(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００７％を含有し、且つ，ＣａＯとして存在する酸素量の全酸素量に対する割合（Ｘ）：０．０８〜０．２５、ＣａＳとして存在する硫黄量の全硫黄量に対する割合（Ｙ）：０．１〜０．３を満足する残部鉄及び不可避不純物よりなる溶接熱影響部の靭性に優れた低温用溶接構造用高張力鋼。
但し、Ｘ＝（ＣａＯとして存在する酸素の量）／（鋼中に含まれる全酸素量）
Ｙ＝（ＣａＳとして存在する硫黄の量）／（鋼中に含まれる全硫黄量）
各量は、鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とする。
【請求項２】
更に鋼成分として質量％で、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％の一種または二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の靭性に優れた低温用溶接構造用高張力鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、貯槽タンク、船舶、橋梁および建築等の大型溶接鋼構造物に用いられる高張力鋼で、特に入熱が６０ｋＪ／ｃｍ程度の大入熱溶接熱影響部における低温（−４０℃以下）靭性に優れたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、鋼構造物は大型化される傾向にあり、施工費を低減させる観点から溶接作業の工数削減、能率向上が可能となる大入熱溶接が適用されるようになってきた。
【０００３】
大入熱のエレクトロガス溶接やサブマージアーク溶接を高張力鋼に適用した場合、溶接熱影響部の靭性劣化が問題となり、その原因として、１．オーステナイト結晶粒の粗大化、２．上部ベイナイトの生成、３．島状マルテンサイの生成が挙げられている。
【０００４】
特公昭５５−２６１６４号公報には、微細なＴｉＮを析出させ、γ結晶粒の粗大化を抑制し、溶接熱影響部靭性を確保する技術が開示されている。しかし、ＴｉＮは１４００℃を超えると大部分が母材に固溶するため、ＢＯＮＤ部の結晶粒は粗大化し、靭性の劣化が避けられない。
【０００５】
特開昭６１−７９７４５号公報は、Ｔｉ酸化物粒子を粒内フェライトの核生成サイトとし、特開平５−２８７３７４号公報には、Ｃａ酸化物、Ｃａオキシサルファイドを粒内アシキュラーフェライトの核生成サイトとし、溶接部の組織を微細化して靭性を改善することが記載されている。
【０００６】
また、特開平１０−１８３２９５号公報には、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物を核とし、ＴｉＮやＭｎＳを析出させ、γ結晶粒の粗大化を抑制するとともに粒内フェライトの生成を促進し、溶接熱影響部靭性を改善することが記載されている。
【０００７】
本技術は、脱酸工程において溶鋼の溶存酸素量をＳｉで調整した後、Ｔｉ，Ａｌ，Ｃａの順で脱酸することを特徴としている。
【０００８】
しかしながら、特開平５−２８７３７４号公報による方法では、Ｃａ酸化物を安定に確保するため、Ｏを０．００４０％以下とし、強脱酸元素のＡｌを０．００７％以下の微小量に制御しなければならない。
【０００９】
更に、Ｃａ酸化物を生成させるため、Ｏが適度に残存するようＡｌ量を調整しなければならず、実機に適用した場合は、Ａｌを含有させることはできない。
【００１０】
実質的にＡｌを含有しない鋼において、更に微細な酸化物を鋼中に均一分散させるには、その脱酸方法や各種元素の添加手順を厳密に制御する必要があり、実操業上、負担が大きい。
【００１１】
また、鋼中Ａｌ量が少ない場合、一般的な溶接材料では、溶接金属部の靭性劣化の生じることがある。
【００１２】
特開平１０−１８３２９５号公報による方法では、Ｔｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物やＴｉＮ，ＭｎＳを効果的に多数を均一微細に分散させるため、Ｓｉによる予備脱酸で溶存酸素濃度を２０〜８０ｐｐｍとした溶鋼にＴｉを添加して脱酸処理し、その後適量のＡｌやＣａを短時間のうちに添加しなければならず、実操業上、困難なことが多い。
