JP4105990B2 - 大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 - Google Patents
大入熱溶接部ｈａｚの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼とその製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、造船、橋梁、建築、海洋構造物、ラインパイプ、建設機械などの溶接構造物として広く利用可能な、母材靭性と溶接部における熱影響部(以下、ＨＡＺという)の低温靭性の両方に優れた４９０MPa級の引張強度を有する溶接構造物用鋼およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築、橋梁、造船、海洋構造物など溶接構造物の脆性破壊防止の観点から、母材の靭性だけでなく、溶接部からの脆性破壊の発生抑制すなわち、使用される鋼板のＨＡＺ靱性の向上に関する研究が数多く報告されてきた。一般に、母材靭性の確保のためには最終のフェライト粒径を小さくすることが肝要であり、必要靭性レベルにより普通圧延、制御圧延、さらには制御圧延＋加速冷却が利用されてきた。その基本はＡｌＮやＴｉＮなどの高温で安定な窒化物をピニング粒子として用いて、まず母材の加熱オーステナイト（γ）粒径を微細化した上で、さらに圧延によりオーステナイト中にフェライトの核生成サイトを多数導入し、最終フェライト粒径を微細にすることにある。
【０００３】
したがって、このような母材の製造方法では、当然ながら窒化物の種類により熱間圧延前の再加熱温度を変える必要が生じたり、加熱γ粒径の変動から最終のフェライト粒径にも変化が生じ、結果的に、母材靭性にバラツキが生じることがしばしば起こる。一方、溶接部ＨＡＺ靭性も加熱γ粒径が入熱量によって異なることから、要求靭性値が高いほどその値を小さくする必要があるにも関わらず、近年では加熱γ粒径が大きくなる条件、すなわち溶接施工能率の向上の観点から、大入熱溶接（およそ２０kJ/mm以下）や超大入熱溶接（２０〜１５０kJ/mm）が実施される場合が増加している。大入熱溶接と超大入熱溶接の鋼板への影響の差異は、高温での滞留時間の差異に起因しており、特に超大入熱溶接ではその時間が極めて長時間であるために、結晶粒径が著しく粗大化する領域が広く、靱性の低下が著しくなる点にある。
【０００４】
以上のような母材靭性のバラツキと溶接部ＨＡＺ靭性の入熱依存性の問題点を回避する抜本的な方法として、母材組織および溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径を同一のピニング粒子によって制御し、両者の高温での粒成長を顕著に抑制することが有効と考えられる。これが実現できた場合は、母材靭性の安定性はもとより入熱が大きくなった場合にも溶接部ＨＡＺ靱性を十分に確保することができる。また、母材の加熱γ粒径が著しく微細になる場合には、従来の制御圧延や加速冷却を用いることなく普通圧延でも同程度のフェライト粒径と母材靭性を付与できる可能性が出てくることから、本技術の確立は工業的価値が高い。
【０００５】
加熱γ粒径のピニング効果が最も期待できる粒子として、高温でも溶解しにくい酸化物や硫化物が考えられる。例えば、酸化物の導入方法としては鋼の溶製工程においてＴｉなどの脱酸元素を単独に添加する方法があるが、多くの場合に溶鋼保持中に酸化物の凝集合体がおこり粗大な酸化物の生成をもたらすことにより、かえって鋼の清浄度を損ない靱性を低下させてしまうことが知られている。そのため、複合脱酸法などさまざまな工夫がなされており、近年ではＴｉ−Ｍｇ脱酸などの方法によって、清浄度を損なうことなく目的とする高温での母材の加熱γ粒径、さらには溶接入熱が大きい場合の加熱γ粒径をかなりの精度で制御できるようになっている。しかしながら、溶接部ＨＡＺの低温靭性については、そのような細粒化効果に加えて、低温においては切り欠き感受性や応力集中度が大きくなるために、いわゆる島状マルテンサイトやセメンタイト（Ｆｅの炭化物）のような硬化相の低減を図る必要があり、低Ｃ化ないしは炭素当量を下げることが不可欠となっている。このようなケースでは、粒界部に優先的に生成される軟質の粒界フェライトの生成挙動が低温靭性に大きく影響を及ぼすことになる。
【０００６】
したがって、ＨＡＺ細粒鋼（例えばＭｇ脱酸等により加熱γ粒径を２００μｍ程度にした場合に相当するが、これはＨＡＺ組織としては極めて細粒であるものの母材に比較するとまだまだ粗大粒に対応する）では、粒界面積が従来鋼に比べて増大しているために、焼入れ性が低下しており、粒界フェライトの生成頻度がより高くなっている。その結果、成分的にも炭素当量が低いことも重なって、フェライト変態が促進され、粗大な粒界フェライトに成り易い。それ故、粒界フェライトの生成抑制あるいは一度核生成した粒界フェライトの成長抑制能力の有無によって靭性ＨＡＺのレベルは大きく変化することになる。実用的には、造船分野などにおいて用いられる大入熱用鋼においてはそのような粒界フェライトの抑制技術が確立されておらず、−４０℃などの過酷な条件において求められる溶接部ＨＡＺの低温靭性を工業的に安定して提供できる鋼板は現状では提案されていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、酸化物（あるいは硫化物）を最大限に微細分散させた上で、さらに超大入熱溶接時の粒界フェライトの生成抑止技術を鋭意検討し、大入熱や超大入熱溶接においても溶接部ＨＡＺ組織を微細化させ、さらに粒界フェライトの靭性への影響を小さくする技術に着眼し、低温靭性を飛躍的に向上させた高強度溶接構造用鋼の製造技術の確立を課題とした。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するための本発明の要旨は、以下の通りである。
（１） 質量％で
Ｃ ：０．０３〜０．１４％
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｐ ：≦０．０２％
Ｓ ：０．０００１〜０．０１０％
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％
Ｂ ：０．０００１〜０．００２５％
Ｏ ：≦０．０５％
を含み、更に、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｎｉ：０．０５〜５．０％
Ｃｒ：０．０２〜１．５％
Ｍｏ：０．０２〜０．１２％
Ｎｂ：０．０００１〜０．２０％
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％
のうち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り、さらに、質量％で、Ｍｇ：０．００１２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００８〜０．００５０％を含有し、その合計量が０．００５０％を越えないことを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
