JP3616609B2 - 溶接熱影響部靭性の優れた鋼材 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）の靭性に優れた溶接構造用鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などの大型構造物に使用される溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。さらに、そのような構造物を建造する際、溶接の効率化を促進するため、フラックス−バッキング溶接法、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表されるような大入熱溶接法の適用が希望されており、鋼材自身の靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。
【０００３】
大入熱溶接時の鋼材のＨＡＺ靭性に注目した提案は従来から数多くある。例えば、特公昭５５−２６１６４号公報等に開示されるように、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法がある。
【０００４】
また、特開平３−２６４６１４号公報では、Ｔｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる方法が提案されている。さらに、特開平４−１４３２４６公報では、Ｔｉ窒化物とＢＮとの複合析出物を粒界フェライトの析出核として活用し、ＨＡＺ靭性を向上させる方法が提案されている。
【０００５】
しかしながら、Ｔｉ窒化物は、ＨＡＺのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（溶接ボンド部と称する）近傍ではほとんど固溶してしまうので、靭性向上効果が低下してしまうという問題があり、近年のＨＡＺ靭性に対する厳しい要求や、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を達成することが困難である。
【０００６】
この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方法として、鋼にＴｉ酸化物を含有せしめることが、厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている。例えば、厚板分野では、特開昭６１−７９７４５号公報や特開昭６２−１０３３４４号公報に例示されているように、Ｔｉ酸化物の含有が大入熱溶接部の靭性向上に非常に有効であり、Ｔｉ酸化物の高張力鋼への適用が有望である。
【０００７】
この原理は、鋼の融点においても安定なＴｉ酸化物をサイトとして、溶接後の温度低下途中に、Ｔｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらに、それらをサイトとして微細フェライトが生成し、その結果、靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制され、靭性の劣化が防止できるというものである。
【０００８】
しかしながら、このようなＴｉ酸化物は、鋼中へ分散する個数をあまり多くすることができない。その原因は、Ｔｉ酸化物の粗大化や凝集合体化であり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば、５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまう。
【０００９】
この５μｍ以上の介在物は、構造物の破壊の起点となって有害であり、靭性の低下を引き起こす。したがって、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体化が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化物を活用する必要がある。
【００１０】
また、このようなＴｉ酸化物の鋼中への分散方法として、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まない溶鋼中へＴｉを添加する方法が多く用いられる。しかしながら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは、鋼中のＴｉ酸化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さらには、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御することも困難である。
【００１１】
その結果、Ｔｉ脱酸のみによってＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ酸化物の個数が充分でなかったり、厚板の板厚方向における靭性の変動が生じる等の問題点が認められる。
【００１２】
さらに、上記特開昭６１−７９７４５号公報などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするために、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない量で制限しているが、鋼材中のＡｌ量が少ない場合、ＡｌＮ析出物量の不足などが原因となって、母材の靭性が低下する場合がある。また、通常使用されている溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の靭性が低下する場合がある。
【００１３】
このような課題に対して、特開平６−２９３９３７号公報においては、Ｔｉ添加直後にＡｌを添加して、この添加で生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物を活用する技術が提案されている。この技術により、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を大幅に向上させることが可能であるが、直近、造船業界、建設業界においては、２００ｋＪ／ｃｍ以上、大きいものでは１０００ｋＪ／ｃｍものさらなる溶接入熱の増加が進められており、より一層のＨＡＺ靭性を有する鋼材が必要とされている。そして、この際、特に、溶接融合部近傍における靭性の向上が必要となる。
【００１４】
さらに、使用される鋼材においても、さらに厚手高強度化が要求されている。例えば、海運業界においては、物流の拡大に伴い船体の大型化が進んでおり、施工や輸送効率の面から、鋼材の厚手高強度化が要求されている。また、建築や橋梁、海洋構造物などの分野においても、建造物の大型化が進むとともに、より広く空間を確保するために、厚手高強度鋼が要求されている。
【００１５】
