(57)【要約】  本発明は、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍ以上の場合でも優れた溶接部靭性と継手強度を有し、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の鋼材を得ることを目的とする。  本発明の鋼材は、所定の成分組成を有し、さらに、ＴｉとＮの質量％比を２．０以上４．０未満、下記（１）式で規定されるＡ値を１０以上２５以下、下記（２）式で規定されるＣｅｑを０．３８〜０．４３、鋼材中の固溶Ｂ量を５質量ｐｐｍ以上とする。  Ａ＝２２５６×Ｔｉ−７７１６×Ｎ＋１００００×Ｂ ・・・（１）  Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ ・・・（２）  但し、各元素記号は各元素の鋼中含有量（質量％）を示す。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．８０〜２．４０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１２０％およびＢ：０．０００５〜０．００２５％を含有し、さらにＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）が２．０以上４．０未満であって、以下の（１）式で規定されるＡ値が３以上２５以下、以下の（２）式で規定されるＣｅｑが０．３８〜０．４３の範囲で、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなり、降伏応力が４６０ＭＰａ以上であって、かつ、固溶Ｂ量が５質量ｐｐｍ以上であり、溶接入熱量：２００ｋＪ／ｃｍ以上の入熱溶接を施した際の、熱影響部におけるボンド部近傍の組織中の島状マルテンサイトが１vol％以下で、かつ熱影響部における最軟化部域の組織中の島状マルテンサイトが５vol％以上である溶接用鋼材。Ａ＝２２５６×Ｔｉ−７７１６×Ｎ＋１００００×Ｂ    ・・・（１）Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  ……（２）但し、各元素記号は各元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
上記成分組成に、さらに、質量％で、Ｖ：０．２０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．４０％以下およびＭｏ：０．４０％以下のうちから選んだ１種以上を含有する請求項１に記載の溶接用鋼材。
【請求項３】
上記成分組成に、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％のうちから選んだ１種以上を含有する請求項１または２に記載の溶接用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】  本発明は、船舶や建築・土木等の分野における各種鋼構造物に使用される、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の溶接用鋼材であって、特に、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適した鋼材に関し、詳しくは、上記大入熱溶接を施した場合においても、優れた溶接部靭性および継手強度を有する鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】  船舶、海洋構造物、建築および鋼管等の分野で使用される鋼構造物は、溶接接合によって所望の形状の構造物に仕上げられるのが一般的である。したがって、これらの構造物は、安全性を確保する観点から、使用される鋼材の母材特性、すなわち、強度・靱性の確保に加えて、溶接部の靱性にも優れていることが要請されている。【０００３】  近年では、上記船舶などの鋼構造物はますます大型化し、使用される鋼材に対しては、高強度化および厚肉化が積極的に進められている。それに伴って、溶接施工には、サブマージアーク溶接や、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で大入熱の溶接方法が適用されるようになってきているが、このような大入熱溶接によって溶接施工した場合においても、溶接部の靱性に優れる鋼材が必要である。【０００４】  しかしながら、高強度鋼や厚肉鋼板において、母材の機械的特性（特に低温靭性）と溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ；以下、ＨＡＺと記載）の低温靭性との両立が困難であるという報告が散見される。  この報告に対して、例えば特許文献１および特許文献２に記載のように、制御圧延や制御冷却を利用して、母材の低温靭性とＨＡＺの低温靭性との両立を達成する技術が開示されている。【０００５】  次に大入熱溶接を施した際のＨＡＺ組織について説明する。ＨＡＺにおいて溶接金属に接する部分は、一般に「ボンド部」と称されている。ボンド部近傍のＨＡＺは、熱影響部の中でも特に、溶融点付近の高温に曝されるため、結晶粒が粗大化して靭性が著しく低下してしまう傾向にある。一方、ボンド部からやや離れたところでは、結晶粒が細粒域となるため軟化領域を形成し、継手強度の低下の主因となる。