（２） 溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が溶接入熱によらず２００μｍ以下であることを特徴とする（１）記載の大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
（３） （１）記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延した後、自然冷却することを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（４） （１）記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、自然冷却することを特徴とする大入熱溶接熱部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（５） （１）記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で０〜６００℃まで冷却することを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（６） （１）記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で０〜６００℃まで冷却し、引き続いて３００℃〜Ａc１点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
ＭｇとＣａは、従来から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることで、ＨＡＺ靭性を向上させることが知られている。また、これら元素を含有する酸化物の分散を制御して、母材靭性および溶接部ＨＡＺ靱性の両方を向上させる技術として用いた例が特開２００３−４９２３７号公報に記載されている。
本発明者らは、同じようにＭｇ、Ｃａの強脱酸剤あるいは強力な硫化物生成能に着目し、これら元素の添加順序および量を制御することで、大入熱および超大入熱溶接部のＨＡＺにおける低温靭性を向上させる方法として、加熱γ粒径の微細化だけでなく、脆性破壊の起点として作用する介在物の制御技術としても期待できる余地があり、この技術と従来の粗大な加熱γ粒においてＩＧＦ変態の核としての効力を発揮するＢ析出物（ＢＮあるいはＭ23（Ｃ，Ｂ）6）を適切に組合せることにより、ＨＡＺ細粒鋼の低温靭性の劣化を誘引する粒界フェライトの伸長化を抑制することが十分に可能と推定し、大入熱溶接時おける溶接部ＨＡＺの低温靭性を顕著に向上させることができるものと考えた。
【００１０】
以下、本発明に関して詳細に説明する。
本発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶鋼中にＭｇあるいはＣａを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調べた。その結果、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、Ｍｇ（Ｃａ）添加の順に添加した場合に、あるいはＴｉ添加とＭｇ（Ｃａ）添加を同時に行い、さらに平衡状態になった状態で再度Ｍｇ（Ｃａ）を添加するというサイクルを行なうことで、Ｍｇ（あるいはＣａ）の酸化物あるいは硫化物が極めて微細に、かつ高密度に生成されることを見出した。このＭｇ添加の効果はＣａをＭｇの代わりに用いても同様に得られ、いずれの元素を添加した場合も添加元素を含む酸化物もしくは硫化物が生成され、その粒子径は０．００５〜０．５μｍ、粒子数は鋼中に１mm2当たり１００００個以上であり、強力なピニング力を有していることが確認され、溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径が溶接入熱によらず２００μｍ以下となる。
【００１１】
しかも、そのような細粒鋼においてＢを添加した場合には、冷却中に生成される粒界フェライトが明らかにＢフリー鋼に比較して微細化すること、また、入熱量が１０kJ/mm程度では高温段階でＢが粒界偏析するために粒界での焼入れ性が増大し、粒界フェライトの生成が顕著に抑制されること、さらに入熱量が２０kJ/mm〜５０kJ/mmの範囲では、通常は粒界に沿って長く伸びた、いわゆる伸長なフェライトになるべきところが、多角形状のポリゴナルフェライトに形態変化し、粒界フェライトの粒子数も格段に多くなる。この機構は、鋼中に存在するＢ析出物[ＢＮやＦｅ23（Ｃ，Ｂ）6]が溶接時の高温にさらされた状態では一旦溶解するが、その後の冷却段階において加熱γ粒界に優先的に析出し、これを核にして粒界フェライトが生成したことを示すもので、単一の粗大な粒界フェライトに比較して、耐脆性破壊特性が著しく向上することになる。
【００１２】
本発明は上記の介在物の存在状態とＢ添加の効果により達成される母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性の両方に優れた鋼材に関するものであり、特に、ＨＡＺ靭性の場合には−４０℃以下のような厳しい条件下においても十分な低温靭性を付与することができる極めて画期的な技術である。すなわち、本発明の特徴は、母材の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が再加熱温度によらず１００μｍ以下であり、同時に溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）も２００μｍ以下の細粒であるのに加えて、低温靭性の劣化の主因である粒界フェライトの生成抑制と、たとえ生成した場合においてもその粒成長を極力抑制することに成功したものであり、これらのミクロ組織によって、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼を安価に提供できる点にある。
【００１３】
さらに、本発明では、−２０℃以下の極低温における溶接部ＨＡＺ靭性を確保するためには、ＭｇとＣａの添加量および最終的な鋼中の酸素量（以下Ｏ量と記述）とＳ量の制御が重要な鍵となることも併せて知見した。既に述べたように、ＭｇとＣａの添加については、最初に、Ｓｉ、Ｍｎを添加後、まず、Ｔｉを添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、少量のＭｇ（Ｃａでも同様、以下同じ）を徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＭｇを同時に添加した後に、最終段階で再度Ｍｇを添加する。このような添加順序において、さらにＭｇ添加時のＯ量を制御する意味で、Ａｌのような比較的脱酸力の強い元素による予備脱酸をいずれかのＭｇ添加の前段階で行うことにより、最終のＯ量を正確に制御することが可能となる。特に重要なことは、より過酷な低温域での靭性確保に対しては、脆性破壊の起点として作用する数μｍ以上の酸化物をできうる限り小さくすることが肝要であり、そのためにはＯ量としてピニング効力を発揮するための最小量を確保した上で、数μｍ以上の粒子が増加しないようなレベルにすることが必要条件となる。このＯ量の上限値を種々検討した結果、０．００５％であることが実験的に確認された。本発明では、酸化物と同じように脆性破壊の起点となり得る硫化物に対しても、Ｓ量の上限値として０．０１０％に規定することにより、低温靭性が飛躍的に向上することを見出した。