一般に、鋼材の高強度化は、添加元素を増やし炭素当量（以下Ｃｅｑと称す）を高くすることで達成されるが、溶接性が著しく阻害されるため、Ｃｅｑを上昇しない強度向上が望まれる。その中で最も有望なのはＮｂによる強度向上である。
【００１６】
しかし、Ｎｂの増量は、ＨＡＺ組織中の粒界フェライトを硬化させたり、残留オーステナイト等の脆化相を増加させたりして、ＨＡＺ靭性を大きく低下させてしまうので、上述の従来技術だけでは十分なＨＡＺ靭性を得ることができない。
【００１７】
そこで、低Ｃｅｑ化で厚手化、高強度化するためにＮｂを添加する場合においても、高ＨＡＺ靭性を有する鋼材が必要となる。
【００１８】
【発明が解決しようとする課題】
特開昭６２−１０３３４４号公報、特開平６−２９３９３７号公報などに記載されている上記の従来手法に比べて、飛躍的にＨＡＺ特性を向上させるために、高温に長時間加熱されたときのオーステナイト粒の粗大化を一層抑制し、かつ、高強度化のためにＮｂを添加した場合であっても、優れたＨＡＺ靭性を実現することを課題とする。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記課題を解決するため、鋭意研究した結果、当量式ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１、および、ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）において、ＥＮＩおよびＥＮを、それぞれ、所定の範囲に収め、かつ、分散する酸化物粒子の粒子径、組成、および、分散個数を、それぞれ、所定の範囲に収めると、溶接熱影響部の靭性が著しく向上することを知見した。
【００２０】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下のとおりである。
【００２１】
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％
Ｓｉ：≦０．５０％
Ｍｎ：０．４０〜２．０％
Ｐ ：≦０．０２％
Ｓ ：≦０．０２％
Ｎｉ：２．５６〜４．０％
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎ ：０．０００５〜０．００７０％
Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、
ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１
なる当量式において ＥＮＩ≧０ を満足し、かつ、
ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）
なる当量式において ０≦ＥＮ≦０．００２ を満足し、さらに、
円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍであって、組成として少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素の平均質量％で、
Ｃａ：３％以上
Ａｌ：１％以上
を含有し、残部が他の脱酸元素および／または不可避不純物からなる粒子を、粒子数１００〜３０００個／ｍｍ2含有する
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【００２２】
（２）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％
Ｓｉ：≦０．５０％
Ｍｎ：０．４０〜２．０％
Ｐ ：≦０．０２％
Ｓ ：≦０．０２％
Ｎｉ：２．５６〜４．０％
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎ ：０．０００５〜０．００７０％
Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％
を基本成分とし、さらに
Ｃｕ：≦１．０％
Ｖ ：≦０．１％
Ｃｒ：≦０．６％
Ｍｏ：≦０．６％
Ｍｇ：≦０．００５０％
ＲＥＭ：≦０．１００％
の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、
ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１
なる当量式において ＥＮＩ≧０ を満足し、かつ、
ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）
なる当量式において ０≦ＥＮ≦０．００２ を満足し、さらに、円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍであって、組成として少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素の平均質量％で、
Ｃａ：３％以上
Ａｌ：１％以上
を含有し、残部が他の脱酸元素および／または不可避不純物からなる粒子を、粒子数１００〜３０００個／ｍｍ2含有する
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【００２３】
（３）前記（１）または（２）に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材において、円相当粒子径が０．１〜２．０μｍであって、組成として少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素の平均質量％で、
Ｃａ：３％以上
Ａｌ：１％以上
を含有し、残部が他の脱酸元素および／または不可避不純物からなる粒子を、粒子数１００〜３０００個／ｍｍ２含有する
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。本発明者らはＨＡＺ靭性を向上させる金属組織要因として、１４００℃以上に加熱されるＨＡＺ領域の再加熱オーステナイト細粒化を、酸化物を利用して達成することを検討した。
【００２５】
再加熱オーステナイト粒を細粒化するためには、高温でのオーステナイト粒の成長を抑制することが必要である。その手段として最も有効な方法として、分散粒子によりオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を止める方法が考えられる。そして、そのような作用をする分散粒子の一つとして、従来は、Ｔｉ窒化物が有効であると考えられていた。
【００２６】
しかしながら、Ｔｉ窒化物は、１４００℃以上の高温では固溶する割合が大きくなるため、溶接入熱の増加に伴いピンニング効果が小さくなることは先に延べたとおりである。したがって、Ｔｉ窒化物より高温で安定な酸化物をピンニング粒子として活用することが必要である。
【００２７】
