JP2020204064A - 高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属、高エネルギー密度ビーム溶接継手、溶接構造体、鋼管、高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材及びその製造方法 - Google Patents
高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属、高エネルギー密度ビーム溶接継手、溶接構造体、鋼管、高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材及びその製造方法 Download PDFInfo
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】靱性に優れた高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属を提供する。【解決手段】鋼材の被溶接部に高エネルギー密度ビームを照射することによって形成された高エネルギー密度ビーム溶接継手における溶接金属であって、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８〜２．３％、Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、Ｏ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、更に、Ｐ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａ、Ｎをそれぞれ制限し、残部が鉄および不純物からなり、ＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であり、溶接金属中に円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在する溶接金属を採用する。【選択図】なし
Description
本発明は、高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属、高エネルギー密度ビーム溶接継手、溶接構造体、鋼管、高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材及びその製造方法に関する。
電子ビーム溶接、レーザ溶接などの高エネルギー密度ビーム溶接は、一般的なアーク溶接に比べて溶接速度が速く、溶接後の変形矯正が不要であることから、高能率な溶接方法として知られている。近年では、巨大な真空チャンバーが不要な局所排気型の減圧電子ビーム溶接機や従来よりも大出力で溶け込み深さが大幅に向上したレーザ溶接機など、従来機の弱点が解消されつつあり、さらなる高能率化が実現している。これらの高エネルギー密度ビーム溶接は基本的に全自動で制御されるためアーク溶接に比べて熟練工が不要であり、溶接変形が少なく溶接後の矯正作業が不要となることなどの利点もあり、近年の製造現場の省人化、全自動化のニーズの高まりを背景に厚板の実施工への本格的な普及拡大が期待されている。
電子ビーム溶接法は、電子ビームの持つエネルギーにより、溶接部の母材を一旦溶融し、凝固させて溶接する方法であり、通常、溶接部の成分組成は母材とほぼ同等である。そのため、サブマージアーク溶接等の大入熱アーク溶接法のように、溶接ワイヤー等により、溶融金属部の硬さや、シャルピー衝撃値などの靱性を調整することは難しい。
電子ビーム溶接継手の靱性を向上させるために、溶融金属部（ＷＭ）の硬さや清浄度を適正化する方法が提案されている（例えば、特許文献１、２、参照）。特許文献１には、溶融金属部の硬さを、母材の硬さの１１０％超２２０％以下とし、かつ、溶融金属部の幅が母材部の板厚の２０％以下とすることが提案されている。
また、特許文献２には、溶接金属中のＯの量を２０ｐｐｍ以上とし、粒径２．０μｍ以上の酸化物の量を１０個／ｍｍ２以下とすることが提案されている。
特許文献３には、ＷＭの炭素等量の一種であるＣｅＥＢを適正化し、鋼板の板厚中心部においてＴｉを１０％以上含有する円相当径が０．０５μｍ以上０．５μｍ未満の酸化物の数が１×１０３〜１×１０５個／ｍｍ２を含有し、ＷＭと溶接熱影響部（ＨＡＺ：Ｈｅａｔ−Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）の破壊靱性値のバランスを最適化することが提案されている。
特許文献４では、鋼材の化学組成なかでもＡｌ含有量を調整すると共に、溶接時のシールドガス組成を調整することで、レーザ溶接金属中の酸素含有量やＡｌ／Ｏ比を制御し、その結果、レーザ溶接金属組織をアシキュラーフェライトの発達した組織とすることで、レーザ溶接金属部の靱性向上を図る技術が開示されている。
これらの鋼材の製造にあたっては、Ｔｉなどの高価なマイクロアロイ元素の添加や、製造工程で高度な脱酸制御技術や、溶接時のシールドガスを最適化するなどの高度な鋼板製造技術ならびに溶接施工技術を有していることが前提となるが、今後、高エネルギー密度ビーム溶接法がアーク溶接法並みに普及していくためには、安価でかつ特別な元素を含まない一般的な化学成分で、一般的な製造技術で製造可能で、かつ溶接継手の靱性が確保可能な鋼材が必要となる。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、靱性に優れた高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属、高エネルギー密度ビーム溶接継手を提供することを課題とする。また、本発明は、靱性に優れた高エネルギー密度ビーム溶接継手を備えた溶接構造体および鋼管を提供することを課題とする。更に、本発明は、靱性に優れた高エネルギー密度ビーム溶接継手を実現可能な、高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材およびその製造方法を提供することを課題とする。
上記課題を解決するため、本発明は以下の構成を採用する。
［１］ 鋼材の被溶接部に高エネルギー密度ビームを照射することによって形成された高エネルギー密度ビーム溶接継手における溶接金属であって、
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．３０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄および不純物からなり、
下記（１）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、
下記（２）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であり、
前記溶接金属中に円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在することを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （１）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ … （２）
ただし、式（１）及び式（２）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、前記溶接金属中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［２］ さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ：０．１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属。
［３］ 前記酸硫化物粒子のうち、下記の式（６）で計算される［ＭｎＳ］が５〜４０％である粒子が、全酸硫化物粒子数の４５％以上であることを特徴とする［１］または［２］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属。
［ＭｎＳ］＊＝［Ｓ］／３２×８７ … （３）
［ＭｎＯ］＊＝｛［Ｍｎ］−（［Ｓ］×５５／３２）｝／５５×７１ … （４）
［ＳｉＯ２］＊＝［Ｓｉ］／２８×６０ … （５）
［ＭｎＳ］＝［ＭｎＳ］＊／（［ＭｎＳ］＊＋［ＭｎＯ］＊＋［ＳｉＯ２］＊）×１００ … （６）
ここで、式（３）〜式（５）における［Ｓ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］はそれぞれ、酸硫化物粒子中の各元素の含有率（質量％）であり、［ＭｎＳ］＊、［ＭｎＯ］＊、［ＳｉＯ２］＊はそれぞれ、式（３）〜（５）により求められた酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の化学量論比率（質量％）であり、式（６）における［ＭｎＳ］は、酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の合計量に対するＭｎＳ割合である。
［４］ 鋼材と、前記鋼材の被溶接部に高エネルギー密度ビームを照射することによって形成された溶接金属と、を有する高エネルギー密度ビーム溶接継手であって、
前記鋼材が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：１．００〜２．５０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００３５％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄及び不純物からなり、
下記（７）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、
下記（８）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であり、
