(57)【要約】【課題】溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５０％、Ａｌ：０．００４〜０．０３％、Ｔｉ：０．００３％以下、Ｏ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００６％以下、必要に応じ更にＣｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｃｏ，Ｗの１種又は２種以上を所定量含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。【選択図】　　図３
2004076085.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ　：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．０００５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．００４〜０．０３％、
Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｏ　：０．００１〜０．００５％、
Ｎ　：０．００６％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【請求項２】
質量％で、さらに、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、
Ｃｒ：１％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ　：０．０５％以下、
Ｂ　：０．００２％以下、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、
Ｔａ：０．０５％以下、
Ｃｏ：０．０５％以下、
Ｗ　：０．０５％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【請求項３】
質量％で、さらに、
Ｃａ：０．００４％以下、
Ｍｇ：０．００６％以下、
ＲＥＭ：０．００４％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【請求項４】
０．０５〜０．２μｍのアルミ含有酸化物を鋼中に１００００個／ｍｍ２　以上分散していることを特徴とする請求項１乃至３のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ：以下ＨＡＺという）靭性の優れた鋼材に関するものである。本発明の鋼材は、小入熱溶接から超大入熱溶接までの広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靭性を有するので、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種溶接鋼構造物に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】
ＨＡＺにおいては、溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では、加熱オーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。
【０００３】
このような問題点を解決する手段として、特開昭６０−２４５７６８号公報、特開昭６０−１５２６２６号公報、特開昭６３−２１０２３５号公報、特開平２−２５０９１７号公報、特開平１−７３３２０号公報は、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成させ、ＨＡＺ靭性の向上を図ってきた。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これらの技術によって製造された鋼も、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接ＨＡＺにおいては、十分な靭性を得ることは困難であった。
本発明が解決しようとする課題は、大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、例えば溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上を狙いとして、▲１▼加熱γ粒成長抑制、▲２▼微細酸化物の多量分散について鋭意研究し、新たな金属学的効果を知見して本発明に至った。
【０００６】
本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、
Ｃ　：０．０３〜０．２％、　　　　Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％、　　　　　　　Ｐ　：０．０１５％以下、
Ｓ　：０．０００５〜０．００５０％、
Ａｌ：０．００４〜０．０３％、　　Ｔｉ：０．００３％以下、
Ｏ　：０．００１〜０．００５％、　Ｎ　：０．００６％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
（２）質量％で、さらに、
Ｃｕ：１．５％以下、　　　　Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１％以下、　　　　　　Ｃｒ：１％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、　　　Ｖ　：０．０５％以下、
Ｂ　：０．００２％以下、　　Ｚｒ：０．０００５〜０．０３％、
Ｔａ：０．０５％以下、　　　Ｃｏ：０．０５％以下、
Ｗ　：０．０５％以下、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
（３）質量％で、さらに、
Ｃａ：０．００４％以下、　　Ｍｇ：０．００６％以下、
ＲＥＭ：０．００４％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
（４）０．０５〜０．２μｍのアルミ含有酸化物を鋼中に１００００個／ｍｍ２　以上分散していることを特徴とする上記（１）乃至（３）のいずれかに記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明で知見した新たな金属学的効果について以下に説明する。
まず、加熱γ粒成長抑制について説明する。
溶接線近傍ＨＡＺは加熱温度が１４００℃にも及ぶため、炭化物や窒化物が溶解・粗大化することでγ粒界の移動をピンニングする力が著しく低下し、γ粒の成長を避けることはできなかった。そこで、１４００℃以上の高温でも熱的に安定である酸化物によるピンニングによってγ粒成長を抑制することを検討した。
その結果、鋼中の微量のＡｌ，Ｓ，Ｔｉ，Ｏの含有量を制御することで、従来にない極めて微細なアルミ酸化物が多量に生成することを見いだした。
【０００８】
すなわち、上記Ａｌ，Ｓ，Ｔｉ，Ｏの中で、ＡｌとＯについてはピンニング粒子であるアルミ酸化物の生成には必須の元素である。さらに極めて微細なアルミ酸化物の多量生成のためには、特にＳとＴｉの成分量の制御が重要であり、ＳとＴｉの成分量を適切に制御することで、微細なアルミ酸化物の多量生成を促進させる効果があることを新たに見出した。微細なアルミ酸化物を多量に生成することで、γ粒界の移動をピンニングする力が大きくなり、γ粒成長を抑制することができる。
