(57)【要約】【課題】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以上でかつ板厚が４０ｍｍ以上の溶接用鋼材に好適な、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、良好なＣＴＯＤ特性が得られる大入熱溶接用鋼を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０９％以下、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｐ：０．０１２％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００４〜０．０３％、Ｎｉ：０．４２〜２．０％Ｎｂ：０．０３％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％、Ｎ：０．００３０〜０．００７０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｏ：０．００４０％未満、必要に応じて、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの１種または２種以上、０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１（但し、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％））、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼材。【選択図】無し【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｓｉ：０．０９％以下
Ｍｎ：０．８〜２．０％
Ｐ：０．０１２％以下
Ｓ：０．０００５〜０．００５０％以下
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％
Ｎｉ：０．４２〜２．０％
Ｎｂ：０．０３％以下
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｎ：０．００３０〜０．００７０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｏ：０．００４０％未満
（１）式を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１        （１）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）
【請求項２】
鋼組成として、更に質量％で
Ｖ：０．２％以下
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｒ：０．７％以下
Ｍｏ：０．７％以下
Ｗ：１．５％以下
の１種または２種以上を含有する請求項１記載の大入熱溶接用鋼材。
【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以上でかつ板厚が４０ｍｍ以上の溶接用鋼材に関し、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、良好なＣＴＯＤ特性が得られるものに関する。
【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）、ＢＮのフェライト核生成能を利用して溶接熱影響部の靭性を向上させる技術（特許文献２）も提案されている。
【０００５】
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３）、ＲＥＭを添加すること（特許文献４）が提案されている。
【０００６】
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。
【０００７】
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。
【０００８】
一方、特許文献５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。
【特許文献１】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献２】特開昭６２−１７０４５９号公報
【特許文献３】特開昭６０−２０４８６３号公報
【特許文献４】特公平４−１４１８０号公報
【特許文献５】特許第３５４６３０８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
最近、降伏強度がＹＰ４６０Ｎ／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ている。特許文献２や特許文献５に記載の、粒内フェライトの生成によりＨＡＺ靭性を改善する技術は降伏強度が３９０Ｎ／ｍｍ２クラスの鋼材が対象で、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２クラスを超えると、大入熱溶接時の遅い冷却速度でも炭素当量が高いために粒内はフェライトとベイナイトの混合組織となり靭性は改善されない。
【００１０】
また、従来、大入熱溶接部の靭性評価手法として主としてシャルピー衝撃試験が用いられてきたが、近年、ＣＴＯＤ試験が用いられる場合も生じている。
【００１１】
そこで、本発明は、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上でかつ板厚が４０ｍｍ以上の、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ＣＴＯＤ特性に優れる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】
【００１２】
発明者らは、上記課題を解決するため、種々検討を重ね、以下の知見を得た。
１．大入熱溶接熱影響部の靭性向上には、高温領域でのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、その後の冷却過程における粒内フェライト生成に加えて、ベイナイト中の島状マルテンサイト（ＭＡ）量を低減させることが肝要である。
