(57)【要約】【課題】低合金溶接構造用鋼について、溶接入熱が　１００　ｋＪ／ｃｍを超える大入溶熱溶接を施した場合であっても、母材は勿論のこと溶接熱影響部について、優れた靱性を安定して得る。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．５　〜４．５　％、Ｍｎ：０．１　〜３．０　％、Ａｌ：０．０５％未満、Ｐ：０．０５０　％以下およびＳ：０．００５０％以下を含有し、残部は実質的にＦｅの組成になり、しかもＣおよびＳｉ量が、次式（１），　（２）（％Ｓｉ）≦３．０　の場合０．０５−　０．０１７×（％Ｓｉ）≦（％Ｃ）≦０．０５＋０．０３×（％Ｓｉ）　　−−−　（１）（％Ｓｉ）＞３．０　の場合−０．３６＋０．１２×（％Ｓｉ）≦（％Ｃ）≦０．０５＋０．０３×（％Ｓｉ）　　−−−　（２）ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（質量％）の関係を満足するように、成分調整を行う。【選択図】　　　　図３
2004035922.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼組成が、　質量％で，
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．５　〜４．５　％、
Ｍｎ：０．１　〜３．０　％、
Ａｌ：０．０５％未満、
Ｐ：０．０５０　％以下および
Ｓ：０．００５０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、しかもＣおよびＳｉ量が、次式（１），　（２）
（％Ｓｉ）≦３．０　の場合
０．０５−　０．０１７×（％Ｓｉ）≦（％Ｃ）≦０．０５＋０．０３×（％Ｓｉ）　　−−−　（１）
（％Ｓｉ）＞３．０　の場合
−０．３６＋０．１２×（％Ｓｉ）≦（％Ｃ）≦０．０５＋０．０３×（％Ｓｉ）　　−−−　（２）
ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（質量％）
の関係を満足することを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた低合金溶接構造用鋼。
【請求項２】
請求項１において、鋼材が、質量％でさらに、
Ｎｂ：０．１　％以下、
Ｖ：０．１　％以下、
Ｔｉ：０．１　％以下、
Ｃｕ：３．０　％以下、
Ｎｉ：５．０　％以下、
Ｃｒ：１．０　％以下、
Ｍｏ：１．０　％以下、
Ｂ：０．００４０％以下、
Ｎ：０．０１０　％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５　％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた低合金溶接構造用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、造船、建築および土木等の各分野に供して好適な溶接熱影響部の靱性に優れた低合金溶接構造用鋼に関し、特に溶接熱影響部の靱性の劣化を招くことなしに、溶接入熱が　１００　ｋＪ／ｃｍを超える大入溶熱溶接の実施を可能ならしめたものである。
【０００２】
【従来の技術】
造船、建築および土木等の各分野で使用される鋼材は、一般に溶接接合によって所望形状の構造物に仕上げられている。このような構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性は勿論のこと、溶接熱影響部の靱性に優れることが要求される。
【０００３】
その際、最も問題となるのは、溶接熱影響部のボンド部における靱性である。このボンド部は、大入熱溶接時に溶融点直下の高温に曝されて、オーステナイトの結晶粒が最も粗大化し易く、また引き続く冷却によって、脆弱な上部ベイナイト組織に変態し易い位置だからである。さらに、このボンド部では、ウッドマンステッテン組織や島状マルテンサイトといった脆化組織が生成し易く、このことも靱性低下の原因となっている。
【０００４】
従来、ボンド部の靱性の改善策としては、ＴｉＮを微細に分散させ、オーステナイトの粗大化を抑制すると共に、フェライト変態の核として利用する技術が実用化されている。