前記溶接金属の組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．３０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄および不純物からなり、
前記溶接金属中に、円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在することを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （７）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ … （８）
ただし、式（７）及び式（８）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、前記鋼材中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［５］ さらに、前記鋼材及び前記溶接金属がそれぞれ、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ：０．１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする［４］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手。
［６］ 前記酸硫化物粒子のうち、下記の式（１２）で計算される［ＭｎＳ］が５〜４０％である粒子が、全酸硫化物粒子数の４５％以上であることを特徴とする［４］または［５］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手。
［ＭｎＳ］＊＝［Ｓ］／３２×８７ … （９）
［ＭｎＯ］＊＝｛［Ｍｎ］−（［Ｓ］×５５／３２）｝／５５×７１ … （１０）
［ＳｉＯ２］＊＝［Ｓｉ］／２８×６０ … （１１）
［ＭｎＳ］＝［ＭｎＳ］＊／（［ＭｎＳ］＊＋［ＭｎＯ］＊＋［ＳｉＯ２］＊）×１００ … （１２）
ここで、式（９）〜式（１１）における［Ｓ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］はそれぞれ、酸硫化物粒子中の各元素の含有率（質量％）であり、［ＭｎＳ］＊、［ＭｎＯ］＊、［ＳｉＯ２］＊はそれぞれ、式（９）〜（１１）により求められた酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の化学量論比率（質量％）であり、式（１２）における［ＭｎＳ］は、酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の合計量に対するＭｎＳ割合である。
［７］ 前記鋼材の厚さが３０〜１００ｍｍであることを特徴とする［４］乃至［６］の何れか一項に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手。
［８］ ［４］乃至［７］の何れか一項に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手を備えた溶接構造体。
［９］ ［４］乃至［７］の何れか一項に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手を備えた鋼管。
［１０］ 前記鋼管が、板厚３０〜１００ｍｍ、直径５〜１０ｍ、長さ２〜５ｍの鋼管であることを特徴とする［９］に記載の鋼管。
［１１］ 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：１．００〜２．５０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００３５％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄及び不純物からなり、
下記（１３）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、
下記（１４）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であることを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （１３）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ … （１４）
ただし、式（１３）及び式（１４）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、前記鋼材中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［１２］ さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ：０．１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする［１１］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材。
［１３］ 厚さが３０〜１００ｍｍであることを特徴とする［１１］または［１２］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材。
［１４］ ［１１］または［１２］に記載の化学成分を有する鋼片を鋳造するとともに、鋼片中心温度が４００℃以下になるまで冷却する鋳造工程と、
鋼片中心温度が９００〜１２５０℃になるように前記鋼片を加熱する加熱工程と、
前記加熱後の鋼片を熱間加工して鋼材にする工程と、を備えることを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材の製造方法。
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．３０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄および不純物からなり、
下記（１）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、
下記（２）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であり、
前記溶接金属中に円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在することを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （１）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ … （２）
ただし、式（１）及び式（２）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、前記溶接金属中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［２］ さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ：０．１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする［１］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属。
［３］ 前記酸硫化物粒子のうち、下記の式（６）で計算される［ＭｎＳ］が５〜４０％である粒子が、全酸硫化物粒子数の４５％以上であることを特徴とする［１］または［２］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属。
［ＭｎＳ］＊＝［Ｓ］／３２×８７ … （３）
［ＭｎＯ］＊＝｛［Ｍｎ］−（［Ｓ］×５５／３２）｝／５５×７１ … （４）
［ＳｉＯ２］＊＝［Ｓｉ］／２８×６０ … （５）
［ＭｎＳ］＝［ＭｎＳ］＊／（［ＭｎＳ］＊＋［ＭｎＯ］＊＋［ＳｉＯ２］＊）×１００ … （６）
ここで、式（３）〜式（５）における［Ｓ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］はそれぞれ、酸硫化物粒子中の各元素の含有率（質量％）であり、［ＭｎＳ］＊、［ＭｎＯ］＊、［ＳｉＯ２］＊はそれぞれ、式（３）〜（５）により求められた酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の化学量論比率（質量％）であり、式（６）における［ＭｎＳ］は、酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の合計量に対するＭｎＳ割合である。
［４］ 鋼材と、前記鋼材の被溶接部に高エネルギー密度ビームを照射することによって形成された溶接金属と、を有する高エネルギー密度ビーム溶接継手であって、
前記鋼材が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：１．００〜２．５０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００３５％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄及び不純物からなり、
下記（７）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、
下記（８）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であり、
前記溶接金属の組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．３０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄および不純物からなり、