【００１４】
以下、本発明の成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な下限として０．０３％以上の添加が必要であるが、０．１４％を越える過剰の添加では、鋼材の溶接性や島状マルテンサイトの生成量を増加させることによりＨＡＺ靱性の低下を招くので、その上限を０．１４％とした。
Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％を越えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそれを上限とする。
Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性の確保に必要な元素であるが、２．０％を越えるとＨＡＺ靱性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２．０％とする。
【００１５】
Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０２％を越えて含有すると鋼材の母材だけでなくＨＡＺの低温靱性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０２％とした。
Ｓ：Ｓは０．０１０％を越えて過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、低温におけるＨＡＺ靱性を著しく阻害し、一方で、その含有量が０．０００１％未満になると、靭性向上に有効な粒内フェライトの核生成サイトとして作用するＭｎＳ等の硫化物生成量が大幅に少なくなるために、０．０００１〜０．０１０％をその範囲とする。
【００１６】
Ａｌ：Ａｌは通常脱酸剤として添加されるが、本発明においては、Ｍｇ（あるいはＣａ）添加前の予備脱酸元素として用いることにより、ＭｇやＣａの最適な脱酸条件を整えるのに有効な働きをする。しかしながら、Ａｌが０．０５％越えて添加されるとＭｇ、Ｃａの添加効果を阻害するために、これを上限とする。また、Ｍｇ、Ｃａの酸化物を安定に生成するためには０．０００５％は必要であり、これを下限とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸剤として、さらには窒化物形成元素として結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５０％にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．００３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜０．０５０％とする。
【００１７】
Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接部ＨＡＺ靱性を顕著に向上させる元素である。特に、本発明では、粒界フェライトの生成抑制あるいは粒界フェライトの生成を伴う大入熱／超大入熱溶接時には極力その成長を抑えるために利用しており、本発明の重要な元素の一つである。Ｂ量としては、０．０００１％以上の添加でその効果を初めて利用できるようになり、過剰の添加は、靱性の低下を招くために、その上限を０．００２５％とする。
【００１８】
ＯはＭｇやＣａと溶鋼中にて反応し、微細酸化物の生成に不可欠な元素である。最終的な鋼中Ｏ量としては、溶接部ＨＡＺの低温靭性を向上させるためには清浄度の観点からなるべく少なくする方が好ましいが、これはピニング粒子の体積分率を減少させることになるため、両者のバランスの基に制御すべきものである。本発明では、より過酷な温度条件、例えば−４０℃以下のような場合には、Ｏ量が０．００５％を越えると急激に靭性が劣化しはじめる。したがって、Ｏ量の上限値を０．００５％とする。
【００１９】
Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であり、主に脱酸剤あるいは硫化物生成元素として添加されるが、０．００５０％を越えて添加されると、粗大な酸化物あるいは硫化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたらす。しかしながら、０．００１２％未満の添加では、ピニング粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待できなくなるため、その添加範囲を０．００１２〜０．００５０％と限定する。
Ｃａ：Ｃａは硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。さらに、ＣａはＭｇと同様な効果を有していることから、本発明の重要な元素である。Ｃａは０．０００８％未満では、十分な効果が得られないので下限値を０．０００８％にした。逆に、Ｃａが０．００５０％を超えるとＣａの粗大酸化物個数が増加し、超微細な酸化物あるいは硫化物の個数が低下するため、その上限を０．００５０％とする。以上のＭｇとＣａを両方添加する場合には、いずれも強力な脱酸元素であることから、粗大な介在物を生成する危険が大きくなるためその合計量は単独添加の上限値と同レベルの０．００５０％とする。
【００２０】
なお、本発明においては、強度および靱性を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａの中で、１種または２種以上の元素を添加することができる。
Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果がなく、１．５％を越えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を０．０５〜１．５％以下とする。
Ｎｉ：Ｎｉは、靱性および強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であるが、５．０％以上の添加では溶接性が低下するために、その上限を５．０％とする。
Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるために、０．０２％以上の添加が有効であるが、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、靱性を低下させる。従って、その上限を１．５％とする。
【００２１】
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要になるが、１．５０％を越えた多量の添加は必要以上の強化とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その範囲を０．０２〜０．５０％以下とする。
Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、０．２０％を越える添加では、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．２０％以下とする。
Ｔａ：ＴａもＮｂと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、０．０５０％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．０５０％以下とする。
