(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．３％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１〜０．００５％、
Ａｌ：０．００５％以下、
Ｎｉ：０．３〜４．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、下記（１）式で定義される計算値変態点Ａｃ3がＡｃ3≦８２０−２０（１−ｌｏｇＱ）（ただしＱは溶接入熱［ｋＪ／ｍｍ］で、Ｑ≦１０ｋＪ／ｍｍとする）を満足し、かつ下記（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１〜＋０．００５％に規定されることを特徴とする、溶接熱影響部の低温靭性に優れ、かつ降伏点（ＹＰ）が５５０ＭＰａを超える高い母材強度を有する鋼板。
Ａｃ3＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ−２０Ｃｕ
−１５．２Ｎｉ＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉ＋３１．５Ｍｏ＋１０４Ｖ
−１１Ｃｒ（℃）                                ・  ・  ・（１）
有効Ｔｉ量＝［Ｔｉ］−２（［Ｏ］−０．４０［Ｃａ］−０．１７［ＲＥＭ］
−０．１８［Ｚｒ］−０．６６［Ｍｇ］−０．８９［Ａｌ］）
−３．４［Ｎ］          ・  ・  ・（２）
【請求項２】
質量％で、さらに、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下
の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記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れ、かつ降伏点（ＹＰ）が５５０ＭＰａを超える高い母材強度を有する鋼板。
【請求項３】
質量％で、さらに、
Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．００３％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％
の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記載の溶接熱影響部の低温靭性に優れ、かつ降伏点（ＹＰ）が５５０ＭＰａを超える高い母材強度を有することを特徴とする鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
小入熱溶接から中入熱溶接における多層盛溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性に優れ、かつ高い強度を有する鋼板に関するもので、特に、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性に優れ、かつ母材の降伏強度が５５０ＭＰａを超える高い強度を有する鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ＨＡＺ靭性を向上させる技術として、粗大なオーステナイト内部にＴｉ酸化物やＴｉＮを微細分散させ、それらを核とした微細な粒内変態フェライト（ＩＧＦ）を生成させる技術（例えば特開昭６３−２１０２３５号公報）が知られている。特開平７−２７８６５３号公報では、さらにＴｉ量の制御、硬化組織の制御等により、さらに低温でのＨＡＺ靭性に優れた鋼板が開発されている。しかしながら、これまでに開発された低温でのＨＡＺ靭性に優れた鋼は降伏強度が４２０ＭＰａ級のものまでであり、それ以上の降伏強度を有しつつ低温でのＨＡＺ靭性を保証するような鋼板は開発されていない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