前記溶接金属中に、円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在することを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （７）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ … （８）
ただし、式（７）及び式（８）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、前記鋼材中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［５］ さらに、前記鋼材及び前記溶接金属がそれぞれ、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ：０．１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする［４］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手。
［６］ 前記酸硫化物粒子のうち、下記の式（１２）で計算される［ＭｎＳ］が５〜４０％である粒子が、全酸硫化物粒子数の４５％以上であることを特徴とする［４］または［５］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手。
［ＭｎＳ］＊＝［Ｓ］／３２×８７ … （９）
［ＭｎＯ］＊＝｛［Ｍｎ］−（［Ｓ］×５５／３２）｝／５５×７１ … （１０）
［ＳｉＯ２］＊＝［Ｓｉ］／２８×６０ … （１１）
［ＭｎＳ］＝［ＭｎＳ］＊／（［ＭｎＳ］＊＋［ＭｎＯ］＊＋［ＳｉＯ２］＊）×１００ … （１２）
ここで、式（９）〜式（１１）における［Ｓ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］はそれぞれ、酸硫化物粒子中の各元素の含有率（質量％）であり、［ＭｎＳ］＊、［ＭｎＯ］＊、［ＳｉＯ２］＊はそれぞれ、式（９）〜（１１）により求められた酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の化学量論比率（質量％）であり、式（１２）における［ＭｎＳ］は、酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の合計量に対するＭｎＳ割合である。
［７］ 前記鋼材の厚さが３０〜１００ｍｍであることを特徴とする［４］乃至［６］の何れか一項に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手。
［８］ ［４］乃至［７］の何れか一項に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手を備えた溶接構造体。
［９］ ［４］乃至［７］の何れか一項に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手を備えた鋼管。
［１０］ 前記鋼管が、板厚３０〜１００ｍｍ、直径５〜１０ｍ、長さ２〜５ｍの鋼管であることを特徴とする［９］に記載の鋼管。
［１１］ 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：１．００〜２．５０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００３５％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄及び不純物からなり、
下記（１３）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、
下記（１４）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であることを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （１３）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ … （１４）
ただし、式（１３）及び式（１４）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、前記鋼材中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
［１２］ さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ：０．１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする［１１］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材。
［１３］ 厚さが３０〜１００ｍｍであることを特徴とする［１１］または［１２］に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材。
［１４］ ［１１］または［１２］に記載の化学成分を有する鋼片を鋳造するとともに、鋼片中心温度が４００℃以下になるまで冷却する鋳造工程と、
鋼片中心温度が９００〜１２５０℃になるように前記鋼片を加熱する加熱工程と、
前記加熱後の鋼片を熱間加工して鋼材にする工程と、を備えることを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材の製造方法。
本発明によれば、靱性に優れた高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属、高エネルギー密度ビーム溶接継手を提供できる。また、本発明によれば、靱性に優れた高エネルギー密度ビーム溶接継手を備えた溶接構造体および鋼管を提供できる。更に、本発明によれば、靱性に優れた高エネルギー密度ビーム溶接継手を実現可能な、高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材およびその製造方法を提供できる。
本発明の実施形態に係る高エネルギー密度ビーム溶接継手及びその溶接金属は、例えば、環境温度または設計温度が−１０℃となるような寒冷条件に曝される、風力発電鉄塔、橋梁、船舶、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプなどの溶接構造物の重要部位に用いられる鋼材の溶接継手を対象とすることができるが、本実施形態の溶接継手及び溶接金属は、これらの用途に限定されるものではない。また、本実施形態に係る鋼材は、ＹＰ（降伏点）が約３２５ＭＰａ〜５５０ＭＰａ、ＴＳ（引張強さ）が約４００ＭＰａ〜７２０ＭＰａであることが好ましい。また。高エネルギー密度溶接を行った際の溶接金属部（ＷＭ）および熱影響部（ＨＡＺ）において、−１０℃のシャルピー衝撃吸収エネルギー値が平均７０Ｊ以上になることが好ましい。
上記の用途では、鋼材を突き合わせて溶接した後、溶接部に熱処理を施すことなく、そのまま使用するので、溶融金属部（ＷＭ）及び熱影響部（ＨＡＺ）には、優れた靭性が要求される。電子ビーム溶接の場合、溶接ワイヤーを使用しないので、母材の化学組成を調整して、溶融金属部及び熱影響部の靭性を制御することになる。
本発明者らは、種々の鋼板の電子ビーム溶接継手を作成し、溶接部の靱性を調査した。その結果、鋼板および溶接金属のＳ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を適正範囲に制御することにより、ＡｌやＴｉが不要で、溶接継手が高靱化することを見いだした。溶接継手の高靱化は、溶接後の溶接金属中に、酸硫化物粒子が生成し、その酸硫化物粒子を核として微細な粒内フェライトが生成することにより、溶接金属の結晶粒径が極めて微細になることに起因している。
また、酸硫化物粒子中にＭｎＳが形成することで、酸硫化物の周囲のＭｎ濃度が低下し（Ｍｎ欠乏層が形成し）、酸硫化物の周囲の変態温度が上昇したことにより、粒内フェライトがより生成しやすくなり、粒界からの粗大なフェライトやベイナイトの形成が更に抑制することができると考えられる。
酸硫化物粒子の形成は、Ｓ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量の制御が極めて重要であり、これらの元素の含有量を適正にすることにより、酸硫化物の個数密度が増加する。なお、溶接金属における粒内フェライト核としては、従来からＴｉ含有酸化物が広く知られ、工業的に用いられているが、本発明ではＴｉを含まない成分系であることが特徴である。Ｔｉ含有酸化物が適正に生成するためには、Ｔｉ含有量のみならず、Ａｌ、Ｎ、Ｏの含有量の制御が必要となるが、本発明においてはＴｉやＡｌの含有は不要であり、Ｎ量、Ｏ量も一般的な精錬技術により制御できる範囲で構わない。
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
本発明の実施形態の高エネルギー密度ビーム溶接継手（以下、溶接継手という）の溶接金属は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．３０％、Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、Ｏ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、残部が鉄および不純物からなり、下記（Ａ）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、下記（Ｂ）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であり、溶接金属中に円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在する。