【００２２】
上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造などを経て再加熱、圧延、冷却処理を施される。この場合、以下の点を限定した。
熱間圧延・制御圧延ともに、鋼塊をオーステナイト化するためにＡｃ3点以上の温度に加熱する必要がある。しかし、１３５０℃を超えて加熱すると、熱源コストの増大が生じることから、加熱温度は１３５０℃以下とした。
次いで、熱間圧延・制御圧延ともに、再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒径を小さくすることが必要である。また、制御圧延を用いて、強度上昇と靭性向上を図る場合には、さらに未再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒内に変形帯を導入し、フェライト変態核を導入することが有効である。未再結晶域での累積圧下率が４０％未満では変形帯が十分に形成されないので、未再結晶域で累積圧下率の下限値を４０％とした。しかし、累積圧下率が９０％を超えると、母材シャルピー試験の吸収エネルギーの低下が著しくなるために、上限を９０％にした。
【００２３】
自然放冷よりさらに強度を上昇させるためには加速冷却が必要である。しかしながら、冷却速度が１℃/sec未満では、十分な強度を得ることができない。逆に、冷却速度が６０℃/sec超ではベイナイト主体組織が生成するため母材の靭性が低下する。したがって、冷却速度を１〜６０℃/secに限定した。本発明においては、母材の強度を得るために変態が終了するまで加速冷却を継続する必要がある。このため、冷却停止温度の上限を６００℃とした。６００℃超の停止温度では変態が終了しないために、十分な強度が得られない。通常、加速冷却は水を冷却媒体として用いる。それ故、実際上の冷却停止温度の下限は０℃となるので、下限値を０℃とした。
【００２４】
加速冷却後の焼戻し熱処理は回復による母材組織の靭性向上を目的としたものであるから、加熱温度は逆変態が生じない温度域であるＡｃ1点以下でなければならない。回復は転位の消滅・合体により格子欠陥密度を減少させるものであり、これを実現するためには３００℃以上に加熱することが必要である。このため、加熱温度の下限を３００℃とした。上限は変態点以下であるため、Ａｃ1を上限とした。
【００２５】
【実施例】
表１の化学成分を有する鋼塊を表２に示す製造条件により、板厚１２mm〜１００mmの厚鋼板とした後、溶接入熱が１０kJ/mm、２０kJ/mmおよび５０kJ/mmの大入熱溶接あるいは超大入熱溶接を施し、旧γ粒界における粒界フェライトの生成状況をミクロ組織にて調査するとともに、溶接部ＨＡＺ靭性を−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーによって評価した。なお、母材靭性については、加熱温度を１１５０℃と１２５０℃の２水準の温度にて製造しているが、全て良好な母材靭性であった。発明鋼の延性・脆性遷移温度（vＴrs）は−４０℃以下であり、試験温度−４０〜−８０℃の範囲にて高いシャルピー吸収エネルギー値（１００Ｊ以上）を示した。
【００２６】
次に、本発明の重要な特性である溶接部ＨＡＺの低温靭性に関しての実施例について説明する。まず、鋼１〜９は本発明の例を示している。表１、表２から明らかなように、本発明の鋼板は化学成分、製造条件の各要件を満足しており、各入熱における加熱γ粒径はいずれも２００μｍ以下となっていた。さらに、粒界フェライトの生成状況については１０ｋＪ／ｍｍの場合にはほとんど生成されておらず、他方、２０ｋＪ／ｍｍと５０ｋＪ／ｍｍの入熱においてはいずれも粒界フェライトが生成されているにも関わらず、その粒径は最大でも３０μｍであり、かつ伸長の粒界フェライトは皆無であった。
ＨＡＺ靭性はｖＥ−４０，１０ｋとしては２００Ｊ程度の高靭性を示し、また、ｖＥ−４０，２０ｋ、ｖＥ−４０，５０ｋも両方とも１００Ｊを越える値となっており、発明鋼が良好な低温靭性を有していることがわかる。
【００２７】
それに対し、鋼１０〜２２は本発明方法から逸脱した比較例である。すなわち、鋼１０〜１４は基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の要件を越えて添加されている例であり、粒界フェライトの生成状況には無関係に靭性が劣位となっている。これは靱性劣化要因となる元素が過剰に添加された事による。また、鋼１５〜１８ではＡｌとＴｉがいずれも下限値ないしは上限値を逸脱した場合に相当している。これらの例では、Ｂ量や脱酸元素であるＭｇとＣａの要件が満足されているものの予備脱酸元素として用いられるＡｌ量とＴｉ量の逸脱も低温靭性に大きく影響を及ぼすことを示しており、これらの条件下ではすべて低靭性となっている。次に、鋼１９〜鋼２１はいずれも重要元素が範囲外の場合であり、鋼１９はＢが高いことに加えて焼入れ性の高いＭｏも高いことから靭性レベルは低い。鋼２０と鋼２１はＭｇ量が０．００５％を越えている場合とＭｇ＋Ｃａの合計量が同じく０．００５％を越えている例である。ちなみに、鋼２０ではＯ量も０．００５０％以上となっている。これらの場合のミクロ組織は一見すると発明鋼と同等の組織、すなわち微細な加熱γ粒径かつ粒界フェライトが著しく微細化されており、高靭性を示しても不思議ではないが、シャルピー試験片の破面観察を行うと脆性破壊の起点として粗大な介在物が多数認められ、そのために靭性が低下したものと理解できる。鋼２２はＢ、Ｍｇ、Ｃａの３元素がいずれも添加されていない場合であり、他に比べて著しく粒界フェライトが粗大化しており、ＨＡＺ靭性が最も悪い。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【発明の効果】
本発明の化学成分および製造方法に限定し、ＭｇあるいはＣａを適切に添加することで、母材の加熱γ粒径を微細化することができ、さらにＢを有効に利用することと粗大な酸化物や硫化物の生成を抑制することにより、大入熱溶接に関わらずＨＡＺの加熱γ粒径と粒界フェライトの生成抑制と成長抑制を図ることができ、これらの複合効果により母材靭性確保に加えて、大入熱溶接部ＨＡＺの低温靱性を飛躍的に向上させた高強度溶接構造用鋼の製造が可能となる。特に、低温靭性を必要とする造船や橋梁、建築、海洋構造物、ラインパイプ、さらには建設機械などの溶接構造物の脆性破壊に対する安全性が大幅に向上し、産業上の効果は著しく大きい。
【発明の属する技術分野】
本発明は、造船、橋梁、建築、海洋構造物、ラインパイプ、建設機械などの溶接構造物として広く利用可能な、母材靭性と溶接部における熱影響部(以下、ＨＡＺという)の低温靭性の両方に優れた４９０MPa級の引張強度を有する溶接構造物用鋼およびその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
建築、橋梁、造船、海洋構造物など溶接構造物の脆性破壊防止の観点から、母材の靭性だけでなく、溶接部からの脆性破壊の発生抑制すなわち、使用される鋼板のＨＡＺ靱性の向上に関する研究が数多く報告されてきた。一般に、母材靭性の確保のためには最終のフェライト粒径を小さくすることが肝要であり、必要靭性レベルにより普通圧延、制御圧延、さらには制御圧延＋加速冷却が利用されてきた。その基本はＡｌＮやＴｉＮなどの高温で安定な窒化物をピニング粒子として用いて、まず母材の加熱オーステナイト（γ）粒径を微細化した上で、さらに圧延によりオーステナイト中にフェライトの核生成サイトを多数導入し、最終フェライト粒径を微細にすることにある。
