには１．５％を超えるＭｎ添加が必要である。しかし、２．５％を超える過剰なＭｎ添加は、中心偏析を助長し鋼質の悪化を招く。このため、Ｍｎ含有量は１．５％を超え２．５％以下とした。好ましい範囲は１．６５〜２．３％、より好ましい範囲は１．７５〜２．２％である。なお、Ｍｎ添加による溶接金属の靭性改善は、酸化物中のスピネル酸化物の生成促進が原因であると推定される。
【００２２】
Ｐ：０．０３％以下
Ｓ：０．０１％以下
Ｐ、Ｓは、いずれも、鋼中に含まれる不純物元素であり、これら元素の含有量は低ければ低いほど好ましいが、Ｐは０．０３％まで、Ｓは０．０１％までであれば許容できることから、Ｐ含有量の上限は０．０３％、Ｓ含有量の上限は０．０１％とした。Ｐの好ましい上限は０．０１５％、より好ましい上限は０．０１％であり、Ｓの好ましい上限は０．００５％、より好ましい上限は０．００３％である。
【００２３】
Ｔｉ：０．００２〜０．０２％
Ｔｉは、溶接金属の靭性改善を目的に添加される。この効果を得るには最低でも０．００２％以上が必要である。しかし、０．０２％を超える過剰な添加は、溶接熱影響部の靭性悪化を生じる。このため、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．０２％とした。好ましい範囲は０．００５〜０．０１５％である。なお、Ｔｉ添加による溶接金属の靭性改善は、酸化物中のスピネル酸化物の生成促進が原因であると推定される。
【００２４】
Ａｌ：０．００５〜０．０４％
Ａｌは、脱酸を目的に添加され、その脱酸効果を充分に得るためには０．００５％以上が必要である。しかし、０．０４％を超える過剰な添加は、溶接金属の靱性を低下させる。よって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．０４％とした。好ましい範囲は０．００５〜０．０２％、より好ましい範囲は０．００５〜０．０１％である。なお、本発明にいうＡｌ含有量とは、Ｔｏｔａｌ．Ａｌの含有量である。
【００２５】
Ｂ：０．０００１〜０．００２％
Ｂは、溶接金属の靭性改善のために必須の元素である。溶接金属での粒界フェライトの析出防止のためには０．０００１％以上が必要である。しかし、０．００２％を超える過剰の添加は、効果が飽和するばかりでなく、むしろ過度の焼入性上昇をもたらす。よってＢ含有量は０．０００１〜０．００２％とした。好ましい範囲は０．０００２〜０．００１５％、より好ましい範囲は０．０００３〜０．００１５％である。
【００２６】
Ｏ（酸素）：０．００５％以下
Ｎ：０．００４％以下
ＯとＮは、上記のＰ、Ｓと同様に、鋼中に含まれる不純物元素であり、これら元素の含有量は低ければ低いほど好ましく、特に、Ｎ量の低減は地組織の靭性改善を通じて溶接熱影響部の靭性改善に著しい効果をもたらす。許容できるＯ量の上限は０．００５％、好ましい上限は０．００３％、より好ましい上限は０．００２％であり、Ｎ量の上限は０．００４％、好ましい上限は０．００３％、より好ましい上限は０．００２％である。
【００２７】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ
これらの元素は、添加しなくてもよい。添加すれば、いずれの元素も、母材の強度と靱性を向上させる効果を有する。よって、この効果を得たい場合には、これらの元素のうちから選ばれた１種を単独または２種以上を複合で添加してよい。その効果は、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏではいずれも０．０２％以上で、ＶおよびＮｂではいずれも０．０１％以上で顕著になる。しかし、いずれの元素も、過剰な添加は、過度の焼入性上昇による溶接性の低下を招くので、添加する場合のＣｕは０．０２〜３％、Ｎｉは０．０２〜１０％、Ｃｒは０．０２〜１９％、Ｍｏは０．０２〜４％、Ｖは０．０１〜０．５％、Ｎｂは０．０１〜０．５％とするのがよい。
【００２８】
Ｃａ：