近年、海洋構造物用鋼板に対して、高強度化の要求が高まっている。海洋構造物用鋼板には、低温での優れた母材靭性およびＨＡＺ靭性が要求される。本発明は溶接部の優れた低温靭性と母材の高強度を同時に満足する鋼板を提供するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
ＨＡＺにおいては溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍では加熱オーステナイト粒が著しく粗大化し、冷却後の変態組織が粗大化して靭性が劣化する。
【０００５】
このようなＨＡＺ靭性は、結晶粒のサイズ、島状マルテンサイト（ＭＡ）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、析出硬化状態、粒界脆化の有無、マトリックス地の靭性、など種々の冶金的要素に支配される。
【０００６】
このため、本発明は、
▲１▼Ｔｉ酸化物等を変態核とする粒内変態の促進
▲２▼適正なＴｉ量の制御
▲３▼不純物量の制御による粒界脆化やミクロ偏析の回避
▲４▼Ｍｎ等の適正成分による高強度化の達成
▲５▼適正な変態点とすることによる多層盛溶接の際のＨＡＺ領域の拡大
以上の５項目に留意し、ＹＰ５５０ＭＰａ超の高強度と優れたＨＡＺ靭性の両立を達成して本発明を完成した。
【０００７】
本発明の要旨は、以下に示す通りである。
【０００８】
すなわち、
質量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．５〜２．３％、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００１〜０．００５％、
Ａｌ：０．００５％以下、
Ｎｉ：０．３〜４．０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％
を含有し、
さらに、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下
の１種または２種以上を含有し、
さらに必要に応じて、
Ｃａ：０．０００３〜０．００３％、
ＲＥＭ：０．０００３〜０．００３％、
Ｚｒ：０．０００３〜０．００３％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％
の１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、下記（１）式で定義される計算値変態点Ａｃ3がＡｃ3≦８２０−２０（１−ｌｏｇＱ）（ただしＱは溶接入熱［ｋＪ／ｍｍ］で、Ｑ≦１０ｋＪ／ｍｍとする）を満足し、さらに、下記（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１〜＋０．００５％に規定される、溶接熱影響部の低温靭性に優れ、かつ降伏点（ＹＰ）が５５０ＭＰａを超える高い母材強度を有する鋼板である。
【０００９】
Ａｃ3＝９１０−２０３√Ｃ＋４４．７Ｓｉ−３０Ｍｎ＋７００Ｐ−２０Ｃｕ
−１５．２Ｎｉ＋４００Ａｌ＋４００Ｔｉ＋３１．５Ｍｏ＋１０４Ｖ
−１１Ｃｒ（℃）                                ・  ・  ・（１）
有効Ｔｉ量＝［Ｔｉ］−２（［Ｏ］−０．４０［Ｃａ］−０．１７［ＲＥＭ］
−０．１８［Ｚｒ］−０．６６［Ｍｇ］
−０．８９［Ａｌ］）−３．４［Ｎ］          ・  ・  ・（２）
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１１】
まず、▲１▼の粒内変態の促進について説明する。オーステナイト粒内でのフェライト変態を促進させると、微細な変態フェライト覆われたＨＡＺ組織を生成させることができる。ＩＧＦの生成を促進させるには、粒内変態の核生成サイトとなる酸化物の個数を増加させることが有効である。
【００１２】