また、特公平３−５３３６７　号公報や、入熱量：１００　ｋＪ／ｃｍ　の溶接ボンド部での靱性改善を目指した特開昭６０−１８４６６３号公報には、希土類元素（ＲＥＭ）をＴｉと複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイトの粒成長を防止し、溶接部靱性の向上を図る方法が示されている。
【０００５】
さらに、Ｔｉの酸化物を分散させる技術や、ＢＮのフェライト核生成能を組み合わせた技術も開発されている。
その他、ＣａやＲＥＭ　を添加し、硫化物の形態を制御することによって、靱性の向上を図る技術も知られている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記した従来技術はそれぞれ、安定した靱性が得られる鋼材の製造が困難であったり、１００　ｋＪ／ｃｍ　を超える大入熱溶接部では十分な靱性が得られないという問題があった。
すなわち、ＴｉＮを主体に利用する技術においては、ＴｉＮが溶解する温度域に加熱される溶接部でその効果が消失し、また固溶ＴｉおよびＮによる基地組織の脆化によって著しい靱性の低下が見られた。
また、Ｔｉの酸化物を利用した技術では、酸化物の微細分散が十分均質にできないという問題があった。
さらに、ＣａやＲＥＭ　を添加する技術においても、１００　ｋＪ／ｃｍ　を超える大入熱溶接では溶接熱影響部について高靱性を確保することは困難であった。
【０００７】
一方、最近では、船舶等の溶接構造物の製造に際し、一層の効率化が求められるようになっている。溶接時間の削減は効率化に直結するものであり、このため大入熱溶接の適用が増加しつつある。
しかしながら、かような大入熱溶接を行った場合に、安定して溶接熱影響部の高靱性を確保できる鋼材はいまのところ存在せず、その開発が望まれていた。
【０００８】
ところで、発明者らは、先に、特願２００１−３９６９７９号明細書において、上記の問題を解決するものとして、溶接入熱が　１００　ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施した場合であっても、　母材は勿論のこと、　溶接熱影響部についても優れた靱性を安定して得ることができる低合金溶接構造用鋼を提案した。
【０００９】
上掲特願２００１−３９６９７９号明細書に開示の技術は、合金成分の添加により、　高温においてオーステナイト相とフェライト相の２相となる温度域が広くなるように成分組成を調整することを基本とするものである。すなわち、高温域においてオーステナイト相とフェライト相を平衡状態で存在させ、一方の相によって他方の相の成長を抑制することによって、高温における結晶粒の粗大化を効果的に抑制したものである。
【００１０】
【課題を解決するための手投】
しかしながら、上掲特願２００１−３９６９７９号明細書で開示した具体的成分は、多量のＡｌを含有することから、合金コストが嵩むところに問題を残していた。
本発明は、Ａｌに代えて、Ｓｉを活用することにより、高温域においてオーステナイト相とフェライト相とを平衡状態で存在させ、かくして一方の相で他方の相の成長を抑制することによって、高温での結晶粒の粗大化を抑制したものである。
【００１１】
すなわち、この発明の要旨構成は次のとおりである。
１．鋼組成が、　質量％で，
Ｃ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．５　〜４．５　％、
Ｍｎ：０．１　〜３．０　％、
Ａｌ：０．０５％未満、
Ｐ：０．０５０　％以下および
Ｓ：０．００５０％以下
を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、しかもＣおよびＳｉ量が、次式（１），　（２）
（％Ｓｉ）≦３．０　の場合
０．０５−　０．０１７×（％Ｓｉ）≦（％Ｃ）≦０．０５＋０．０３×（％Ｓｉ）　　−−−　（１）
（％Ｓｉ）＞３．０　の場合
−０．３６＋０．１２×（％Ｓｉ）≦（％Ｃ）≦０．０５＋０．０３×（％Ｓｉ）　　−−−　（２）
ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（質量％）