【０００９】
図１は、溶接冷却時の８００℃から５００℃までの冷却時間が３３０ｓである場合のＨＡＺ靭性に及ぼすγ粒径の影響を示す。
縦軸はシャルピー試験結果であり、―２０℃における衝撃吸収エネルギーをＪ（ジュール）の単位で表したものである。この冷却時間は板厚８０ｍｍの鋼材の約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接した場合に相当する。
【００１０】
図１から、γ粒の細粒化に伴いＨＡＺ靭性が向上することがわかる。これは、γ粒の細粒化に伴ってγ粒界から変態する粒界フェライトやフェライトサイドプレートが小さくなり、ＨＡＺ組織が微細化されるためである。このような効果はγ粒径が１５０μｍ以下の時に顕著である。
従って、γ粒径を１５０μｍ以下とするためのアルミ酸化物の分散状態は、Ａｌ，Ｓ，Ｔｉ，Ｏの量を本発明の範囲に制御することで達成されることを見出した。
【００１１】
以下にＡｌ，Ｓ，Ｔｉ，Ｏも含めて、各々の化学成分の限定理由について説明する。以下の説明において、成分含有量は質量％である。
Ｃの下限０．０３％は、母材および溶接部の強度、靭性を確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると母材およびＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるため、その上限を０．２％とする。
【００１２】
Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．４％とする。良好なＨＡＺ靭性を得るためにはＳｉを０．３％以下にするのが望ましい。
【００１３】
Ｍｎは母材および溶接部の強度、靭性の確保に不可欠であり、下限を０．５％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させたり、スラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるため上限を２％とする。
【００１４】
Ｐは本発明鋼において不純物元素であり、０．０１５％以下とする。Ｐの低減はスラブ中心偏析の軽減を通じて母材およびＨＡＺの機械的性質を改善し、さらには、ＨＡＺの粒界破壊を抑制する。
【００１５】
Ｓは、少なすぎるとピンニング粒子として作用する微細なアルミ酸化物の個数が少なく、ＨＡＺ靭性が劣化する。Ｓ濃度の下限は０．０００５％とする。一方Ｓは、多すぎると中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりするため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化する。したがって、上限を０．００５％とする。
【００１６】
Ａｌは、γ粒成長のピンニング粒子である粒径が０．０５〜０．２μｍのアルミ酸化物の個数を制御する上で重要である。Ａｌが０．００４％未満の場合、アルミ酸化物の個数が１００００個／ｍｍ２　未満となり、γ粒が十分に細粒化されず、良好なＨＡＺ靭性が得られない。一方、Ａｌが０．０３％を超えて添加してもその効果は飽和する。したがって、Ａｌは０．００４〜０．０３％とする。
【００１７】
Ｔｉは、ピンニング粒子としてアルミ酸化物の分散状態を制御する上で重要であり、０．００３％以下に制御しなければならない。
【００１８】
Ｏは、ピンニング粒子であるアルミ酸化物の個数を確保する上で必要である。Ｏが０．００１％未満の場合、酸化物の個数が不足し、ＨＡＺ靭性が劣化する。一方、Ｏが０．００５％を超える場合、鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化する。
【００１９】
Ｎは、０．００６％を超える場合、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあっても実質的に固溶Ｎが過剰となり、ＨＡＺ靭性が低下する。Ｎの下限は特に限定しないが、製造上０．００２０％程度とするのが好ましい。
【００２０】
続いて、Ｃｕ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｖ，Ｂ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｃｏ，Ｗを添加することが好ましい理由について説明する。
Ｃｕ，Ｎｉは溶接性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００２１】
Ｍｏ、Ｃｒは母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１％を超えると母材の靭性、溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００２２】
Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であり、母材の機械的性質を控除させる。しかし、０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化する。
【００２３】
Ｖは母材の靭性を向上させる。しかし０．０５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００２４】
Ｂは焼き入れ性を高めて母材やＨＡＺの機械的性質を向上させる。しかし、０．００２％を超えて添加するとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化する。
【００２５】
ＺｒはＭｎに優先して高温で硫化物を形成し、熱間圧延時に硫化物が延伸化されることを軽減し、製品の母材やＨＡＺの機械的性質の向上に有効である。その効果を発揮する下限は０．０００５％である。但し０．０３％を超えるとＨＡＺ靭性が劣化するため、上限は０．０３％とする。
【００２６】
Ｔａ，Ｃｏ，Ｗは母材の強度、靭性を向上させる。しかし、０．０５％を超えると母材の靭性、溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００２７】
続いて、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭを添加することがさらに好ましい理由について説明する。
ＣａとＭｇとＲＥＭは酸化物や硫化物を形成して材質を改善する。ここでＲＥＭとは、Ｌａ，Ｃｅ，Ｙなどの希土類金属元素を示す。これらの元素の濃度が高すぎると、０．０５〜０．２μｍのアルミ酸化物の多量生成に有効に作用するＳが少なくなる。多量に添加しても改善効果が飽和するし、必要以上に添加することは製造コストの増加を招き好ましくない。そのため、濃度の上限を次のように規制する。すなわち、Ｃａは０．００４％以下、Ｍｇは０．００６％以下、ＲＥＭはを０．００４％以下とする。
【００２８】
次に、微細なアルミ酸化物の好ましい生成量について検討した。