▲２▼のＴｉ量については、他の合金元素との関係から制限を設けている。これは、ＴｉとＯ、Ｎ量とのバランスから導かれるものであるが、ＡｌはＴｉよりＯとの結合力が強いため、Ａｌとの酸化物を生成して残存したＯがＴｉと結合して酸化物を生成する。酸素と結合して余ったＴｉはＮと結合し、オーステナイト粒の粒成長抑制に効果的なＴｉＮを形成し、鋼板の靭性を向上させる。この際、Ｔｉ、Ｎともに少なすぎると十分なＴｉＮが発生せず、オーステナイト粒が粗大化して靭性の低下が発生する。逆にＴｉが過剰に存在すると、ＴｉＣを形成し、靭性は著しく劣化する。また、有効Ｔｉ量の範囲を超えてＮが過剰に存在すると、固溶Ｎが増加して、やはり靭性は劣化する。このため、下記（２）式で規定する有効Ｔｉ量を−０．０１〜＋０．００５％の範囲で制御することで、ＴｉＣ脆化を回避しつつ、オーステナイト粒成長を抑制することが可能となり、優れた靭性が得られることをつきとめた。
【００１３】
有効Ｔｉ量＝［Ｔｉ］−２（［Ｏ］−０．４０［Ｃａ］−０．１７［ＲＥＭ］
−０．１８［Ｚｒ］−０．６６［Ｍｇ］
−０．８９［Ａｌ］）−３．４［Ｎ］          ・  ・  ・（２）
【００１４】
▲３▼および▲４▼については、以下の各添加元素の説明とあわせて説明するものとする。
【００１５】
▲５▼の溶接熱影響部の拡大について説明する。一般に、溶融線近傍でのＨＡＺ組織は、靭性に悪影響をおよぼす巨大な上部ベイナイトやフェライトサイドプレートを多く含んだ組織となる。一方、溶接パスにより１１００℃以下に加熱されγ（オーステナイト）に逆変態を起こした領域では逆変態により生成したγは微細に存在し、そこから得られるＨＡＺ組織は粒径１０〜３０μｍ程度の微細なフェライトないしベイナイト、またはそれらの混合したＨＡＺ組織となり良好な低温靭性を示す。今回対象とする１０ｋＪ／ｍｍ以下の小〜中入熱溶接を行う場合、多くが多層盛溶接が行われる。多層盛溶接では、一度溶接熱影響を受けた領域が、その次の溶接パスにより再び熱影響を受ける。つまり、ある溶接パスで、一度、継手靭性の悪い粗大なＨＡＺ組織となっても、その後の溶接パスで最高温度がＡｃ3から１１００℃となるような熱影響を受けると、微細な低温靭性に優れたＨＡＺ組織となる。つまりＡｃ3変態点が低くなると、溶接パスにより熱影響を受ける領域が拡大する。一方、１２００℃以上に加熱され、粗大なＨＡＺ組織となる領域はＡｃ3によらず、ほぼ入熱量のみで決定される。
【００１６】
本発明は、Ａｃ3変態点の上限を入熱量の関係で定義することにより、溶接パスにより熱影響を受ける領域を拡大させ、前の溶接パスにより形成された粗大なＨＡＺ組織を微細なＨＡＺ組織に変化させ、粗大ＨＡＺ組織の体積分率を減少させることにより、ＨＡＺ靭性を向上させるものである。溶接入熱量の増大もＨＡＺ領域を拡大させる。十分なＨＡＺ領域を確保し、溶融線近傍における粗大組織の分率を十分に低くして、良好な継手靭性を確保するには、下記（１）式で計算されるＡｃ3を溶接入熱量Ｑ（ｋＪ／ｍｍ）でしめされる関数Ｔｑ＝８２０−２０（１−ｌｏｇＱ）以下とする事が必要である。
【００１７】
0003820079.tif 000002
【００１８】
図１は、溶接入熱量Ｑおよび（１）式で定義された計算値Ａｃ3変態点とＣＴＯＤ特性との関係を示したものである。図１からＡｃ3が８２０−２０（１−ｌｏｇＱ）となるように成分および溶接条件を設定することにより、良好なＨＡＺ靭性が得られることがわかる。
【００１９】
これは図２のように、計算値Ａｃ3変態点の低下にともない、ＨＡＺの巾（ｔｍｍ）は拡大していくことによるものと考えられる。
【００２０】
即ち、図３（ａ）および（ｂ）に模式図を示すように、溶接金属部（ＷＭ）３に隣接する黒い領域がＨＡＺ部１の粗粒ＨＡＺ２を示しているが、Ａｃ3変態点を低下させることにより、図３（ｂ）に示すように、後パスでＡｃ3以上に再熱される領域の巾（ｔ）が広がりｔ1＜ｔ2となる。
【００２１】
このため、粗粒ＨＡＺ２の分率が減少し、良好なＨＡＺ靭性が得られるものと考えられる。
【００２２】
ここで、溶接入熱量の上限を１０．０ｋＪ／ｍｍとしたのは、これ以上の入熱量になると、溶融線近傍ＨＡＺ組織が著しく粗大になり、今回のような再熱によるＨＡＺ組織の微細化による靭性向上効果が十分に得られないためである。
