(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：≦０．０２５％、Ｓ：≦０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均粒径２０μｍ以下のベイナイト及び／又はマルテンサイトを面積％で２０％以上、平均粒径２０μｍ以下のフェライトおよび／又はパーライト組織からなり、更に、平均粒径０．２μｍ以下の炭窒化物を面積％で０．１〜１０％含むことを特徴とする溶接歪みの少ない鋼板。
【請求項２】
前記ベイナイト及び／又はマルテンサイトのミクロ組織を面積％で５０％以上含み降伏強度４５０Ｎ／mm2 以上を有することを特徴とする請求項１記載の溶接歪みの少ない鋼板。
【請求項３】
前記鋼板が、質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．１００％、Ｗ：０．０５〜０．５０％、Ｔａ：０．０５〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜３．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００６０％の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１又は２記載の溶接歪みの少ない鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、造船、海洋構造物、建築、橋梁、土木等に用いられる鋼板の溶接作業時に発生する溶接歪みの少ない鋼板、および溶接歪みを軽減もしくは溶接歪み発生防止を可能とする溶接構造用高降伏点型高張力鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来、各種鋼構造物における鋼材の溶接時には溶接金属の凝固収縮およびその後の冷却と相変態による収縮、膨張により、例えば、隅肉溶接の継ぎ手形状の場合には、角変形と呼ばれる面外変形（残留変形）が発生する。この残留変形は、圧縮荷重が負荷されると巣座屈強度の低下をもたらし、構造強度を低下させる。また、この残留変形を拘束治具により強制的に防止しようとする場合には過大な残留応力の発生、寸法精度の低下という現象が生じることとなる。そこで、例えば、溶接学会誌１９８８年第５２巻第４〜９号の掲載されている「溶接変形の発生とその防止」に見られるように、溶接時に発生した残留応力を局所的な加熱により矯正する手法が経験的に多数提案され実施されている。しかし、溶接部の再加熱によって鋼材の材質劣化を生じること、矯正作業に多大の時間と費用は実質的に重大な障害となっており、これを軽減もしくは省略することが可能な鋼材の開発が切望されている。
【０００３】
溶接時に発生する残留応力や変形の発生機構については、「溶接構造要覧」１９８８（黒木出版）や、“Analysis of Welded Structures”1988, PERGAMON PRESS 、に詳細に述べられている。しかし、溶接変形は主として溶接時の入熱に対する部材の幾何学的形状によって決定されるというように、使用される鋼材が具備する特性に注目したものでない。また、溶接学会誌１９７６年第４５巻第１号に掲載されている「構造用材料の溶接残留応力・溶接変形に及ぼす溶接条件の影響」に見られるように、溶接入熱の小さな場合、溶接変形の因子として変態膨張より寧ろ降伏応力が考えられることが列挙されており、例として、ＨＴ８０と９％Ｎｉ鋼では降伏応力の小さい９％Ｎｉ鋼の方が溶接変形は大きいことが開示されている。しかし、通常、鋼構造物に使用される普通鋼材の成分、組織および降伏強度に対してそのまま適用できるという知見ではなく、更に、変形に対する材料の強度をＣｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｎｂ等の合金元素を添加することによって推測されることが特開平４−２２５９７号公報に開示されてはいるが実際に確認されている訳ではなく、更に、溶接変形に対して鋼材の成分および組織との関係で注目されたものでもない。
【０００４】