【０００６】  上述したように、大入熱溶接では、ＨＡＺの靱性低下が起こるが、このＨＡＺ靱性低下に対し、これまでにも多くの対策が検討されてきた。例えば、ＴｉＮを鋼中に微細分散させて、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、フェライト変態核として利用したりする技術が既に実用化されている。また、Ｔｉの酸化物を分散させることで、上記と同様のオーステナイト粒の粗大化抑制効果を狙った技術も開発されている。【０００７】  しかしながら、ＴｉＮを活用する上記技術は、大入熱溶接を受けた際に、溶接熱影響部がＴｉＮの溶解温度域まで加熱されるため、ＴｉＮが分解して上記分散効果が消失したり、ＴｉＮの分解によって生成した固溶Ｔｉおよび固溶Ｎによって鋼の地組織が脆化したりして、溶接熱影響部の靱性が著しく低下するという問題を抱えている。【０００８】  また、Ｔｉ酸化物を活用する技術は、酸化物を均一微細に分散させることが難しいという問題がある。このような問題を解決する技術として、例えば、特許文献３には、２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した溶接熱影響部の靱性を向上させるために、硫化物の形態制御に用いるＣａの添加量を適正化して、ＣａＳを晶出させ、これをフェライト変態核として有効に活用する技術が開示されている。【０００９】  上記ＣａＳは、酸化物に比べて低温で晶出するために、鋼中に微細分散させることが可能であり、さらに、鋼板が冷却される際には、これを核として、ＭｎＳやＴｉＮ、ＢＮ等のフ��ライト変態生成核が微細に分散するので、溶接熱影響部の組織を微細なフェライト−パーライト組織とすることができ、高靱性化を達成することができる。故に、特許文献３の技術によって、大入熱溶接に伴うＨＡＺ靭性低下は、ある程度抑制できるようになった。【００１０】  ところが、その後の研究によって、鋼板の降伏応力が４６０ＭＰａ以上と高強度化され、比較的多量のＣや合金元素が添加された鋼の場合においては、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施すと、ボンド部近傍のＨＡＺに島状マルテンサイト（以下、本発明では、ＭＡとも記す）と呼ばれる硬質の脆化組織が数体積％形成され、この脆化組織が溶接部の靭性のさらなる向上を阻むことが分かってきた。【００１１】  すなわち、このような高強度鋼の大入熱溶接部におけるボンド部近傍のＨＡＺ靭性改善には、オーステナイト粒粗大化抑制やフェライト変態核の微細分散、固溶Ｎの低減に加えて、さらに、島状マルテンサイトの生成を抑制する必要があることを知見した。【００１２】  ＨＡＺ部の島状マルテンサイトを低減する技術については、例えば、特許文献４に、Ｃ、Ｓｉの含有量を低減することの他に、Ｐの含有量の低減が有効であることが開示されている。【００１３】  さらに特許文献５では、Ｍｎを積極的に添加し、なおかつＰを極力低減することで、ボンド部近傍ＨＡＺの島状マルテンサイトを低減し、靭性の優れた降伏応力４６０ＭＰａグレードの鋼材が得られるとされている。【００１４】  他方、大入熱溶接に伴うＨＡＺ軟化を抑制する技術に関しては、ＨＡＺ靱性対策ほど多く開示されていない。上掲した特許文献３、４および５のいずれにおいてもＨＡＺ軟化に関する記述はない。これは、もともと大入熱溶接用鋼の設計にあたっては、継手強度が確保できることを前提としていたためであると思われる。【００１５】  そこで、ＨＡＺ軟化の抑制に関し、すでに開示されている技術について説明する。  これらの技術には、ＮｂやＶなどの析出強化元素を利用する技術と、Ｂによる焼入性の向上効果を用いる技術がある。【００１６】  例えば特許文献６では、Ｃ量を高めるとともにＳｉ、Ｍｎを低減し、ＮｂやＶを含有することでＨＡＺ軟化が低減されるとしている。  一方、特許文献７では、Ｂによる焼入性向上を図るために、Ｎ量に対してＴｉ、ＢおよびＮｂを多く含有するよう成分式を規定することで、ＨＡＺ軟化抑制を図っている。  また、特許文献８では、固溶Ｂ量を規定することで、Ｂによる焼入性向上を図り、ＨＡＺ軟化抑制を図っている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１７】
【特許文献１】特開昭５７−１３４５１８号公報
【特許文献２】特開昭５９−８３７２２号公報
【特許文献３】特許第３５４６３０８号公報
【特許文献４】特開２００８−１６３４４６号公報
【特許文献５】特開２０１１−６７７２号公報
【特許文献６】特開昭６０−６７６２２号公報
【特許文献７】特開２００７−１７７３２７号公報
