(57)【要約】【課題】船舶、海洋構造物等に用いて好適な、高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法を提供する。【解決手段】質量％でＣ：０．００１〜０．０１５％、Ｓｉ：０．０１〜０．８０％Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ、Ｓ、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｍｏ：０．３０〜１．５％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、Ｎｂ：０．０１％以下（０を含む）、必要に応じてＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上を含有する鋼。上記組成になる鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６８０〜８３０℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
Ｃ：０．００１〜０．０１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｍｏ：０．３０〜１．５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、
Ｎｂ：０．０１％以下（０を含む）、
を含み、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高靭性大入熱溶接用鋼。
【請求項２】
脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４５℃以下であることを特徴とする、請求項１に記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
【請求項３】
質量％でさらに、Ｃｕ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜０．５０％のうちから選んだ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記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
【請求項４】
質量％でさらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選んだ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１〜３のいずれか一つに記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
【請求項５】
請求項１、３、４のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６８０〜８３０℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却することを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、船舶、海洋構造物、低温貯蔵タンク、ラインパイプおよび土木・建築の分野などの溶接構造物に用いて好適な、入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施した際の溶接熱影響部の低温靭性および強度特性に優れ、かつ母材の引張強さが５９０ＭＰａ以上で脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４５℃以下である高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、これらの構造物の大型化に伴い、製造容易性や良好な使用性能（加工性や溶接性）を備えることを前提に高強度厚肉化され、最近では、造船用鋼として板厚５０ｍｍのＹＰ４６０Ｎ／ｍｍ２級鋼が開発実機化されている。このような鋼材には、エレクトロガス溶接など溶接入熱３００ｋＪ／ｃｍ以上での大入熱溶接施工が施されることが多く、溶接熱影響部（ＨＡＺとも言う）の靭性確保が課題とされている。
【０００３】
大入熱溶接によるＨＡＺ靭性の低下に対し、従来から、多くの対策が提案され、例えば、鋼中のＴｉＮの微細分散により熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制してＨＡＺ靭性を向上させる技術はすでに実用化されている。
【０００４】
特許文献１には、鋼中のＴｉＮ系介在物中にＮｂを含有させて、大入熱溶接時には同介在物中からＮｂを固溶させて溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、小入熱溶接時には同介在物中にＮｂをとどめてベイナイト化を抑制することでＨＡＺ靭性を向上させる技術が記載されている。
【０００５】
また、特許文献２には、溶接熱影響部においてＴｉ酸化物がフェライト核として優れることを知見して、鋼中にＴｉ酸化物を均一分散させた大入熱溶接用鋼が記載されている。
【０００６】
一方で、溶接用高張力鋼材では、溶接によりＡｃ１変態点を超える温度に加熱されることにより、溶接熱影響部のミクロ組織が母材組織から大きく変化し、加熱される温度と溶接後の冷却速度によってはＨＡＺの軟化が生じてしまう。
【０００７】
溶接入熱の増大は、このような強度が低下する領域を拡大し、また、溶接後のフェライト変態を生じやすくするため、  ＨＡＺ組織をフェライト主体の組織とすることで、ＨＡＺ靭性を確保することを特徴とする特許文献１、２記載の大入熱溶接用鋼では溶接継手の強度低下が懸念される。
【０００８】
特許文献３にはＨＡＺ靭性とＨＡＺ軟化の問題を同時に達成する手法として、ＨＡＺ組織を強度の高いベイナイトに制御することが記載されているが、溶接熱影響部の強度と靭性を向上することに主眼がおかれて、ＴＳ４９０ＭＰａ以上で板厚４０ｍｍ以上の母材でｖＴｒｓが−２０〜−４０℃程度と靭性が不十分であった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００４−２１８０１０号公報
