(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０７〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ｎ：０．００３％以下の成分を有し、残部が鉄及び不回避的不純物からなると共に、Ｔｉ／Ｎが１．０〜６．０を満足する鋼材で、しかも、溶接前の前記鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 存在し、かつ粒径０．０１μｍ以上のＡｌＮが５×１０2 個／ｍｍ2 以下とすることを特徴とする耐震建築用大入熱溶接用鋼。
【請求項２】
請求項１記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼において、前記鋼材中に粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮが４×１０6 個／ｍｍ2 以下存在することを特徴とする耐震建築用大入熱溶接用鋼。
【請求項３】
請求項１又は２記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼において、前記鋼材中に粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０4 個／ｍｍ2 以上存在することを特徴とする耐震建築用大入熱溶接用鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼において、質量％でＮ：０．００２％以下の成分を有することを特徴とする耐震建築用大入熱溶接用鋼。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼において、前記鋼材は、更に質量％でＣｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の１種又は２種以上の成分を有することを特徴とする耐震建築用大入熱溶接用鋼。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれか１項に記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼において、前記鋼材は、更に質量％でＣａ：０．０００２〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の１種又は２種以上の成分を有することを特徴とする耐震建築用大入熱溶接用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、大地震時を想定した耐震建築用構造物を建造するにあたり、大入熱溶接を適用可能で、かつ繰り返し塑性変形を受けた場合の靱性劣化の少ない耐震建築用大入熱溶接用鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
阪神大震災を契機に、耐震構造のニーズが高まっている。大地震時には、繰り返し大きな塑性変形を受けるため、鋼材及びその溶接部の靱性が大きく劣化することが明らかにされている。また、建造能率を向上させるために、大入熱溶接を適用しようとするニーズも高い。
従来、溶接熱影響部の靱性確保には、鋼材側から様々な対策が提案されてきた。そのうち最も広く用いられているのは、例えば、特公昭５５−２６１６４号公報などの、鋼中に微細なＴｉ窒化物（以下ＴｉＮと呼ぶ）を分散させることによって、ＨＡＺ（溶接熱影響部：Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ）のオーステナイト粒の成長を抑え、靱性を向上させる方法である。また、特開平３−２６４６１４号公報の、ＴｉＮとＭｎＳとの複合析出物をＨＡＺのフェライト生成核として活用し、ＨＡＺ靱性を向上させる方法が提案されている。ＨＡＺの中で、溶接金属との境界部（以下、溶接ボンド部と呼ぶ）の靱性が最も低いのは周知であるが、これは最高到達温度が１４００℃を超える溶接ボンド部ではオーステナイト粒の粒成長が著しく、そのために溶接ボンド部の組織が粗くなるためであり、ＴｉＮの分散によりオーステナイト粒の成長を抑制し、最終的なボンド組織を微細化することにより靱性を改善する、というのがＴｉＮ活用の基本的な考え方である。