また、分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど、また、一個の粒子径が大きいほど大きい。ただし、分散粒子の体積率は鋼中に含まれる粒子を構成する元素の濃度によって上限があるので、体積率を一定と仮定した場合には、粒子径はある程度小さい方がピンニングには有効である。
【００２８】
このような観点から、本発明者らは酸化物の体積分率を大きく、かつ、適正な粒子径となるよう、種々の検討を行った。
【００２９】
酸化物の体積分率を大きくする手段の一つとして、酸素量を増大させる方法があるが、酸素量の増大は、材質に有害な粗大介在物をも多数生成する原因となるため、有効な手段ではない。
【００３０】
そこで、本発明者らは、酸素を最大限に利用するため、酸素との溶解度積が小さい元素を活用することを検討した。酸素との溶解度積が小さい元素、すなわち、強脱酸元素として、一般的にはＡｌが用いられる。しかしながら、Ａｌだけでは酸素を充分利用するには不充分であり、さらに、Ａｌよりも強い脱酸元素が必要である。
【００３１】
本発明者は、種々検討の結果、溶鋼中最強の脱酸力を持つＣａを活用することが有効との結論に至った。そして、脱酸元素として主にＣａを含んだ実験を種々行った結果、鋼中に生成する酸化物粒子の組成として、Ｃａを３％以上、Ａｌを１％以上含ませることで、酸化物の体積分率、すなわち、酸化物量を大きくすることが可能となることを知見した。
【００３２】
この結果を基に、鋼中に含まれる粒子の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量％で、Ｃａ：３％以上、Ａｌ：１％以上とした。
【００３３】
この際、残部の酸化物構成元素として、脱酸力がＡｌとＣａの間にあるＭｇあるいは／およびＲＥＭを含ませても、本発明の効果は有効である。
【００３４】
次に、ピンニングに有効な粒子の大きさについて述べる。分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど、また、一個の粒子径が大きいほど大きいが、粒子の体積率が一定のとき、一個の粒子の大きさが小さい方が粒子数が多くなり、ピンニング効果が大きくなる。
【００３５】
しかし、粒子の大きさがあまり小さくなると、粒界に存在する粒子の割合が小さくなるため、その効果は低減すると考えた。粒子の大きさを種々変化させた試験片を用いて、高温に加熱したときのオーステナイト粒径を詳細に調査した結果、ピンニングには、粒子の大きさとして、０．００５〜２．０μｍのものが有効であることをつきとめ、さらにその中でも、０．１〜２．０μｍの粒子の大きさのものが、特に有効であることを知見するに至った。また、０．００５μｍより小さい酸化物粒子はほとんど観察されなかった。
【００３６】
この結果より、必要な粒子径を０．００５〜２．０μｍ、その中でも、特に、０．１〜２．０μｍとした。
【００３７】
次に、ＨＡＺ靭性に必要なピンニング粒子の個数について検討した。粒子個数が多いほど組織単位は微細になり、そのため、図１に示すように、粒子個数が多いほどＨＡＺ靭性が向上する。
【００３８】
鋼材に要求されるＨＡＺ靭性は、その用途、使用される溶接方法などによって複雑に異なるが、特に要求特性が厳しいと考えられる高強度の造船用鋼において、大入熱溶接施工する場合に要求されるＨＡＺ靭性を満足するためには、粒子数は、少なくとも１００個／ｍｍ２以上必要であることを知見した。
【００３９】
一方、粒子数が３０００個／ｍｍ２を越えると粒子間隔が小さくなり、加熱オーステナイト粒の微細化には有効であるが、介在物を起点とする破壊の間隔が小さくなるため、シャルピー衝撃吸収エネルギーに代表される靭性にはむしろ有害であることが分かった。
【００４０】
したがって、有効かつ必要な粒子個数を、１００〜３０００個／ｍｍ２とした。
【００４１】
上記酸化物粒子の大きさおよび個数の測定は、例えば、以下の要領で行なう。母材となる鋼板から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以上、観察面積にして１０００μｍ２以上を観察することで、酸化物粒子の大きさおよび個数を測定する。このとき、酸化物粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を低くしてもかまわない。
【００４２】
酸化物粒子は、溶鋼を脱酸する際に生成する。これを一次酸化物と称する。さらには、鋳造、凝固中に、溶鋼温度の低下とともにＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物が生成する。これを二次酸化物と称する。本発明では、一次酸化物と二次酸化物のどちらを用いてもかまわない。
【００４３】
なお、鋼材を製造するプロセスとして、通常圧延まま、制御圧延、さらに、これと制御冷却・焼もどしの組合せ、および、焼入れ・焼もどしの組合せなどを採用しても酸化物粒子の効果は影響を受けない。
【００４４】
一方、このようにして鋼中に酸化物粒子を分散させることにより、ＨＡＺの再加熱オーステナイト粒は、酸化物粒子によるピンニングにより極めて有効に細粒化し、ＨＡＺ靭性もそれに伴い向上するが、同時に、オーステナイト粒が微細化するに伴い粒界面積が増し、粒界からのフェライト生成能も増し、非常に厳しい靭性要求においては、特に、粒界の角部（粒界三重点）に生成する比較的粗大なフェライトが起点となって、靭性の向上を律速することが新たな問題点として見出された。
【００４５】
言い換えれば、このような粒界および粒界三重点に生成する比較的粗大なフェライトを抑制・改善することができれば、ＨＡＺ組織の微細化効果と重畳して、さらに、靭性を大幅に向上することが可能である。
【００４６】
このような粒界および粒界三重点に生成する比較的粗大なフェライトの問題は、大入熱溶接のＨＡＺ組織を、酸化物粒子によるピンニングにより、従来になく微細化することで、初めて見出されたものである。
【００４７】
本発明者は、ＨＡＺ組織の微細化による靭性向上の効果を飛躍的に向上すべく、さらに検討を加えた。その結果、微細な酸化物粒子を多数分散させて再加熱オーステナイト粒を細粒化する場合、ＨＡＺ組織の形成過程で粒界および粒界三重点でのフェライトの成長を抑制するためには、Ｂの添加が極めて有効であることを見出した。
【００４８】
さらに、Ｂの添加効果の機構を詳細に調査した結果、ＢとＮのバランスが重要であり、Ｂとの原子比で、当量以上の固溶Ｎがフェライト生成段階で残存していることがＢの添加効果を高め、細粒ＨＡＺの靭性を大幅に向上させ、安定化させることが明らかとなった。
【００４９】
Ｔｉ添加鋼では、ＴｉとＮの親和力が極めて大きいため、Ｔｉによって消費されるＮを考慮した結果、図２に示すごとく、ＨＡＺ靭性は、
ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）
なる当量式でよく整理でき、当量値が「０〜０．００２」の範囲にあれば、その添加効果が最も大きく、靭性が大幅に向上することが分かった。
【００５０】
この当量値が０未満の場合は、Ｂの効果が認められず、他方、０．００２を越える場合は、フェライトは微細化するものの、ＨＡＺ靭性は余剰のＮによって大きく低下した。
【００５１】
上記条件により、特に、Ｓｉ−Ｍｎ鋼において、大幅なＨＡＺ靭性の改善がみられるが、ここで、さらに鋼材を高強度化する場合、上記条件では十分なＨＡＺ靭性が得られないという新たな問題が生じた。
【００５２】
それは、鋼材を高強度化する場合、上述したように、溶接性の観点からＣｅｑを低く抑えなければならないため、Ｃｅｑに影響を及ぼさない強度元素であるＮｂを添加しなければならないが、Ｎｂの添加または増量は、ＨＡＺ靭性を大きく低下させるからである。
【００５３】
そこで、本発明者は、さらに、Ｎｂ添加鋼で高ＨＡＺ靭性が得られる条件を鋭意検討した。まず、ＨＡＺ靭性の低下の原因について詳細調査した結果、ＨＡＺ靭性の低下が、ＨＡＺ組織中の粒界フェライトがＮｂの添加または増量によって硬化し、脆性破壊の起点になりやすくなるために生じることを見出した。
【００５４】
そこで、次に、この脆性破壊の起点になりやすい硬化した粒界フェライトの特性に注目し、種々調査した結果、鋼中にＮｉを２．５６％以上添加すると、この硬化した粒界フェライトの限界破壊応力が向上して、破壊起点になりにくくなり、ＨＡＺ靭性の低下が抑制されることを見出した。
【００５５】
これは、従来から言われているＮｉによるマトリクスの高靭化とは異なり、硬化フェライトの限界破壊応力をＮｉ添加により向上させることで、破壊に対する抵抗を高めＨＡＺ靭性を向上させるものであり、本発明者がＮｂ添加鋼にＮｉを２．５６％以上添加したことにより、初めて見出したものである。
【００５６】
さらに、粒界フェライトの硬さはＮｂの添加量に伴い増加することから、Ｎｉの添加量もＮｂの添加量に伴い増加させなければ、高ＨＡＺ靭性を保つために必要な限界破壊応力を有することはできないことが分かった。
【００５７】
そして、その条件は、Ｎｂ増加量３６に対し１以上のＮｉを増加させることであり、それ以下では粒界フェライトが破壊起点になり、ＨＡＺ靭性が低下する。
【００５８】
さらに、粒界フェライトが脆性破壊起点になりにくくなると、次に、脆化相が破壊の起点になりやすくなり、ＨＡＺ靭性がＣ量の影響を受けやすくなるが、本発明者は、さらに、Ｎｉ量を適量添加することにより、この脆化相が微細分散化しＨＡＺ靭性低下を抑制することも見出した。
【００５９】
そして、脆化相をＮｉ添加により細分化させるには、Ｃ増加量１８に対して１以上のＮｉ必要であることを突き止めた。
【００６０】
以上の条件を、Ｎｉ量、Ｃ量、Ｎｂ量とＨＡＺ靭性との関係で整理した結果、図３に示すように、Ｎｉ、Ｃ、Ｎｂの各量が、当量式：ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１において ＥＮＩ≧０ を満足すると、ＨＡＺ靭性の低下が抑えられ、高ＨＡＺ靭性が得られることが分かった。
【００６１】
すなわち、この当量値が０未満であれば、Ｎｉの効果が十分ではなく、Ｃによる脆化相の粗大化、および／または、Ｎｂにより硬化した粒界フェライトが脆性破壊起点になりやすくなることにより、ＨＡＺ靭性が低下する。
【００６２】
次に、本発明の基本成分範囲の限定理由について述べる。なお、％は質量％を意味する。
【００６３】
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、一方、過剰の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．１８％とした。
【００６４】
Ｓｉは、母材の強度確保、脱酸などに必要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため、上限を０．５０％とした。
【００６５】
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４０％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００６６】
Ｐは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、０．０２％を上限とした。
【００６７】
Ｓは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、０．０２％を上限とした。
【００６８】
Ｎｉは、鋼材の強度および母材靭性を向上させるために有効であり、特に、Ｎｂ、ＣによるＨＡＺ靭性低下の抑制に有効であるが、２．５６％未満の添加では、ＨＡＺ靭性低下の抑制には充分ではなく、一方、４．０％を越える添加は製造コストを上昇させるので、Ｎｉの範囲は２．５６％以上４．０％以下とした。
【００６９】
Ｎｂは、焼き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ため有効な元素であるが、低Ｃｅｑにおいては、０．００５％未満の添加では十分な強度上昇が得られず、また、０．１０％を越える過剰な添加は母材の靭性をも著しく低下させることから、その添加範囲を０．００５〜０．１０％とした。
【００７０】
Ａｌは、重要な脱酸元素であり、下限値を０．００５％とした。一方、Ａｌが多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０７０％とした。
【００７１】
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉ窒化物を形成させるために、０．００５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するため、０．０３０％を上限とした。
【００７２】
Ｃａは、Ｃａ系酸化物を生成させるために、０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００５０％を上限とした。
【００７３】
Ｎは、ＴｉＮとして析出することでＨＡＺ靭性の向上に効果があるため、下限を０．０００５％とした。しかし、固溶Ｎが増大するとＨＡＺ靭性の低下を招くことから０．００７０％を上限とした。
【００７４】
Ｂは、Ｎとの共存下で加熱オーステナイト粒界に生成するフェライトの成長を抑制する上で有効な元素であり、少なくとも０．０００５％添加する。しかし、多量に添加すると鋼材の靭性を劣化させるため、上限を０．００３０％とした。
【００７５】
Ｃｕは、鋼材の強度を向上させるために有効であるが、１．０％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させることから、１．０％を上限とした。
