(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量比で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.05〜0.80％、Mn：0.5〜2.0 ％、Al：0.01〜0.08％、かつ、Ti：0.015 〜0.040 ％、Ｎ：0.0045〜0.0085％を下記式を満たす範囲で含有し、さらに、Ca：0.0003〜0.0040％、REM ：0.0010〜0.0150％の１種または２種を含有し、残部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。
記
3.60 ≦[Ti]／[N] ≦5.0 、Ｔ＝13000/(3.28-log[Ti][N])-273 ≧1500
（[Ti]：Ti含有量（％）、[N] ：Ｎ含有量（％））
【請求項２】
さらに、Nb：0.020 ％以下、Ｖ：0.005 〜0.15％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項３】
さらに、Ｂ：0.0003〜0.0025％を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の大入熱溶接用鋼材。
【請求項４】
さらに、Cu：0.1 〜1.0 ％、Ni：0.1 〜3.5 ％の１種または２種、および／または、Cr：0.1 〜1.0 ％、Mo：0.05〜0.5 ％の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の大入熱溶接用鋼材。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接構造用鋼材、特に、溶接入熱が200kJ/cmを超えるような大入熱溶接が適用される鋼材に関する。
本発明において、化学成分含有量の単位記号として用いる％は質量百分率を意味する。
【０００２】
【従来の技術】
構造物や船舶の大型化が進むにつれて、 使用鋼材の高強度・ 厚肉化が求められ、それらの施工に高能率の溶接が適用されてきた。この施工コスト削減のために、たとえば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の大入熱溶接方法の適用があげられる。一般に溶接入熱が大きくなると溶接熱影響部の組織が粗大化し靭性が低下することが知られており、その対策としてTiN の微細分散によるオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核としての利用技術が実用化されている。さらに、特開昭60−152626号公報に示されるように、さらに希土類元素（REM ）をTiと複合添加することで、鋼中に分散する析出物粒子（TiN とREM(O,S)）によりオーステナイトの異常粒成長を防止することにより、溶接部の靭性の向上が図られてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、近年の溶接技術の進歩に伴い、板厚40mmを超えるような鋼材を200 〜700kJ/cmもの大入熱で１パスで溶接することが可能となった。このような過酷な溶接条件では、熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大異常粒成長の抑制は、従来のTi添加では効果が十分ではない。
【０００４】
そこで、本発明は、入熱量が200kJ/cm以上に達する過酷な溶接条件下でも熱影響部でのオーステナイト粒粗大化を抑制しうる大入熱溶接用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】
上述のように、 溶接熱影響部の靭性向上にはオーステナイト粒の微細化が有効であり、オーステナイト粒の微細化、 すなわちオーステナイト粒の成長抑制にはTiN 粒子によるピン止めが有効である。
しかし、TiN 粒子は温度上昇により溶解する傾向にある。その場合、TiN 粒子の数は減少し、 ピン止めの効果は小さくなる。特に、溶接継手の溶融線近傍の溶接熱影響部は1500℃近くまで加熱されるため、この部位におけるTiN 粒子のほとんどが溶解・ 消失する。したがって、1500℃近くまで加熱されても、溶解しにくいTiN 粒子を析出させる必要がある。
【０００６】