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、鋼材中に様々な粒径、及び個数を持つＴｉＮが分散していると、溶接方法、及び最高到達温度の違いにより、一部のＴｉＮは鋼材中に固溶することでＨＡＺ靱性を低下させ、またある一部のものは、鋼材中で粗大化することでＨＡＺ靱性を低下させる原因となり、最終的にＨＡＺ靱性を改善することが困難になるという問題があった。この問題に加え、地震等により繰り返し塑性変形を受けると、ＡｌＮやＴｉＮが溶解した為に高まった固溶Ｎ量が増大し、コットレル雰囲気を形成しやすくするため、溶接部での靱性の劣化が著しいという問題を有していた。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたもので、繰り返し塑性変形を受けても靱性劣化が少ない鋼材ＨＡＺ靱性を確保するため、鋼材中のＮ量、Ｔｉ／Ｎ比、ＴｉＮ及びＡｌＮの粒径、及びその粒径の個数を規定することで、耐震建築用大入熱溶接構造用鋼を提供することを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
前記目的に沿う本発明に係る耐震建築用大入熱溶接用鋼は、質量％でＣ：０．０７〜０．２０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．８０〜２．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０２５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０６％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２％、Ｎ：０．００３％以下の成分を有し、残部が鉄及び不回避的不純物からなると共に、Ｔｉ／Ｎが１．０〜６．０を満足する鋼材で、しかも、溶接前の前記鋼材中に０．０１〜０．１μｍの粒径のＴｉＮを５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 有している。更に、粒径０．０１μｍ以上のＡｌＮが５×１０2 個／ｍｍ2 以下とする。これにより、大入溶接下でのＴｉＮによるピンニング効果、固溶Ｔｉ、固溶Ｎ、ＴｉＣ析出効果、更にＴｉＮの粗大化効果を配慮しつつ、繰り返し塑性変形を受けた場合の靱性劣化も抑制した溶接熱影響部靱性に優れた溶接用構造用鋼の最適領域を定義できる。
また、ＡｌＮは溶接による熱影響を受けると溶接溶融線近傍では溶解してしまうため、固溶Ｎを増大させる原因となる。そこでＡｌＮの存在を排除するために、粒径０．０１μｍ以上のＡｌＮを５×１０2 個／ｍｍ2 以下と規制する。これらの規制により、溶接した後、ＴｉＮ及びＡｌＮが溶解して消滅することによる母材中の固溶Ｔｉ、固溶Ｎの量の増大を抑制し、繰り返し塑性変形による靱性劣化を低減させた溶接熱影響部靱性に優れた溶接用構造用鋼を提供できる。
【０００５】
ここで、前記鋼材中に、粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮを４×１０6 個／ｍｍ2 以下にすることが好ましい。
また、前記鋼材中に、粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０4 個／ｍｍ2 以上にすることが好ましい。これにより、大入溶接下においても溶け残ることが可能で、しかもピンニング効果を発揮できるＴｉＮ量となるため、溶接熱影響部靱性に優れた溶接用構造用鋼とすることができる。
更に、質量％でＮを０．００２％以下にすることが好ましい。これにより、固溶Ｎを大幅に低減し、繰り返し塑性変形による靱性劣化を最小限に低減することができる。
【０００６】
そして、前記鋼材中に、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．１％以下、Ｃｒ：０．６％以下、Ｍｏ：０．６％以下、Ｂ：０．０００２〜０．００３％の１種又は２種以上の成分、或いは、又は、更には、Ｃａ：０．０００２〜０．００３％、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の１種又は２種以上の成分を有することが好ましい。ここで、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＢの添加により、母材強度の向上や、低温靱性・溶接性を向上させることができる。また、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの添加により、鋼材中の脱酸を有効に行うことができる。なお、鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮを５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 存在するようにするには、鋳造後の鋳片を冷却段階で９００〜１３００℃の間で１０分間以上保持すればよいが、更に、この範囲で、温度、保持時間を調整することによりＴｉＮの粒径、個数を調整する。