また、本発明の実施形態の溶接継手は、鋼材と、鋼材の被溶接部に高エネルギー密度ビームを照射することによって形成された溶接金属と、を有し、鋼材が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、Ｏ：０．００１０〜０．００３５％を含有し、更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下、にそれぞれ制限し、残部が鉄及び不純物からなり、下記（Ａ）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、下記（Ｂ）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であり、溶接金属の組成が、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、Ｍｎ：０．８０〜２．３０％、Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、Ｏ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、、Ｎ：０．００６０％以下、にそれぞれ制限し、残部が鉄および不純物からなり、溶接金属中に円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在する。
更に、本発明の実施形態の高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材（以下、鋼材という）は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、Ｏ：０．００１０〜０．００３５％を含有し、更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下、にそれぞれ制限し、残部が鉄及び不純物からなり、下記（Ａ）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、下記（Ｂ）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０である。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （Ａ）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ … （Ｂ）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ … （Ｂ）
ただし、式（Ａ）及び式（Ｂ）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、鋼中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
更に、本発明の実施形態の鋼材の製造方法は、先に記載の化学成分を有する鋼片を鋳造するとともに、鋼片中心温度が４００℃以下になるまで冷却する鋳造工程と、鋼片中心温度が９００〜１２５０℃になるように鋼片を加熱する加熱工程と、加熱後の鋼片を熱間加工して鋼材にする工程と、を備える。
まず、本実施形態に係る鋼材及び溶接金属の化学成分について説明する。なお、以下の化学成分の説明では、質量％を単に％と表記する。
（鋼材及び溶接金属のＣ：０．０２〜０．１２％）
Ｃは、焼入れ性を高めて高強度化に寄与する元素である。そのため、本実施形態では鋼材及び溶接金属のＣ量を０．０２％以上とする。しかし、Ｃ量の過度な増加はＭＡやセメンタイトの増加を招き靱性を低下させるため、その上限は０．１２％以下である。
Ｃは、焼入れ性を高めて高強度化に寄与する元素である。そのため、本実施形態では鋼材及び溶接金属のＣ量を０．０２％以上とする。しかし、Ｃ量の過度な増加はＭＡやセメンタイトの増加を招き靱性を低下させるため、その上限は０．１２％以下である。
（鋼材及び溶接金属のＳｉ：０．２０〜０．６０％）
Ｓｉは、本発明における重要な元素の一つである。鋼材及び溶接金属がＳｉを０．２０％以上含有することにより、溶接金属において酸硫化物へのＭｎＳ生成が促進される。これにより酸硫化物からの粒内フェライト生成が促進され、溶接金属の金属組織が微細化、靱性が向上する。しかし、過剰にＳｉを含有すると酸硫化物の元となる融体中のＳ量が低下し、酸硫化物へのＭｎＳ生成が抑制される。加えて、Ｓｉは脆化相であるＭＡの生成を促進させるため、鋼材及び溶接金属がＳｉを０．６０％超含有すると、金属組織の微細化による靱性改善効果を上回り、靱性が大幅に低下する。そのため鋼材及び溶接金属のＳｉ量の上限は０．６０％以下である。
Ｓｉは、本発明における重要な元素の一つである。鋼材及び溶接金属がＳｉを０．２０％以上含有することにより、溶接金属において酸硫化物へのＭｎＳ生成が促進される。これにより酸硫化物からの粒内フェライト生成が促進され、溶接金属の金属組織が微細化、靱性が向上する。しかし、過剰にＳｉを含有すると酸硫化物の元となる融体中のＳ量が低下し、酸硫化物へのＭｎＳ生成が抑制される。加えて、Ｓｉは脆化相であるＭＡの生成を促進させるため、鋼材及び溶接金属がＳｉを０．６０％超含有すると、金属組織の微細化による靱性改善効果を上回り、靱性が大幅に低下する。そのため鋼材及び溶接金属のＳｉ量の上限は０．６０％以下である。
（鋼材のＭｎ：１．００〜２．５０％）
（溶接金属のＭｎ：０．８０〜２．３０％）
Ｍｎは、本発明における重要な元素の一つである。溶接金属がＭｎを０．８０％以上含有することにより、溶接金属において酸硫化物へのＭｎＳ生成が促進される。鋼材の靭性、強度、及び、焼入れ性、さらに、溶接金属の焼入れ性を確保するため鋼材にＭｎを含有させる。また、電子ビーム溶接時、Ｍｎが溶接金属から蒸発して、一部失われる。したがって、本実施形態では溶接金属のＭｎ量を０．８０％以上とし、鋼材のＭｎ量を１．００％以上とする。しかし、Ｍｎ量の過度の増加は酸硫化物中のＳｉ量を低下させ、酸硫化物へのＭｎＳ形成を阻害する。また脆化相であるＭＡを増加させ、靱性を著しく劣化させるため、溶接金属におけるＭｎの上限は２．３０％以下とし、鋼材のＭｎ量の上限は２．５０％以下とする。
（溶接金属のＭｎ：０．８０〜２．３０％）
Ｍｎは、本発明における重要な元素の一つである。溶接金属がＭｎを０．８０％以上含有することにより、溶接金属において酸硫化物へのＭｎＳ生成が促進される。鋼材の靭性、強度、及び、焼入れ性、さらに、溶接金属の焼入れ性を確保するため鋼材にＭｎを含有させる。また、電子ビーム溶接時、Ｍｎが溶接金属から蒸発して、一部失われる。したがって、本実施形態では溶接金属のＭｎ量を０．８０％以上とし、鋼材のＭｎ量を１．００％以上とする。しかし、Ｍｎ量の過度の増加は酸硫化物中のＳｉ量を低下させ、酸硫化物へのＭｎＳ形成を阻害する。また脆化相であるＭＡを増加させ、靱性を著しく劣化させるため、溶接金属におけるＭｎの上限は２．３０％以下とし、鋼材のＭｎ量の上限は２．５０％以下とする。
（鋼材及び溶接金属のＳ：０．００３５〜０．００８０％）
Ｓは、本発明における重要な元素の一つである。鋼材及び溶接金属にＳを０．００３５％以上含有させることにより、溶接金属において酸硫化物へのＭｎＳ生成が促進されるとともに、粒内フェライト生成に有効な酸硫化物の個数密度が増大する。しかし、多量に含有すると酸硫化物が粗大化して、適正な個数密度が確保できなくなり、酸硫化物を核とした粒内フェライトによる金属組織の微細化が困難となる。また粗大な酸硫化物は破壊の起点となるため、靱性を低下させる。したがって、Ｓ量は、靱性を安定的に確保するために０．００８０％以下に制限する。
Ｓは、本発明における重要な元素の一つである。鋼材及び溶接金属にＳを０．００３５％以上含有させることにより、溶接金属において酸硫化物へのＭｎＳ生成が促進されるとともに、粒内フェライト生成に有効な酸硫化物の個数密度が増大する。しかし、多量に含有すると酸硫化物が粗大化して、適正な個数密度が確保できなくなり、酸硫化物を核とした粒内フェライトによる金属組織の微細化が困難となる。また粗大な酸硫化物は破壊の起点となるため、靱性を低下させる。したがって、Ｓ量は、靱性を安定的に確保するために０．００８０％以下に制限する。
（鋼材のＯ：０．００１０〜０．００３５％）
（溶接金属のＯ：０．０００３〜０．００２０％）
Ｏは、溶接金属において粒内フェライトの生成を促進する酸硫化物の形成に不可欠であり、溶接金属中に０．０００３％以上必要である。一方、Ｏを多量に含有すると酸硫化物が粗大化して、適正な個数密度が確保できなくなり、酸硫化物を核とした粒内フェライトによる金属組織の微細化が困難となる。また粗大な酸硫化物は破壊の起点となるため、靱性を低下させる。したがって、靱性を安定的に確保するために鋼材のＯ量は０．００３５％以下に制限する。また、本発明の実施形態に従って一般的な条件で電子ビーム溶接を行うと、その過程において、溶接金属では、鋼材のＯ量の内、約半分程度が失われる場合が多い。すなわち、鋼材のＯ量が０．００３５％以下のとき、溶接後の継手においては、溶接金属中のＯ量が０．００２０％以下となる場合が多いので、溶接金属のＯ量の上限は０．００２０％以下とする。同様に、溶接金属の形成時にＯの不足を予防するために、鋼材のＯ量の下限は０．００１０％以上とする。
（溶接金属のＯ：０．０００３〜０．００２０％）
Ｏは、溶接金属において粒内フェライトの生成を促進する酸硫化物の形成に不可欠であり、溶接金属中に０．０００３％以上必要である。一方、Ｏを多量に含有すると酸硫化物が粗大化して、適正な個数密度が確保できなくなり、酸硫化物を核とした粒内フェライトによる金属組織の微細化が困難となる。また粗大な酸硫化物は破壊の起点となるため、靱性を低下させる。したがって、靱性を安定的に確保するために鋼材のＯ量は０．００３５％以下に制限する。また、本発明の実施形態に従って一般的な条件で電子ビーム溶接を行うと、その過程において、溶接金属では、鋼材のＯ量の内、約半分程度が失われる場合が多い。すなわち、鋼材のＯ量が０．００３５％以下のとき、溶接後の継手においては、溶接金属中のＯ量が０．００２０％以下となる場合が多いので、溶接金属のＯ量の上限は０．００２０％以下とする。同様に、溶接金属の形成時にＯの不足を予防するために、鋼材のＯ量の下限は０．００１０％以上とする。