の関係を満足することを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた低合金溶接構造用鋼。
【００１２】
２．上記１において、鋼材が、質量％でさらに、
Ｎｂ：０．１　％以下、
Ｖ：０．１　％以下、
Ｔｉ：０．１　％以下、
Ｃｕ：３．０　％以下、
Ｎｉ：５．０　％以下、
Ｃｒ：１．０　％以下、
Ｍｏ：１．０　％以下、
Ｂ：０．００４０％以下、
Ｎ：０．０１０　％以下、
Ｃａ：０．００３０％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下および
Ｍｇ：０．００５　％以下
のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成になることを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた低合金溶接構造用鋼。
【００１３】
【発明の実施の形態】
以下、この本発明を具体的に説明する。
この発明では、上掲特願２００１−３９６９７９号明細書に開示した技術の場合と同様、９１０　℃以上の平衡状態においてオーステナイト相とフェライト相の２相である温度域幅を２５℃以上とし、かつその２相域の低温側にオーステナイト単相である温度域を存在させることによって、オーステナイト粒の粗大化を効果的に抑制し、ひいては溶接後の溶接熱影響部についても粗大粒の生成を抑制し、かつ組織の微細化を達成することによって、良好な靱性を実現するものである。
【００１４】
図１（ａ），　（ｂ）にそれぞれ、市販の計算ソフトによって算出した、従来鋼およびこの発明鋼のＦｅ−Ｃ状態図を比較して示す。
同図（ａ）　に示したとおり、従来の鋼では、高温域における（α＋γ）２相領域が非常に狭く、　９１０℃以上において（α＋γ）２相領域である温度域幅が２５℃以上であるＣ量範囲は存在しない。
これに対し、同図（ｂ）　に示したとおり、この発明に従い成分調整した鋼では、（α＋γ）２相領域が大幅に拡大され、　９１０℃以上において（α＋γ）２相領域である温度域幅が２５℃以上であるＣ量範囲が広く存在することが分かる。
ここに、（α＋γ）２相領域である温度域幅を２５℃以上と規定したのは、２５℃以上でないと高温時の粒成長を有効に抑制できないからである。
【００１５】
また、溶接熱影響部の高靱性を得るためには、上記した（α＋γ）２相領域の低温側にオーステナイト単相領域が存在する必要がある。
すなわち、溶接熱影響部は高温に曝され、その後冷却されるわけであるが、（α＋γ）２相域から一旦オーステナイト単相域となる場合には、その後の冷却過程でオーステナイト粒界および粒内の変態核からγ→α変態により組織の微細化による高靱化が達成される。しかしながら、高温域で（α＋γ）２相域のみの場合、核生成からの変態はなく、室温までの冷却時に高温加熱段階から存在するフェライト粒の粗大化が起こるため、高靱性が得られない。
【００１６】
なお、図１（ｂ）　は、Ｓｉ：３．５　ｍａｓｓ％を含有した鋼におけるＦｅ−Ｃ状態図であるが、Ｃ≦０．１５５　ｍａｓｓ％の範囲では、　１２００℃以上で（α＋γ）２　相領域である温度域幅が２５℃以上であることが分かる。　しかしながらＣ＜０．０６ｍａｓｓ％ではオーステナイト単相である温度域が存在しないので、　高靱性の溶接熱影響部を得ることができない。
【００１７】
この発明では、具体的には低合金鋼の範囲で鋼の成分を調整することによって得ることができるが、図１（ａ），　（ｂ）は計算状態図であるので、実際には綿密な実験により成分組成を規定する必要がある。
以下、この発明に従う低合金溶接構造用鋼について、特に好適な成分組成範囲について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０１〜０．２０％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るのに有用な元素であるが、０．０１％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．２０％を超えると溶接部の靱性を劣化させるので、Ｃは０．０１〜０．２０％の範囲に限定する。