【００１３】
更に、対象とする溶接部の低温靭性は、−２０℃程度に過ぎず、ＬＰＧタンク等の低温用構造物には適用できない。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、入熱６０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接溶接部のＢＯＮＤ部で優れた低温靭性（−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以上）を有する高張力鋼を提供することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、入熱６０ｋＪ／ｃｍ以上による溶接熱影響部、特にＢＯＮＤ部の組織について詳細に検討し、Ｔｉ−Ｃａ複合添加及びＣａＯ及びＣａＳ量の最適化により、結晶粒が微細化し、且つ粒内フェライトの形成が促進され、良好な低温靭性の得られることを知見した。
【００１６】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は、
１．質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１２％、Ｓｉ：０．０１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５０％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００７％を含有し、且つ，ＣａＯとして存在する酸素量の全酸素量に対する割合（Ｘ）：０．０８〜０．２５、ＣａＳとして存在する硫黄量の全硫黄量に対する割合（Ｙ）：０．１〜０．３を満足する残部実質的に鉄及び不可避不純物よりなる溶接熱影響部の靭性に優れた低温用溶接構造用高張力鋼。
【００１７】
但し、Ｘ＝（ＣａＯとして存在する酸素の量）／（鋼中に含まれる全酸素量）
Ｙ＝（ＣａＳとして存在する硫黄の量）／（鋼中に含まれる全硫黄量）
各量は、鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とする。
【００１８】
２．更に，鋼成分として質量％で、Ｃｕ≦０．５％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％の一種または二種以上を含有することを特徴とする1記載の溶接熱影響部の靭性に優れた低温用溶接構造用高張力鋼。
【００１９】
【発明の実施の形態】
以下、本発明における成分限定理由について詳細に説明する。
【００２０】
本発明では、溶接熱影響部において、フェライトの核生成を促進し、その組織を微細化させることを特徴とする。
【００２１】
適量のフェライト核生成サイトを確保するため、Ｃａ−Ａｌ系複合酸化物におけるＣａＯとＣａＳの比率を全酸素量、全硫黄量に対するそれぞれの割合として規定する。
【００２２】
Ｘ｛＝（ＣａＯとして存在する酸素の量）／（鋼中に含まれる全酸素量）｝：０．０８〜０．２５
Ｙ｛＝（ＣａＳとして存在する硫黄の量）／（鋼中に含まれる全硫黄量）｝：０．１〜０．３
但し、各量は、鋼中含有量（ｍａｓｓ％）とする。
【００２３】
Ｘは、（ＣａＯとして存在する酸素の量）／（鋼中に含まれる全酸素量）で、０．０８未満では、アルミナの割合が上昇し、フェライト形成は促進されず、一方、０．２５を超えると介在物が粗大化し、靭性が低下するため、０．０８〜０．２５とする。
【００２４】
Ｙは、（ＣａＳとして存在する硫黄の量）／（鋼中に含まれる全硫黄量）で、Ｘが０．０８〜０．２５の範囲内において、０．１未満では、固溶Ｓが増加し、靭性が低下し、０．３を超えるとＣａＳが粗大化し、フェライト形成が抑制されるため、０．１〜０．３とする。
【００２５】
尚、ＣａＯとして存在する酸素量［ＯasＣａＯ］は、臭素メタノール法または沃素メタノール法によって、鋼中から抽出分離した残渣を、アルカリ溶解処理し、ＩＣＰ発光分光分析によってＣａ濃度（［Ｃａ］Br-M，ppm）を測定し、Ｃａ濃度からＣａＯとなる酸素量（ＯasＣａＯ，ppm）を以下の式により求める。鋼中全酸素量は、不活性ガス溶融−赤外線吸収法によって測定する。
