(57)【要約】【課題】従来の技術では、鋼材がさらに高強度になると、レーザ溶接金属部および溶接熱影響部（HAZ)に十分な靭性を付与できない。【解決手段】C：0.05〜0.13％、Si：0.35％以下、Mn：0.5〜2％、P：0.01％以下、S：0.005％以下を含有し、さらにCeq=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14が0.45〜0.55％を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼材であって、レーザ溶接した際のレーザ溶接金属部におけるオーステナイト粒径が100μm以下で、かつミクロ組織中のマルテンサイトの占める割合が75％以上となる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％で、C：0.05〜0.13％、Si：0.35％以下、Mn：0.5〜2％、P：0.01％以下、S：0.005％以下を含有し、さらに下記(1)式で示される炭素当量Ceqが0.45〜0.55％を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼材であって、レーザ溶接した際のレーザ溶接金属部におけるオーステナイト粒径が100μm以下で、かつミクロ組織中のマルテンサイトの占める割合が75％以上となることを特徴とするレーザ溶接継手部の靭性に優れた鋼材。
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14      ……(1)
ここで、C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V：各元素の含有量（mass％）。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、引張強度が780MPa級以上のレーザ溶接継手部の靱性に優れた高強度鋼材に関するものである。その用途としては、船舶、海洋構造物、建築、橋梁、ラインパイプ等の溶接構造物に用いることができる。なお、本発明における鋼材は、構造部材として用いられる鋼板、鋼管および形鋼を含むものである。
【背景技術】
【０００２】
レーザ溶接は高エネルギー密度を有することから深溶け込みの高速溶接が可能であり、また電子ビーム溶接のように真空を必要としないため、高能率溶接方法として期待されている。最近では、大容量で高性能なレーザ溶接機も市販されており、厚鋼板の溶接にも実適用されつつある。
しかし、従来の溶接部の靱性を保証していた溶接構造用鋼はアーク溶接を主体とした既存の溶接方法を適用した場合を想定した化学成分設計となっている。このため、従来の溶接構造用鋼をレーザ溶接した場合、レーザ溶接金属部が著しく硬化して靱性が劣化するため、実用に耐えられないという問題があった。
【０００３】
このようなレーザ溶接金属部の靱性向上を図るべく、レーザ溶接に適した鋼材がいくつか提案されている。例えば、特許文献１では、鋼材の化学組成なかでもAl含有量を調整すると共に、溶接時のシールドガス組成を調整することで、レーザ溶接金属中の酸素含有量やAl/O比を制御し、その結果、レーザ溶接金属組織をアシキュラーフェライトの発達した組織とすることで、レーザ溶接金属部の靱性向上を図る技術が開示されている。特許文献２では、鋼材の化学組成および炭素当量を規定してレーザ溶接部を細粒フェライト主体の組織となるようにすることで、レーザ溶接金属部の靱性向上を図る技術が開示されている。特許文献３では、鋼材の化学組成を調整して、レーザ溶接熱影響部の組織に占めるマルテンサイトの割合や粒径を規定することで、レーザ溶接熱影響部の靱性向上を図る技術が開示されている。
【特許文献１】特開２００２−１２１６４２号公報
【特許文献２】特開２００２−３７１３３８号公報
【特許文献３】特開２００２−２１２６６６号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
しかし、特許文献１や特許文献２で提案された手法では、組織がアシキュラーフェライトもしくはフェライト主体であることから、適用できる鋼材の強度レベルは490MPa級が限界である。また特許文献３で提案された手法は、レーザ溶接熱影響部の靱性改善を図ったものであり、レーザ溶接金属部の靱性向上に関しては考慮されていない。すなわち、従来の技術では、鋼材がさらに高強度になると、レーザ溶接金属部および溶接熱影響部（HAZ)に十分な靭性を付与できないという課題があった。
【０００５】
そこで、本発明は、さらに高強度の鋼材、具体的には引張強度が780MPa級以上の高強度鋼へのレーザ溶接の適用を鑑み、レーザ溶接金属部および溶接熱影響部（HAZ）の靱性に優れた高強度鋼材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】