【００７６】
Ｖ、Ｃｒ、ＭｏについてもＮｂと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。
【００７７】
Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも、溶鋼中Ｃａに次ぐ脱酸力を有し、Ｃａによる微細酸化物の形成を補助する働きがあるが、過剰に入れると、Ｃａと比較してコストアップが大きいとともに、粗大介在物を作って、鋼板およびＨＡＺの靭性を阻害することから、上限を、それぞれ、０．００５０％、０．１００％とした。
【００７８】
【実施例】
（実施例）
表１に示した化学成分の鋼で、５０〜６０キロ鋼を試作した。鋼種３、６が本発明鋼、鋼種９〜１６が比較鋼である。試作鋼は、転炉で溶製し、ＲＨ方式にて真空脱ガス処理する時に脱酸を行った。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、その後、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加し脱酸を行い、連続鋳造により２８０ｍｍの厚の鋳片に鋳造した。その後、この鋳片を加熱圧延して、板厚７０ｍｍの鋼板を製造した。得られた鋼板を１パスのエレクトロガス溶接で溶接した。入熱は約４１０ｋＪ／ｃｍ2である。
【００７９】
【表１】
【００８０】
【表２】
【００８１】
表２に、酸化物粒子の平均組成、電子顕微鏡にて測定した粒子径０．００５〜２．０μｍの粒子数と粒子径０．１〜２．０μｍの粒子数、ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１の値、ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）の値、１００倍の光学顕微鏡写真２０視野にて切断法で測定したＨＡＺ組織のオーステナイト粒の平均粒径、オーステナイト粒界あるいは粒界三重点における最大フェライトサイズ（幅）、および、ＨＡＺの靭性を示す。
【００８２】
ＨＡＺ靭性評価のためのシャルピー試験は−４０℃にて行った。ボンドからＨＡＺ１ｍｍの部位で９本の試験を行ない、その平均値を採った。
【００８３】
表２から明らかなように、鋼種３、６の本発明鋼は、比較鋼と比べて、優れたＨＡＺ靭性を有することが判る。すなわち、粒子径が０．００５〜２．０μｍで、Ｃａ、Ａｌを所定の組成で含む酸化物の粒子数が１００〜３０００個／ｍｍ2の範囲内にあることによって、比較鋼と比較して、ＨＡＺ組織のオーステナイト粒径も小さく、かつ、Ｂの効果によりオーステナイト粒界あるいは粒界三重点におけるフェライトも小さくなっている。
【００８４】
そして、その結果、−４０℃のシャルピー吸収エネルギー値は、鋼構造物の破壊力学的立場から一般に要求される平均５０Ｊを大きく上回っており、本発明鋼は、ＨＡＺ靭性に極めて優れていることが明らかである。
【００８６】
一方、比較鋼の鋼種９〜１６は、いずれも、シャルピー試験−４０℃で５０Ｊ未満の低い靭性しか示さなかった。
【００８７】
これらの原因は、鋼種９〜１２では、化学成分が本発明の範囲から外れ、酸化物が本発明の所定の組成になっていないか、および／または、酸化物粒子数が所定の個数より少なかったためであり、
鋼種１３では、酸化物組成および個数、は本発明の範囲内にあるが、ＥＮＩ当量およびＥＮ当量が本発明範囲から外れているためであり、鋼種１４では、酸化物組成、個数、ＥＮ当量は本発明の範囲内にあるが、ＥＮＩ当量が本発明範囲から外れているためであり、鋼種１５では、酸化物組成、個数、ＥＮＩ当量は本発明の範囲内にあるが、ＥＮ当量が本発明範囲から外れているためである。また、鋼種１６は、他の鋼より鋼中酸素量が、高く酸化物粒子数が所定の個数よりも多いため、本発明鋼よりも低い靭性となった。
【００８８】
【発明の効果】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などの破壊に対する厳しい靭性要求を満足する鋼板を供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、さらに、構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非常に大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】酸化物粒子数とＨＡＺ靭性の関係を示す図である。
【図２】ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）とＨＡＺ靭性の関係を示す図である。
【図３】ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｔｉ）−３６（％Ｂ）＋１とＨＡＺ靭性の関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される溶接熱影響部（以下ＨＡＺと称す）の靭性に優れた溶接構造用鋼材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などの大型構造物に使用される溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。さらに、そのような構造物を建造する際、溶接の効率化を促進するため、フラックス−バッキング溶接法、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表されるような大入熱溶接法の適用が希望されており、鋼材自身の靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。
【０００３】
大入熱溶接時の鋼材のＨＡＺ靭性に注目した提案は従来から数多くある。例えば、特公昭５５−２６１６４号公報等に開示されるように、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法がある。
【０００４】
また、特開平３−２６４６１４号公報では、Ｔｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる方法が提案されている。さらに、特開平４−１４３２４６公報では、Ｔｉ窒化物とＢＮとの複合析出物を粒界フェライトの析出核として活用し、ＨＡＺ靭性を向上させる方法が提案されている。
【０００５】
しかしながら、Ｔｉ窒化物は、ＨＡＺのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（溶接ボンド部と称する）近傍ではほとんど固溶してしまうので、靭性向上効果が低下してしまうという問題があり、近年のＨＡＺ靭性に対する厳しい要求や、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性を達成することが困難である。