【特許文献２】特開昭５７−５１２４３号公報
【特許文献３】特開２０００−３４５２８２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
そこで本発明は、入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施した際のＨＡＺ強度およびＨＡＺ靭性に優れ、かつ引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上でｖＴｒｓが−４５℃以下である高靭性大入熱溶接用鋼およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
本発明者らは、入熱量３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接を施したときの溶接熱影響部の強度特性と低温靭性に優れ、かつ引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼の母材靭性を改善すべく鋭意検討を行い、以下の知見を得た。以下の説明で％は質量％とする。
【００１２】
１．大入熱ＨＡＺ靭性を改善するには、特許文献３に記載されているように、ＨＡＺ組織をベイナイトとすることが有効である。さらに、Ｃを０．０１５％以下まで低減することによって、靭性を阻害する島状マルテンサイト（ＭＡ）の生成がほとんど認められなくなり、ＨＡＺ靭性が向上する。
【００１３】
２．大入熱溶接を施した際のＨＡＺ軟化は、ベイナイトの回復・再結晶現象に起因するもので、Ｍｏを０．３％以上含有すると回復・再結晶が抑制されてＨＡＺ強度が向上する。
【００１４】
３．大入熱溶接熱影響部特性に優れ、かつ引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上の鋼の母材靭性を改善するには、鋼組成においてＰ：０．０２０％以下およびＳ：０．００５０以下とすることが有効である。
【００１５】
４．また、上記特徴を有する鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６８０〜８３０℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却することによっても母材靭性を向上させることができる。
【００１６】
本発明は、上記知見をもとに、さら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：０．００１〜０．０１５％、
Ｓｉ：０．０１〜０．８０％、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
Ｍｏ：０．３０〜１．５％、
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％、
Ｎｂ：０．０１％以下（０を含む）、
を含み、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高靭性大入熱溶接用鋼。
２．脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）が−４５℃以下であることを特徴とする、１に記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
３．質量％でさらに、Ｃｕ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする１または２記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
４．質量％でさらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選んだ１種または２種以上を含有することを特徴とする１〜３のいずれか一つに記載の高靭性大入熱溶接用鋼。
５．１、３、４のいずれか一つに記載の成分組成を有する鋼素材を、９５０℃〜１２５０℃に加熱後、オーステナイト未再結晶域での累積圧下率：５０％以上、圧延終了温度：６８０〜８３０℃の条件で熱間圧延を施し、その後１．０℃／ｓ以上の冷却速度で５８０℃以下まで冷却することを特徴とする高靭性大入熱溶接用鋼の製造方法。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの入熱量が３００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接で優れた溶接熱影響部の強度・靭性バランスを有する、引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上でｖＴｒｓが−４５℃以下である鋼が得られ、産業上極めて有用である。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下の説明において％は質量％とする。
Ｃ：０．００１〜０．０１５％
母材およびＨＡＺ組織をＭＡのほとんど認められないベイナイト組織として優れた靱性を確保するためには、Ｃ含有量を０．０１５％以下に抑制する必要がある。また、Ｃを０．００１％未満まで低減することは製鋼の生産性の著しい低下を招くので、０．００１〜０．０１５％とする。好ましくは、０．００１〜０．０１２％である。
【００１９】
Ｓｉ：０．０１〜０．８０％
Ｓｉは、固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素であり、５９０ＭＰａ以上の引張強さを確保するために、０．０１％以上を含有する。しかしながら、０．８０％を超えて含有させると、溶接性を損ない、また母材およびＨＡＺ靭性が低下するなどの悪影響が生じるため、０．０１〜０．８０％とする。好ましくは、０．０３〜０．６０％である。
【００２０】