【０００６】
本発明者らは、上記の課題を解決するために鋭意検討した結果、レーザ溶接金属部の組織がマルテンサイト主体の組織となった場合に靱性が良好であること、さらに析出物である炭化物や島状マルテンサイトが微細・少量であるほど高靱化が達成されることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち本発明は、mass％で、C：0.05〜0.13％、Si：0.35％以下、Mn：0.5〜2％、P：0.01％以下、S：0.005％以下を含有し、さらに下記(1)式で示される炭素当量Ceqが0.45〜0.55％を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼材であって、レーザ溶接した際のレーザ溶接金属部におけるオーステナイト粒径が100μm以下で、かつミクロ組織中のマルテンサイトの占める割合が75％以上となることを特徴とするレーザ溶接継手部の靭性に優れた鋼材である。
【０００７】
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14      ……(1)
ここで、C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V：各元素の含有量（mass％）。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、レーザ溶接金属部の組織を、析出物である炭化物や島状マルテンサイトが微細・少量なマルテンサイト主体組織とすることができ、レーザ溶接金属部の高靱化を達成することができる。さらに、鋼材の化学組成や炭素当量Ceqを規定したことから、レーザ溶接熱影響部の靱性改善も同時に達成することができる。よって、本発明によれば、レーザ溶接継手部の靱性に良好な、引張強度が780MPa級以上の高強度鋼を得ることが可能となる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００９】
以下に本発明の実施の形態の詳細について説明する。
発明者らは、引張強度が780MPa級以上に達する種々の高強度鋼にレーザ溶接を施工し、レーザ溶接金属部の靱性におよぼす鋼材の化学組成やミクロ組織の影響について詳細に調査を行った。その結果、レーザ溶接金属部がマルテンサイト主体の組織となった場合に、良好な靱性を示すことを知見した。さらに、詳細なレーザ溶接金属部のミクロ組織観察を行ったところ、析出した炭化物やマルテンサイトが微細であるほど、さらにはその析出量が少ないほど、靱性は改善されることが分かった。
【００１０】
まず、本発明の化学組成に関する限定理由について説明する。
C：0.05〜0.13％
Cは、焼入れ性を増加させる元素であるため、鋼材の強度確保を図るために有用な元素である。しかし、0.13％を超えて含有すると島状マルテンサイトの生成が促進されるため、レーザ溶接金属部および溶接熱影響部の靱性が劣化する。一方、0.05％未満であるとレーザ溶接金属部のミクロ組織がベイナイト主体の組織となるため、レーザ溶接金属部の靱性が劣化する。このため、Ｃは0.05〜0.13％とした。
【００１１】
Si：0.35％以下
Siは、鋼材の強度確保を図るために有用な元素である。しかし、0.35％を超えて含有すると溶接熱影響部の靱性が大きく劣化する。このため、Siは0.35％以下とした。
Mn：0.5〜2％
Mnは、Cと同様に、鋼材の強度を増加させる元素である。本発明で所望する強度を確保するためには、0.5％以上の含有が必要である。一方、2％を超えて含有すると溶接金属部の靱性を劣化させる。このため、Ｍｎは0.5〜2％とした。なお、好ましくは、溶接性の観点から0.8〜1.6％である。
【００１２】
P：0.01％以下
Pは、不純物元素であり、鋼材の特性に対しては有害な元素である。このため、良好な、母材および溶接継手部を確保するために、0.01％以下に低減する必要がある。
S：0.005％以下
Sは、Pと同様に、不純物元素であり、鋼材中に硫化物系介在物として存在し、鋼材の延性や靱性を低下させる。このため、0.005％以下に低減する必要がある。
【００１３】
さらに、下記(1)式で示される炭素当量Ceqを0.45〜0.55％に限定する。
Ceq=C+Mn/6+Si/24+Ni/40+Cr/5+Mo/4+V/14      ……(1)
ここで、C、Mn、Si、Ni、Cr、Mo、V：各元素の含有量（mass％）。