【０００３】
したがって、このような母材の製造方法では、当然ながら窒化物の種類により熱間圧延前の再加熱温度を変える必要が生じたり、加熱γ粒径の変動から最終のフェライト粒径にも変化が生じ、結果的に、母材靭性にバラツキが生じることがしばしば起こる。一方、溶接部ＨＡＺ靭性も加熱γ粒径が入熱量によって異なることから、要求靭性値が高いほどその値を小さくする必要があるにも関わらず、近年では加熱γ粒径が大きくなる条件、すなわち溶接施工能率の向上の観点から、大入熱溶接（およそ２０kJ/mm以下）や超大入熱溶接（２０〜１５０kJ/mm）が実施される場合が増加している。大入熱溶接と超大入熱溶接の鋼板への影響の差異は、高温での滞留時間の差異に起因しており、特に超大入熱溶接ではその時間が極めて長時間であるために、結晶粒径が著しく粗大化する領域が広く、靱性の低下が著しくなる点にある。
【０００４】
以上のような母材靭性のバラツキと溶接部ＨＡＺ靭性の入熱依存性の問題点を回避する抜本的な方法として、母材組織および溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径を同一のピニング粒子によって制御し、両者の高温での粒成長を顕著に抑制することが有効と考えられる。これが実現できた場合は、母材靭性の安定性はもとより入熱が大きくなった場合にも溶接部ＨＡＺ靱性を十分に確保することができる。また、母材の加熱γ粒径が著しく微細になる場合には、従来の制御圧延や加速冷却を用いることなく普通圧延でも同程度のフェライト粒径と母材靭性を付与できる可能性が出てくることから、本技術の確立は工業的価値が高い。
【０００５】
加熱γ粒径のピニング効果が最も期待できる粒子として、高温でも溶解しにくい酸化物や硫化物が考えられる。例えば、酸化物の導入方法としては鋼の溶製工程においてＴｉなどの脱酸元素を単独に添加する方法があるが、多くの場合に溶鋼保持中に酸化物の凝集合体がおこり粗大な酸化物の生成をもたらすことにより、かえって鋼の清浄度を損ない靱性を低下させてしまうことが知られている。そのため、複合脱酸法などさまざまな工夫がなされており、近年ではＴｉ−Ｍｇ脱酸などの方法によって、清浄度を損なうことなく目的とする高温での母材の加熱γ粒径、さらには溶接入熱が大きい場合の加熱γ粒径をかなりの精度で制御できるようになっている。しかしながら、溶接部ＨＡＺの低温靭性については、そのような細粒化効果に加えて、低温においては切り欠き感受性や応力集中度が大きくなるために、いわゆる島状マルテンサイトやセメンタイト（Ｆｅの炭化物）のような硬化相の低減を図る必要があり、低Ｃ化ないしは炭素当量を下げることが不可欠となっている。このようなケースでは、粒界部に優先的に生成される軟質の粒界フェライトの生成挙動が低温靭性に大きく影響を及ぼすことになる。
【０００６】
したがって、ＨＡＺ細粒鋼（例えばＭｇ脱酸等により加熱γ粒径を２００μｍ程度にした場合に相当するが、これはＨＡＺ組織としては極めて細粒であるものの母材に比較するとまだまだ粗大粒に対応する）では、粒界面積が従来鋼に比べて増大しているために、焼入れ性が低下しており、粒界フェライトの生成頻度がより高くなっている。その結果、成分的にも炭素当量が低いことも重なって、フェライト変態が促進され、粗大な粒界フェライトに成り易い。それ故、粒界フェライトの生成抑制あるいは一度核生成した粒界フェライトの成長抑制能力の有無によって靭性ＨＡＺのレベルは大きく変化することになる。実用的には、造船分野などにおいて用いられる大入熱用鋼においてはそのような粒界フェライトの抑制技術が確立されておらず、−４０℃などの過酷な条件において求められる溶接部ＨＡＺの低温靭性を工業的に安定して提供できる鋼板は現状では提案されていない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者らは、酸化物（あるいは硫化物）を最大限に微細分散させた上で、さらに超大入熱溶接時の粒界フェライトの生成抑止技術を鋭意検討し、大入熱や超大入熱溶接においても溶接部ＨＡＺ組織を微細化させ、さらに粒界フェライトの靭性への影響を小さくする技術に着眼し、低温靭性を飛躍的に向上させた高強度溶接構造用鋼の製造技術の確立を課題とした。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記課題を解決するための本発明の要旨は、以下の通りである。
（１） 質量％で
Ｃ ：０．０３〜０．１４％
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｐ ：≦０．０２％
Ｓ ：０．０００１〜０．０１０％
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％
Ｂ ：０．０００１〜０．００２５％
Ｏ ：≦０．０５％
を含み、更に、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｎｉ：０．０５〜５．０％
Ｃｒ：０．０２〜１．５％
Ｍｏ：０．０２〜０．１２％
Ｎｂ：０．０００１〜０．２０％
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％
のうち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り、さらに、質量％で、Ｍｇ：０．００１２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００８〜０．００５０％を含有し、その合計量が０．００５０％を越えないことを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
（２） 溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が溶接入熱によらず２００μｍ以下であることを特徴とする（１）記載の大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
（３） （１）記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延した後、自然冷却することを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（４） （１）記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、自然冷却することを特徴とする大入熱溶接熱部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（５） （１）記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で０〜６００℃まで冷却することを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（６） （１）記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で０〜６００℃まで冷却し、引き続いて３００℃〜Ａc１点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