【００１８】
Ｓｉ：０．５　〜４．５　％
Ｓｉは、この発明において重要な合金成分であり、０．５　％以上の添加が必要であるが、４．５　％を超えると鋼自体の靱性を劣化させるので、Ｓｉは　０．５〜４．５　％の範囲に限定する。好ましくは　１．０〜３．５　％の範囲である。
【００１９】
Ｍｎ：０．１　〜３．０　％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために　０．１％以上は必要であるが、３．０　％を超えると溶接部の靱性を著しく劣化させるので、Ｍｎは　０．１〜３．０　％の範囲に限定する。
【００２０】
Ａｌ：０．０５％未満
Ａｌは、　脱酸剤として作用するが、Ａｌの多量添加はコストの上昇を招き、この発明の目的を損なうので、０．０５％未満で含有させるものとした。好ましくは０．０１％以上である。
【００２１】
Ｐ：０．０５０　％以下、Ｓ：０．００５０％以下
Ｐは、含有量が　０．０５０％を超えると溶接部の靱性を劣化させるので、０．０５０　％以下に抑制するものとする。
同じく、Ｓも、０．００５０％を超えて含有されると母材および溶接部の靱性を劣化させるので、０．００５０％以下に抑制するものとする。
【００２２】
以上、基本成分の適正組成範囲について説明したが、この発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、　９１０℃以上の平衡状態においてオーステナイト相とフェライト相の２相である温度域幅が２５℃以上であり、かつその２相域の低温側にオーステナイト単相である温度域が存在することが必要である。そのためには、次式（１），　（２）
（％Ｓｉ）≦３．０　の場合
０．０５−　０．０１７×（％Ｓｉ）≦（％Ｃ）≦０．０５＋０．０３×（％Ｓｉ）　　−−−　（１）
（％Ｓｉ）＞３．０　の場合
−０．３６＋０．１２×（％Ｓｉ）≦（％Ｃ）≦０．０５＋０．０３×（％Ｓｉ）　　−−−　（２）
ここで、（％Ｍ）はＭ元素の含有量（質量％）
の関係を満足させることが重要である。
【００２３】
さて、表１に示すように、ＭｎおよびＡｌ量は一定に固定し、Ｃ量とＳｉ量を種々に変化させた鋼を製造し、溶接熱影響部を模擬した再現熱サイクル試験を行ったのち、シャルピー衝撃試験を行って各鋼の靱性について調査した。
図２に、試験片に付与した再現熱サイクルパターンを示す。このパターンは、４００　ｋＪ／ｃｍ　程度の大入溶熱溶接の熱影響部を模擬したものである。
また、図３に、シャルピー衝撃試験結果を示す。図中の各記号は、その位置のＳｉ，Ｃ量の組成を有する鋼の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）の値を示したもので、○は　ｖＥ０　≧５０　Ｊの場合、△は５０Ｊ＞　ｖＥ０　≧２７Ｊの場合、×は　ｖＥ０　＜２７Ｊの場合である。
【００２４】
【表１】
2004035922.tif 000003
【００２５】
図３に示したとおり、鋼中のＣおよびＳｉ量が、上掲式（１），　（２）の関係を満足する場合に、溶接熱影響部においてとりわけ優れた高靱性が得られている。
この理由は、ＣとＳｉ量が（１），　（２）式の関係を満足すると、　９１０℃以上の平衡状態において、オーステナイト相とフェライト相の２相である温度域幅が２５℃以上となり、かつその２相域の低温側にオーステナイト単相域が存在するようになるため、オーステナイト粒の粗大化が効果的に抑制され、かつ組織の微細化が達成されるからである。
【００２６】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｎｂ：０．１　％以下、Ｖ：０．１　％以下、Ｔｉ：０．１　％以下
Ｎｂ，ＶおよびＴｉはいずれも、鋼板の強度を高めるのに有用な元素であるが、含有量が　０．１％を超えると靱性を劣化させるので、いずれも　０．１％以下で含有させるものとする。
【００２７】
Ｃｕ：３．０　％以下、Ｎｉ：５．０　％以下、Ｃｒ：１．０　％以下、Ｍｏ：１．０　％以下
Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏはいずれも、鋼板の強度向上に有用な元素であるが、Ｃｕは含有量が　３．０％を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させ、Ｎｉは高価であり、Ｃｒは含有量が　１．０％を超えると溶接熱影響部の靱性を劣化させ、Ｍｏは含有量が　１．０％を超えると靱性に悪影響を及ぼすので、それぞれ上記の範囲で含有させるものとする。
【００２８】
Ｂ：０．００４０％以下、Ｎ：０．０１０　％以下、Ｃａ：０．００３０％以下、　ＲＥＭ：０．０２％以下、Ｍｇ：０．００５　％以下
Ｂは、微量で高強度化に寄与する有用元素であるが、含有量が０．００４０％を超えると溶接熱影響部の靱性を劣化させるので、Ｂは０．００４０％以下で含有させるものとする。
Ｎは、不純物として鋼中に不可避に混入してくる元素であるが、含有量が０．０１０　％を超えると鋼材の靱性を劣化させるので、Ｎは　０．０１０％以下で含有させるものとする。
Ｃａは、Ｓの固定による靱性向上に有用な元素であるが、含有量が０．００３０％を超えるとその効果は飽和するので、Ｃａは０．００３０％以下で含有させるものとする。
ＲＥＭは、靱性の向上に有効に寄与するが、含有量が０．０２％を超えるとその効果は飽和するので、上限を０．０２％とした。
Ｍｇは、結晶粒の細粒化に有用な元素であるが、含有量が　０．００５％を超えるとその効果は飽和に達するので、上限を　０．００５％とした。
【００２９】
なお、この発明の溶接構造用鋼の製造方法は、特に制限されることはなく、従来から公知の方法に従って製造すれば良い。
例えば、上記の好適成分組成に調製した溶鋼を、連続鋳造法でスラブとしたのち、１０００〜１２５０℃に加熱してから、熱間圧延を施せば良い。
【００３０】
【実施例】
表２に示す種々の成分組成に調整した鋼スラブを、１１００℃に加熱後、熱間圧延により５５ｍｍの厚鋼板とした。得られた各鋼板の板厚１／４位置から、ＪＩＳ　４　号引張試験片を採取し、引張試験を行って母材の降伏強さ（ＹＰ）および引張強さ（ＴＳ）を求めた。また、同じく各鋼板の板厚１／４　位置から、ＪＩＳ　４　号衝撃試験片を採取し、シャルピー試験を行って母材の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）を求めた。
また、各鋼板から採取した継手用試験板に、Ｖ開先を施し、２電極サブマージアーク溶接（溶接入熱量：４５０　ｋＪ／ｃｍ）により、溶接継手を作製した。これらの溶接継手から切り欠き位置をボンド部とするＪＩＳ　４　号衝撃試験片を採取し、試験温度：０℃でのシャルピー衝撃試験を行って、継ぎ手ボンド部の０℃における吸収エネルギー（ｖＥ０）を求めた。
得られた結果を表３に示す。
【００３１】
【表２】
2004035922.tif 000004
【００３２】
【表３】
2004035922.tif 000005
【００３３】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、溶接入熱：４５０　ｋＪ／ｃｍ　の大入熱溶接施工を施した場合であっても、ボンド部での　ｖＥ０　が７０Ｊ以上と優れた溶接熱影響部靱性が得られることが分かる。
【００３４】
【発明の効果】
かくして、この発明に従い、９１０　℃以上の平衡状態においてオーステナイト相とフェライト相の２相である温度域幅が２５℃以上あり、かつその２相域の低温側にオーステナイト単相である温度域が存在するように成分調整することにより、１００　ｋＪ／ｃｍ　を超える大入熱溶接を施した場合であっても、優れた溶接熱影響部靱性を得ることができる。従って、この発明は、構造物の大型化や施工能率の向上に寄与するところ大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】この発明の概念を説明するために市販の計算ソフトによって算出した従来鋼の平衡状態図（ａ）　およびこの発明鋼の平衡状態図（ｂ）　である。
【図２】試験片に付与した再現熱サイクルパターンを示した図である。
【図３】溶接熱影響部の靱性に及ぼすＣ量とＳｉ量の影響を示したグラフである。
【図１】
2004035922.tif 000006
【図２】
2004035922.tif 000007
【図３】
2004035922.tif 000008