【特許文献８】特許第４２３３０３３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１８】  しかしながら、上述したように、特許文献３に記載の技術は、特に、降伏応力が３９０ＭＰａグレードの鋼材に対して大入熱溶接を施した際の、ボンド部の靱性を改善する技術であるが、それよりも降伏強度が高い、例えば、降伏応力：４６０ＭＰａグレードの鋼材に対する大入熱ＨＡＺ靱性およびＨＡＺ軟化に対しては、十分に対処することができない場合がある。【００１９】  また、特許文献４に記載の技術は、降伏応力が４６０ＭＰａグレードの鋼材を対象とし、Ｃ、ＳｉおよびＰの含有量を低減することでボンド部近傍のＨＡＺの島状マルテンサイトを低減し、かつ、Ｃａを適正量添加してフェライト変態核を微細に分散させてＨＡＺ靱性の確保を図っているが、ＨＡＺ軟化に対しては記述がなく、またＮｉの添加を必須としているため合金コストが高くなる可能性があるという問題がある。【００２０】  さらに、特許文献５に記載の技術は、降伏応力が４６０ＭＰａグレードの鋼材を対象とし、Ｍｎを積極的に利用することで島状マルテンサイトを低減し、安価に所要の鋼材が得られるとしているが、これもまた特許文献４と同様にＨＡＺ軟化に関する記述がない。【００２１】  他方、特許文献６に記載の技術は、Ｃ量が高く、ＮｂやＶなどの析出強化元素を利用してＨＡＺ軟化に対する十分な対処を採っているが、大入熱溶接時にボンド部近傍ＨＡＺに多量の島状マルテンサイトを形成することで、ボンド部近傍のＨＡＺの靭性を顕著に低下させるという懸念がある。【００２２】  また、特許文献７および８に記載の技術は、Ｂの焼入性を用いてＨＡＺ軟化を抑制する技術であるが、中でも特許文献７は、多量のＴｉ、ＢおよびＮの添加を前提としていて、製造性に問題があるとともに、ボンド部近傍のＴｉＮが溶ける領域においては、固溶ＮによるＨＡＺの靭性の低下が懸念される。  加えて、特許文献８に記載の技術は、Ｎｂフリーを前提としており、降伏応力：４６０ＭＰａグレードの鋼材を対象とした場合、継手強度の確保が困難であるという問題を残していた。【００２３】  本発明は、上記した現状に鑑み開発されたもので、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施しても、溶接熱影響部の硬度が低下しない耐軟化性と、ボンド部近傍のＨＡＺ靭性に優れる、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の大入熱溶接用鋼材を安価に提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００２４】  発明者らは、上記した課題を解決するために、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の高強度鋼材に対して溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した際の、ボンド部近傍のＨＡＺ靭性とＨＡＺ最軟化部域の硬度に及ぼす組織因子の影響について詳細に調査した。その結果、ボンド部近傍のＨＡＺ靭性に関しては、少量であっても島状マルテンサイトの存在が靭性に対して悪影響を及ぼすのに対して、最軟化部域の硬度は、島状マルテンサイトが生成することで向上することを知見した。【００２５】  そこで、発明者らは、ボンド部近傍のＨＡＺにおける島状マルテンサイトの生成を抑制した上で、最軟化部域の島状マルテンサイトの生成量を高めるための方策について検討した。その結果、ボンド部近傍のＨＡＺにおいては、Ｃ、Ｓｉ、Ｐ量を低く抑えるとともに、Ｃ量低減により懸念される母材強度低下を補うためＭｎを積極的に含有させることによって、ボンド部近傍のＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイトを極力生成させることなく、母材強度を効果的に高めることができることが分かった。【００２６】  また、最軟化部域においてはＴｉ、ＮおよびＢを適正範囲に制御することでＢの焼入性向上効果を活用することでボンド部近傍ＨＡＺの島状マルテンサイトを増加させることなく、最軟化部域における島状マルテンサイトの形成を促進させることができることを知見した。  すなわちＢは、溶融点付近の高温に曝されるボンド部近傍のＨＡＺにおいては、上部ベイナイトの生成や、成長に伴う粒界からの移動が起こらずに、ベイナイトラス間に残留した未変態オーステナイトの焼入性を上げることがない一方で、熱影響による温度上昇が比較的小さいＨＡＺ軟化領域においては、フェライト変態に伴って拡散し、未変態オーステナイトの粒界に偏析することでその焼入性を向上させ、島状マルテンサイトの形成を促進する効果があることが分った。【００２７】  ただし、ＨＡＺ軟化領域は、熱影響による温度上昇が比較的小さいため、析出物の溶解がほとんど起こらないことから、焼入性に寄与するＢの存在量は製造工程時の状態に依存する。そして、Ｂは、母材製造工程の制御圧延および冷却の各段階で、製造条件によっては窒化物を形成する場合があり、この場合、その焼入性向上効果は発揮されない。【００２８】  そこで、発明者らは、さらに検討を重ねた結果、鋼板製造工程において、まず初めにオーステナイト再結晶温度域にて圧延を実施した後にオーステナイト未再結晶温度域まで加速冷却を実施し、引続いてオーステナイト未再結晶温度域圧延を行い、その後、再度、加速冷却を実施することによって、Ｂ窒化物の析出を可能な限り抑制し、前述した成分の最適化と併せることで優れたＨＡＺ特性を得られることを見出し、本発明を開発するに至った。【００２９】  すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。１．質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．８０〜２．４０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１２０％およびＢ：０．０００５〜０．０���２５％を含有し、さらにＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）が２．