Ceqは、溶接硬化性および焼入れ性を示す指標であり、溶接継手部の強度や靱性に影響を与えることから、本発明においては重要なパラメータである。発明者らは、引張強度が780MPa級以上の高強度鋼のレーザ溶接金属部の2mmVノッチシャルピ−衝撃試験の破面遷移温度（vTrs）とCeqの間には、図１に示すような関係があることを見出した。すなわち、レーザ溶接金属部のvTrsは、Ceqが0.44％までの範囲ではCeqの増加とともに上昇していくが、0.45〜0.46％辺りで、vTrsは急激な下降を示した後、Ceqの増加とともに緩やかに上昇する傾向にあることが分かった。このことから、本発明では、レーザ溶接金属部において良好な靱性を満足するために、Ceqは0.45〜0.55％に限定する。
【００１４】
続いて、本発明の目的とするレーザ溶接継手部の靱性向上を達成するためには、上記化学成分の限定を前提とした上で、レーザ溶接金属部の組織を、下記のようにする必要がある。すなわち、レーザ溶接した際のレーザ溶接金属部におけるオーステナイト粒径は100μm以下で、且つミクロ組織中のマルテンサイトの占める割合は75％以上とする。
マルテンサイト主体の組織の場合、結晶方位がそろった組織領域である有効結晶粒径は、ベイナイト組織やベイナイト／マルテンサイト混合組織に比べて、初期オーステナイト粒径の影響を直接的に受ける。このため、本発明のようにマルテンサイト主体組織の靱性改善を図るべく有効結晶粒径を微細化するためには、オーステナイト自体の粒径を小さくする必要がある。このため、本発明においては、オーステナイト粒径を100μm以下とする。
【００１５】
また、マルテンサイトの占める割合を75％以上とするのは、化学組成やオーステナイト粒径の変化に対する靱性の変動を低減するためである。一般に、上部ベイナイト組織は靱性を劣化させ、下部ベイナイト組織は靱性を改善させることが知られている。このため、マルテンサイトの占める割合が少ない組織では、上部あるいは下部ベイナイトの占める割合によって靱性は大きく影響を受けることになる。しかしながら、マルテンサイトの占める割合が75％以上になると、靱性は主体組織であるマルテンサイトに支配されるため、本発明の他の要件を満足していれば、良好な靱性を得ることができる。このため、レーザ溶接金属部の組織において、マルテンサイトの占める割合は75％以上とする。
【実施例】
【００１６】
以下、実施例に基づいて本発明をさらに詳しく説明する。
実施例に用いた供試鋼の化学組成および機械的性質を表１に示す。鋼材No.1〜7が本発明例、鋼材No.8〜13が比較例である。供試鋼は連続鋳造または真空溶解にて溶製し、鋳片あるいはインゴットに、鋳造した後、熱間圧延により板厚12mmの鋼板とした。鋼板は全て再加熱焼入焼戻し処理（QT）を施した。焼入れ・焼戻し条件は化学組成に応じて適当に調整した。
【００１７】
レーザ溶接継手は、炭酸ガスレーザ溶接機を用いて、レーザ出力：15kW、溶接速度：1mm/minの条件で、I型の端面同士をルートギャップなしで突合せ溶接することにより作製した。
作製した継手の溶接金属部からミクロ組織観察および2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を、溶接熱影響部（HAZ）から2mmVノッチシャルピー衝撃試験片を採取し、試験に供した。その結果を同表１に示す。
【００１８】
【表１】
2008184672.tif 000003
本発明例はいずれにおいても、鋼板の化学組成が本発明で規定する要件を満足しており、またレーザ溶接金属部のミクロ組織もマルテンサイト主体で、オーステナイト粒径も100μm以下となっている。このため、レーザ溶接金属部および熱影響部の破面遷移温度（vTrs）は-60℃以下となり、良好な溶接継手部靱性を有している。
【００１９】
これに対して、鋼材No.8およびNo.12はC量が0.13％を超えているため、レーザ溶接金属部のミクロ組織はマルテンサイト主体を呈していても、溶接継手靱性に劣っている。一方、鋼材No.9およびNo.11はC量が0.05％未満であるため、レーザ溶接熱影響部は良好な靱性を示すものの、レーザ溶接金属部はベイナイト組織となり靱性が大きく劣化している。鋼材No.10およびNo.13はCeqが本発明で規定する範囲外であるため、レーザ溶接金属部靱性に劣る。
【産業上の利用可能性】
【００２０】
本発明によれば、高能率溶接であるレーザ溶接を適用した場合にも、良好な溶接継手部靱性を有する引張強度が780MPa級以上の高強度鋼材を提供することができ、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００２１】
【図１】レーザ溶接金属部の2mmVノッチシャルピー衝撃試験の破面遷移温度（vTrs）とCeqの関係を示すグラフである。
【図１】
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