また、本実施形態の鋼材及び溶接金属では、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限する。これらは０％であってもよい。
（Ｐ：０．０１５％以下）
Ｐは、靭性に有害な不純物であり、靱性を安定的に確保するために０．０１５％以下とする。Ｐ量の下限は特に規定しないが、製造コストの観点からＰ量は０．００１％以上が好ましい。
Ｐは、靭性に有害な不純物であり、靱性を安定的に確保するために０．０１５％以下とする。Ｐ量の下限は特に規定しないが、製造コストの観点からＰ量は０．００１％以上が好ましい。
（Ｔｉ：０．００５％以下）
Ｔｉは、本発明において含有させなくてもよい。Ｔｉの含有は合金コストの上昇を招き経済性が低下するため、０．００５％以下とする。
Ｔｉは、本発明において含有させなくてもよい。Ｔｉの含有は合金コストの上昇を招き経済性が低下するため、０．００５％以下とする。
（Ａｌ：０．００４％以下）
Ａｌは、強力な脱酸元素であるため、Ａｌを過剰に含有すると、酸硫化物がＡｌ系酸化物主体に変化することにより、酸硫化物へのＭｎＳ生成が著しく減少するため、粒内フェライトが生成せず、靱性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．００４％以下に制限する。
Ａｌは、強力な脱酸元素であるため、Ａｌを過剰に含有すると、酸硫化物がＡｌ系酸化物主体に変化することにより、酸硫化物へのＭｎＳ生成が著しく減少するため、粒内フェライトが生成せず、靱性が低下する。したがって、Ａｌ量は０．００４％以下に制限する。
（Ｃａ：０．０００５％以下）
Ｃａは、強力な脱酸、脱硫能力を有しており、Ｃａが含有するとＣａ酸硫化物を形成するため、粒内フェライト生成を促進する酸硫化物の生成を阻害する。このため、Ｃａ量は少ないほうが望ましく、製鋼工程での不可避的な混入を考慮して０．０００５％以下とする。Ｃａ量は０％であってもよい。
Ｃａは、強力な脱酸、脱硫能力を有しており、Ｃａが含有するとＣａ酸硫化物を形成するため、粒内フェライト生成を促進する酸硫化物の生成を阻害する。このため、Ｃａ量は少ないほうが望ましく、製鋼工程での不可避的な混入を考慮して０．０００５％以下とする。Ｃａ量は０％であってもよい。
（Ｎ：０．００６０％以下）
Ｎは、不純物であり、靭性を低下させる粗大な窒化物の形成を防止するため、鋼材及び溶接金属のＮ量を０．００６０％以下に制限する。Ｎ量は少ないほうが望ましく０％であってもよいが、製造コストの観点から、Ｎ量の下限は０．００１０％以上であってもよい。
Ｎは、不純物であり、靭性を低下させる粗大な窒化物の形成を防止するため、鋼材及び溶接金属のＮ量を０．００６０％以下に制限する。Ｎ量は少ないほうが望ましく０％であってもよいが、製造コストの観点から、Ｎ量の下限は０．００１０％以上であってもよい。
（ＭｎＳ生成指標値：０．１７５超）
ＭｎＳ生成指標値は、鋼中におけるＭｎＳの生成し易さを表す指標であり、この値が大きいほど、溶接時に酸硫化物粒子が形成する。従って鋼材中のＭｎＳ生成指標値は０．１７５超とする。ＭｎＳ生成指標値は、下記式（Ｃ）によって計算される。溶接金属においても、ＭｎＳ生成指標値は０．１７５超であるとよい。ＭｎＳ生成指標値の上限は特に限定する必要はないが、例えば、０．６９９以下であってもよい。
ＭｎＳ生成指標値は、鋼中におけるＭｎＳの生成し易さを表す指標であり、この値が大きいほど、溶接時に酸硫化物粒子が形成する。従って鋼材中のＭｎＳ生成指標値は０．１７５超とする。ＭｎＳ生成指標値は、下記式（Ｃ）によって計算される。溶接金属においても、ＭｎＳ生成指標値は０．１７５超であるとよい。ＭｎＳ生成指標値の上限は特に限定する必要はないが、例えば、０．６９９以下であってもよい。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （Ｃ）
ただし、式（Ｃ）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］はそれぞれ、鋼材中または溶接金属中の各元素の質量％である。
（炭素当量Ｃｅｑ：０．３５〜０．６０）
炭素当量Ｃｅｑは、鋼材の強度及び継手の溶接金属の結晶粒径に大きな影響を及ぼす。溶接金属での焼入れ性を確保し、結晶粒を細粒化させるため、鋼材及び溶接金属の炭素当量Ｃｅｑを０．３５％以上とする。一方、炭素当量Ｃｅｑが０．６０％を超えると、溶接金属がマルテンサイトとなり、靱性が低下するので、０．６０％以下とする。炭素当量Ｃｅｑは、合金元素の含有量によって上記式（Ｄ）で計算される。
炭素当量Ｃｅｑは、鋼材の強度及び継手の溶接金属の結晶粒径に大きな影響を及ぼす。溶接金属での焼入れ性を確保し、結晶粒を細粒化させるため、鋼材及び溶接金属の炭素当量Ｃｅｑを０．３５％以上とする。一方、炭素当量Ｃｅｑが０．６０％を超えると、溶接金属がマルテンサイトとなり、靱性が低下するので、０．６０％以下とする。炭素当量Ｃｅｑは、合金元素の含有量によって上記式（Ｄ）で計算される。
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ … （Ｄ）
ただし、式（Ｄ）における［Ｃ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、鋼材中または溶接金属中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。
本実施形態の鋼材及び溶接金属には、鋼材及び溶接金属の強度や靭性を向上させるため、必要に応じて、下記に示す選択元素Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖの１種又は２種以上を含有させてもよい。
（Ｃｕ：０．５０％以下）
Ｃｕは、スクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。またＣｕは、溶接性及び溶接部の靱性に悪影響を及ぼすことなく鋼材の強度、靱性を向上させるため、０．１０％以上を含有させてもよい。ただし、含有量が過剰になると鋼材の熱間加工時にＣｕクラックを発生し製造が困難となる場合や、ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招く場合があり、合金コストの上昇を招き経済性が低下するためＣｕ量を０．５０％以下とする。
Ｃｕは、スクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。またＣｕは、溶接性及び溶接部の靱性に悪影響を及ぼすことなく鋼材の強度、靱性を向上させるため、０．１０％以上を含有させてもよい。ただし、含有量が過剰になると鋼材の熱間加工時にＣｕクラックを発生し製造が困難となる場合や、ＨＡＺ靱性、溶接性の劣化を招く場合があり、合金コストの上昇を招き経済性が低下するためＣｕ量を０．５０％以下とする。
（Ｎｉ：０．５０％以下）
Ｎｉは、焼入れ性を高めて高強度化に寄与し、同時に、溶接部の靱性を高める元素である。またＮｉは、溶接性及び溶接部の靱性に悪影響を及ぼすことなく鋼材の強度、靱性を向上させるため、０．１０％以上を含有させてもよい。下限は０％であってもよい。しかし、Ｎｉ量の過度な増加は合金コストの上昇を招き経済性が低下するため、その上限は０．５０％以下である。
Ｎｉは、焼入れ性を高めて高強度化に寄与し、同時に、溶接部の靱性を高める元素である。またＮｉは、溶接性及び溶接部の靱性に悪影響を及ぼすことなく鋼材の強度、靱性を向上させるため、０．１０％以上を含有させてもよい。下限は０％であってもよい。しかし、Ｎｉ量の過度な増加は合金コストの上昇を招き経済性が低下するため、その上限は０．５０％以下である。
（Ｃｒ：０．５０％以下）
Ｃｒは、スクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。またＣｒは、鋼材の強度を向上させるため、０．１０％以上を含有させてもよい。ただし、含有量が過剰になると溶接部の靱性、溶接性を劣化させる場合があるため、Ｃｒ量を０．５０％以下とする。
Ｃｒは、スクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。またＣｒは、鋼材の強度を向上させるため、０．１０％以上を含有させてもよい。ただし、含有量が過剰になると溶接部の靱性、溶接性を劣化させる場合があるため、Ｃｒ量を０．５０％以下とする。
（Ｍｏ：０．５０％以下）
Ｍｏは、スクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。またＭｏは、鋼材の強度、靱性をともに向上させるため、０．１０％以上を含有させてもよい。ただし、含有量が過剰になると溶接部の靱性、溶接性の劣化を招く場合があり、合金コストの上昇を招き経済性が低下するため、Ｍｏ量を０．５０％以下とする。
Ｍｏは、スクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。またＭｏは、鋼材の強度、靱性をともに向上させるため、０．１０％以上を含有させてもよい。ただし、含有量が過剰になると溶接部の靱性、溶接性の劣化を招く場合があり、合金コストの上昇を招き経済性が低下するため、Ｍｏ量を０．５０％以下とする。
（Ｎｂ：０．０２％以下）
Ｎｂは、スクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値は特に制限する必要がなく、０％であってもよい。またＮｂは、鋼材の強度、靱性を向上させるため、０．００３％以上を含有させてもよい。ただし、含有量が過剰になると溶接部の靱性、溶接性の劣化を招く場合があり、Ｎｂ量を０．０２％以下とする。