０以上４．０未満であって、以下の（１）式で規定されるＡ値が３以上２５以下、以下の（２）式で規定されるＣｅｑが０．３８〜０．４３の範囲で、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなり、降伏応力が４６０ＭＰａ以上であって、かつ、固溶Ｂ量が５質量ｐｐｍ以上であり、溶接入熱量：２００ｋＪ／ｃｍ以上の入熱溶接を施した際の、熱影響部におけるボンド部近傍の組織中の島状マルテンサイトが１vol％以下で、かつ熱影響部における最軟化部域の組織中の島状マルテンサイトが５vol％以上である溶接用鋼材。Ａ＝２２５６×Ｔｉ−７７１６×Ｎ＋１００００×Ｂ    ・・・（１）Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  ……（２）但し、各元素記号は各元素の鋼中含有量（質量％）を示す。【００３０】２．上記成分組成に、さらに、質量％で、Ｖ：０．２０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．４０％以下およびＭｏ：０．４０％以下のうちから選んだ１種以上を含有する前記１に記載の溶接用鋼材。【００３１】３．上記成分組成に、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％のうちから選んだ１種以上を含有する前記１または２に記載の溶接用鋼材。
【発明の効果】
【００３２】  本発明によれば、大入熱溶接を施した際に、良好な継手強度と溶接熱影響部靭性とを兼ね備えた鋼材を得ることができるため、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接といった大入熱溶接により施工される、船舶や大型構造物の品質向上に寄与するところが大である。特に、板厚：５０ｍｍを超える鋼材に対して本発明を適用すると、従来技術に係る鋼材に比して、溶接の継手強度と溶接熱影響部の靭性の両立に関して、より顕著な優位性を示す。
【発明を実施するための形態】
【００３３】  以下、本発明を具体的に説明する。なお、本発明で対象とする鋼材とは熱間圧延で製造された鋼材をいう。  本発明では、鋼材の、成分組成と、強度と、２００ｋＪ／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軟化領域のうち最小の硬度（以下、ＨＡＺ最軟化部域の硬度ともいう）とを、それぞれ制御することが重要である。
【００３４】  まず、本発明の鋼材の特徴である熱影響部の島状マルテンサイトの体積分率について説明する。熱影響部におけるボンド部近傍の組織中の島状マルテンサイトが１vol％以下  溶接熱影響部（ＨＡＺ）の中でも、高温に曝されオーステナイトが粗大化する、熱影響部におけるボンド部近傍の島状マルテンサイトの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を向上させることができる。斯かる効果を得るためには、上記ボンド部近傍の島状マルテンサイトの体積分率を１vol％以下に抑える必要がある。なお、上記島状マルテンサイトの体積分率の下限値は特に限定しない、０vol％であっても良い。また、本発明において熱影響部におけるボンド部近傍とは、ボンド部から600μm以内の範囲の溶接熱影響部を指し、その組織は、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を含む公知の組織である。
【００３５】熱影響部における最軟化部域の島状マルテンサイトが５vol％以上  降伏応力：４６０ＭＰａ以上の鋼材を溶接した継手には、母材と同等の引張強さ、すなわち引張強さにして５７０ＭＰａ以上が必要とされる。ここで、継手の引張強さに影響する因子としては、おもに溶接金属の強度や、板厚、ＨＡＺ最軟化部域の硬度などがあるが、特に熱影響部における最軟化部域の組織の影響が大きい。そして、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の鋼材における軟化領域の組織は、フェライトおよび第二相組織であるが、第二相組織として、５vol％以上の体積分率の島状マルテンサイトを生成させることで、所望の継手強度を得ることが可能となる。  なお、本発明において、熱影響部における軟化領域とは、ボンド部から１０ｍｍ前後離れた、溶接による加熱後に、オーステナイトが細粒となる熱影響部を指す。
【００３６】  また、本発明において、熱影響部における最軟化部域とは、１ｍｍ程度の等間隔で格子状にビッカース硬度ＨＶ（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４（１９９８））を測定し、最低硬度を示した点を中心として、そこから最も近い４つの測定点同士を結んだ領域を指す。
【００３７】  本発明では、ＨＡＺの最軟化部域の組織を上記とおりに制御すると共に、高強度を達成するために、鋼材が有すべき成分組成を以下のとおり規定する。なお、以下、鋼材の成分組成に関する％表示は質量％を意味している。Ｃ：０．０３０〜０．０８０％  Ｃは、鋼材の強度を高める元素であり、構造用鋼として必要な強度を確保するためには、０．０３０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃが０．０８０％を超えると、ボンド部近傍のＨＡＺにおけるＭＡが生成し易くなるため、上限は０．０８０％とする。