そこで、上記問題点を解決するための一つの技術として、ミクロ組織に所定量以上のベイナイトを含ませることで降伏強度を高め、溶接歪みを低減できる鋼板が特開平６−１７２９２１号公報に開示されているが、構成組織のサイズや炭窒化物の状態については何ら言及しておらず、必ずしも実用上十分な材質特性、および溶接歪み低減効果を得るに至っていないことを本発明者らは知見した。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、鋼構造物の溶接において溶接変形を低減し、また、溶接変形防止作業および形状矯正作業の多大な費用と労力の低減を可能とする溶接歪みの少ない鋼板を提供する。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は、上記課題を解決するためになされたもので、その要旨は以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：≦０．０２５％、Ｓ：≦０．０１０％、Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．００８０％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、平均粒径２０μｍ以下のベイナイト及び／又はマルテンサイトを面積％で２０％以上、平均粒径２０μｍ以下のフェライトおよび／又はパーライト組織からなり、更に、平均粒径０．２μｍ以下の炭窒化物を面積％で０．１〜１０％含むことを特徴とする溶接歪みの少ない鋼板。
（２）前記ベイナイト及び／又はマルテンサイトのミクロ組織を面積％で５０％以上を含み降伏強度４５０Ｎ／mm2 以上を有することを特徴とする（１）記載の溶接歪みの少ない鋼板。
（３）前記鋼板が、質量％で、さらに、Ｎｂ：０．００３〜０．０５０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｖ：０．００５〜０．１００％、Ｗ：０．０５〜０．５０％、Ｔａ：０．０５〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜３．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、Ｃａ：０．０００３〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．００６０％の１種または２種以上を含むことを特徴とする（１）又は（２）記載の溶接歪みの少ない鋼板。
【０００７】
【発明の実施の形態】
本発明における溶接歪みの少ない鋼板のミクロ組織と高降伏強度を得るための化学組成の添加量とその限定理由を以下に説明する。
【０００８】
Ｃは、ベイナイトまたはマルテンサイト組織化および強度確保のために添加し、その効果の限界から下限を０．０５％とし、また母材靭性への悪影響、溶接性の劣化、高炭素島状マルテンサイトの生成による溶接継手靭性の劣化を防止するために０．２０％を上限とした。
【０００９】
Ｓｉは、脱酸上必要な元素であり、更に強度を高める上で有効な元素であるので０．０５％を下限とし、溶接性、溶接継手靭性の劣化を防止するために１．０％を上限とした。
【００１０】
Ｍｎは、ベイナイトまたはマルテンサイト組織化および強度と靭性を確保のために０．６％を下限として添加し、多量の添加は焼入れ性を増加させ硬化組織を生成させ、また溶接性を劣化させるので２．０％を上限とする。
【００１１】
不純物であるＰおよびＳは、それぞれ母材および溶接継手靭性を所望のレベルに維持するため、Ｐ≦０．０２５％、Ｓ≦０．０１０％とした。
【００１２】
Ａｌは、脱酸上必要な元素であるので０．００５％を下限とし、多量の添加は鋼の清浄度を損なうので０．１０％を上限とした。
【００１３】
Ｎは、Ａｌを結合し、鋼材の結晶粒を微細化し、靭性を高めるのに有効な０．００１０％を下限とし、多量に添加すると鋼材の靭性を損なうので０．００８０％を上限とした。
【００１４】
更に、上記元素に加え、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｔａ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｔｉ，Ｂ，Ｃａ，ＲＥＭの１種または２種以上を含有することで、本発明による溶接歪みの少ない鋼板のミクロ組織と高降伏強度を得ることができる。その各添加元素の添加理由を説明する。