【０００７】
本発明においてＴｉＮ及びＡｌＮの粒径は、走査型電子顕微鏡と透過型電子顕微鏡を併用して測定した。粒径の定義は、観察される析出物の面積と等価となる円の直径（円相当径）とした。粒径０．１μｍ以上の析出物は、走査型電子顕微鏡を用いて測定し、粒径０．１μｍ以下の析出物は透過型電子顕微鏡を用いて測定した。
粒径０．１μｍの析出物の個数を走査型電子顕微鏡の結果と、透過型電子顕微鏡の結果を照合し、両者の測定法での整合性を確認し、測定データとした。
【０００８】
【発明の実施の形態】
続いて、添付した図面を参照しつつ、本発明を具体化した実施の形態につき説明し、本発明の理解に供する。
本発明の一実施の形態に係る溶接熱影響部靱性に優れた溶接用構造用鋼を製造するために、以下に示すような種々の試験を行った。
図１は、０．１２％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとして、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、更に、それに入熱１００ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与した後と前の、熱サイクル付与前後それぞれのＴｉＮの粒径の分布図である。なお、ＴｉＮは、透過型電子顕微鏡により観察し、粒径は画像処理により円相当径として算出した。この場合、溶接ボンド部の熱影響を再現する熱サイクルとしては、溶接ボンド部の最高到達温度は１４００℃とし、溶接入熱の影響は、実測データを基に、加熱温度、最高温度での保持時間、冷却速度を制御することにより達成した。図より、ＴｉＮの粒径は、溶接入熱の影響を受けていない母材で０．０４μｍをピークとして０．０１〜０．１μｍ、溶接ボンド部で０．１３μｍをピークとして０．０５〜０．１５μｍの範囲にそれぞれ分布している。つまり、母材に存在するＴｉＮの粒径は、０．０１〜０．１μｍの範囲に分布していることが分かる。以上のことより、大入溶接下におけるＴｉＮの状態は、ＴｉＮの粒径０．０５μｍを境として、０．０５μｍより小さいものは母材中に溶解して固溶し、大きいものは逆に粗大化すると考えられる。
【０００９】
更に、このＴｉＮの粒径及び個数が、ＨＡＺ靱性にどのような影響を及ぼすのかを明確にするため、本発明者らは溶接ボンド部の熱影響を再現する熱サイクル試験を種々の鋼板に付与し、溶接入熱ごとにそれに相当する一定の溶接履歴を受けた鋼板の組織及びその靱性を調査し、鋼板の成分であるＴｉＮの粒径、個数及びＮ量と溶接入熱の影響を検討した。
【００１０】
以下に、溶接履歴を受けた鋼板から試験片を取り出し、−２０℃に冷却した後、Ｖノッチシャルピー試験を実施した結果を示す。
図２は、０．１０％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとして、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、それに入熱１００ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与したものを試験片として用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値（ｖＥ−２０℃（Ｊ））と、熱サイクルを付与する前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数との関係を調べた結果図である。なお、この試験では、衝撃吸収エネルギー値が高いほど、靱性が優れていることを示している。
【００１１】
熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮの個数を透過型電子顕微鏡を用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 の範囲では、衝撃吸収エネルギー値が１００〜２６０Ｊと高い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数が５×１０5 個／ｍｍ2 未満のときは衝撃吸収エネルギー値が低下し、また５×１０6 個／ｍｍ2 より多いときも低下する。まず、ＴｉＮの個数が５×１０5 個／ｍｍ2 未満のとき、大入熱溶接の熱サイクル下では、母材中に存在するＴｉＮが、鋼中にＴｉ、Ｎとして固溶するため、母材の結晶粒成長を抑制するための十分なＴｉＮ量を確保できなくなっている。その結果、ＴｉＮのピン止め効果が発揮できず、母材中の結晶粒が大きくなり、靱性を低下させている。一方、５×１０6 個／ｍｍ2 より多いとき、これは、大入熱溶接の熱サイクル下では、母材中に存在するＴｉＮが、Ｔｉ、Ｎとして固溶する量が多くなり過ぎること、また、熱サイクルにより母材中に粗大化したＴｉＮが増加することが衝撃吸収エネルギー低下の原因になると考えられる。粗大化したＴｉＮは破壊の起点となり、衝撃吸収エネルギー値を低くすると考えられる。よって、溶接前の鋼材中に存在する粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数を５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 にすることで、溶接ボンド部靱性に優れた溶接用構造用鋼とすることが可能となる。
【００１２】
次に、図１の母材部と溶接ボンド部のＴｉＮの粒径分布の比較より得られた０．０５μｍ以下のＴｉＮに注目してプロットした図を、図３に示す。なお図３は、図２中の０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数が５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 である試験片を用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値と、熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮ個数との関係を調査している。熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮの個数を透過型電子顕微鏡を用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が４×１０6 個／ｍｍ2 以下の範囲では、衝撃吸収エネルギー値が１５０〜２６０Ｊと高い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数が４×１０6 個／ｍｍ2 より多いときは衝撃吸収エネルギー値が低下する。これは、粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮが、熱サイクルにより、母材中に、ＴｉとＮとして固溶したことが原因になっていると考えられる。よって、粒径０．０１〜０．０５μｍのように小粒径のものは、少ない方が好ましいため、４×１０6 個／ｍｍ2 以下と規定している。
【００１３】
図４は、図３中の０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮ個数が４×１０6 個／ｍｍ2 以下である試験片を用い、その試験片の衝撃吸収エネルギー値と、熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮ個数との関係を調べた結果である。熱サイクル前の試験片中に存在する粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮの個数を透過型電子顕微鏡を用いて定量化した結果、ＴｉＮの個数が５×１０4 個／ｍｍ2 以上の範囲では、衝撃吸収エネルギー値が２３５〜２５５Ｊと高い数値を示した。しかし、ＴｉＮの個数が５×１０4 個／ｍｍ2 より少ないときは衝撃吸収エネルギー値が低下する。大入熱溶接の溶接ボンド部で安定に溶け残るＴｉＮの粒径は、０．０７μｍ以上である。つまり、ＴｉＮで、粒径０．０７〜０．１μｍのものは、溶接のピーク温度１４００℃以上の大入熱溶接下で溶け残るため、粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮの個数を５×１０4 個／ｍｍ2 以上にすることで、溶接ボンド部靱性に優れた溶接用構造用鋼とすることが可能となる。
【００１４】