【００３８】Ｓｉ：０．０１〜０．１０％  Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸剤として添加される元素であり、０．０１％以上の添加が必要である。一方、０．１０％を超えると、母材の靱性が低下するほか、大入熱溶接したボンド部近傍ＨＡＺにＭＡが生成して、靱性の低下を招きやすくなる。よって、Ｓｉは０．０１〜０．１０％の範囲とする。
【００３９】Ｍｎ：１．８０〜２．４０％  Ｍｎは、Ｃと同じく強度を高める元素であり、ＭｏやＶといった合金元素よりも安価であり、かつボンド部近傍のＨＡＺでのＭＡ生成を促進しないことから、本発明では積極的に添加する。そして、所要の強度を確保し、上記効果を得るためには、１．８０％以上の添加が必要であり、１．９０％以上の添加がより好ましく、２．００％以上の添加がさらに好ましい。一方、過剰に含有すると溶接部靭性を損なうことから、２．４０％以下であることが必要であり、２．２０％以下であることがより好ましく、２．１０％以下であることがさらに好ましい。
【００４０】Ｐ：０．０１０％以下  Ｐは、不純物として含有される元素の一種であるが、鋼板母材およびＨＡＺの靭性を低下させるため、素材溶製時の経済性を考慮した上で可能な範囲で低減することが好ましい。このため、Ｐ量は０．０１０％以下に制限する。好ましくは、０．００８％以下である。
【００４１】Ｓ：０．０００５〜０．００４０％  Ｓは、フェライトの核生成サイトとして作用するＭｎＳあるいはＣａＳを形成するために必要な元素である。このため０．０００５％以上を添加する。しかしながら過度に添加すると母材靭性の低下を招くため、上限は０．００４０％とする。
【００４２】Ａｌ：０．００５〜０．１００％  Ａｌは、鋼の脱酸のために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。一方、０．１００％を超えて含有すると、母材の靱性のみならず、溶接金属の靱性をも低下させる。よって、Ａｌは０．００５〜０．１００％の範囲とする。好ましくは０．０１０〜０．１００％の範囲である。
【００４３】Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％  Ｎｂは、母材強度およびＨＡＺ最軟化部硬度、ひいては溶接継手強度を確保するのに有効な元素である。しかし、０．００３％未満の添加では、上記効果が小さい一方で、０．０３０％を超えて含有すると、ボンド部近傍のＨＡＺにＭＡが生成して靱性を低下させるようになる。よって、Ｎｂは０．００３〜０．０３０％の範囲とする。
【００４４】Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％  Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、ボンド部近傍ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制する。また、Ｔｉは、フェライトの変態核となって、ＨＡＺの高靱性化に寄与すると同時に、Ｂと結合し得るＮを低減して、固溶Ｂを確保することにより、ＨＡＺ 最軟化部硬度、ひいては溶接継手強度を確保する上で、有効に作用する。斯かる効果を得るためには、０．０１０％以上の添加が必要であり、０．０１５％以上添加することが好ましい。一方、０．０５０％を超えて含有すると、析出したＴｉＮが粗大化し、上記効果が得られなくなる。よって、Ｔｉは、０．０１０〜０．０５０％の範囲とする。
【００４５】Ｎ：０．００３０〜０．０１２０％  Ｎは、凝固時にＴｉＮを生成し、ボンド部近傍のＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化抑制に寄与すると同時に、ＢＮを生成し、当該ＢＮがフェライト変態核として作用することでボンド部近傍のＨＡＺの組織を微細化し、鋼材の高靭化に寄与する。そして、このようなＴｉＮを必要量確保するには、Ｎを０．００３０％以上含有することが必要であり、０．００５０％以上含有することが好ましい。さらに好ましくは０．００７０％以上である。一方、過度に含有すると、溶接入熱条件によってはＴｉＮが溶解する領域で固溶Ｎ量が増加し、ＨＡＺの靭性を低下させることがある。このことから上限を０．０１２０％以下とする。好ましくは０．０１００％以下とする。
【００４６】Ｂ：０．０００５〜０．００２５％  Ｂは、鋼の焼入性を向上させる元素であり、オーステナイトの変態温度を低下させることで、ベイナイトやマルテンサイトといった硬質な組織の生成を促進し、母材鋼板の高強度化に寄与する。同様に、ＨＡＺ軟化部においても軟質相であるフェライトの生成を抑制し、ＨＡＺ軟化部の強度を向上させる。これらの効果を得るには、Ｂを０．０００５％以上含有する必要がある。一方、Ｂを０．００２５％超含有すると、焼入性が過剰に高まり、母材鋼板およびＨＡＺの靱性低下を招く。このため、Ｂは０．０００５〜０．００２５％の範囲とする。
【００４７】固溶Ｂ量を５質量ｐｐｍ以上  本発明において、鋼材中の固溶Ｂ量は、５質量ｐｐｍ以上とする。鋼材中の固溶Ｂ量が５ｐｐｍに満たない場合、ＨＡＺ軟化領域の組織形成時に未変態オーステナイトの焼入性を向上させる効果が不十分であり、所望する硬度を得るための島状マルテンサイト量を得られなくなる。