Ｎｂは、スクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値は特に制限する必要がなく、０％であってもよい。またＮｂは、鋼材の強度、靱性を向上させるため、０．００３％以上を含有させてもよい。ただし、含有量が過剰になると溶接部の靱性、溶接性の劣化を招く場合があり、Ｎｂ量を０．０２％以下とする。
（Ｖ：０．１％以下）
Ｖは、スクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。またＶは、鋼材の強度を向上させるため、０．００５％以上を含有させてもよい。ただし、含有量が過剰になると溶接部の靱性、溶接性の劣化を招く場合があり、合金コストの上昇を招き経済性が低下するため、Ｖ量を０．１％以下とする。
Ｖは、スクラップ等から不純物として混入する場合があるが、その下限値を特に制限する必要はなく、０％であってもよい。またＶは、鋼材の強度を向上させるため、０．００５％以上を含有させてもよい。ただし、含有量が過剰になると溶接部の靱性、溶接性の劣化を招く場合があり、合金コストの上昇を招き経済性が低下するため、Ｖ量を０．１％以下とする。
本実施形態に係る鋼材及び溶接金属の化学成分の残部は、鉄（Ｆｅ）及び不純物である。不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分であって、本実施形態に係る鋼材及び溶接金属に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（溶接金属の組織）
本実施形態に係る溶接金属中には、円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在する。この条件を満足することにより、溶接時に粒内フェライトの生成が促進されて溶接金属に含まれる結晶粒が微細化し、靱性を高めることができる。
本実施形態に係る溶接金属中には、円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在する。この条件を満足することにより、溶接時に粒内フェライトの生成が促進されて溶接金属に含まれる結晶粒が微細化し、靱性を高めることができる。
円相当径が０．１μｍ未満の酸硫化物粒子は、粒内フェライトを形成する効果が小さく、円相当径が２．０μｍを超える酸硫化物粒子は、結果的に粒内フェライトの形成を妨げる。したがって、本発明では、粒内フェライトを形成する効果が高い、円相当径が０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子を対象とする。ただし、円相当径が０．１μｍ未満、２．０μｍ超の酸硫化物粒子が存在してもよい。
また、円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子の個数密度は、３×１０５個／ｍｍ３以上であれば粒内フェライトを形成する効果が顕著となるので、これを下限とする。一方、円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子の個数密度が１×１０６個／ｍｍ３を超えると粒内フェライトを形成する効果が飽和するので、これを上限とする。円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３であれば、ＨＡＺ靭性の向上効果が顕著になる。
また、上記酸硫化物粒子のうち、ＭｎＳ割合が５〜４０％の粒子が全酸硫化物粒子数の４５％以上であることがより好ましい。この条件を満足することにより、溶接時に粒内フェライトを形成する効果がより高くなる。ＭｎＳ割合が５〜４０％の粒子の周囲では、その粒子の周囲の鋼組織中のＭｎが欠乏した状態になって変態温度が上昇し、溶接後の冷却時にこの粒子を起点にしてより多くの粒内フェライトが生成すると推測される。これにより、溶接金属に含まれる結晶粒が微細化して、靱性を更に高めることができる。
また、ＭｎＳ割合が多いほど、粒内フェライトを形成する効果がより高くできるため、ＭｎＳ割合は５％以上とすることが好ましい。また、ＭｎＳ割合が過剰になると、粒内フェライトの形成能力が飽和するので、ＭｎＳ割合は４０％以下とすることが好ましい。
ＭｎＳ割合は、下記の式（Ｅ）〜式（Ｈ）によって計算できる。式（Ｅ）〜式（Ｇ）における［Ｓ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］はそれぞれ、酸硫化物粒子中の各元素の含有率（質量％）である。また、［ＭｎＳ］＊、［ＭｎＯ］＊、［ＳｉＯ２］＊はそれぞれ、式（Ｅ）〜（Ｇ）により求められた酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の化学量論比率（質量％）である。更に、式（Ｈ）における［ＭｎＳ］は、酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の合計量に対するＭｎＳ割合（質量比）である。
［ＭｎＳ］＊＝［Ｓ］／３２×８７ … （Ｅ）
［ＭｎＯ］＊＝｛［Ｍｎ］−（［Ｓ］×５５／３２）｝／５５×７１ … （Ｆ）
［ＳｉＯ２］＊＝［Ｓｉ］／２８×６０ … （Ｇ）
［ＭｎＳ］＝［ＭｎＳ］＊／（［ＭｎＳ］＊＋［ＭｎＯ］＊＋［ＳｉＯ２］＊）×１００ … （Ｈ）
［ＭｎＯ］＊＝｛［Ｍｎ］−（［Ｓ］×５５／３２）｝／５５×７１ … （Ｆ）
［ＳｉＯ２］＊＝［Ｓｉ］／２８×６０ … （Ｇ）
［ＭｎＳ］＝［ＭｎＳ］＊／（［ＭｎＳ］＊＋［ＭｎＯ］＊＋［ＳｉＯ２］＊）×１００ … （Ｈ）
式（Ｅ）〜式（Ｈ）について詳細に説明する。まず、式（Ｅ）〜（Ｇ）により、［Ｓ］、［Ｍｎ］及び［Ｓｉ］から、［ＭｎＳ］＊、［ＭｎＯ］＊及び［ＳｉＯ２］＊をそれぞれ求める。ここで、［Ｓ］、［Ｍｎ］及び［Ｓｉ］はそれぞれ、個々の酸硫化物粒子に含まれるＳ量（質量％）、Ｍｎ量（質量％）及びＳｉ量（質量％）であり、後述の測定方法によって求められる数値である。式（Ｅ）〜（Ｇ）をみてわかるように、［ＭｎＳ］＊、［ＭｎＯ］＊及び［ＳｉＯ２］＊はそれぞれ、［Ｓ］、［Ｍｎ］及び［Ｓｉ］に基づき算出されたＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の化学量論量である。
そして、式（Ｈ）により、個々の酸硫化物粒子における［ＭｎＳ］＊、［ＭｎＯ］＊及び［ＳｉＯ２］＊の合計量に対する［ＭｎＳ］＊の割合を求める。そして、測定対象の酸硫化物粒子における［ＭｎＳ］＊の割合の平均値を、酸硫化物粒子のＭｎ割合とする。
なお、酸硫化物粒子の円相当径及び個数密度は、電子顕微鏡を用いた画像解析により決定する。具体的には、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ））を用いて溶接金属の断面の反射電子像を撮影し、得られた像のコントラストから酸硫化物粒子を抽出し、各酸硫化物粒子の円相当径と個数密度を測定する。また、個々の酸硫化物粒子のＳ、Ｍｎ、Ｓｉの質量％である［Ｓ］、［Ｍｎ］及び［Ｓｉ］は、ＦＥ−ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線元素分析装置（ＥＤＳ）によって分析する。ＳＥＭの観察倍率は１０００〜１００００倍の範囲とする。また、電子ビーム径は０．０００１〜１．０μｍの範囲とする。
本実施形態の鋼材の厚さは、３０〜１００ｍｍであることが好ましい。
また、本実施形態の鋼材は、ＹＰ（降伏点）が約３２５ＭＰａ〜５５０ＭＰａ、ＴＳ（引張強さ）が約４００ＭＰａ〜７２０ＭＰａであることが好ましい。
更に、本実施形態に係る溶接金属は、シャルピー吸収エネルギー（試験温度−１０℃）の平均値が７０Ｊ以上となることが好ましい。
また、本実施形態に係る溶接継手は、溶接構造体に備えられていてもよい。溶接構造体としては、建築構造物や土木構造物に使用される柱や梁等の鋼構造体を例示できる。より具体的には、風力発電鉄塔、橋梁、船舶、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプなどの鋼構造体を例示できる。これらの鋼構造体は、本実施形態の鋼材を高エネルギー密度ビーム溶接することによって形成されたものであり、本実施形態の溶接継手を有している。
また、鋼構造体の一例として、本実施形態に係る溶接継手を備えた鋼管を例示できる。鋼管は、板厚３０〜１００ｍｍ、直径５〜１０ｍ、長さ２〜５ｍの鋼管であることが好ましい。
また、本実施形態における高エネルギー密度ビーム溶接とは、電子ビーム溶接やレーザービーム溶接などが含まれる。これらは、溶加材を必要とせずに溶接可能であり、溶接によって、化学成分が鋼材にほぼ近い上記の化学成分を有する溶接金属を形成することができる。
なお、本実施形態では、高エネルギー密度ビーム溶接において溶加材を用いてもよい。溶化材としては、本実施形態の鋼材と同じ化学成分を有する鋼材であれば利用できる。溶化材として具体的には、溶接箇所に挿入する薄板状のインサート材や、鋼材の被溶接面に付着させる粉体でもよい。
本実施形態の溶接継手は、鋼材を高エネルギー密度ビーム溶接することによって製造できる。高エネルギー密度ビームとしては、電子ビームやレーザービームを用いることができる。溶接する際の雰囲気、溶接前の加熱条件、溶接後の冷却条件等は特に制限がない。
本実施形態に係る溶接金属の組織は次のようにして得られると推測される。すなわち、高エネルギー密度ビームによって鋼材が溶融してから凝固する際に、酸硫化物粒子の元となる融体が形成され、この融体が凝固する過程で円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で形成されると推測される。このとき、鋼中のＭｎが酸硫化物粒子中のＳと結合するために、酸硫化物粒子に濃化するものと推測される。一方、酸硫化物粒子の周囲の組織にはＭｎの欠乏領域が生じ、これにより粒内フェライトが形成されやすくなって、溶接金属の靱性が向上すると推測される。
次に、本実施形態に係る鋼材の製造方法を説明する。