本発明者らは、種々のTi、Ｎ添加鋼を溶製し、これらの鋼を用い、加熱温度を変化させた熱サイクル試験を行った。そして、熱サイクル後の鋼中のTiN 粒子を観察した。その結果、Ti量：0.015 ％以上、Ｎ量：0.0045％以上でかつ式：Ｔ＝13000/(3.28-log[Ti][N])-273 ≧1500、（[Ti]：Ti含有量（％）、[N] ：Ｎ含有量（％））が満たされる場合に限り、TiN 粒子は熱サイクル後も溶解量が少なく、 多数残存することを確認した。ここで、ＴはTiN の固溶温度 (℃）を示し、この値が大きいほどTiN が溶解しにくいことを示す。
【０００７】
さらに、TiとＮの量比率すなわち[Ti]／[N] 比が3.5 〜5.0 であれば、 オーステナイト粒は微細、すなわちTiN によるピン止め効果が現れた。
以上の知見に加え、さらに大入熱溶接熱影響部のミクロ組織制御の観点から合金元素添加量の適正化を行った結果、大入熱溶接時の低温靭性の著しい改善が可能となった。
【０００８】
すなわち、本発明による大入熱溶接用鋼材は、
Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.05〜0.80％、Mn：0.5 〜2.0 ％、Al：0.01〜0.08％、かつ、Ti：0.015 〜0.040 ％、Ｎ：0.0045〜0.0085％を式
3.60≦[Ti]／[N] ≦5.0 、Ｔ＝13000/(3.28-log[Ti][N])-273 ≧1500
（[Ti]：Ti含有量（％）、[N] ：Ｎ含有量（％））
を満たす範囲で含有し、さらに、Ca：0.0003〜0.0040％、REM ：0.0010〜0.0150％の１種または２種を含有し、残部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である。本発明では、さらに、Nb：0.020 ％以下、Ｖ：0.005 〜0.15％の１種または２種を含有してもよい。また、本発明では、さらに、Ｂ：0.0003〜0.0025％を含有してもよい。また、本発明では、さらに、Cu：0.1 〜1.0 ％、Ni：0.1 〜3.5 ％の１種または２種、および／または、Cr：0.1 〜1.0 ％、Mo：0.05〜0.5 ％の１種または２種を含有してもよい。
【０００９】
【発明の実施の形態】
次に各成分の限定理由について説明する。
Ｃ：0.01〜0.15％
Ｃ量は構造用鋼として必要な強度を得るために下限を0.01％とし、溶接割れの観点から上限を0.15％とした。
【００１０】
Si：0.05〜0.80％
Siは製鋼上0.05％以上が必要であり、0.80％を超えると母材の靭性を劣化させる。
Mn：0.5 〜2.0 ％
Mnは母材の強度を確保するために0.5 ％以上は必要であり、2.0 ％を超えると溶接部の靭性を著しく劣化させる。
【００１１】
Al：0.01〜0.08％
Alは鋼の脱酸上0.01％以上は必要であり、0.08％を超えて添加すると母材の靭性を低下させると同時に母材から溶接金属部への希釈によって溶接金属部の靭性を劣化させる。
Ti：0.015 〜0.040 ％
Tiは凝固時にTiN となって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化抑制に効果的である。さらにフェライト変態核となって高靭性化に寄与する。既述のとおり0.015 ％未満では、TiN は比較的低温で溶解・ 消失し、その量が不足する。その結果、溶接熱影響部の靭性を劣化させる。さらに、0.015 ％未満であると、母材強度の確保が困難である。したがって、Tiの下限値は0.015 ％とした。一方、0.040 ％を超えると母材靭性に悪影響を与えるので、Ti量は0.015 〜0.040 ％とした。
【００１２】
Ｎ：0.0045〜0.0085％
ＮはTiN の形成に重要な元素であり、0.0045％未満ではTiN が比較的低温で溶解・ 消失し、その量が不足する。また、0.0085％を超えると溶接熱サイクルによってTiN が溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって靭性を著しく低下させる。なお、好ましくはＮ：0.0050％超〜0.0085％である。
【００１３】
Ca：0.0003〜0.0040％
Caは、溶接熱影響部において、Ca(O,S) として析出し、微細フェライトの生成を促進し、溶接熱影響部の高靭化に寄与する。この効果は、0.0003％以上で発現する。また、0.0040％超では、この効果が飽和する。
REM ：0.0010〜0.0150％
REM は、溶接熱影響部において、REM(O,S)として析出し、オーステナイト粒の粗大化を抑制し、 溶接熱影響部の高靭化に寄与する。この効果は、0.0010％以上で発現する。また、0.0150％超では、この効果が飽和する。