以上述べたように、溶接熱影響部の組織粗大化を防止するためには、溶接部において溶け残るＴｉＮ析出物の確保が必要であり、溶接部でオーステナイト化した結晶粒が成長しようとする現象をこの析出物のピンニング効果により防止することが本技術の基本のひとつである。
次に、本発明の用途である耐震建築用鋼では、地震で大規模な塑性変形を受けた状態でも溶接部の靱性が充分に高いことが要求されている。
鋼材は大規模な塑性変形をうけると靱性が大きく劣化してしまうことが知られている。この現象は、塑性変形により加工硬化を生じ強度が増大することにより、強度が増加した分だけ靱性が低下するといった劣化代を大きく上回ることがあり、耐震建築用鋼としては重要な特性である。
鋼材は塑性変形を受けると、転位が動き出すが、固溶Ｎが存在すると、固溶Ｎが転位の動きを妨げるコットレル雰囲気を形成し、変形しにくくなる。発明者らは、塑性変形を受けた鋼材の靱性劣化現象を詳細に検討した結果、加工硬化による強度増加のみならず、このコットレル雰囲気形成による局所的強度増加が大きく靱性劣化現象に関与していることをつきとめ、特に大入熱溶接部において、劣化が顕著であることを知見した。
大入熱溶接部では、結晶粒が粗大化するため靱性劣化があることは周知の事実であるが、塑性変形をうけると更に靱性が劣化し、繰り返し塑性変形をうけると著しい靱性劣化のあることが確認された。そして、この靱性劣化現象は、溶接部で溶解した窒化物を起因とする固溶Ｎの低減が有効であることを知見した。
すなわち、溶接部で熱影響を受けた時に溶解するＴｉＮ析出物とＡｌＮ析出物を低減する必要があり、前述したＴｉＮ析出物の粒径と個数の規制のみならず、ＡｌＮ析出物の粒径と個数の制御も必要である。
ＡｌＮは１１００℃程度の加熱時にオーステナイト粒の粗大化を防止するためのピンニング効果を有しているが、１４００℃以上の高温に加熱される溶接部の溶融線近傍ではＡｌＮは溶解してしまう。溶解したＡｌＮは、局部的な固溶Ｎの増大をもたらし、その領域が塑性変形をうけると、熱歪み脆化現象を生じ、靱性が大きく低下する。本発明ではＴｉＮにより加熱時のオーステナイト粒の粗大化防止を図っているため、ＡｌＮの存在は不必要である。しかし、脱酸のためＡｌを添加する時点で、残ったＡｌがＡｌＮを形成し、上記弊害をもたらす。これを排除するために、０．０１μｍ以上のＡｌＮの個数を規定するものである。ＡｌＮの観察には、ＴｉＮと同様に透過型電子顕微鏡を用い、画像処理を行うものであり、ＡｌＮの存在状態が、ピンニングに有効なＴｉＮ（粒径０．０７〜０．１μｍ）の個数より２桁少ない個数であれば、実質的に有害なＡｌＮの存在を否定できることを知見したのである。
【００１５】
図５は、０．１２％Ｃ−０．２％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ系をベースとし、Ｔｉ、Ｎを添加した鋼板を実験室溶製し、更に入熱１５０ｋＪ／ｃｍ相当の熱サイクルを付与したものから採取した試験片の衝撃吸収エネルギー値（ｖＥ−２０℃）と、熱サイクル前の試験片中に存在するＮ量との関係を調べた結果である。図より、この衝撃吸収エネルギーは、Ｎ量０．００２％の所を境として大きく変化している。つまり、Ｎ量を０．００２％以下に限定することでＮ量を低下させ、その結果、母材中に固溶するＮが低減でき、溶接ボンド部靱性に優れた溶接用構造用鋼を製造することが可能となる。
【００１６】
耐震建築用大入熱溶接用鋼の化学成分（質量％）を前記のように限定した理由について述べる。
Ｃは、強度を向上するのに最も有効な元素として下限を０．０７％とし、一方、０．２０％を超える過剰な添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靱性を疎外するため、上限を０．２０％とする。
Ｓｉは、強度向上元素として有効であり安価な溶鋼の脱酸元素としても有用であるが、０．５０％を超えると溶接性が劣化し、０．１０％未満では強度の向上効果が不十分でＴｉやＡｌ等の高価な脱酸元素を多用する必要があるために、０．１０〜０．５０％に限定する。
Ｍｎは、強度を向上する有用な元素であり、その必要下限を０．８０％として、２．０％超の添加は母材靱性・溶接性を阻害するため、０．８０〜２．０％に限定する。
【００１７】
Ｐは、母材靱性の観点から０．０２５％以下に限定した。なお、不純物としてのＰは、できるだけ低いほど好ましいが、経済性も考慮する場合は、溶接性の点から０．０１５％以下が好ましい。