Ｃａは、添加しなくてもよい。添加すれば、硫化物の形態を球状化させて靭性を向上させる他、耐水素割れ性をも向上させる。このため、この効果を得たい場合には添加してよく、その効果は０．００２％以上で顕著になる。しかし、０．０１％を超える過剰な添加は、過度の焼入性上昇による溶接性の低下を招く。よって、添加する場合のＣａ含有量は０．００２〜０．０１％とするのがよい。
【００２９】
以上に説明した本発明の鋼材を製造するにあたっては、如何なる公知の溶解方法、鋳造方法、圧延方法、熱処理方法、制御圧延方法を用いても本発明鋼の特徴を損なうものではない。なぜなら、本発明が目的としているのは、電子ビームまたはレーザービームのような高エネルギー密度熱源を利用し溶接を行った溶接部の靭性改善であるからである。溶接部において、特に靭性の確保が困難なのは、母材が溶解した後に再凝固した溶接金属および融点近傍の高温に再加熱された溶接熱影響部である。このような部位においては、母材の組織が完全に破壊されるため、母材の受けた如何なる熱履歴に関わりなく母材の化学組成により溶接後の組織が決定されるからである。
【００３０】
容量１５０ｋｇの真空精錬炉を用いて表１に示す化学組成を有する１７種類の鋼を溶解し、インゴットに鋳造した。得られたインゴットを分塊、鍛造、圧延により板厚５０ｍｍの鋼板に仕上げた。得られた鋼板を８５０〜９００℃に加熱後水冷して焼入処理を行った後、６００〜６５０℃で焼戻を行い強度を調整した。
【００３１】
【表１】
0003644369.tif 000002
これらの鋼板を母材として電子ビーム溶接を行い、母材の引張試験、継手の引張試験および溶接部のシャルピー試験を行った。ここで、電子ビーム溶接は、同一鋼種を突き合わせて加速電圧１５０ｋＶ、ビーム電圧２２０ｍＡ、溶接速度３０ｃｍ／ｍｉｎで行った。この際、開先は取らず端面を機械加工で仕上げたいわゆるＩ（アイ）バット溶接を行った。
【００３２】
母材および継手の引張試験には、鋼板の板厚方向の中央部から採取した平行部の直径が１２．５ｍｍの丸棒引張試験片を用いた。引張試験片の形状は、ＪＩＳＺ  ２２０１に規定される１０号試験片に準拠した。ただし、継手の引張試験用の試験片は、引張方向が溶接線に直行する方向で、かつ溶接部が試験片の長手方向の中央に位置するように採取した。
【００３３】
溶接部のシャルピー試験は、板厚方向の中央部から採取したＪＩＳ(1980)  Ｚ２２０１に規定されるフルサイズの４号試験片を用いて試験温度−３０℃で行い、−３０℃での吸収エネルギーを調べることにより評価した。ノッチ位置は、溶接金属の中央と溶融線（具体的には溶接熱影響部と溶接金属が１：１になる位置）とした。
【００３４】
母材のシャルピー試験は、板厚方向の中央部から採取したＪＩＳ(1980)  Ｚ  ２２０１に規定されるフルサイズの４号試験片を用いて種々の試験温度で行い、破面遷移温度を調べることにより評価した。以上の試験結果を表２に示した。
【００３５】
なお、具体的なデータ値の記載は省略するが、いずれの供試鋼板（母材）も、−３０℃での吸収エネルギーは２００Ｊ以上であった。
【００３６】
【表２】
0003644369.tif 000003
No.１、２および３の鋼は、Ｓｉ量が本発明で規定する上限を超えているために溶接金属の靱性が低い。これに対し、Ｓｉ量が本発明で規定する上限値未満であるNo.４の鋼は、溶接金属の靱性が良好である。
【００３７】
No. ５の鋼は、Ｔｉを含まないために溶接金属の靭性が低い。また、No. ８の鋼は、Ｔｉ量が本願発で規定する上限値を超えているために溶接熱影響部の靭性が劣る。これに対し、Ｔｉ量が本発明で規定する範囲内のNo. ６と７の鋼は、溶接熱影響部および溶接金属の靭性ともに良好である。
【００３８】
No.１２の鋼は、Ａｌ量が本発明で規定する上限を超えているために溶接金属の靱性が低い。また、No.１３の鋼は、Ｂを含まないために溶接金属の靱性が低い。さらに、No.１５の鋼は、Ｍｎ量が本発明で規定する下限値よりも少ないために溶接金属の靱性が劣る。これに対し、化学組成が本発明で規定する範囲内のNo.１０、１１、１４および１６〜１８の鋼は、いずれも溶接金属および溶接熱影響部の靱性が良好である。
【００３９】
【発明の効果】
本発明の鋼材は高エネルギー密度溶接して得られる溶接部の溶接金属と溶接熱影響部の両方の靭性がともに優れるので、産業上多大な効果を奏する。