【０００６】
この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方法として、鋼にＴｉ酸化物を含有せしめることが、厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている。例えば、厚板分野では、特開昭６１−７９７４５号公報や特開昭６２−１０３３４４号公報に例示されているように、Ｔｉ酸化物の含有が大入熱溶接部の靭性向上に非常に有効であり、Ｔｉ酸化物の高張力鋼への適用が有望である。
【０００７】
この原理は、鋼の融点においても安定なＴｉ酸化物をサイトとして、溶接後の温度低下途中に、Ｔｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらに、それらをサイトとして微細フェライトが生成し、その結果、靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制され、靭性の劣化が防止できるというものである。
【０００８】
しかしながら、このようなＴｉ酸化物は、鋼中へ分散する個数をあまり多くすることができない。その原因は、Ｔｉ酸化物の粗大化や凝集合体化であり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば、５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまう。
【０００９】
この５μｍ以上の介在物は、構造物の破壊の起点となって有害であり、靭性の低下を引き起こす。したがって、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体化が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化物を活用する必要がある。
【００１０】
また、このようなＴｉ酸化物の鋼中への分散方法として、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まない溶鋼中へＴｉを添加する方法が多く用いられる。しかしながら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは、鋼中のＴｉ酸化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さらには、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御することも困難である。
【００１１】
その結果、Ｔｉ脱酸のみによってＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ酸化物の個数が充分でなかったり、厚板の板厚方向における靭性の変動が生じる等の問題点が認められる。
【００１２】
さらに、上記特開昭６１−７９７４５号公報などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするために、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない量で制限しているが、鋼材中のＡｌ量が少ない場合、ＡｌＮ析出物量の不足などが原因となって、母材の靭性が低下する場合がある。また、通常使用されている溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の靭性が低下する場合がある。
【００１３】
このような課題に対して、特開平６−２９３９３７号公報においては、Ｔｉ添加直後にＡｌを添加して、この添加で生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物を活用する技術が提案されている。この技術により、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を大幅に向上させることが可能であるが、直近、造船業界、建設業界においては、２００ｋＪ／ｃｍ以上、大きいものでは１０００ｋＪ／ｃｍものさらなる溶接入熱の増加が進められており、より一層のＨＡＺ靭性を有する鋼材が必要とされている。そして、この際、特に、溶接融合部近傍における靭性の向上が必要となる。
【００１４】
さらに、使用される鋼材においても、さらに厚手高強度化が要求されている。例えば、海運業界においては、物流の拡大に伴い船体の大型化が進んでおり、施工や輸送効率の面から、鋼材の厚手高強度化が要求されている。また、建築や橋梁、海洋構造物などの分野においても、建造物の大型化が進むとともに、より広く空間を確保するために、厚手高強度鋼が要求されている。
【００１５】
一般に、鋼材の高強度化は、添加元素を増やし炭素当量（以下Ｃｅｑと称す）を高くすることで達成されるが、溶接性が著しく阻害されるため、Ｃｅｑを上昇しない強度向上が望まれる。その中で最も有望なのはＮｂによる強度向上である。
【００１６】
しかし、Ｎｂの増量は、ＨＡＺ組織中の粒界フェライトを硬化させたり、残留オーステナイト等の脆化相を増加させたりして、ＨＡＺ靭性を大きく低下させてしまうので、上述の従来技術だけでは十分なＨＡＺ靭性を得ることができない。
【００１７】
そこで、低Ｃｅｑ化で厚手化、高強度化するためにＮｂを添加する場合においても、高ＨＡＺ靭性を有する鋼材が必要となる。
【００１８】
【発明が解決しようとする課題】
特開昭６２−１０３３４４号公報、特開平６−２９３９３７号公報などに記載されている上記の従来手法に比べて、飛躍的にＨＡＺ特性を向上させるために、高温に長時間加熱されたときのオーステナイト粒の粗大化を一層抑制し、かつ、高強度化のためにＮｂを添加した場合であっても、優れたＨＡＺ靭性を実現することを課題とする。
【００１９】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記課題を解決するため、鋭意研究した結果、当量式ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１、および、ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）において、ＥＮＩおよびＥＮを、それぞれ、所定の範囲に収め、かつ、分散する酸化物粒子の粒子径、組成、および、分散個数を、それぞれ、所定の範囲に収めると、溶接熱影響部の靭性が著しく向上することを知見した。
【００２０】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下のとおりである。
【００２１】