２．具体的、成分設計指針として、鋼中Ｃ、Ｓｉ量の他にＰ量の低減が重要である。
【００１３】
本発明は得られた知見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．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｓｉ：０．０９％以下
Ｍｎ：０．８〜２．０％
Ｐ：０．０１２％以下
Ｓ：０．０００５〜０．００５０％以下
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％
Ｎｉ：０．４２〜２．０％
Ｎｂ：０．０３％以下
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｎ：０．００３０〜０．００７０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｏ：０．００４０％未満
（１）式を満たし、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５／Ｓ＜１        （１）
ただし、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）
２．鋼組成として、更に質量％で
Ｖ：０．２％以下
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｒ：０．７％以下
Ｍｏ：０．７％以下
Ｗ：１．５％以下
の１種または２種以上を含有する１記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、造船、建築、土木等の各種構造物に好適な、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、良好なＣＴＯＤ特性が得られる、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上でかつ板厚が４０ｍｍ以上の溶接用鋼材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最良の形態】
【００１５】
本発明の化学成分の限定理由について説明する。説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１０％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るため０．０３％以上添加する。一方、０．１０％を超えて添加すると、溶接熱影響部靭性を低下させるので、０．０３％〜０．１０％、好ましくは０．０４〜０．０９％とする。
【００１６】
Ｓｉ：０．０９％以下
Ｓｉは、０．０９％を超えて添加すると大入熱溶接の溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成して靭性を劣化させるので、０．０９％以下とする。
【００１７】
Ｍｎ：０．８〜２．０％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために、０．８％以上添加する。一方、２．０％を超えると溶接部の靭性を著しく劣化させるため、０．８％〜２．０％、好ましくは１．２〜２．０％とする。
【００１８】
Ｐ：０．０１２％以下
Ｐは本発明では不可避的不純物で、０．０１２％を超えて含有されると、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靭性、特にＣＴＯＤ特性を低下させるため、０．０１２％以下とする。
【００１９】
Ｓ：０．０００５〜０．００５０％以下
Ｓは、ＣａＳ，ＭｎＳを生成させるため０．０００５％以上とする。一方、０．００５０％をこえると母材の靭性を低下させるため、０．０００５〜０．００５０％とする。
【００２０】
Ｎｉ：０．４２〜２．０％
Ｎｉは、母材を高靭性に保ちつつ、強度を上昇させるので、その効果を得るため０．４２％以上添加する。一方、２．０％を超えるとその効果が飽和するため、０．４２〜２．０％とする。
【００２１】
Ｎｂ：０．０３％以下
Ｎｂは、母材の強度、靭性および溶接継手強度を確保するため添加するが、０．０３％を超えると溶接熱影響部の靭性が低下するため、０．０３％以下とする。
【００２２】
Ｔｉ：０．００４〜０．０３％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮを生成して析出し、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、フェライト変態核となってフェライトを析出させ、靭性を向上させるため、０．００４％以上を添加する。一方、０．０３％を超えると、ＴｉＮ粒子が粗大化し、靭性を低下させるようになるので、０．００４〜０．０３％とする。
【００２３】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは、鋼の脱酸するため０．００５％以上とする。一方、０．１％を超えると母材の靭性を低下させ、溶接金属の靭性も低下させるので、０．００５〜０．１％、好ましくは０．０１〜０．０６％とする。
【００２４】
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減し、また、フェライト変態核となりフェライトを生成して靭性を向上させるため、０．０００３％以上添加する。一方、０．００２５％を超えると焼入れ性が増大して靭性が低下するため、０．０００３〜０．００２５％とする。
【００２５】
Ｎ：０．００３０〜０．００７０％
Ｎは、ＴｉＮを生成するため、０．００３０％以上とする。一方、０．００７０％を超えると溶接熱サイクルによりＴｉＮが溶解する領域において、固溶Ｎが増大して靭性を劣化させるため、０．００３０〜０．００７０％とする。
【００２６】
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％
Ｃａは、Ｓを固定して靭性を改善させるため、その効果を得るため０．０００５％以上とする。一方、０．００３０％を超えると効果が飽和するため、０．０００５〜０．００３０％とする。