本実施形態に係る鋼材は、鋼を溶製し、鋳造して鋼片を製造し、得られた鋼片に熱間加工を施して製造される。熱間加工は例えば熱間圧延を例示できる。鋼片は、転炉、電気炉等の通常の精錬プロセスで溶製した後、連続鋳造法、造塊-分塊法等の公知の方法で製造することができ、製法として特に制限はない。鋼片を熱間圧延した後は、放冷してもよく、熱間圧延後に水冷等の制御冷却を施してもよく、熱間圧延後に水冷等の制御冷却を施した後に焼き戻しを行ってもよい。また、鋼を溶製し、鋳造した後、そのまま熱間圧延を行ってもよいが、鋳造後に一旦鋼片を４００℃以下まで冷却し、次いでＡｃ３以上の温度に再加熱してから熱間圧延を行うとよい。
以下、好ましい製造条件について説明する。
上述した化学成分から構成される厚み２００ｍｍ以上の鋼片を、４００℃以下に冷却した後、９００℃以上１２５０℃以下に加熱し、熱間圧延によって３０ｍｍ以上、１００ｍｍ以下の板厚に仕上げ、必要に応じて各種の熱処理を施す。
鋼片を４００℃以下に冷却せずにホットチャージで加熱炉に装入すると、鋳造時に生成した粗大γ組織が加熱後に残存し、組織が十分に微細化せず低温靱性が劣化する場合がある。そのため、連続鋳造後の鋼片は一旦４００℃以下まで冷却することが好ましい。
熱間圧延前の鋼片の加熱温度は９００℃以上が好ましい。その理由は、炭窒化物をオーステナイト（γ）中に固溶させるためである。しかし、加熱温度が高すぎると、γ粒が粗大化して熱間圧延しても組織が十分に微細化せず、低温靱性の劣化を招く場合がある。そのため、鋳片の加熱温度は１２５０℃以下が好ましい。より好ましくは、加熱温度を１０００℃以上、１２００℃以下とする。
また、熱間圧延の終了温度（圧延完了温度）は、オーステナイト（γ）単相域、すなわちフェライト変態が開始するＡｒ３変態点以上であることが好ましい。さらに好ましくは７５０〜９００℃である。
熱間圧延後、空冷あるいは水冷による制御冷却を行うことで、鋼材の材質を造り込むとよい。
さらに、強度と靱性を最終的に調整するために、制御冷却後に焼戻しを施してもよい。焼戻しを実施する場合には、焼戻し温度を３５０〜６００℃とすることが好ましい。
ここで、上述してきた熱間圧延の圧延完了温度、および焼戻し温度はすべて、板厚方向中心部（板厚内部）での温度を指す。板厚内部の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面の温度から、伝熱計算によって求めることができる。
以上の製法によって本実施形態に係る鋼材を製造することができる。
本実施形態に係る鋼材によれば、電子ビーム溶接やレーザ溶接など、フィラーワイヤーなどの溶接材料を添加せずに高エネルギー密度ビーム溶接を施しても良好な溶接継手靭性を確保することができる。
また本実施形態によれば、降伏強度が３２５ＭＰａ以上であり、高エネルギー密度ビーム溶接により形成された溶接部（例えば、電子ビーム溶接部）のＨＡＺにおけるシャルピー吸収エネルギー（試験温度−１０℃）の平均値が７０Ｊ以上である鋼材を安定して供給できる。そのため、本実施形態に係る鋼材は、風力発電鉄塔、橋梁、船舶、海洋構造物、圧力容器、ラインパイプなどの溶接構造体に好適であり、溶接構造体の製造効率を向上させることができ、安全性を確保した上で低コストで構造物を製作することができる。
以下に本発明の実施例を示すが、以下に示す実施例は本発明の一例であり、本発明は以下に説明する実施例に制限されるものではない。
転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さ３００ｍｍの鋳片を製造した。得られた鋳片を、室温まで冷却した後、１０００〜１１００℃まで再加熱し、熱間圧延を行い、表１及び表３に示す化学成分を有するとともに、表５及び表６に示す板厚を有する鋼板（鋼材）を製造した。なお、熱間圧延の圧延完了温度は７５０〜９００℃とした。
なお、熱間圧延後の鋼板に対して、各種の熱処理を行った。表５及び表６の加工熱処理の欄における「ＣＲ」は、熱間圧延後に空冷したことを示す。「ＡＣＣ」は、熱間圧延後に水冷による制御冷却を行ったことを示す。「ＤＱ−Ｔ」は、熱間圧延後に水冷による制御冷却を行い、更に、焼戻しを行ったことを示す。焼戻し温度は３５０〜６００℃とした。熱間圧延の圧延完了温度、および焼戻し温度はすべて、板厚方向中心部（板厚内部）での温度を指す。板厚内部の温度は、放射温度計で測定した鋼板表面の温度から、伝熱計算によって求めた。
得られた鋼板から試料を採取して化学分析を行った。各鋼板の化学成分を表１及び表３に示す。
また、溶接金属中の酸硫化物粒子の円相当径及び個数密度は、電子顕微鏡を用いた画像解析により決定した。具体的には、ＦＥ−ＳＥＭ（電界放射型走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ））を用いて溶接金属の断面の反射電子像を撮影し、得られた像のコントラストから酸硫化物粒子を抽出し、各酸硫化物粒子の円相当径と個数密度を測定した。また、個々の酸硫化物粒子のＳ、Ｍｎ、Ｓｉの質量％である［Ｓ］、［Ｍｎ］及び［Ｓｉ］は、ＦＥ−ＳＥＭに付属するエネルギー分散型Ｘ線元素分析装置（ＥＤＳ）によって分析した。ＳＥＭの観察倍率は１０００倍とした。また、電子ビーム径は０．１μｍとした。
そして、溶接金属中における円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子の個数密度を求めた。
また、酸硫化物粒子のうち、［ＭｎＳ］が５〜４０％である粒子が、全酸硫化物粒子数の４５％以上であるかどうかを調べた。［ＭｎＳ］は、上記式（Ｅ）〜（Ｈ）に基づいて計算した。
結果を表５及び６に示す。
また、酸硫化物粒子のうち、［ＭｎＳ］が５〜４０％である粒子が、全酸硫化物粒子数の４５％以上であるかどうかを調べた。［ＭｎＳ］は、上記式（Ｅ）〜（Ｈ）に基づいて計算した。
結果を表５及び６に示す。
表５及び表６において、「個数密度」は、円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在する場合を「○」とし、この条件を満たさない場合を「×」とした。また、ＭｎＳ割合は、円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子のうち、［ＭｎＳ］が５〜４０％である粒子が、全酸硫化物粒子数の４５％以上である場合を「○」とし、４５％未満の場合を「×」とした。
＜鋼材の機械的性質＞
得られた鋼板の板厚の１／４の位置から、引張試験及びシャルピー衝撃試験に用いる試験片を採取した。
得られた鋼板の板厚の１／４の位置から、引張試験及びシャルピー衝撃試験に用いる試験片を採取した。
引張試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠し、試験片２本にて行い、ＹＳ（０．２％降伏強度）、ＴＳ（引張強度）を試験片２本の平均値としてそれぞれ求めた。
シャルピー衝撃試験は、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠し、３本のＶノッチ試験片を用い、−１０℃で吸収エネルギーを測定した。得られた３本の吸収エネルギーの平均値（相加平均）を母材の吸収エネルギー（ｖＥ−１０℃）とする。
＜溶接部の靭性＞
次に、得られた厚鋼板を用いて、電子ビーム溶接法（ＥＢＷ）によって溶接継手を作製し、得られた溶接金属ＷＭと熱影響部ＨＡＺの靭性を調査した。
次に、得られた厚鋼板を用いて、電子ビーム溶接法（ＥＢＷ）によって溶接継手を作製し、得られた溶接金属ＷＭと熱影響部ＨＡＺの靭性を調査した。
ＥＢＷでは突き合わせ溶接継手を作製し、１パス貫通溶接を適用した。
採取した試験片に対し、溶接金属中央（ＷＭ）およびＨＡＺ（融合部）上にノッチを入れＶノッチ試験片とした。各Ｖノッチ試験片を用いて、−１０℃で、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー衝撃試験を行った。３本の試験を行い、吸収エネルギーの平均値（相加平均）を採用した。表５及び表６に鋼板の板厚、鋼板の機械的性質、ＥＢＷ継手のＷＭとＨＡＺの靱性値を示す。また、表２及び表４に、溶接金属の組成を示す。
表１、表２及び表５に示すように、本発明例は、ＥＢＷ継手とした際、−１０℃で７０Ｊ以上の優れた溶接部の靱性を有していた。また、板厚３０〜１００ｍｍの鋼板において、３２５ＭＰａ〜５５０ＭＰａの降伏強度（ＹＳ）と４００ＭＰａ〜７２０ＭＰａの引張強さ（ＴＳ）とを有していた。さらに、鋼材の吸収エネルギー（ｖＥ−１０℃）も７０Ｊ以上であった。
一方、表３、表４及び表６に示すように、比較例は化学成分が本発明の範囲から外れているため、ＥＢＷ継手のＷＭの靭性が劣り、母材の機械的性質も劣っていた。
本発明は、鉄鋼業において製造される厚鋼板に適用され、厚鋼板以外の鉄鋼製品、たとえば形鋼などへ適用することも可能である。本発明を適用した高強度で厚手の厚鋼板は、主に風力発電鉄塔用として使用されるが、橋梁、造船、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に使用することも可能である。
本発明に係る高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材は、高強度で厚手の厚鋼板に対して、溶接施工能率の高い高エネルギービーム溶接を施し、靭性の要求レベルが高い場合に好適である。具体的には、本発明に係る鋼材は、降伏強度が３２５ＭＰａ以上、板厚が３０〜１００ｍｍ、ＷＭとＨＡＺにおけるシャルピー吸収エネルギー（試験温度−１０℃）の平均値が７０Ｊ以上である、高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材である。
Claims (14)
- 鋼材の被溶接部に高エネルギー密度ビームを照射することによって形成された高エネルギー密度ビーム溶接継手における溶接金属であって、