【０００９】
【発明の実施の形態】
ＭｇとＣａは、従来から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高めることで、ＨＡＺ靭性を向上させることが知られている。また、これら元素を含有する酸化物の分散を制御して、母材靭性および溶接部ＨＡＺ靱性の両方を向上させる技術として用いた例が特開２００３−４９２３７号公報に記載されている。
本発明者らは、同じようにＭｇ、Ｃａの強脱酸剤あるいは強力な硫化物生成能に着目し、これら元素の添加順序および量を制御することで、大入熱および超大入熱溶接部のＨＡＺにおける低温靭性を向上させる方法として、加熱γ粒径の微細化だけでなく、脆性破壊の起点として作用する介在物の制御技術としても期待できる余地があり、この技術と従来の粗大な加熱γ粒においてＩＧＦ変態の核としての効力を発揮するＢ析出物（ＢＮあるいはＭ23（Ｃ，Ｂ）6）を適切に組合せることにより、ＨＡＺ細粒鋼の低温靭性の劣化を誘引する粒界フェライトの伸長化を抑制することが十分に可能と推定し、大入熱溶接時おける溶接部ＨＡＺの低温靭性を顕著に向上させることができるものと考えた。
【００１０】
以下、本発明に関して詳細に説明する。
本発明者らは、Ｔｉを添加し弱脱酸した溶鋼中にＭｇあるいはＣａを添加した場合の酸化物の状態を系統的に調べた。その結果、Ｓｉ、Ｍｎによる脱酸後に、Ｔｉ添加、Ｍｇ（Ｃａ）添加の順に添加した場合に、あるいはＴｉ添加とＭｇ（Ｃａ）添加を同時に行い、さらに平衡状態になった状態で再度Ｍｇ（Ｃａ）を添加するというサイクルを行なうことで、Ｍｇ（あるいはＣａ）の酸化物あるいは硫化物が極めて微細に、かつ高密度に生成されることを見出した。このＭｇ添加の効果はＣａをＭｇの代わりに用いても同様に得られ、いずれの元素を添加した場合も添加元素を含む酸化物もしくは硫化物が生成され、その粒子径は０．００５〜０．５μｍ、粒子数は鋼中に１mm2当たり１００００個以上であり、強力なピニング力を有していることが確認され、溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径が溶接入熱によらず２００μｍ以下となる。
【００１１】
しかも、そのような細粒鋼においてＢを添加した場合には、冷却中に生成される粒界フェライトが明らかにＢフリー鋼に比較して微細化すること、また、入熱量が１０kJ/mm程度では高温段階でＢが粒界偏析するために粒界での焼入れ性が増大し、粒界フェライトの生成が顕著に抑制されること、さらに入熱量が２０kJ/mm〜５０kJ/mmの範囲では、通常は粒界に沿って長く伸びた、いわゆる伸長なフェライトになるべきところが、多角形状のポリゴナルフェライトに形態変化し、粒界フェライトの粒子数も格段に多くなる。この機構は、鋼中に存在するＢ析出物[ＢＮやＦｅ23（Ｃ，Ｂ）6]が溶接時の高温にさらされた状態では一旦溶解するが、その後の冷却段階において加熱γ粒界に優先的に析出し、これを核にして粒界フェライトが生成したことを示すもので、単一の粗大な粒界フェライトに比較して、耐脆性破壊特性が著しく向上することになる。
【００１２】
本発明は上記の介在物の存在状態とＢ添加の効果により達成される母材靭性と溶接部ＨＡＺ靱性の両方に優れた鋼材に関するものであり、特に、ＨＡＺ靭性の場合には−４０℃以下のような厳しい条件下においても十分な低温靭性を付与することができる極めて画期的な技術である。すなわち、本発明の特徴は、母材の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が再加熱温度によらず１００μｍ以下であり、同時に溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）も２００μｍ以下の細粒であるのに加えて、低温靭性の劣化の主因である粒界フェライトの生成抑制と、たとえ生成した場合においてもその粒成長を極力抑制することに成功したものであり、これらのミクロ組織によって、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼を安価に提供できる点にある。
【００１３】
さらに、本発明では、−２０℃以下の極低温における溶接部ＨＡＺ靭性を確保するためには、ＭｇとＣａの添加量および最終的な鋼中の酸素量（以下Ｏ量と記述）とＳ量の制御が重要な鍵となることも併せて知見した。既に述べたように、ＭｇとＣａの添加については、最初に、Ｓｉ、Ｍｎを添加後、まず、Ｔｉを添加し溶鋼中の酸素量を調整した後、少量のＭｇ（Ｃａでも同様、以下同じ）を徐々に添加するか、あるいは、Ｔｉと少量のＭｇを同時に添加した後に、最終段階で再度Ｍｇを添加する。このような添加順序において、さらにＭｇ添加時のＯ量を制御する意味で、Ａｌのような比較的脱酸力の強い元素による予備脱酸をいずれかのＭｇ添加の前段階で行うことにより、最終のＯ量を正確に制御することが可能となる。特に重要なことは、より過酷な低温域での靭性確保に対しては、脆性破壊の起点として作用する数μｍ以上の酸化物をできうる限り小さくすることが肝要であり、そのためにはＯ量としてピニング効力を発揮するための最小量を確保した上で、数μｍ以上の粒子が増加しないようなレベルにすることが必要条件となる。このＯ量の上限値を種々検討した結果、０．００５％であることが実験的に確認された。本発明では、酸化物と同じように脆性破壊の起点となり得る硫化物に対しても、Ｓ量の上限値として０．０１０％に規定することにより、低温靭性が飛躍的に向上することを見出した。
【００１４】
以下、本発明の成分の限定理由について述べる。
Ｃ：Ｃは鋼における母材強度を向上させる基本的な元素として欠かせない元素であり、その有効な下限として０．０３％以上の添加が必要であるが、０．１４％を越える過剰の添加では、鋼材の溶接性や島状マルテンサイトの生成量を増加させることによりＨＡＺ靱性の低下を招くので、その上限を０．１４％とした。
Ｓｉ：Ｓｉは製鋼上脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５％を越えるとＨＡＺ靱性を低下させるのでそれを上限とする。
Ｍｎ：Ｍｎは、母材の強度および靱性の確保に必要な元素であるが、２．０％を越えるとＨＡＺ靱性を著しく阻害するが、逆に０．３％未満では、母材の強度確保が困難になるために、その範囲を０．３〜２．０％とする。
【００１５】
Ｐ：Ｐは鋼の靱性に影響を与える元素であり、０．０２％を越えて含有すると鋼材の母材だけでなくＨＡＺの低温靱性を著しく阻害するのでその含有される上限を０．０２％とした。
Ｓ：Ｓは０．０１０％を越えて過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、低温におけるＨＡＺ靱性を著しく阻害し、一方で、その含有量が０．０００１％未満になると、靭性向上に有効な粒内フェライトの核生成サイトとして作用するＭｎＳ等の硫化物生成量が大幅に少なくなるために、０．０００１〜０．０１０％をその範囲とする。
【００１６】
Ａｌ：Ａｌは通常脱酸剤として添加されるが、本発明においては、Ｍｇ（あるいはＣａ）添加前の予備脱酸元素として用いることにより、ＭｇやＣａの最適な脱酸条件を整えるのに有効な働きをする。しかしながら、Ａｌが０．０５％越えて添加されるとＭｇ、Ｃａの添加効果を阻害するために、これを上限とする。また、Ｍｇ、Ｃａの酸化物を安定に生成するためには０．０００５％は必要であり、これを下限とした。