【００１５】
Ｎｂは、ベイナイトまたはマルテンサイト組織化、組織微細化、炭窒化物形成により降伏強度を高めるのに有効な元素であるので、０．００３％を下限とし、多量の添加は溶接継手靭性を損なうので上限を０．０５０％とした。
【００１６】
Ｍｏ，Ｖ，Ｗ，Ｔａは、ベイナイトまたはマルテンサイト組織化、炭窒化物形成により降伏強度を高めるのに有効な元素であるので、Ｍｏ，Ｗ，Ｔａについては０．０５％、Ｖについては０．００５をそれぞれ下限とし、多量の添加は溶接性、溶接継手靭性を損なうので上限をＭｏ，Ｗ，Ｔａについて０．５０％、Ｖについては０．１００％をそれぞれ上限とした。
【００１７】
Ｃｕ及びＣｒは、ベイナイトまたはマルテンサイト組織化とともに強度を高めるのに有効な元素であるので、０．０５％をそれぞれ下限とし、多量の添加は溶接継手靭性を損なうので、Ｃｕについては１．５％、Ｃｒについては１．０％を上限とした。
【００１８】
Ｎｉは、靭性を損なうことなくベイナイトまたはマルテンサイト組織化するのに有効な元素であるのが高価な元素であるので経済性の点から０．０５〜３．５％の範囲で添加する。
【００１９】
Ｔｉは、溶接熱影響部の靭性確保に有効な元素であるため０．００５％を下限とし、更に過剰な添加による靭性の劣化を防止するために０．１０％を上限とする。
【００２０】
Ｂは、ベイナイトまたはマルテンサイト組織化とともに鋼材の強度を高め、かつ溶接熱影響部の結晶粒微細化に有効な元素であるが過剰な添加は靭性を劣化させるで０．０００２〜０．００３０％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｃａは、硫化物の形態制御に有効な元素であるが多量の添加は鋼の清浄度を損なうので０．０００３〜０．００５０％の範囲に限定した。また、ＲＥＭは、溶接熱影響部の組織を微細化し、靭性を高めるのに有効な元素であるが、多量の添加は鋼の清浄度を損なうので０．０００５〜０．００６０％の範囲に限定した。
【００２２】
次に、本発明において規定した鋼のミクロ組織の限定理由について説明する。一般に溶接時には、ビードに近い位置は高温にさらされるため、熱応力が降伏強度を直ちに超えて塑性変形が進む。この部分は冷却時に収縮するために、変形を生じる。一方、溶接ビードから離れた位置では鋼板温度があまり上昇しないため、ビードの位置よりかなり遅れて熱応力が降伏強度を超える。このときの降伏強度が十分高ければ、溶接ビードに近い位置が収縮して変形を起こそうとしても、その変形の大きな抵抗となる。そこで本発明者らは、種々の条件で実験および計算機シミュレーションを行い、溶接変形を最小限に抑えるためには、４００〜６００℃という中温域における降伏強度を高めることが有効であるとの知見を得た。
【００２３】
一般に常温強度は、結晶粒径、ベイナイトやマルテンサイト等の低温変態相の分率、合金元素固溶量、炭窒化物に代表される分散・析出粒子のサイズおよび量に支配される。一方、６００℃超の高温強度は、組織因子の寄与が小さくなり、析出物粒子の状態（サイズ、量、分布状態、安定性）によって概ね決まってしまう。したがって４００〜６００℃の中温降伏強度は、組織の影響を受けつつ、析出物の寄与が大きくなってくる領域であり、中温強度を高めるためには、構成組織の粒径を微細に保ち、ベイナイトまたはマルテンサイトを一定量以上確保した上で、微細な分散・析出粒子を多量に存在せしめる必要があることを知見し、本発明をなすに至った。ここで、結晶粒径というのは、組織がフェライト及び／又はパーライトの場合はフェライト、パーライトの平均粒径、ベイナイトまたはマルテンサイトの場合は、旧オーステナイト粒径ではなく、結晶方位のほぼ等しいパケットやブロックと呼ばれる領域の平均粒径である。また、分散・析出粒子に関しては、必ずしも常温で存在している必要はなく、溶接の影響で中温域に加熱されたときにフェライト中、ベイナイトまたはマルテンサイト中に析出してくるものも中温強度向上に寄与する。
【００２４】