【００４８】ＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）：２．０以上４．０未満  Ｔｉ／Ｎは、後述のＡ値の規定とともに、本発明において、重要な要件である。Ｔｉ／Ｎは、ＨＡＺのボンド部において、ＴｉＮの微細分散状況および固溶Ｎによる靭性劣化に大きく影響するため、適切に制御する必要がある。すなわち、Ｔｉ／Ｎが４．０以上になるとＢＮが析出せず、またＴｉの硼炭化物などが析出することでＨＡＺ靭性が大きく低下する一方で、２．０を下回ると固溶ＮによるＨＡＺ靭性の低下、およびＨＡＺにおけるＢＮ析出によって、Ｂの焼入性が確保できずに所要のＨＡＺ最軟化部硬度の確保が困難となる。従って、Ｔｉ／Ｎの値は、２．０以上４．０未満とする。好ましくは、２．５以上３．５以下の範囲内である。
【００４９】Ａ値：３以上２５以下  以下に示す（１）式で規定されるＡ値は、本発明において最も重要な項目の一つである。鋼材が大入熱溶接の熱影響部に相当する熱履歴を受けた際に、ＴｉＮやＢＮなどの生成反応が平衡論的に進行しない場合においても、固溶Ｂによる焼入性向上効果が発揮されるためには、Ｔｉ、Ｎ、およびＢに関して前述した鋼材の添加量を満足した上で、さらにＡ値が３以上である必要がある。ただし、Ａ値が２５を超えると鋼材の焼入性が過剰となりＨＡＺの靭性に悪影響を及ぼす。したがって本発明では、Ａ値は３以上２５以下とする。好ましくは６〜１５の範囲である。    Ａ＝２２５６×Ｔｉ−７７１６×Ｎ＋１００００×Ｂ    ・・・（１）    但し、各元素記号（Ｔｉ、Ｎ、Ｂ）は各元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
【００５０】Ｃeq：０．３８〜０．４３  本発明の大入熱溶接用鋼材は、溶接時の入熱により、母材製造時に施されたＴＭＣＰ等の組織制御の効果が全て無効となってしまう。そのため、溶接時の加熱・冷却下においても溶接継手の強度と靭性を両立させる必要があることから、焼入性の指標である炭素当量Ｃeqを適正範囲に制御する必要がある。  具体的には、以下の（２）式で定義される炭素当量Ｃeqが０．３８〜０．４３の範囲となるよう各成分の組成を制御する必要がある。上記Ｃeqが０．３８未満では、焼入性が不足し、最軟化部域の硬さが著しく低下するため、所望の溶接継手の強度を確保することができない。一方、Ｃeqが０．４３を超えると、焼入性が過剰となり、ボンド部近傍におけるフェライトの生成が抑制され、島状マルテンサイトの生成が促進されるため、十分な靭性を確保することができなくなる。好ましいＣeqは０．３９〜０．４２の範囲である。Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  ……（２）  ここで、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ）の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
【００５１】  以上が本発明の基本成分組成で、残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、不可避的不純物として、例えば、Ｏは０．００５０％以下であれば許容できる。
【００５２】  本発明の鋼材は、上記成分に加えてさらに、強度向上などを目的として、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏの中から選ばれる１種以上を選択的元素として下記の範囲で含有することができる。
【００５３】Ｖ：０．２０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．３０％以下、Ｃｒ：０．４０％以下およびＭｏ：０．４０％以下  Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、ＣｒおよびＭｏは、母材の高強度化に有効な元素であって、その効果を得るためには、Ｖ、ＣｕおよびＮｉは０．０５％以上、ＣｒおよびＭｏは０．０２％以上の添加が好ましい。しかし、いずれの元素も多量に添加すると、靱性に悪影響を及ぼすため、また、Ｎｉは、合金コスト増加にもつながるため、含有する場合には、Ｖは０．２０％以下、Ｃｕは０．３０％以下、Ｎｉは０．３０％以下、ＣｒおよびＭｏは０．４０％以下とするのが望ましい。
【００５４】  さらに、本発明の鋼材は、上記成分に加えて、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭの中から選ばれる１種以上を選択的元素として下記の範囲で含有することができる。  Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％  Ｃａは、Ｓの固定や、酸化物、硫化物の分散による靱性改善効果を得るために含有することができる。上記効果を得るには、少なくとも０．０００５％を含有することが好ましい。しかし、０．００５０％を超えて添加しても、上記効果は飽和するだけである。よって、Ｃａを含有する場合は、０．０００５〜０．００５０％の範囲とするのが好ましい。