Ｔｉ：Ｔｉは、脱酸剤として、さらには窒化物形成元素として結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靱性の著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５０％にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．００３％以上の添加が必要であり、その範囲を０．００３〜０．０５０％とする。
【００１７】
Ｂ：Ｂは一般に、固溶すると焼入れ性を増加させるが、またＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接部ＨＡＺ靱性を顕著に向上させる元素である。特に、本発明では、粒界フェライトの生成抑制あるいは粒界フェライトの生成を伴う大入熱／超大入熱溶接時には極力その成長を抑えるために利用しており、本発明の重要な元素の一つである。Ｂ量としては、０．０００１％以上の添加でその効果を初めて利用できるようになり、過剰の添加は、靱性の低下を招くために、その上限を０．００２５％とする。
【００１８】
ＯはＭｇやＣａと溶鋼中にて反応し、微細酸化物の生成に不可欠な元素である。最終的な鋼中Ｏ量としては、溶接部ＨＡＺの低温靭性を向上させるためには清浄度の観点からなるべく少なくする方が好ましいが、これはピニング粒子の体積分率を減少させることになるため、両者のバランスの基に制御すべきものである。本発明では、より過酷な温度条件、例えば−４０℃以下のような場合には、Ｏ量が０．００５％を越えると急激に靭性が劣化しはじめる。したがって、Ｏ量の上限値を０．００５％とする。
【００１９】
Ｍｇ：Ｍｇは本発明の主たる合金元素であり、主に脱酸剤あるいは硫化物生成元素として添加されるが、０．００５０％を越えて添加されると、粗大な酸化物あるいは硫化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靱性の低下をもたらす。しかしながら、０．００１２％未満の添加では、ピニング粒子として必要な酸化物の生成が十分に期待できなくなるため、その添加範囲を０．００１２〜０．００５０％と限定する。
Ｃａ：Ｃａは硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。さらに、ＣａはＭｇと同様な効果を有していることから、本発明の重要な元素である。Ｃａは０．０００８％未満では、十分な効果が得られないので下限値を０．０００８％にした。逆に、Ｃａが０．００５０％を超えるとＣａの粗大酸化物個数が増加し、超微細な酸化物あるいは硫化物の個数が低下するため、その上限を０．００５０％とする。以上のＭｇとＣａを両方添加する場合には、いずれも強力な脱酸元素であることから、粗大な介在物を生成する危険が大きくなるためその合計量は単独添加の上限値と同レベルの０．００５０％とする。
【００２０】
なお、本発明においては、強度および靱性を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔａの中で、１種または２種以上の元素を添加することができる。
Ｃｕ：Ｃｕは、靱性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果がなく、１．５％を越えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を０．０５〜１．５％以下とする。
Ｎｉ：Ｎｉは、靱性および強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であるが、５．０％以上の添加では溶接性が低下するために、その上限を５．０％とする。
Ｃｒ：Ｃｒは析出強化による鋼の強度を向上させるために、０．０２％以上の添加が有効であるが、多量に添加すると、焼入れ性を上昇させ、ベイナイト組織を生じさせ、靱性を低下させる。従って、その上限を１．５％とする。
【００２１】
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性を向上させると同時に、炭窒化物を形成し強度を改善する元素であり、その効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要になるが、１．５０％を越えた多量の添加は必要以上の強化とともに、靱性の著しい低下をもたらすために、その範囲を０．０２〜０．５０％以下とする。
Ｎｂ：Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、０．２０％を越える添加では、靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．２０％以下とする。
Ｔａ：ＴａもＮｂと同様に炭化物、窒化物を形成し強度の向上に効果がある元素であるが、０．０００１％以下の添加ではその効果がなく、０．０５０％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くために、その範囲を０．０００１〜０．０５０％以下とする。
【００２２】
上記の成分を含有する鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造などを経て再加熱、圧延、冷却処理を施される。この場合、以下の点を限定した。
熱間圧延・制御圧延ともに、鋼塊をオーステナイト化するためにＡｃ3点以上の温度に加熱する必要がある。しかし、１３５０℃を超えて加熱すると、熱源コストの増大が生じることから、加熱温度は１３５０℃以下とした。
次いで、熱間圧延・制御圧延ともに、再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒径を小さくすることが必要である。また、制御圧延を用いて、強度上昇と靭性向上を図る場合には、さらに未再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒内に変形帯を導入し、フェライト変態核を導入することが有効である。未再結晶域での累積圧下率が４０％未満では変形帯が十分に形成されないので、未再結晶域で累積圧下率の下限値を４０％とした。しかし、累積圧下率が９０％を超えると、母材シャルピー試験の吸収エネルギーの低下が著しくなるために、上限を９０％にした。
【００２３】
自然放冷よりさらに強度を上昇させるためには加速冷却が必要である。しかしながら、冷却速度が１℃/sec未満では、十分な強度を得ることができない。逆に、冷却速度が６０℃/sec超ではベイナイト主体組織が生成するため母材の靭性が低下する。したがって、冷却速度を１〜６０℃/secに限定した。本発明においては、母材の強度を得るために変態が終了するまで加速冷却を継続する必要がある。このため、冷却停止温度の上限を６００℃とした。６００℃超の停止温度では変態が終了しないために、十分な強度が得られない。通常、加速冷却は水を冷却媒体として用いる。それ故、実際上の冷却停止温度の下限は０℃となるので、下限値を０℃とした。
【００２４】