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎは極低炭素域での鋼のフェライト変態を抑制し、鋼の組織をベイナイト化することで強度を増大させる効果を有している。溶接入熱が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接時においても、ＨＡＺのフェライト変態を抑制し、ベイナイト単相組織とするため、１．０％以上のＭｎ含有を必要とする。一方、２．０％を超えて含有すると、母材およびＨＡＺ靭性が低下するため、１．０〜２．０％とする。好ましくは、１．０〜１．８％である。
【００２１】
Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下
ＰとＳは、不可避的に混入する不純物元素で、０．０２０％を超えてのＰ含有および０．００５０％を超えてのＳ含有は母材の靭性を著しく低下させる。すなわち、Ｐは、Ｆｅの結晶粒界に偏析してＦｅ原子間の結合力を弱め、Ｆｅの低温域での脆性破壊を助長する。Ｓは、Ｐと同様の粒界偏析、ならびに硫化物の生成が母材の靭性を低下させる。以上のことから、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００４０％以下である。
【００２２】
Ｍｏ：０．３０〜１．５％
Ｍｏは、極低炭素化とともに本発明で重要な元素である。Ｍｏは、鋼組織のベイナイト化を促進する元素であり、Ｎｂを低減させながら母材およびＨＡＺ組織をベイナイト化する本発明鋼では必須である。
【００２３】
このような効果を発現させるためには、少なくとも０．３０％のＭｏを含有する必要があるが、１．５％を超えると効果が飽和するようになる。
【００２４】
また、Ｍｏは、大入熱溶接の際のベイナイトの回復・再結晶を抑制する効果を有し、ＨＡＺ軟化を抑制してＨＡＺ強度を向上するのに有効に作用する。このような効果は含有量が０．３０％未満では十分得られない。以上の理由により、Ｍｏの含有量は０．３０〜１．５％とする。好ましくは、０．５０〜１．５％である。
【００２５】
Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、溶鋼の脱酸剤として作用する元素であり、十分な脱酸効果を得るためには０．００５％以上の含有を必要とする。しかしながら、０．１０％を超えると鋼の清浄度が低下し、母材およびＨＡＺ靭性が低下するようになるため、０．００５〜０．１０％とする。
【００２６】
Ｂ：０．０００３〜０．００５０％
Ｂは、フェライト変態を抑制し、組織をベイナイト化する作用を有する。この効果は、０．０００３％以上の含有で発現するが、０．００５０％を超えると効果が飽和し、冷却中のＢＮの析出によって逆にフェライト変態を促進してＨＡＺ強度を低下する場合があるので、Ｂの含有量は０．０００３〜０．００５０％とする。好ましくは、０．０００３〜０．００４０％である。
【００２７】
Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％
Ｔｉは、鋼中に微細なＴｉＮとして分散し、大入熱溶接時のＨＡＺのオーステナイト粒成長をピンニング効果によって抑制し、靭性を向上させる作用を有する。また、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することにより、ＢＮの析出を抑制し、前述のＢの作用を促進する効果がある。
【００２８】
このような効果を得るためには、０．００５％以上の含有を必要とするが、０．０５０％を超えるとＴｉＮの粗大化により靭性が低下するようになるため、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０５０％とする。好ましくは、０．００５〜０．０４０％である。
【００２９】
Ｎ：０．００１０〜０．００６０％
Ｎは、製鋼過程において鋼中に不可避的に混入する元素であるが、鋼中に固溶元素として多量に存在すると、靭性を著しく低下させる。一方、Ｔｉと結合してＴｉＮを形成すると、オーステナイト粒のピンニング効果によってＨＡＺ組織を微細化することができる。十分な量のＴｉＮを形成するためには、０．００１０％以上の含有が必要であるが、０．００６０％を超えると靭性の低下を招くようになるため、０．００１０〜０．００６０％とする。
【００３０】
Ｎｂ：０．０１％以下（０を含む）
Ｎｂは、Ｍｎと同様に、極低炭素域での鋼材の組織をベイナイト単相組織とする作用を有するものの、過剰に含有すると、大入熱溶接時の冷却過程でＮｂ（Ｃ，Ｎ）が析出し、靭性低下を生じるようになるおそれがあるため、本発明ではＮｂの含有量を０．０１％以下（０を含む）に制限する。好ましくは、０．００７％以下（０を含む）である。
【００３１】
以上が本発明の基本成分組成であるが、更に特性を向上させるため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭのうちから選んだ１種または２種以上を添加させることが可能である。
【００３２】
Ｃｕ：０．１０〜０．６０％、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｃｒ：０．１０〜０．８０％、Ｖ：０．０２〜０．１０％、Ｗ：０．０５〜０．５０％のうちから選んだ１種または２種以上
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｗはいずれも、主に固溶強化によって鋼の強度を上昇させる元素である。しかしながら、含有量がそれぞれ下限に満たないとその効果が十分でなく、一方、上限を超えると溶接性が低下し、また合金添加コストが増加するようになるので、添加する場合は、それぞれ上記の範囲とすることが好ましい。
【００３３】
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％のうちから選んだ１種または２種以上
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭはいずれも、酸化物、硫化物を形成して鋼中に分散し、ピンニング効果によって大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を微細化し、靭性向上に寄与する。しかしながら、含有量がそれぞれ下限に満たないとその効果が乏しく、一方上限を超えると粗大な酸化物、硫化物が増加し、靭性を低下させるようになるので、含有する場合は、それぞれ上記の範囲とすることが好ましい。