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％
Ｓｉ：≦０．５０％
Ｍｎ：０．４０〜２．０％
Ｐ ：≦０．０２％
Ｓ ：≦０．０２％
Ｎｉ：２．５６〜４．０％
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎ ：０．０００５〜０．００７０％
Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、
ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１
なる当量式において ＥＮＩ≧０ を満足し、かつ、
ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）
なる当量式において ０≦ＥＮ≦０．００２ を満足し、さらに、
円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍであって、組成として少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素の平均質量％で、
Ｃａ：３％以上
Ａｌ：１％以上
を含有し、残部が他の脱酸元素および／または不可避不純物からなる粒子を、粒子数１００〜３０００個／ｍｍ2含有する
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【００２２】
（２）質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％
Ｓｉ：≦０．５０％
Ｍｎ：０．４０〜２．０％
Ｐ ：≦０．０２％
Ｓ ：≦０．０２％
Ｎｉ：２．５６〜４．０％
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎ ：０．０００５〜０．００７０％
Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％
を基本成分とし、さらに
Ｃｕ：≦１．０％
Ｖ ：≦０．１％
Ｃｒ：≦０．６％
Ｍｏ：≦０．６％
Ｍｇ：≦０．００５０％
ＲＥＭ：≦０．１００％
の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、
ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１
なる当量式において ＥＮＩ≧０ を満足し、かつ、
ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）
なる当量式において ０≦ＥＮ≦０．００２ を満足し、さらに、円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍであって、組成として少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素の平均質量％で、
Ｃａ：３％以上
Ａｌ：１％以上
を含有し、残部が他の脱酸元素および／または不可避不純物からなる粒子を、粒子数１００〜３０００個／ｍｍ2含有する
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【００２３】
（３）前記（１）または（２）に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材において、円相当粒子径が０．１〜２．０μｍであって、組成として少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素の平均質量％で、
Ｃａ：３％以上
Ａｌ：１％以上
を含有し、残部が他の脱酸元素および／または不可避不純物からなる粒子を、粒子数１００〜３０００個／ｍｍ２含有する
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明について詳細に説明する。本発明者らはＨＡＺ靭性を向上させる金属組織要因として、１４００℃以上に加熱されるＨＡＺ領域の再加熱オーステナイト細粒化を、酸化物を利用して達成することを検討した。
【００２５】
再加熱オーステナイト粒を細粒化するためには、高温でのオーステナイト粒の成長を抑制することが必要である。その手段として最も有効な方法として、分散粒子によりオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を止める方法が考えられる。そして、そのような作用をする分散粒子の一つとして、従来は、Ｔｉ窒化物が有効であると考えられていた。
【００２６】
しかしながら、Ｔｉ窒化物は、１４００℃以上の高温では固溶する割合が大きくなるため、溶接入熱の増加に伴いピンニング効果が小さくなることは先に延べたとおりである。したがって、Ｔｉ窒化物より高温で安定な酸化物をピンニング粒子として活用することが必要である。
【００２７】
また、分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど、また、一個の粒子径が大きいほど大きい。ただし、分散粒子の体積率は鋼中に含まれる粒子を構成する元素の濃度によって上限があるので、体積率を一定と仮定した場合には、粒子径はある程度小さい方がピンニングには有効である。
【００２８】
このような観点から、本発明者らは酸化物の体積分率を大きく、かつ、適正な粒子径となるよう、種々の検討を行った。
【００２９】
酸化物の体積分率を大きくする手段の一つとして、酸素量を増大させる方法があるが、酸素量の増大は、材質に有害な粗大介在物をも多数生成する原因となるため、有効な手段ではない。
【００３０】
そこで、本発明者らは、酸素を最大限に利用するため、酸素との溶解度積が小さい元素を活用することを検討した。酸素との溶解度積が小さい元素、すなわち、強脱酸元素として、一般的にはＡｌが用いられる。しかしながら、Ａｌだけでは酸素を充分利用するには不充分であり、さらに、Ａｌよりも強い脱酸元素が必要である。
【００３１】
本発明者は、種々検討の結果、溶鋼中最強の脱酸力を持つＣａを活用することが有効との結論に至った。そして、脱酸元素として主にＣａを含んだ実験を種々行った結果、鋼中に生成する酸化物粒子の組成として、Ｃａを３％以上、Ａｌを１％以上含ませることで、酸化物の体積分率、すなわち、酸化物量を大きくすることが可能となることを知見した。
【００３２】
この結果を基に、鋼中に含まれる粒子の組成を、少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素が質量％で、Ｃａ：３％以上、Ａｌ：１％以上とした。
【００３３】
この際、残部の酸化物構成元素として、脱酸力がＡｌとＣａの間にあるＭｇあるいは／およびＲＥＭを含ませても、本発明の効果は有効である。