加速冷却後の焼戻し熱処理は回復による母材組織の靭性向上を目的としたものであるから、加熱温度は逆変態が生じない温度域であるＡｃ1点以下でなければならない。回復は転位の消滅・合体により格子欠陥密度を減少させるものであり、これを実現するためには３００℃以上に加熱することが必要である。このため、加熱温度の下限を３００℃とした。上限は変態点以下であるため、Ａｃ1を上限とした。
【００２５】
【実施例】
表１の化学成分を有する鋼塊を表２に示す製造条件により、板厚１２mm〜１００mmの厚鋼板とした後、溶接入熱が１０kJ/mm、２０kJ/mmおよび５０kJ/mmの大入熱溶接あるいは超大入熱溶接を施し、旧γ粒界における粒界フェライトの生成状況をミクロ組織にて調査するとともに、溶接部ＨＡＺ靭性を−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーによって評価した。なお、母材靭性については、加熱温度を１１５０℃と１２５０℃の２水準の温度にて製造しているが、全て良好な母材靭性であった。発明鋼の延性・脆性遷移温度（vＴrs）は−４０℃以下であり、試験温度−４０〜−８０℃の範囲にて高いシャルピー吸収エネルギー値（１００Ｊ以上）を示した。
【００２６】
次に、本発明の重要な特性である溶接部ＨＡＺの低温靭性に関しての実施例について説明する。まず、鋼１〜９は本発明の例を示している。表１、表２から明らかなように、本発明の鋼板は化学成分、製造条件の各要件を満足しており、各入熱における加熱γ粒径はいずれも２００μｍ以下となっていた。さらに、粒界フェライトの生成状況については１０ｋＪ／ｍｍの場合にはほとんど生成されておらず、他方、２０ｋＪ／ｍｍと５０ｋＪ／ｍｍの入熱においてはいずれも粒界フェライトが生成されているにも関わらず、その粒径は最大でも３０μｍであり、かつ伸長の粒界フェライトは皆無であった。
ＨＡＺ靭性はｖＥ−４０，１０ｋとしては２００Ｊ程度の高靭性を示し、また、ｖＥ−４０，２０ｋ、ｖＥ−４０，５０ｋも両方とも１００Ｊを越える値となっており、発明鋼が良好な低温靭性を有していることがわかる。
【００２７】
それに対し、鋼１０〜２２は本発明方法から逸脱した比較例である。すなわち、鋼１０〜１４は基本成分あるいは選択元素の内いずれかの元素が、発明の要件を越えて添加されている例であり、粒界フェライトの生成状況には無関係に靭性が劣位となっている。これは靱性劣化要因となる元素が過剰に添加された事による。また、鋼１５〜１８ではＡｌとＴｉがいずれも下限値ないしは上限値を逸脱した場合に相当している。これらの例では、Ｂ量や脱酸元素であるＭｇとＣａの要件が満足されているものの予備脱酸元素として用いられるＡｌ量とＴｉ量の逸脱も低温靭性に大きく影響を及ぼすことを示しており、これらの条件下ではすべて低靭性となっている。次に、鋼１９〜鋼２１はいずれも重要元素が範囲外の場合であり、鋼１９はＢが高いことに加えて焼入れ性の高いＭｏも高いことから靭性レベルは低い。鋼２０と鋼２１はＭｇ量が０．００５％を越えている場合とＭｇ＋Ｃａの合計量が同じく０．００５％を越えている例である。ちなみに、鋼２０ではＯ量も０．００５０％以上となっている。これらの場合のミクロ組織は一見すると発明鋼と同等の組織、すなわち微細な加熱γ粒径かつ粒界フェライトが著しく微細化されており、高靭性を示しても不思議ではないが、シャルピー試験片の破面観察を行うと脆性破壊の起点として粗大な介在物が多数認められ、そのために靭性が低下したものと理解できる。鋼２２はＢ、Ｍｇ、Ｃａの３元素がいずれも添加されていない場合であり、他に比べて著しく粒界フェライトが粗大化しており、ＨＡＺ靭性が最も悪い。
【００２８】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明の化学成分および製造方法に限定し、ＭｇあるいはＣａを適切に添加することで、母材の加熱γ粒径を微細化することができ、さらにＢを有効に利用することと粗大な酸化物や硫化物の生成を抑制することにより、大入熱溶接に関わらずＨＡＺの加熱γ粒径と粒界フェライトの生成抑制と成長抑制を図ることができ、これらの複合効果により母材靭性確保に加えて、大入熱溶接部ＨＡＺの低温靱性を飛躍的に向上させた高強度溶接構造用鋼の製造が可能となる。特に、低温靭性を必要とする造船や橋梁、建築、海洋構造物、ラインパイプ、さらには建設機械などの溶接構造物の脆性破壊に対する安全性が大幅に向上し、産業上の効果は著しく大きい。
Claims (6)
- 質量％で
Ｃ ：０．０３〜０．１４％
Ｓｉ：０．０２〜０．５０％
Ｍｎ：０．３〜２．０％
Ｐ ：≦０．０２％
Ｓ ：０．０００１〜０．０１０％
Ａｌ：０．０００５〜０．０５％
Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％
Ｂ ：０．０００１〜０．００２５％
Ｏ ：≦０．０５％
を含み、更に、
Ｃｕ：０．０５〜１．５％
Ｎｉ：０．０５〜５．０％
Ｃｒ：０．０２〜１．５％
Ｍｏ：０．０２〜０．１２％
Ｎｂ：０．０００１〜０．２０％
Ｔａ：０．０００１〜０．０５０％
のうち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り、さらに、質量％で、Ｍｇ：０．００１２〜０．００５０％、Ｃａ：０．０００８〜０．００５０％を含有し、その合計量が０．００５０％を越えないことを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。 - 溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が溶接入熱によらず２００μｍ以下であることを特徴とする請求項１記載の大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
- 請求項１記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延した後、自然冷却することを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
- 請求項１記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、自然冷却することを特徴とする大入熱溶接熱部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
- 請求項１記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で０〜６００℃まで冷却することを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
- 請求項１記載の鋼と同一成分を有する鋼塊をＡｃ３点以上、１３５０℃以下に加熱後、再結晶温度域で熱間圧延し、さらに未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延をした後、１〜６０℃/secの冷却速度で０〜６００℃まで冷却し、引き続いて３００℃〜Ａc１点に加熱して焼戻し熱処理することを特徴とする大入熱溶接部ＨＡＺの低温靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
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