【００３４】
次に本発明の製造条件について説明する。上記成分組成に調整した鋼素材を製造し、加熱後、熱間圧延し、その後、冷却する。鋼素材の製造方法は特に限定されるものではなく、例えば、転炉で溶製された溶鋼を連続鋳造してスラブを製造することができる。なお、以下の温度は特に記載しない限り鋼板の板厚方向の平均温度を表す。板厚方向の平均温度は、板厚、表面温度および冷却条件などから、シミュレーション計算により求められる。
【００３５】
加熱温度：９５０〜１２５０℃
圧延前の組織を均一な整粒オーステナイト組織にするためには、９５０℃以上の温度に加熱する必要があるが、加熱温度が１２５０℃を超えると組織が著しく粗大化し、最終的に得られる鋼組織も粗大化して靭性が低下するため、加熱温度は９５０〜１２５０℃とする。
【００３６】
オーステナイト未再結晶温度域での累積圧下率：５０％以上
オーステナイト未再結晶温度域における圧下量を増加させると、オーステナイト粒から変態するベイナイトのパケットサイズが微細化され、ベイナイト組織の靭性が向上する。
【００３７】
また、オーステナイト未再結晶温度域における圧下量の増加は、オーステナイト粒内に蓄積される転位の密度を増加させる。これにより、転位の一部が変態後のベイナイト組織に受け継がれ、さらに強度を増加させる。このような効果は、９５０℃以下のオーステナイト未再結晶温度域における累積圧下量が大きいほど顕著となるため、５０％以上とする。
【００３８】
圧延終了温度：６８０〜８３０℃
圧延終了温度を低下させると、再結晶微細オーステナイト粒からの変態によるベイナイト組織の微細化およびベイナイト組織の高転位密度化の効果によって鋼材の強度・靭性が向上する。しかし、圧延終了温度を６８０℃未満にまで低下させると、圧延中にオーステナイト→フェライト変態が開始し、生成したフェライトが加工される結果、靭性の低下や異方性の増大といった問題が生じる。一方、圧延終了温度は８３０℃を超えると、上記効果が得がたくなる。よって、圧延終了温度は６８０〜８３０℃とする。
【００３９】
圧延後の冷却速度：１．０℃／ｓ以上
引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上の母材の強度を確保するため、圧延後に加速冷却プロセスを適用し、１．０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する。１．０℃／ｓ未満であると、母材の強度が低下する。
【００４０】
冷却停止温度：５８０℃以下
冷却停止温度が５８０℃を超えると、未変態オーステナイトに合金元素の濃化が生じて、硬化相が生成しやすくなり、靭性が低下するようになるため、冷却停止温度は５８０℃以下とする。
【００４１】
本発明では、冷却後、さらに焼戻し処理を施してもよい。焼戻し処理は、冷却時に生成したベイナイトの強度・靭性を調整するため、および、ベイナイトラス間に生成したＭＡを分解して靭性を向上させるために施すものであるが、最高加熱温度が５００℃に満たないと上記の効果が十分でなく、一方６５０℃を超えると強度が著しく低下するようになるので、焼戻し処理を実施する場合には、焼戻し温度を５００〜６５０℃とすることが好ましい。
【実施例】
【００４２】
表１に示す種々の成分組成になる溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（板厚３００ｍｍ）とした後、表２に示す条件で、加熱処理、圧延処理および冷却処理を施して、板厚：５０〜６０ｍｍの厚鋼板とした。得られた厚鋼板の引張特性、母材靭性および溶接熱影響部の強度および靭性を以下に述べる方法で評価した。
【００４３】
（１）引張特性
各厚鋼板の板厚中心部から、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を試験片長手方向が板幅方向と一致するように採取して引張試験を実施し、降伏強度（０．２％耐力）と引張強さを測定した。
【００４４】
（２）母材靭性
各厚鋼板の板厚中心部から、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を試験片長手方向が圧延方向と一致するように採取し、母材の脆性破面遷移温度（ｖＴｒｓ）を求めた。
【００４５】
（３）溶接熱影響部の強度および靭性
エレクトロガス溶接（ＥＧＷ）（入熱量：３５０〜４００ｋＪ／ｃｍ）によって継手を作製し、硬さ試験片、継手シャルピー試験片を採取した。ＨＡＺ強度の評価には、板厚中心部を溶接金属中心から母材に向かってＨＡＺを含むように１ｍｍピッチでビッカース硬度測定（荷重：９８Ｎ）を行って得られる、ＨＡＺ硬さの最小値を用いた。
【００４６】
ＨＡＺ靭性は、シャルピー衝撃試験をボンド部から１ｍｍの箇所にノッチを入れたシャルピー試験片を用いて、試験温度−２０℃において行い、３本の吸収エネルギー（ｖＥ−２０）の平均値により評価した。
【００４７】
表３にこれらの試験結果を示す。本発明例であるＮｏ．１〜９ではいずれも引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上で脆性破面遷移温度も−４５℃以下と優れた母材特性を有していることが確認された。また、溶接熱影響部のシャルピー衝撃吸収エネルギー値（試験温度‐２０℃、３回の平均値）が１００Ｊ以上で、ＨＡＺ硬さの最小値が１７５ＨＶ以上であり、溶接熱影響部の強度・靭性にも優れていることが確認された。
【００４８】
一方、Ｎｏ．１０〜２５は化学成分または製造条件が本発明範囲を外れる比較例で、母材強度：引張強さが５９０Ｎ／ｍｍ２以上、母材靭性：ｖＴｒｓ≦−４５℃、ＨＡＺ靭性：ｖＥ−２０≧１００Ｊ（３本平均値）、ＨＡＺ硬さ：最小値が１７５ＨＶ以上、のうち少なくとも１つが達成されなかった。
【００４９】
【表１】
2012188750.tif 000002
【００５０】
【表２】
2012188750.tif 000003
【００５１】
【表３】
2012188750.tif 000004