Ｓは、母材靱性の観点から０．０２５％以下に限定した。なお、不純物としてのＳは、できるだけ低いほど好ましいが、経済性も考慮する場合は溶接性・加工性の点から０．００８％以下が好ましい。Ａｌは、Ｓｉ同様に脱酸上必要な元素であり、下限を０．００１％とし、０．０６％を超える過度の添加はＨＡＺ靱性を損なうために、０．００１〜０．０６％に限定した。ＡｌＮの存在を抑制するためには、Ａｌは低いほど良いが、Ａｌを酸化物の形態で鋼中に分散させたりすることによりＡｌＮの存在自体は抑制できるので、上限は０．０６％でも問題ない。
【００１８】
Ｔｉは、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるため、０．００２％以上、かつＴｉ／Ｎ比で１．０以上、６．０以下の範囲で添加する。ただし、０．０２％を超えて添加すると、本発明の眼目である極低Ｎ化によるＨＡＺ靱性改善効果を低下させるので、０．００２〜０．０２％とした。
Ｎは、本発明中、最も重要な元素であり、これを０．００３％以下に抑えることがＨＡＺ靱性向上の本発明の眼目である。また、ＨＡＺ靱性をより向上させるため、添加量は０．００２％以下が好ましい。
【００１９】
以上が本発明が対象とする鋼の基本成分であるが、母材強度の向上や低温靱性・溶接性の改善を目的とした低炭素等量化のために、要求される品質特性、又は鋼材の大きさ・鋼板厚に応じて本発明で規定する合金元素（Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ）を強度・低温靱性・溶接性を向上する観点から、１種又は２種以上を添加しても本発明の効果は何ら損なわれることはない。
Ｃｕは、鋼材の強度、靱性を向上させるために有効であるが、１．０％を超えるとＨＡＺ靱性を低下させることから、１．０％を上限とする。
Ｎｉは、鋼材の強度、靱性を向上させるために有効であるが、Ｎｉ量の増加は製造コストを上昇させるので、１．５％を上限とする。
【００２０】
Ｎｂは、焼入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させる有効な元素であるが、過剰な添加はＨＡＺ靱性を阻害するので０．０５％を上限とした。
Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏについても同様な効果を有することから、それぞれ０．１％、０．６％、０．６％を上限とした。
Ｂは、ＨＡＺ靱性に有害な粒界フェライトの粗大化、フェライトサイドプレートの成長抑制から有効であるが、過剰な添加はむしろＨＡＺ靱性を劣化させるので、０．０００２〜０．００３％とした。
更に、Ａｌに加えて、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの脱酸元素を１種又は２種以上添加しても本発明の効果は何ら損なわれる事はない。ただし過剰な添加は酸化物の粗大化により、むしろＨＡＺ靱性を劣化させることから、それぞれ０．０００２〜０．００３％、０．０００２〜０．００５％、０．００１〜０．０５％とした。
【００２１】
次に、本発明でＴｉ／Ｎ比を限定する理由を述べる。たとえＮを極低下しても、Ｎがフリーの状態で鋼中に固溶するのは、ＨＡＺ靱性の観点から好ましくなく、少なくともＴｉ／Ｎ重量比で１．０以上必要であるが、一方、Ｔｉ過剰な状態が過ぎると、フリーのＴｉがＨＡＺ靱性に有害であるので、Ｔｉ／Ｎ比が６．０以下であることが必要である。
【００２２】
【実施例】
表１及び表２に示した化学成分の鋼板を試作した。Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｈが本発明鋼であり、Ａ２、Ｂ２、Ｊ〜Ｒが比較鋼である。成分的には、Ａ１とＡ２及びＪ、Ｂ１とＢ２及びＫ、ＣとＬ、ＤとＭ、ＥとＮ、ＦとＰ、ＧとＱ、ＨとＲがほぼ一致しており、本発明鋼のＴｉ量は、いずれも０．００２〜０．０２％、Ｎ量はいずれも０．００３％以下、特にＡ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｅ及びＨは０．００２％以下、またＴｉ／Ｎ比は１．０〜６．０の範囲である。これに対し、比較鋼Ａ２、Ｂ２は、発明鋼Ａ１、Ｂ１と全く同じ化学成分、成分量を有している。また、比較鋼ＪはＴｉの添加がなく、Ｎ量は本発明の範囲外、比較鋼Ｋ、Ｍ、ＰはＮ量が本発明の範囲外である。比較鋼ＮはＶが本発明の請求項６の範囲を超えており、比較鋼ＬはＣａが本発明の請求項６の範囲を超えている。また比較鋼Ｌ、ＱはＴｉ／Ｎ比が、それぞれ本発明範囲を超えている。