【００１４】
Nb：0.020 ％以下
Nbは熱間圧延時、または圧延後の冷却過程で炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与するが、溶接継手の熱影響部の靭性を劣化させるので、0.020 ％を上限とした。
Ｖ：0.005 〜0.15％
Ｖも同じく熱間圧延時、または圧延後の冷却過程で炭窒化物を形成し、強度上昇に寄与するため、母材の強度および継手の強度確保のために添加するが、0.005 ％未満ではその効果に乏しく、一方、0.15％を超えると靭性の低下を招くため、0.005 〜0.15％とした。
【００１５】
Ｂ：0.0003〜0.0025％
Ｂは、0.0003％を超える添加により、鋼の高強度化に寄与する。また、溶接熱影響部において固溶Ｎと化合（BNとして析出）することによって、靭性に悪影響を与える固溶Ｎの量を減少させる働きがある。さらにBNは、オーステナイト粒内から靭性に効果的である微細フェライトの析出を促進させる。この効果は、0.0003％以上で発現する。しかし、0.0025％を超えて添加すると著しく硬化して母材靭性の劣化を招く虞がある。
【００１６】
Cu：0.1 〜1.0 ％
Cuは0.1 ％以上の添加によって、固溶効果による強度上昇が起こるが、1.0 ％を超える添加を行った場合、特に大入熱溶接のような冷却の遅い場合に鋼中に単体として析出し、靭性の劣化を起こす場合があるため、上限を1.0 ％とする。
Ni：0.1 〜3.5 ％
Niは0.1 ％以上の添加によって、 母材の高靭性を保ちつつ強度を上昇させるが、高価であるため上限を3.5 ％とした。
【００１７】
Cr：0.1 〜1.0 ％
Mo：0.05〜0.5 ％
Cr、Moは母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靭性に悪影響を与えるために、下限をそれぞれ0.1 ％、0.05％とし、また、上限をそれぞれ1.0 ％、0.5 ％とした。
【００１８】
なお、 上記成分以外に、 不可避的不純物が含有される。不可避的不純物の主なものはＰ、Ｓ、Ｏであり、これらは、それぞれ0.050 ％、0.010 ％、0.010 ％までは許容しうる。
以上のように、本発明によれば、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材を得ることができる。なお、本発明の鋼材は、銑鉄を転炉で鋼とした後、ＲＨで脱ガスを行い、連続鋳造または造塊- 分塊工程を経て鋼片とし、これを再加熱して熱間圧延し、あるいはさらに、加速冷却、直接焼入れ焼戻し、再加熱焼入れ焼戻し、焼準、焼戻し処理の１つ以上を施して製造する。
【００１９】
【実施例】
表１に示す化学組成になる鋼片を加熱、圧延して、板厚50mmの鋼材となし、これらの鋼材について、板厚1/4 部から採取した試験片を用い、引張試験およびシャルピー衝撃試験を行い、母材の強度・ 延性およびシャルピー破面遷移温度（vTrs）を調査した。次に、エレクトロガスアーク溶接（入熱500kJ/cm）にて各鋼材の溶接継手を製作し、継手板厚1/4 部から採取したシャルピー試験片の溶接熱影響部にノッチを導入し、-20 ℃でシャルピー試験を行った。それらの結果を表２に示す。
【００２０】
【表１】
0004792643.tif 000002
【００２１】
【表２】
0004792643.tif 000003
表２に示すとおり、発明鋼(No.1-11) を用いた溶接継手においては、いずれも-20 ℃で200Jを超える高いシャルピー吸収エネルギー(vE -20 ) を得た。一方、比較鋼(No.12-15)では、吸収エネルギーが著しく低い。No.12,13はそれぞれTi, Ｎ量が不足し、No.14 では[Ti]/[N]比が5.0 超となっている。また、No.15 ではTi、Ｎ量は適正範囲であるが、Ｔ値が1500未満となっている。また、比較鋼（No.16)はTi、Ｎが適正範囲上限を超え、吸収エネルギーが低くなっている。また、比較鋼(No.17-19)は、それぞれＣ、Si、Mnが適正範囲上限を超え、母材シャルピー破面遷移温度（vTrs）が上昇、 すなわち靭性が劣化し、さらに溶接継手の母材熱影響部（ＨＡＺ）のシャルピー吸収エネルギーも著しく低下している。
【００２２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、大入熱溶接を施されても溶接継手熱影響部の靭性の劣化を防ぐことができる。このことにより、船舶や構造物の溶接施工能率を顕著に向上できるという、 産業上格段の効果を奏する。