【００２６】
［ＯasＣａＯ］＝２．５×［Ｃａ］Br-M
ＣａＳとして存在する硫黄量［ＳasＣａＳ］は、以下の式による。
【００２７】
［ＳasＣａＳ］＝０．８×（［Ｃａ］MS−［Ｃａ］Br-M）
但し、Ｃａ濃度（［Ｃａ］MS，ppm）は、４％ＭＳ系電解抽出法によって、鋼中から抽出分離した残渣を、アルカリ溶解処理し、ＩＣＰ発光分光分析によって求め、鋼中の全硫黄量は、酸素気流中燃焼ー赤外線吸収法によって測定する。
【００２８】
Ｃａ−Ａｌ系複合酸化物を構成するＣａＯ，ＣａＳが上記のように規定された場合、溶接熱影響部のＢＯＮＤ部靭性が向上する理由として、析出物の形態がフェライトの核生成サイトに好適となり、フェライトの核生成サイトが増加したためと考えられるが詳細は不明である。
【００２９】
また、本酸化物は、熱的に非常に安定で、溶接による影響が少ないため、母材で規定された析出形態が溶接部で損なわれることはなく、その効果を発揮する。
【００３０】
上記Ｘ，Ｙを満足する鋼の製造方法は特に限定しないが、Ｃａ添加後、溶鋼処理温度を１６２０℃から１６７０℃に上昇させる等、溶鋼温度の調整によることが望ましい。連続鋳造後、スラブをＡｒ3超えの温度で圧延する直接圧延の適用をすることは何等差し支えない。
【００３１】
本発明鋼は、上述したＣａ−Ａｌ系複合酸化物によるフェライト核生成を促進し、且つ、大型構造物に適用される低温用溶接構造用高張力鋼材として、必要な機械的特性を満足させるため、以下の成分組成とする。
【００３２】
Ｃ
Ｃは強度を確保するために有効な元素である。その効果を得るため、０．０４％以上添加する。一方、０．１２％を超えて多量に添加すると、溶接熱影響部部に島状マルテンサイトが生成しやすくなり、靭性が低下し、また溶接性も劣化するため、０．０４〜０．１２％（０．０４％以上、０．１２％以下）とする。
【００３３】
Ｓｉ
Ｓｉは、強度を確保し、製鋼過程において脱酸剤として必要なため添加する。０．０１％未満ではその効果が不十分で、０．０１％以上添加する。一方、０．５％を超えて添加すると高炭素島状マルテンサイトが生成し、溶接熱影響部靭性が劣化するため、０．０１〜０．５％とする。
【００３４】
Ｍｎ
Ｍｎは、強度を確保するため添加する。０．５％未満ではその効果が不十分で、０．５％以上添加する。一方、２．０％を超えて添加すると焼入れ性を増大させ、溶接性、溶接熱影響部靭性が劣化するため、０．５〜２．０％とする。
【００３５】
Ｓ
Ｓは、溶接熱影響部においてフェライトの核生成サイトとなるＣａＳを生成させるため必要である。その効果を得るため、０．００１％以上とする。一方、０．０１％を超えると、母材および溶接部の靭性が劣化し、また、溶接部の割れ感受性も劣化させるため、０．００１〜０．０１％とする。
【００３６】
Ｔｉ
Ｔｉは、溶接熱影響部でγ粒の粗大化を抑制するとともに、Ｃａと複合添加した場合、フェライトの核生成を促進するＴｉＮをＣａによるＣａ−Ａｌ複合酸化物を核として生成するため添加する。その効果を得るため、０．００５％以上添加する。一方、０．０２％を超えると、母材および溶接熱影響部の靭性を劣化させる粗大なＴｉＣが析出するため、０．００５〜０．０２％とする。
【００３７】
ｓｏｌ．Ａｌ
Ａｌは脱酸剤および粒内フェライトの析出サイトとなる介在物を生成させるため、添加する。その効果を得るため、０．０１５％以上添加する。一方、０．０５０％以上添加すると介在物が粗大となり、靭性が低下するため、０．０１５〜０．０５０％とする。
【００３８】
Ｃａ
Ｃａは、Ｃａ−Ａｌ系複合酸化物を生成し、それを核にＣａＯ（引き続きＴｉＮの析出核となる。）やＣａＳを析出させ、粒内フェライトを析出させる効果があり、本願発明では重要な元素で必須添加とする。０．００１％未満ではその効果が十分得られず、一方、０．００４％を超えて添加すると、大型介在物やクラスターが生成し、鋼の清浄度が劣化するため、０．００１〜０．００４％とする。
【００３９】
Ｎ
Ｎは、ＴｉＮを生成し、溶接熱影響部でγ結晶粒の粗大化を抑制すると共に、フェライトの核生成となり、粒内フェライトを析出させるため、０．００１％以上とする。一方、０．００５％を超えると固溶Ｎが多くなり、母材、溶接部の靭性を劣化させるため、０．００１〜０．００５％とする。