【００２７】
Ｏ：０．００４０％未満
ＯはＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物（サルファイド）の生成に間接的に影響を与えるため、０．００４０％未満、好ましくは０．００３０％未満とする。
【００２８】
０＜（Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ）／１．２５Ｓ＜１．０            
ここで、Ｃａ、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（質量％）
本パラメータ式は、上記成分範囲の鋼を大入熱溶接した際、溶接熱影響部の靭性を良好たらしめるもので、Ｃａ，Ｏ，Ｓを本式を満足させるように規定すると、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物（サルファイド）が生成、微細分散し、溶接熱影響部の靭性を向上させる。
【００２９】
０未満の場合、ＣａＳが晶出せず、ＳはＭｎＳ単独の形態で析出して、鋼板製造時に圧延方向に伸長して母材靭性を低下させる。また、溶接熱影響部においてＭｎＳが溶融されるため、優れた靭性が得られない。
【００３０】
一方、１．０を超えるとＳがほとんどＣａによって固定され、フェライト生成核となるＭｎＳがＣａＳ上に析出しないため溶接熱影響部にフェライトが生成せず、靭性向上効果が得られない。
【００３１】
以上が本発明の基本成分で、十分な作用効果が得られるが、更に特性を向上させる場合、Ｖ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗの一種または二種以上を添加することが可能である。
【００３２】
Ｖ：０．２％以下
Ｖは母材の強度、靭性を向上し、ＶＮを生成してフェライト生成核となるが、０．２％を超えると靭性を低下させるようになるので、添加する場合は０．２％以下とする。
【００３３】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、Ｎｉと同様な効果が得られるが、１．０％を超えると熱間脆性を生じて、鋼板表面性状を悪化させるので、添加する場合は１．０％以下とする。
【００３４】
Ｃｒ：０．７％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効であるが、多量に添加すると靭性を劣化させるようになるので、添加する場合は０．７％以下とする。
【００３５】
Ｍｏ：０．７％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効であるが、多量に添加すると靭性を劣化させるようになるので、添加する場合は０．７％以下とする。
【００３６】
Ｗ：１．５％以下
Ｗは、母材の高強度化に有効であるが、多量に添加すると靭性を劣化させるようになるので、添加する場合は１．５％以下とする。
【００３７】
本発明に係る鋼板は、常法により溶鋼とし、熱間圧延、または熱間圧延後、熱処理して製造可能である。例えば、溶銑を転炉で精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガスを行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。
【００３８】
その後、得られた鋼片を再加熱後、熱間圧延し、所望の性能に応じて加速冷却等を実施する。
【実施例】
【００３９】
表１に示す種々の成分に調整した鋼スラブを加熱後、熱間圧延により５０〜８０ｍｍの板厚とし、その後、加速冷却により、４５０℃以下の温度域まで冷却した。一部の鋼板は、４５０〜６００℃の温度域で焼戻し処理を実施した。
【００４０】
得られた鋼板に引張試験、シャルピー衝撃試験を行い、強度、靭性を調査した。引張試験は、各鋼板の板厚中央部から、圧延幅方向にＪＩＳ４号引張試験片を採取し、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）を求めた。
【００４１】
シャルピー衝撃試験は、各鋼板の板厚中央部から圧延幅方向にＪＩＳ４号衝撃試験片を採取し、延性脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【００４２】
また、エレクトロガスアーク溶接によりＶ型開先の継手を作製し、溶接ボンド部の靭性を調査するため、シャルピー衝撃試験を試験温度−４０℃で３本実施し、その平均値を求めた。更に、ＣＴＯＤ試験は、ボンドをノッチ位置とし、板厚方向全厚にノッチ加工し、試験温度−１０℃で１体行った。
【００４３】
更に、これらの鋼板に溶接熱サイクルを付与し、ＭＡ分率を測定した。熱サイクルは、鋼板から幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚さ１５ｍｍの試験片を採取し、１４００℃に加熱後、８００−５００℃の冷却速度を１℃／ｓ、５００−２００℃の冷却速度を０．５℃／ｓとした。ＭＡ分率は、二段エッチング処理によりＭＡを現出し、ＳＥＭによる観察および画像処理によって定量化した。
【００４４】
表２に試験結果を示す。表２より、本発明鋼は、いずれも降伏強さ（ＹＰ）が４６０Ｎ／ｍｍ２以上でシャルピー破面遷移温度（ｖＴｒｓ）も−６０℃以下と優れた母材靭性を有している。
【００４５】
また、本発明鋼は溶接継手のシャルピー衝撃値（試験温度−４０℃）が１００Ｊ以上で、かつＣＴＯＤ値は−１０℃で０．２ｍｍ以上であり、溶接熱影響部靭性にも優れている。また、ＭＡ分率は２．６％以下と低い。
【００４６】
一方、比較例の鋼材は、母材の特性が降伏強さが４６０ＭＰａ以下、またはｖＴｒｓが−４０℃以上であるか、もしくは溶接継手のシャルピー衝撃値（試験温度−４０℃）が２９Ｊ以下、ＣＴＯＤ値が０．０８ｍｍ以下で、母材の強度、靭性あるいは溶接部靭性のいずれかひとつ以上の特性が本発明鋼と比較して劣る。また、ＭＡ分率は３．８％以上と高い。
【００４７】
尚、ＣＴＯＤ試験は、ＢＳ５７６２規格に準拠して行い、ＣＴＯＤ値は、限界ＣＴＯＤ値である。
【００４８】
【表１】
2008163446.tif 000002
【００４９】
【表２】
2008163446.tif 000003