【００５５】Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％  Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭはいずれも、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現させるには、Ｍｇは０．０００５％以上、ＺｒおよびＲＥＭは０．００１０％以上含有させることが好ましい。一方、Ｍｇは０．００５０％超、ＺｒおよびＲＥＭは０．０２００％超を添加しても、その効果は飽和するだけである。よって、これらの元素を含有する場合は、上記範囲とするのが好ましい。
【００５６】製造方法  上記した成分組成を有する鋼を、転炉あるいは電気炉等の常法の溶接方法を用いて溶製し、連続鋳造方あるいは造塊法等の常法の工程により鋼板製造のためのスラブ素材とすることが好ましい。以下、本発明に適用して好ましい、鋼板製造条件について説明する。
【００５７】加熱温度：１０５０〜１２００℃  鋼素材中のＮｂ炭窒化物を完全に固溶させるため、鋼素材の加熱温度を１０５０℃以上とすることが好ましい。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、加熱時にオーステナイト粒径の粗大化が起こり母材靱性に悪影響を及ぼすため、上限を１２００℃とすることが好ましい。
【００５８】オーステナイト再結晶温度域における圧延  オーステナイト再結晶温度域における圧延は、加熱時のオーステナイト粒をある程度微細化する効果があり、最低１パス以上、好ましくは累積圧下率２０％以上を行うのが望ましい。上記成分範囲の鋼であれば、オーステナイト再結晶温度域の下限温度はおよそ９００〜１０００℃の範囲にある。
【００５９】オーステナイト再結晶温度域からオーステナイト未再結晶温度域までの一次冷却  本工程は、製造工程の中では、最も重要な項目の一つである。上述したようにＨＡＺ軟化領域において組織の焼入性を向上させることのできる固溶Ｂ量は、鋼板製造時の状態で確保されている固溶Ｂ量に相当する。  従って、鋼板製造時にＢ窒化物が大量に析出した場合、焼入性を確保するための固溶Ｂが不足し、ＨＡＺ軟化領域において十分な硬度が得られなくなる場合がある。
【００６０】  また、鋼板製造時の冷却過程においてＢ窒化物が生成する温度域に相当する、オーステナイト再結晶温度域からオーステナイト未再結晶温度域までの冷却速度を、可能な限り速くすることが望ましい。通常、この工程は熱間圧延の温度低下待機時間として空冷されるが、本発明においては、空冷よりも大きい冷却速度を有する加速冷却を実施することで次工程である制御圧延工程までの時間を短縮するとともに、Ｂ窒化物の析出による固溶Ｂの減少を防止することができる。なお、この加速冷却は、特に１０００℃から６００℃の温度範囲で実施することが有効である。
【００６１】  本発明においては後述するオーステナイト未再結晶温度域における圧延後の冷却と区別するため、オーステナイト再結晶温度域での圧延に続いて実施する加速冷却を一次冷却と称する。この一次冷却においては、水冷による加速冷却設備、あるいは圧延中に鋼板表面に発生するスケールを除去する、いわゆるデスケ設備等により、空冷より大きい冷却速度を達成することが好ましい。具体的には、３℃／秒以上の冷却速度が好ましい。
【００６２】オーステナイト未再結晶温度域における累積圧下率４０％以上の圧延  上記加速冷却に引続き、オーステナイト未再結晶温度域にて制御圧延を実施する。この制御圧延において累積圧下率が小さい場合、所定の母材靭性を得ることが難しくなる。このため、累積圧下率の下限を４０％とする。累積圧下率は高い方が望ましいが、工業的には８０％程度が上限となる場合があるため、好ましくは５０〜８０％である。
【００６３】オーステナイト未再結晶温度域圧延後、Ａｒ3変態点以上の温度から５５０℃以下の温度域に二次冷却  二次冷却は、制御圧延により加工されたオーステナイト組織を変態させることを目的とする冷却である。そして、鋼組織の相変態を完了させるためには５５０℃以下の温度域まで冷却する必要があることから冷却終了温度の下限は５５０℃が好ましい。二次冷却における冷却速度は、空冷よりも大きい冷却速度が必要であり、５℃／秒以上の強冷却が好ましい。さらに好ましくは、１０℃／秒以上の強冷却である。冷却方法は特に限定しないが、水冷による冷却が望ましい。
【００６４】  ここで、本発明における鋼材温度は鋼材の表面温度と板厚中心部の温度との平均温度を示している。Ａｒ3変態点は鋼材の組成によって異なるため、簡易的に下式によって求めることができる。なお、下式において、各元素記号は各元素の鋼中含有量（質量％）を示す。含有されない場合は０とする。Ａｒ3（℃）＝９１０−２７３Ｃ−７４Ｍｎ−５６Ｎｉ−１６Ｃｒ−９Ｍｏ−５Ｃｕ
【実施例】
【００６５】  表１に示す組成の鋼を転炉で溶製後、連続鋳造法でスラブとし、表２に示す制御圧延、制御冷却条件により４０〜８０ｍｍ厚の鋼板を製造した。表２に示す枝番は、鋼成分が同じで、製造条件が違うことを示している。なお、一次冷却は圧延機の出側に設置した水冷設備により実施し、冷却中の平均冷却速度が３℃以上であることを確認している。【００６６】
【表１】
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【００６７】
【表２】