【００４０】
Ｏ
Ｏは、ＴｉＮやＣａＳの核生成サイトとなるＣａ−Ａｌ系複合酸化物を生成し、溶接熱影響部の靭性を改善する。その効果を得るため、０．００１％以上とする。一方、０．００７％を超えると鋼中Ｏが過剰となり、母材靭性が劣化するため、０．００１〜０．００７％とする。
【００４１】
以上が本発明の基本成分組成であるが、その強度特性を向上させるため更にＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ，Ｂの一種又は二種以上を含有することができる。
【００４２】
Ｃｕ
Ｃｕは、過剰に添加すると溶接性を損ねると共に、析出硬化により母材や溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、０．５％以下とする。
【００４３】
Ｎｉ
Ｎｉは、過剰に添加すると溶接性を損ねると共に、製造原価を上昇させるため、１．０％以下とする。
【００４４】
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂは過剰に添加すると溶接性を損ねると共に、溶接熱影響部の靭性を劣化させるため、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．５％、Ｖ≦０．１％、Ｎｂ≦０．０３％とする。
【００４５】
Ｂ
Ｂは溶接熱影響部の靭性に有害なフェライトサイドプレートの成長を抑制するとともに、ＢＮとして固溶Ｎを固定し、溶接熱影響部の靭性劣化を防止する。しかし、過剰な添加は固溶Ｂを増加させ、溶接性を損ね、溶接熱影響部の焼入れ性を向上し、靭性を劣化させるため、０．０００３〜０．００３％
とする。
【００４６】
尚、本発明では、その作用・効果を損なわない範囲で、微量元素を含有することが可能である。
【００４７】
本発明鋼は、所望する母材の機械的特性に応じて、制御圧延、制御冷却、焼入れ焼戻しなど処理が可能で特にその製造方法は規定せず、いずれの方法でも溶接熱影響部の特性が損なわれることはない。
【００４８】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を、溶製後、１１５０〜１２５０℃に加熱し、制御圧延後、空冷により、板厚２０ｍｍの鋼板とした。
【００４９】
得られた鋼板について、母材の強度、靭性を調査すると共に、入熱６０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接で継手を製作し、溶接部のシャルピー衝撃試験（切欠き位置：ＢＯＮＤ部）を板厚１／４から採取し、試験温度−５０℃で衝撃吸収エネルギーを求めた。更に、溶接部再現熱サイクル試験（最高加熱温度１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間８０ｓｅｃ，板厚２０ｍｍ，入熱６０ｋＪ／ｃｍ）を同じく試験温度−５０℃で行った。
【００５０】
試験結果を表２に示す。本発明鋼のＮｏ．１〜１１は、引張強さ５００Ｎ／ｍｍ2，−５０℃での吸収エネルギーが２００Ｊ以上と優れ、溶接部再現熱サイクル試験結果でも５０Ｊが得られている。
【００５１】
一方、比較鋼Ｎｏ．１２〜１５、１７，１８，２２は、成分組成が本発明範囲外であり、母材特性は本発明鋼と同等であるが、溶接部再現熱サイクル試験が４０Ｊ未満と劣っている。
【００５２】
比較鋼Ｎｏ．１６は、Ｔｉ，Ｎが、比較鋼Ｎｏ．２３は、Ｓが本発明範囲外であり、母材靭性または溶接部再現熱サイクル試験結果が劣っている。
【００５３】
比較鋼Ｎｏ．２１は、Ｃ量が本発明範囲外で低く、母材強度が低く、比較鋼Ｎｏ．１９，２０，２４〜２６は、Ｘ，Ｙ値の両者が本発明範囲外で、溶接部再現熱サイクル試験結果に劣っている。
【００５４】
【表１】
0004821051.tif 000002
【００５５】
【表２】
0004821051.tif 000003
【００５６】
【発明の効果】
本発明によれば、安価な成分組成で、複雑な製造工程を要さずに低温での大入熱溶接部靭性に優れた溶接構造用鋼が得られ、産業上極めて有用である。