図２は１４００℃で３０ｓ間保持した場合のγ粒に及ぼす０．０５以上０．２μｍ未満のアルミ酸化物の個数の影響を示す。ここで、微細なアルミ酸化物の大きさを０．０５以上０．２μｍ未満としたのは、０．０５μｍ未満及び０．２μｍ超のアルミ酸化物は、その数が極端に少なく、γ粒成長抑制には寄与しないと考えられるためである。この加熱条件は、板厚８０ｍｍの鋼材を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接した時の溶融線近傍ＨＡＺに相当する。図２から、アルミ酸化物の個数が１００００個／ｍｍ２　未満の場合には、γ粒径が１５０μｍ以上になり、ＨＡＺ組織が十分に微細化されないために良好な靭性は得られにくいことが分かる。
【００２９】
また、Ｓ濃度およびＴｉ濃度と、微細なアルミ酸化物の生成量との関係についても検討した。
図３に、Ｔｉ濃度が０．００３％の場合の、０．０５〜０．２μｍのアルミ酸化物の個数に及ぼすＳ濃度の影響を示す。この場合、Ｓ濃度を０．０００５％以上にすることで、０．０５〜０．２μｍのアルミ酸化物の個数を１００００個／ｍｍ２　以上にすることができる。
【００３０】
図４に、Ｓ濃度が０．００５％の場合の、０．０５〜０．２μｍのアルミ酸化物の個数に及ぼすＴｉ濃度の影響を示す。この場合、Ｓ濃度を０．０００５％にしても、Ｔｉが０．００３％以下の場合、０．０５〜０．２μｍのアルミ酸化物の個数を１００００個／ｍｍ２　以上にすることができる。
従って、０．０５〜０．２μｍのアルミ含有酸化物を鋼中に１００００個／ｍｍ２　以上分散していることが好ましい。
【００３１】
また、本発明鋼の製造方法は、鉄鋼業の製鋼工程において、本発明の範囲内の所定の化学成分に調整し、連続鋳造を行い、鋳片を再加熱した後に厚板圧延によって形状と母材材質を付与することで製造される。必要に応じ、鋼材に各種の熱処理を施して母材の材質を制御することも行われる。鋳片を再加熱することなく、ホットチャージ圧延することも可能である。
【００３２】
本発明で規定した酸化物の分散状態は、例えば以下にような方法で定量的に測定される。
０．０５以上０．２μｍ未満のアルミ酸化物の分散状態は、母材鋼材の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ２　以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの析出物の個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算する。このとき、アルミ酸化物の同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。
【００３３】
このような同定を測定するすべての複合析出物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的に次の手順を用いても良い。まず、対象となる大きさの析出物の個数を上記の要領で測定する。
次に、このような方法で個数を測定した析出物のうち少なくとも１０個以上について上記の要領で同定を行い、アルミ酸化物が存在している割合を算出する。
そして、始めに測定された析出物の個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複合析出物の観察を容易にすることができる。
【００３４】
【実施例】
表１に鋼材の化学成分と介在物の分散状態を、表２に鋼材の製造条件と機械的性質を示す。
表１のピンニング粒子の個数の測定は、鋼材母材の板厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し、これを３００００倍の倍率で２０００μｍ２　の面積に渡ってＴＥＭ観察することで行った。
【００３５】
表１，表２から分かるように、本発明鋼は、溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接部あるいはエレクトロスラグ溶接部の溶融線において、従来にない良好なＨＡＺ靭性を有する。本発明鋼は、Ａｌ，Ｔｉ，Ｓ，Ｏの量を厳密に制御し、γ粒成長抑制に有効な酸化物の分散状態を有することで、大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を達成している。
【００３６】
一方、比較鋼は化学成分や酸化物の分散状態が適正でないため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣っている。
鋼１２は、Ｃの量が低すぎるために、鋼１３はＣ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣る。鋼１４は、Ｓｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靭性が劣る。鋼１５はＭｎ量が低すぎるために、鋼１６はＭｎ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣る。鋼１７はＰ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣る。鋼１８は、Ｓ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靭性が劣る。鋼１８は、Ｓ量が低すぎるために、ＨＡＺの靭性が劣る。
【００３７】
鋼２０は、Ａｌ量が低すぎるためにアルミ酸化物の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２１はＴｉ量が高すぎるため、ピンニング粒子であるアルミ酸化物が少なく、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２２は、Ｏ量が低すぎるため、アルミ酸化物の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼２３はＯ量が高すぎるため、鋼の清浄度が悪くなり、破壊起点が増えてＨＡＺ靭性が劣る。
【００３８】
【表１】
2004076085.tif 000003
【００３９】
【表２】
2004076085.tif 000004
【００４０】
【発明の効果】
本発明により、大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を有する鋼材の製造が可能となり、各種の溶接構造物の安全性が格段に向上できる。また、本発明鋼を使用することで高能率溶接の適用範囲が広がり、溶接施工コストを大幅に低減することを可能とする。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＨＡＺ靭性に及ぼすγ粒径の影響を示す図である。
【図２】１４００℃加熱γ粒径に及ぼすピンニング粒子個数の影響を示す図である。
【図３】０．０５〜０．２μｍのアルミ酸化物個数に及ぼすＳ濃度の影響を示す図である。
【図４】０．０５〜０．２μｍのアルミ酸化物個数に及ぼすＴｉ濃度の影響を示す図である。
【図１】
2004076085.tif 000005
【図２】
2004076085.tif 000006
【図３】
2004076085.tif 000007
【図４】
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