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．３０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄および不純物からなり、
下記（１）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、
下記（２）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であり、
前記溶接金属中に円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在することを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （１）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ … （２）
ただし、式（１）及び式（２）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、前記溶接金属中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。 - さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ：０．１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属。 - 前記酸硫化物粒子のうち、下記の式（６）で計算される［ＭｎＳ］が５〜４０％である粒子が、全酸硫化物粒子数の４５％以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手の溶接金属。
［ＭｎＳ］＊＝［Ｓ］／３２×８７ … （３）
［ＭｎＯ］＊＝｛［Ｍｎ］−（［Ｓ］×５５／３２）｝／５５×７１ … （４）
［ＳｉＯ２］＊＝［Ｓｉ］／２８×６０ … （５）
［ＭｎＳ］＝［ＭｎＳ］＊／（［ＭｎＳ］＊＋［ＭｎＯ］＊＋［ＳｉＯ２］＊）×１００ … （６）
ここで、式（３）〜式（５）における［Ｓ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］はそれぞれ、酸硫化物粒子中の各元素の含有率（質量％）であり、［ＭｎＳ］＊、［ＭｎＯ］＊、［ＳｉＯ２］＊はそれぞれ、式（３）〜（５）により求められた酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の化学量論比率（質量％）であり、式（６）における［ＭｎＳ］は、酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の合計量に対するＭｎＳ割合である。 - 鋼材と、前記鋼材の被溶接部に高エネルギー密度ビームを照射することによって形成された溶接金属と、を有する高エネルギー密度ビーム溶接継手であって、
前記鋼材が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：１．００〜２．５０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００３５％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄及び不純物からなり、
下記（７）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、
下記（８）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であり、
前記溶接金属の組成が、質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：０．８０〜２．３０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．０００３〜０．００２０％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄および不純物からなり、
前記溶接金属中に、円相当径で０．１〜２．０μｍの酸硫化物粒子が個数密度３×１０５〜１×１０６個／ｍｍ３で存在することを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （７）
Ｃｅｑ＝［Ｃ］＋［Ｍｎ］／６＋［Ｓｉ］／２４＋［Ｎｉ］／４０＋［Ｃｒ］／５＋［Ｍｏ］／４＋［Ｖ］／１４ … （８）
ただし、式（７）及び式（８）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、前記鋼材中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。 - さらに、前記鋼材及び前記溶接金属がそれぞれ、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ：０．１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手。 - 前記酸硫化物粒子のうち、下記の式（１２）で計算される［ＭｎＳ］が５〜４０％である粒子が、全酸硫化物粒子数の４５％以上であることを特徴とする請求項４または請求項５に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手。
［ＭｎＳ］＊＝［Ｓ］／３２×８７ … （９）
［ＭｎＯ］＊＝｛［Ｍｎ］−（［Ｓ］×５５／３２）｝／５５×７１ … （１０）
［ＳｉＯ２］＊＝［Ｓｉ］／２８×６０ … （１１）
［ＭｎＳ］＝［ＭｎＳ］＊／（［ＭｎＳ］＊＋［ＭｎＯ］＊＋［ＳｉＯ２］＊）×１００ … （１２）
ここで、式（９）〜式（１１）における［Ｓ］、［Ｍｎ］、［Ｓｉ］はそれぞれ、酸硫化物粒子中の各元素の含有率（質量％）であり、［ＭｎＳ］＊、［ＭｎＯ］＊、［ＳｉＯ２］＊はそれぞれ、式（９）〜（１１）により求められた酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の化学量論比率（質量％）であり、式（１２）における［ＭｎＳ］は、酸硫化物粒子中のＭｎＳ、ＭｎＯ及びＳｉＯ２の合計量に対するＭｎＳ割合である。 - 前記鋼材の厚さが３０〜１００ｍｍであることを特徴とする請求項４乃至請求項６の何れか一項に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手。
- 請求項４乃至請求項７の何れか一項に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手を備えた溶接構造体。
- 請求項４乃至請求項７の何れか一項に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手を備えた鋼管。
- 前記鋼管が、板厚３０〜１００ｍｍ、直径５〜１０ｍ、長さ２〜５ｍの鋼管であることを特徴とする請求項９に記載の鋼管。
- 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１２％、
Ｓｉ：０．２０〜０．６０％、
Ｍｎ：１．００〜２．５０％、
Ｓ：０．００３５〜０．００８０％、
Ｏ：０．００１０〜０．００３５％を含有し、
更に、Ｐ：０．０１５％以下、Ｔｉ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｃａ：０．０００５％以下、Ｎ：０．００６０％以下にそれぞれ制限し、
残部が鉄及び不純物からなり、
下記（１３）式で定義するＭｎＳ生成指標値が０．１７５超であり、
下記（１４）式で定義する焼入れ性指標Ｃｅｑが０．３５〜０．６０であることを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材。
ＭｎＳ生成指標値＝８７．５［Ｓ］−［Ｓｉ］／［Ｍｎ］ … （１３）
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４＋Ｎｉ／４０＋Ｃｒ／５＋Ｍｏ／４＋Ｖ／１４ … （１４）
ただし、式（１３）及び式（１４）における［Ｓ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、［Ｖ］はそれぞれ、前記鋼材中の各元素の質量％であり、当該元素を含有しない場合は０を代入する。 - さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．５０％以下、
Ｎｉ：０．５０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｍｏ：０．５０％以下、
Ｎｂ：０．０２％以下、
Ｖ：０．１％以下、
の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１１に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材。 - 厚さが３０〜１００ｍｍであることを特徴とする請求項１１または請求項１２に記載の高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材。
- 請求項１１または請求項１２に記載の化学成分を有する鋼片を鋳造するとともに、鋼片中心温度が４００℃以下になるまで冷却する鋳造工程と、
鋼片中心温度が９００〜１２５０℃になるように前記鋼片を加熱する加熱工程と、
前記加熱後の鋼片を熱間加工して鋼材にする工程と、を備えることを特徴とする高エネルギー密度ビーム溶接継手用鋼材の製造方法。
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| JP2008184672A (ja) * | 2007-01-31 | 2008-08-14 | Jfe Steel Kk | レーザ溶接継手部の靱性に優れた高強度鋼材 |
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