【００２３】
【表１】
0003793388.tif 000002
【００２４】
【表２】
0003793388.tif 000003
【００２５】
また、表３に示したＴｉＮ及びＡｌＮの個数については、本発明鋼Ａ１、Ｂ１、Ｃ〜Ｈにおいて、ＴｉＮの粒径０．０１〜０．１μｍ：５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 、粒径０．０１〜０．０５μｍ：４×１０6 個／ｍｍ2 以下、粒径０．０７〜０．１μｍ：５×１０4 個／ｍｍ2 以上の範囲を満足し、更に、ＡｌＮの粒径０．０１μｍ以上：５×１０2 個／ｍｍ2 以下を満足している。これに対し、比較鋼ＪはＴｉを添加していないためＴｉＮは観察されず、比較鋼Ａ２、Ｂ２、Ｋ、Ｍ、Ｐ、Ｒは粒径０．０１〜０．１μｍ：５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 の範囲を外れ、比較鋼Ａ２、Ｋ、Ｍ、Ｎ、Ｐは粒径０．０１〜０．０５μｍ：４×１０6 個／ｍｍ2 以下の範囲を超え、比較鋼Ａ２、Ｒは粒径０．０７〜０．１μｍ：５×１０4 個／ｍｍ2 以上の範囲を下回っている。また、比較例Ａ２、Ｂ２、Ｊ、Ｋ、Ｍ、Ｑ、Ｒは粒径０．０１μｍ以上のＡｌＮが５×１０2 個／ｍｍ2 以下の範囲を外れている。
【００２６】
【表３】
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【００２７】
表４には、本発明鋼、及び比較鋼の溶接条件、及びＨＡＺ靱性評価の結果を示す。本発明鋼、及び比較鋼は、いずれも転炉溶製し、連続鋳造にて２８０ｍｍ厚鋳片に鋳造後、加熱圧延にて表４に示す所定の板厚に仕上げた。試作した鋼板は、それぞれ表４に示す溶接法にて１パス溶接を行い、溶接ボンド部の靱性を評価した。すなわち溶接法としては、フラックスバッキング溶接（ＦＢ）、エレクトロガス溶接（ＥＧ）、エレクトロスラグ溶接（ＥＳ）を用い、それぞれ（）内に示す適切な溶接入熱にて溶接を行った。また、溶接ボンド部靱性はシャルピー試験により評価した。評価温度は表４に示すとおりで、それぞれの鋼板成分で要求される典型的な温度を採用した。シャルピー試験の繰返し数は３（Ｎ＝３）である。
【００２８】
【表４】
0003793388.tif 000005
【００２９】
まず化学成分的に、発明鋼と比較鋼との比較を行う。鋼Ａ１と鋼Ｊとの結果を比較すると、Ｔｉ含有の差、極低Ｎ量の効果は明白であり、溶接入熱の高いフラックスバッキング溶接において、ＨＡＺ靱性の差は極めて顕著に現れる。鋼Ｂ１と鋼Ｋとを比較すると、フラックスバッキング溶接、エレクトロガス溶接、いずれの溶接においても鋼Ｂ１のＨＡＺ靱性が優れている。特に、入熱の高いエレクトロガス溶接を実施したときの、衝撃吸収エネルギーの最小値の差は大きい。同様の比較は鋼Ｄと鋼Ｍ、鋼Ｅと鋼Ｎでも見られる。また、鋼Ｃと鋼Ｌとの比較では、鋼ＣのＨＡＺ靱性が非常に良好なのに対し、鋼Ｌでは、Ｔｉ量が多いのでＴｉ／Ｎ比の適正範囲の逸脱、及び高Ｃａ量によりＨＡＺ靱性が大幅に低下している。同様に、鋼Ｇと鋼Ｑとの比較でも、鋼ＱのＴｉ量が多いのでＴｉ／Ｎ比の適正範囲の逸脱が、ＨＡＺ靱性の低下に大きく影響している。
【００３０】
次に、ＴｉＮのそれぞれの粒径の個数について発明鋼と比較鋼との比較を行う。鋼Ａ１と鋼Ｊとの結果を比較すると、Ｔｉ含有の差、極低Ｎの効果は明白である。鋼Ａ１においては、各粒径におけるＴｉＮの個数が、規定範囲に納まっている。一方、鋼Ｊは、母材中にＴｉＮの結晶が存在しない。この結果、ＨＡＺ靱性の差は極めて顕著に現れている。鋼Ｅと鋼Ｎとを比較すると、鋼Ｎは、粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮの個数が本発明の範囲を逸脱しているため、ＨＡＺ靱性が低下している。同様の比較は鋼Ｆと鋼Ｐでも見られる。
また、鋼Ｇと鋼ＱはＴｉＮは略同等であるが、鋼ＱはＡｌＮの個数が本発明の範囲より多いので、特に１０％塑性変形を付与した後の衝撃吸収エネルギーが大幅に低下していることがわかる。
【００３１】
更に、化学成分及び成分量は等しいが、鋳造後の鋳片の冷却条件が異なることでＴｉＮの個数が異なる発明鋼Ａ１、Ｂ１と比較鋼Ａ２、Ｂ２との比較を行う。鋳造後の鋳片を冷却段階で９００〜１３００℃で１０分間以上保持し、この範囲で、温度、保持時間を調整できなければ、比較鋼Ａ２、Ｂ２のように、ＴｉＮの個数が、規定範囲を逸脱し、ＨＡＺ靱性を大きく低下させることが分かる。つまり、本発明においては、各粒径におけるＴｉＮの個数を規定範囲に納めることが重要となるが、それには、化学成分、成分量及び鋳造後の鋳片適正な温度、保持時間が重要な要因となる。
