(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：０．５〜１．４２％、Ｓ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１５〜０．０５％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００２１〜０．００７％を含有し、且つ，Ｐ値：０．１０〜０．４０を満足する残部鉄及び不可避不純物よりなる、入熱６０ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接溶接部のＢＯＮＤ部の−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ以上であ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、Ｐ＝（[Ｃａ]−０．４[Ｏ]）／[Ｓ]
[Ｃａ]、[Ｏ]，[Ｓ]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記載の鋼であり、質量％で、Ｃ：０．０６０％、Ｓｉ：０．１８％、Ｍｎ：１．１１％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００１９％、Ｖ：０．０２０％、Ｔｉ：０．０１９％、Ａｌ：０．０２５％、Ｃａ：０．００１４％、Ｎ：０．００２４％、Ｏ：０．００２８％、Ｍｏ：０．３０％、残部鉄及び不可避不純物よりなる鋼を除く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％以下の微少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以上による溶接継手部のＢＯＮＤ部の組織について詳細に検討し、Ｃａを添加し、鋼中Ｏ量、Ｓ量を制御することで粒内フェライト形成が促進されること、またその場合、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：０．０１５〜０．０５％、Ｃａ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００１〜０．００５％、Ｏ：０．００１〜０．００７％を含有し、且つ，Ｐ値：０．１０〜０．４０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、Ｐ＝（[Ｃａ]−０．４[Ｏ]）／[Ｓ]
[Ｃａ]、[Ｏ]，[Ｓ]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】
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。
【００２１】
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。
【００２２】
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。
【００２３】
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。
【００２４】
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、フェライトの核生成を促進するＴｉＮを生成させるため添加する。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。
【００２５】
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、０．０５％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、０．０１５〜０．０５％とする。
【００２６】
Ｃａ
Ｃａは、Ｃａ−Ａｌ系複合酸化物を生成し、それを核にＴｉＮ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ある。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。尚、Ｃａによる鋼中介在物の複合化によりＳ，Ｏ濃度が制御されるが、Ｔｉとの複合添加が詳細な理由は不明であるが有効であった。
【００２７】
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。
【００２８】
Ｏ
Ｏは、Ｃａ−Ａｌ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。
【００２９】
Ｐ値
Ｐ値は（[Ｃａ]−０．４[Ｏ]）／[Ｓ]、但し、[Ｃａ]、[Ｏ]，[Ｓ]は、鋼中含有量（ｍａｓｓ％））として表され、Ｃａ，Ｓ，Ｏが複合化された介在物を核とする粒内フェライトの形成傾向を示す。
【００３０】
粒内フェライトの核生成サイトは介在物の複合割合およびそれに伴う析出物形態変化により増減し、Ｐ値が０．１未満では、アルミナが増加し、フェライトの形成が促進されず、一方、０．４を超えると介在物は粗大化し、靭性が低下するため、０．１０〜０．４０とする。
【００３１】
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。
【００３２】
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。
【００３３】
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。
【００３４】
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。
【００３５】
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。
【００３６】
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。
【００３７】
本発明鋼は、常法の製鋼、圧延、熱処理法により製造することが可能で特にその製造方法が限定されるものではない。上記成分系の鋼を転炉、電気炉などで溶製し、連続鋳造または造塊分塊法によりスラブとする。析出物を微細に分散させるため、冷却速度の速い連続鋳造法が好ましいが、スラブ加熱以降、製品までの工程は、所望する母材の特性によって、制御圧延、制御冷却、焼入れ焼戻しなど処理が可能で特に規定しない。
【００３８】
【実施例】
表１に示す化学成分の鋼を、連続鋳造スラブとし、１１５０〜１２５０℃に加熱後、熱間圧延し、加速冷却を行い、板厚２０ｍｍの鋼板とした。
【００３９】
得られた鋼板の機械的性質および大入熱溶接の溶接熱影響部の靭性を調査した。溶接は、入熱６０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガスアーク溶接で行い、溶接部のシャルピー衝撃試験（切欠き位置：ＢＯＮＤ部、ＨＡＺ１ｍｍ：ＢＯＮＤ部＋１ｍｍ）を板厚１／４から採取した。また、溶接ＢＯＮＤ部の再現熱サイクル試験を最高加熱温度１４００℃、８００〜５００℃の冷却時間８０ｓｅｃ（板厚２０ｍｍ，溶接入熱６０ｋＪ／ｃｍに相当）で行った。
【００４０】
表２に母材の機械的性質、溶接熱影響部の試験結果を示す。本発明鋼のＮｏ．１〜１１は、母材強度が引張強さ：５００Ｎ／ｍｍ2以上，母材靭性が−５０℃で２００Ｊ以上であり、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性では−５０℃で、８５Ｊ以上が得られている。
【００４１】
一方、比較鋼のＮｏ．１２〜２４は、成分組成、またはＰ値の何れかが本発明範囲外で、母材特性、溶接熱影響部の特性の何れか、または両者が劣っている。
【００４２】
Ｎｏ．1２〜１５、１７，１８，２０，２２は、母材特性（強度、靭性）は、本発明鋼と同等であるが、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性が−５０℃で４０Ｊ未満と劣っている。
【００４３】
Ｎｏ．１６はＴｉ，Ｎが、Ｎｏ．２３はＳが、本発明の上限値を超えているため、母材靭性、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性に劣っている。
【００４４】
Ｎｏ．２１は、Ｃが本発明の下限値未満であり、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性は本発明鋼と同等であるが、母材の引張り強さが５００Ｎ／ｍｍ2未満と劣っている。
【００４５】
Ｎｏ．１９，２４は、Ｐ値が本発明範囲外で、再現熱サイクル試験による溶接ＢＯＮＤ部靭性に劣っている。
【００４６】
【表１】
0005145616.tif 000002
【００４７】
【表２】
0005145616.tif 000003
【００４８】
【発明の効果】
本発明によれば、安価な成分組成で、低温での大入熱溶接部靭性に優れた溶接構造用高張力鋼が得られ、産業上極めて有用である。