ベイナイトまたはマルテンサイトの面積分率が２０％未満、あるいは平均粒径が２０μｍ超であると、炭窒化物が存在していても中温域における転位の運動を抑えることができず、降伏強度が低下すると同時に、靭性も劣化してしまう。その結果、図１に示したように、溶接角変形δが大きくなってしまう。フェライト、パーライトの平均粒径を２０μｍ以下と規定したのも同様の理由である。また、組織が微細であっても炭窒化物の平均サイズが０．２μｍを超えていたり、その分率が０．１％未満であると、転位の運動の障害となりえず、やはり中温降伏強度が低下してしまい、図２に示したように溶接角変形δを抑えることができない。一方、炭窒化物の面積分率が１０％超である場合には、炭窒化物自体が粗大化していることもあり、強度低下を引き起こすとともに靭性も顕著に劣化してしまう。炭窒化物の種類としては、Ｆｅ主体のセメンタイトでも、ＮｂやＭｏなどの合金炭窒化物でもよい。炭窒化物の面積率は、炭窒化物のみの面積率であるが、炭窒化物は、ミクロ組織中に分散しているので、マルテンサイト、ベイナイト、フェライト、及び、パーライトの面積率は、炭窒化物を含むマルテンサイト、ベイナイト、フェライト、及び、パーライトの面積率である。
【００２５】
上記のように、組織の平均サイズ・分率、ならびに炭窒化物のサイズ・分率を規定することにより、降伏強度は概ね３２０Ｎ／mm2 以上となり、溶接変形は実用上さほど問題にならない程度に低減できる。さらに変形量を小さくするためには、ベイナイト、マルテンサイトの面積率を５０％以上確保し、降伏強度を４５０Ｎ／mm2 以上とすることが有効である。
〔実施例〕
表１に示した化学成分で試作を実施した。試作鋼は転炉溶製し、連続鋳造、再加熱、圧延、冷却を行い、一部については熱処理も実施した。
【００２６】
表２には、鋼板母材の組織、機械的性質、溶接による角変形量を示す。溶接角変形量δの測定に用いたＴ形隅肉溶接試験体を図３に示す。評価対象材を図のように配置し、４ヶ所仮付溶接して、立板を拘束したまま、表３に示す溶接条件で両側１パス溶接した。溶接角変形量δは図４に示したように、ｗとｄの測定値から算出した。
【００２７】
表２から明らかなように、本発明例１〜８は、本発明の範囲内の組織、炭窒化物を有するために、４００℃における降伏強度が３００Ｎ／mm2 超であり、溶接角変形量δは０．５×１０−２radian以下と極めて小さくなっている。
【００２８】
一方、比較例１〜８は、４００℃降伏強度が低下するために、いずれも溶接角変形量δが大きくなっている。これらの原因は、比較例１〜４、７はベイナイト及びマルテンサイトまたは炭窒化物の分率が本発明の下限を外れ、あるいは構成組織の平均粒径が本発明の上限を外れたために、中温（４００℃）強度が低下したことによる。比較例８ではＣ，Ｍｎの含有量が本発明の下限を外れたために本発明の範囲のベイナイト及びマルテンサイト分率が得られず、中温強度が低下した。また、比較例５，６は組織の粒径や分率は本発明の範囲内にあるものの、炭窒化物の粒径、または分率が本発明の上限を外れたために、やはり中温強度低下、靭性劣化を引き起こし、溶接角変形量δが大きくなってしまった。
【００２９】
【表１】
0004160763.tif 000002
【００３０】
【表２】
0004160763.tif 000003
【００３１】
【表３】
0004160763.tif 000004
【００３２】
【発明の効果】
以上述べたように、本発明により造船、海洋構造物、建築、橋梁、土木等に用いられる鋼板の溶接作業時に発生する溶接変形量が低減でき、歪取り作業或いは溶接歪み発生防止のための作業を軽減もしくは省力することが可能となり、多大の労力と費用の削減が可能となる溶接構造用高降伏点型高張力鋼を提供しうる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ベイナイト分率と溶接角変形量との関係を示す図。
【図２】粒径０．２μｍ以下の炭窒化物分率と溶接角変形量との関係を示す図。
【図３】隅肉溶接継手の施工方法の説明図。
【図４】溶接角変形量の算定方法の説明図。
【図１】
0004160763.tif 000005
【図２】
0004160763.tif 000006
【図３】
0004160763.tif 000007
【図４】
0004160763.tif 000008