【００３２】
以上の結果から、本発明の効果は明らかであり、母材中のＮを、Ｎ：０．００３％以下と低減し、Ｔｉ／Ｎ比を１．０〜６．０に保ちながらＴｉを添加し、溶接前の鋼材中に粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮが５×１０5 〜５×１０6 個／ｍｍ2 存在することにより、溶接ＨＡＺ靱性、とりわけ大入熱の溶接ボンド部靱性を安定かつ向上させることが可能となった。本発明により、近年の鋼構造物の大型化に伴う使用鋼材の厚手化、建造コストの削減、建造の高能率化の点から進められる溶接大入熱化に伴う溶接部靱性確保が可能となり、産業界が享受可能な経済的利益は多大なものがあると考えられる。
【００３３】
【発明の効果】
請求項１〜６記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼において、Ｎを０．００３％以下にすることで固溶Ｎを低減し、Ｔｉ／Ｎ比を１．０〜６．０にすることで、Ｔｉ過剰、及びＮ過剰を抑制し、更に、ＴｉＮ、及びＡｌＮの粒子の粒径、及び個数を規定することで、大入溶接下でのＴｉＮによるピンニング効果、溶接部の固溶Ｎ低減による塑性変形を受けた場合での靱性劣化の抑制を配慮した溶接熱影響部靱性に優れた耐震建築用鋼とすることができる。
特に、請求項２記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼においては、粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮの個数を４×１０6 個／ｍｍ2 以下、及び粒径０．０１μｍ以上のＡｌＮが５×１０2 個／ｍｍ2 以下にすることで、母材へ溶解する固溶Ｔｉ、固溶Ｎを低減できるため、更に良好な溶接熱影響部靱性に優れた溶接用構造用鋼とすることができる。
また、請求項３記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼においては、粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮの個数を５×１０4 個／ｍｍ2 以上にすることで、大入溶接下で溶け残る大きいＴｉＮを母材中に確保できるため、母材の結晶粒径の粗大化を抑制できる。
また、請求項４記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼においては、Ｎを０．００２％以下にすることで、固溶Ｎを低減できるため、更に好ましく、要求される品質特性、又は鋼材の大きさ・鋼板厚に応じて、請求項５記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼においては、合金元素Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂを、請求項６記載の耐震建築用大入熱溶接用鋼においては、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭを添加することで、母材強度の向上や、低温靱性・溶接性を改善できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材及び再現溶接ボンド部のＴｉＮの粒径分布のグラフである。
【図２】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０１〜０．１μｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図３】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０１〜０．０５μｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図４】ＨＡＺ靱性に及ぼす粒径０．０７〜０．１μｍのＴｉＮ個数の影響を示したグラフである。
【図５】ＨＡＺ靱性に及ぼすＮ量の影響を示したグラフである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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