【００２３】
次に、各化学成分の限定理由について説明する。
【００２４】
Ｃは、母材および溶接部の強度確保のために最低０．０４％は必要である。しかし、Ｃが多すぎると、母材の低温靭性や溶接性、さらにはＨＡＺ靭性も低下させるので上限を０．１２％とした。
【００２５】
Ｓｉは、脱酸を行うために添加される元素であるが、多量に添加すると、やはり溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．４％とした。ＨＡＺ靭性を改善するという観点からは０．１５％以下が望ましい。
【００２６】
Ｍｎは、母材、および溶接部の強度、靭性の確保に不可欠な元素であり、また、Ｓと結合してＴｉを主成分とする酸化物上にＭｎＳとして析出することで粒内変態の生成を促進する。また、（１）式に示すようにＭｎはＣに次いでＡｃ3低下に最も有効な元素であり、高強度と優れたＨＡＺ靭性を両立させる最も有効な元素である。そのため、下限を１．５％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとスラブの中心偏析を助長し、ＨＡＺ靭性、溶接性を劣化させるので上限を２．３％とする。
【００２７】
Ｐは、不純物元素であり、多量に存在すると中心偏析を助長し、中心部での靭性を劣化させる。さらに、結晶粒界に粒界偏析することにより粒界脆化を引き起こし、著しい靭性の低下を引き起こす。このため、Ｐは０．０２％以下とする。
【００２８】
Ｓは、ＩＧＦ変態核としてＴｉ酸化物にＭｎＳの形で複合析出させるために、０．００１％以上のＳが必要である。しかし、多量に存在すると母材およびＨＡＺ靭性を劣化させるため、その上限を０．００５％とする。
【００２９】
Ａｌは、Ｔｉよりも酸素との結合が強く、粒内フェライト生成に必要なＴｉ酸化物の生成を阻害するため、上限を０．００５％とする。
【００３０】
Ｎｉは、母材の強度を上昇させ、かつ（１）式のＡｃ３を大きく低下させ、ＨＡＺ靭性を向上させる効果を持つ。このため、最小０．３％のＮｉ添加が必要である。しかしながら、４．０％を超えるとコスト高となり、経済性を失うため、上限を４．０％に規制する。
【００３１】
Ｎｂは、母材組織の微細化に有効な元素であり、母材の機械的性質を向上させる。このため、最小０．０１％のＮｂ添加が必要である。しかしながら、多すぎるとＨＡＺ靭性が劣化するため０．０５％以下とする。
【００３２】
Ｔｉは、適正な有効Ｔｉ量によって狭い濃度範囲で制御されるべき元素である。また、Ｔｉはピンニング粒子であるＴｉＮやＩＧＦの核となる酸化物の形成に不可欠な元素であり、これらを十分量析出させるため、下限を０．００５％とする。一方、Ｔｉが０．０２％を超える場合、適正有効Ｔｉ量の範囲内であっても実質的にＴｉＣが多量に生成しＨＡＺ靭性が低下する。
【００３３】
Ｎは、ピンニング粒子であるＴｉＮを析出させるために必要であり、有効Ｔｉ量の適正範囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｎが０．００２％未満の場合、十分なピンニング効果が確保できない。一方、Ｎが０．００６％を超えると、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあっても実質的に固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靭性は低下する。
【００３４】
Ｏは、適正な有効Ｔｉ量の領域であっても、Ｏが多すぎると、酸化物のサイズが大きくなり、破壊の起点となる５μｍを超える大きさの酸化物の個数が増加する。また、逆に少ない場合には、粒内フェライトの変態核となる０．５〜５μｍの酸化物の個数が不足するため、十分な靭性の向上は得られない。そのため、Ｏは０．００１〜０．００４％とする。
【００３５】
Ｃｕは、Ｎｉとほぼ同様の効果をもち、母材およびＨＡＺ靭性を向上させる。しかしながら、１．５％を超えると溶接性、継手靭性ともに劣化する。このため、上限を１．５％とした。