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【００６８】  上記組成および製造工程を経て製造された厚鋼板について、板厚方向１／４の位置から平行部１４ｍｍΦの引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（１９９８）の規定に準拠して引張試験を実施し、０．２％耐力（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）を求めた。【００６９】  また、板厚方向１／４の位置からＪＩＳ  Ｚ  ２２０２（１９９８）の規定に準拠してＶノッチ標準寸法のシャルピー衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２（１９９８）の規定に準拠して衝撃試験を実施し、破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。ここで、ｖＴｒｓの目標値は−６０℃以下とした。【００７０】  また、溶接入熱量：２００ｋＪ／ｃｍ以上の入熱溶接を施した際の、熱影響部における最軟化部域の硬度を評価するために、板厚方向１／４位置から、３ｍｍΦ×１０ｍｍの小型試験片を採取し、変態点直上に相当する温度の９００℃に加熱後、８００〜５００℃の間を３９０秒で冷却する熱処理を行った。これらの処理を行った後の小型試験片のビッカース硬度ＨＶ（ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４（１９９８））を１ｍｍ程度の間隔で格子状に測定し、そのうち最も低い硬度を最軟化部硬度とした。最軟化部硬度の目標値は１６０以上とした。また、ＨＡＺ最軟化部域を、最も低い硬度を示した点を中心として、そこから最も近い測定点同士を結んだ領域とした。【００７１】  また、上記ＨＡＺ最軟化部域に対応する部位をナイタールでエッチングして組織を現出した。ＳＥＭを用いて１０００倍で３視野の組織写真を撮影し、それらを画像解析して、ＭＡの平均面積分率を求め、これをＨＡＺ最軟化部域のＭＡ体積分率（vol％）とした。【００７２】  溶接入熱量：２００ｋＪ／ｃｍ以上の入熱溶接を施した際の、熱影響部におけるボンド部近傍部の靭性を評価するために、上記厚鋼板から幅：８０ｍｍ×長さ：８０ｍｍ×厚さ：１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後、８００〜５００℃の間を３９０秒で冷却した後、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、上記と同様にシャルピー衝撃試験を行った衝撃試験温度は−４０℃とし、３本の試験の平均値により評価した。目標値は−４０℃における平均吸収エネルギー（ｖＥ-40℃）で５０Ｊ以上とした。また、上記と同様に、熱履歴付与後の試験片断面におけるＭＡの面積分率を評価した。【００７３】  表３に、上記手順にて評価を行った鋼材の母材特性、ＨＡＺ特性およびＨＡＺ中のＭＡ体積分率（vol％）の測定結果を示す。【００７４】
【表３】
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【００７５】  同表より、鋼板組成Ｎｏ．１〜１２のおける枝番Ａの例では、母材ならびにＨＡＺにおいて優れた特性が得られていることが分かる。これに対して鋼板組成Ｎｏ．１〜４における枝番Ｂの鋼板においては、製造条件の影響により、本発明の要件を満足せず、母材特性およびＨＡＺ特性が劣っている。また、鋼板組成Ｎｏ．１３〜２７においては、化学成分が本発明の定める範囲を外れているために、枝番Ａであっても、ＨＡＺ特性に劣っていることが分かる。
【手続補正書】
【提出日】平成28年11月18日(2016.11.18)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１０％、Ｍｎ：１．８０〜２．４０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０５０％、Ｎ：０．００３０〜０．０１２０％およびＢ：０．０００５〜０．００２５％を含有し、さらにＴｉとＮの質量％比（Ｔｉ／Ｎ）が３．６９以上４．０未満であって、以下の（１）式で規定されるＡ値が３以上２５以下、以下の（２）式で規定されるＣｅｑが０．３８〜０．４３の範囲で、残部がＦｅおよび不可避的不純物の成分組成からなり、降伏応力が４６０ＭＰａ以上であって、かつ、固溶Ｂ量が５質量ｐｐｍ以上であり、溶接入熱量：２００ｋＪ／ｃｍ以上の入熱溶接を施した際の、熱影響部におけるボンド部近傍の組織中の島状マルテンサイトが１vol％以下で、かつ熱影響部における最軟化部域の組織中の島状マルテンサイトが５vol％以上である溶接用鋼材。
Ａ＝２２５６×Ｔｉ−７７１６×Ｎ＋１００００×Ｂ    ・・・（１）
Ｃeq＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５  ……（２）
但し、各元素記号は各元素の鋼中含有量（質量％）を示す。
【請求項２】
上記成分組成に、さらに、質量％で、Ｖ：０．２０％以下、Ｃｕ：０．３０％以下、Ｎｉ：０．２０％以下、Ｃｒ：０．４０％以下およびＭｏ：０．４０％以下のうちから選んだ１種以上を含有する請求項１に記載の溶接用鋼材。
【請求項３】
上記成分組成に、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％のうちから選んだ１種以上を含有する請求項１または２に記載の溶接用鋼材。
【国際調査報告】
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