【００３６】
Ｍｏ、Ｃｒは、母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１．０％を超えると母材およびＨＡＺの靭性、溶接性が劣化するため、ともに上限を１．０％とする。
【００３７】
Ｖは、母材の強度を上昇させる。０．０５％を超えるとＨＡＺ靭性および溶接性が劣化するため、０．０５％以下とする。
【００３８】
Ｂは、焼入れ性を高めた母材の機械的特性を向上させる。しかし、０．００２％を超えるとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化するため０．００２％以下とする。
【００３９】
Ｃａ、ＲＥＭは、各々０．０００３％以上添加すると酸化物や硫化物を形成して材質を改善する。ここで、ＲＥＭとはＬａ、Ｃｅ等の希土類金属をさす。しかし、これらの元素を各々０．００３％を超えて添加すると、５μｍを超える粗大な介在物が増加し、母材およびＨＡＺの靭性が劣化するため上限を０．００３％とする。
【００４０】
Ｍｇは、鋼中で酸化物を形成し、ＨＡＺの組織を微細化するとともに、ＩＧＦの生成を助長する。添加するＭｇが少なすぎるとこの効果は発揮されないため、Ｍｇは０．０００１％以上添加する必要がある。一方、酸化物として消費されるＭｇは０．００３％あれば十分であり、これ以上のＭｇは冶金学的に効果を持たないうえ、５μｍを超える粗大な介在物が増加し、耐脆性破壊発生特性が劣化する。
【００４１】
ＺｒもＭｇと同様の効果を有しており、その添加範囲は０．０００３〜０．００３％である。
【００４２】
【実施例】
表１に鋼の化学成分を、また表２にはそれらの鋼を圧延したときの母材および溶接ＨＡＺの機械的特性を示している。
【００４３】
本発明鋼は、すべてＹＰ５５０ＭＰａ超の強度を有し、かつ−８０℃のシャルピー値≧１９３Ｊ、−４０℃でのＣＴＯＤδｍｉｎ≧０．４８ｍｍと良好なＨＡＺ靭性を有している。
【００４４】
一方、本発明によらない従来鋼では、鋼１１、鋼１４のようにＹＰ５５０ＭＰａの強度を満足しないものや、母材およびＨＡＺ靭性が劣っており、厳しい環境下で使用される鋼板として適切でない。鋼１１ではＣが少なすぎるため強度が不足し、また十分な細粒組織が得られなかったためＨＡＺのＣＴＯＤ特性も劣っている。鋼１４ではＭｎが少なすぎるため、十分な強度が得られず、母材およびＨＡＺの靭性も劣っている。鋼１２はＣが、鋼１３ではＳｉが、鋼１５ではＭｎが、鋼１６ではＰが、鋼１７ではＳが、鋼１８ではＡｌが、鋼１９ではＴｉが、鋼２０ではＮｂが、鋼２１ではＣｒが、鋼２２ではＯが多すぎるため母材あるいはＨＡＺの靭性が劣っている。鋼２３、鋼２４ではＴｉとＮ、Ｏ量とのバランスが悪いため母材およびＨＡＺの靭性が劣っている。鋼２５ではＡｃ3変態点が高すぎるため、ＨＡＺ靭性が劣っている。
【００４５】
【表１】
0003820079.tif 000003
【００４６】
【表２】
0003820079.tif 000004
【００４７】
【発明の効果】
本発明により、小〜中入熱溶接において良好なＨＡＺ靭性を有し、かつＸ８０級の高強度を有する鋼板が製造可能となり、海洋構造物やタンク等に使用される、低温で厳格な靭性が要求される鋼板の高強度化が可能となった。これにより、構造物本体の軽量化と鋼板使用量の減少によるコスト削減が可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接入熱量Ｑおよび計算値Ａｃ3変態点とＣＴＯＤ特性との関係を示した図である。
【図２】計算値Ａｃ3変態点とＨＡＺ巾（ｔ）との関係を示した図である。
【図３】Ａｃ3変態点低下によるＨＡＺ巾の拡大と粗粒ＨＡＺ分率の減少を示した模式図である。
【符号の説明】
１  ＨＡＺ（溶接熱影響部）
２  粗粒ＨＡＺ
３  ＷＭ（溶接金属部）
ｔ1、ｔ2  再熱される領域の巾
【図１】
0003820079.tif 000005
【図２】
0003820079.tif 000006
【図３】
0003820079.tif 000007