【００３４】
次に、ピンニングに有効な粒子の大きさについて述べる。分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど、また、一個の粒子径が大きいほど大きいが、粒子の体積率が一定のとき、一個の粒子の大きさが小さい方が粒子数が多くなり、ピンニング効果が大きくなる。
【００３５】
しかし、粒子の大きさがあまり小さくなると、粒界に存在する粒子の割合が小さくなるため、その効果は低減すると考えた。粒子の大きさを種々変化させた試験片を用いて、高温に加熱したときのオーステナイト粒径を詳細に調査した結果、ピンニングには、粒子の大きさとして、０．００５〜２．０μｍのものが有効であることをつきとめ、さらにその中でも、０．１〜２．０μｍの粒子の大きさのものが、特に有効であることを知見するに至った。また、０．００５μｍより小さい酸化物粒子はほとんど観察されなかった。
【００３６】
この結果より、必要な粒子径を０．００５〜２．０μｍ、その中でも、特に、０．１〜２．０μｍとした。
【００３７】
次に、ＨＡＺ靭性に必要なピンニング粒子の個数について検討した。粒子個数が多いほど組織単位は微細になり、そのため、図１に示すように、粒子個数が多いほどＨＡＺ靭性が向上する。
【００３８】
鋼材に要求されるＨＡＺ靭性は、その用途、使用される溶接方法などによって複雑に異なるが、特に要求特性が厳しいと考えられる高強度の造船用鋼において、大入熱溶接施工する場合に要求されるＨＡＺ靭性を満足するためには、粒子数は、少なくとも１００個／ｍｍ２以上必要であることを知見した。
【００３９】
一方、粒子数が３０００個／ｍｍ２を越えると粒子間隔が小さくなり、加熱オーステナイト粒の微細化には有効であるが、介在物を起点とする破壊の間隔が小さくなるため、シャルピー衝撃吸収エネルギーに代表される靭性にはむしろ有害であることが分かった。
【００４０】
したがって、有効かつ必要な粒子個数を、１００〜３０００個／ｍｍ２とした。
【００４１】
上記酸化物粒子の大きさおよび個数の測定は、例えば、以下の要領で行なう。母材となる鋼板から抽出レプリカを作製し、それを電子顕微鏡にて１００００倍で２０視野以上、観察面積にして１０００μｍ２以上を観察することで、酸化物粒子の大きさおよび個数を測定する。このとき、酸化物粒子が適正に観察可能であれば、観察倍率を低くしてもかまわない。
【００４２】
酸化物粒子は、溶鋼を脱酸する際に生成する。これを一次酸化物と称する。さらには、鋳造、凝固中に、溶鋼温度の低下とともにＴｉ−Ａｌ−Ｃａ酸化物が生成する。これを二次酸化物と称する。本発明では、一次酸化物と二次酸化物のどちらを用いてもかまわない。
【００４３】
なお、鋼材を製造するプロセスとして、通常圧延まま、制御圧延、さらに、これと制御冷却・焼もどしの組合せ、および、焼入れ・焼もどしの組合せなどを採用しても酸化物粒子の効果は影響を受けない。
【００４４】
一方、このようにして鋼中に酸化物粒子を分散させることにより、ＨＡＺの再加熱オーステナイト粒は、酸化物粒子によるピンニングにより極めて有効に細粒化し、ＨＡＺ靭性もそれに伴い向上するが、同時に、オーステナイト粒が微細化するに伴い粒界面積が増し、粒界からのフェライト生成能も増し、非常に厳しい靭性要求においては、特に、粒界の角部（粒界三重点）に生成する比較的粗大なフェライトが起点となって、靭性の向上を律速することが新たな問題点として見出された。
【００４５】
言い換えれば、このような粒界および粒界三重点に生成する比較的粗大なフェライトを抑制・改善することができれば、ＨＡＺ組織の微細化効果と重畳して、さらに、靭性を大幅に向上することが可能である。
【００４６】
このような粒界および粒界三重点に生成する比較的粗大なフェライトの問題は、大入熱溶接のＨＡＺ組織を、酸化物粒子によるピンニングにより、従来になく微細化することで、初めて見出されたものである。
【００４７】
本発明者は、ＨＡＺ組織の微細化による靭性向上の効果を飛躍的に向上すべく、さらに検討を加えた。その結果、微細な酸化物粒子を多数分散させて再加熱オーステナイト粒を細粒化する場合、ＨＡＺ組織の形成過程で粒界および粒界三重点でのフェライトの成長を抑制するためには、Ｂの添加が極めて有効であることを見出した。
【００４８】
さらに、Ｂの添加効果の機構を詳細に調査した結果、ＢとＮのバランスが重要であり、Ｂとの原子比で、当量以上の固溶Ｎがフェライト生成段階で残存していることがＢの添加効果を高め、細粒ＨＡＺの靭性を大幅に向上させ、安定化させることが明らかとなった。
【００４９】
Ｔｉ添加鋼では、ＴｉとＮの親和力が極めて大きいため、Ｔｉによって消費されるＮを考慮した結果、図２に示すごとく、ＨＡＺ靭性は、
ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）
なる当量式でよく整理でき、当量値が「０〜０．００２」の範囲にあれば、その添加効果が最も大きく、靭性が大幅に向上することが分かった。
【００５０】
この当量値が０未満の場合は、Ｂの効果が認められず、他方、０．００２を越える場合は、フェライトは微細化するものの、ＨＡＺ靭性は余剰のＮによって大きく低下した。
【００５１】
上記条件により、特に、Ｓｉ−Ｍｎ鋼において、大幅なＨＡＺ靭性の改善がみられるが、ここで、さらに鋼材を高強度化する場合、上記条件では十分なＨＡＺ靭性が得られないという新たな問題が生じた。
【００５２】
それは、鋼材を高強度化する場合、上述したように、溶接性の観点からＣｅｑを低く抑えなければならないため、Ｃｅｑに影響を及ぼさない強度元素であるＮｂを添加しなければならないが、Ｎｂの添加または増量は、ＨＡＺ靭性を大きく低下させるからである。
【００５３】
そこで、本発明者は、さらに、Ｎｂ添加鋼で高ＨＡＺ靭性が得られる条件を鋭意検討した。まず、ＨＡＺ靭性の低下の原因について詳細調査した結果、ＨＡＺ靭性の低下が、ＨＡＺ組織中の粒界フェライトがＮｂの添加または増量によって硬化し、脆性破壊の起点になりやすくなるために生じることを見出した。
【００５４】
そこで、次に、この脆性破壊の起点になりやすい硬化した粒界フェライトの特性に注目し、種々調査した結果、鋼中にＮｉを２．５６％以上添加すると、この硬化した粒界フェライトの限界破壊応力が向上して、破壊起点になりにくくなり、ＨＡＺ靭性の低下が抑制されることを見出した。
【００５５】
これは、従来から言われているＮｉによるマトリクスの高靭化とは異なり、硬化フェライトの限界破壊応力をＮｉ添加により向上させることで、破壊に対する抵抗を高めＨＡＺ靭性を向上させるものであり、本発明者がＮｂ添加鋼にＮｉを２．５６％以上添加したことにより、初めて見出したものである。
【００５６】
さらに、粒界フェライトの硬さはＮｂの添加量に伴い増加することから、Ｎｉの添加量もＮｂの添加量に伴い増加させなければ、高ＨＡＺ靭性を保つために必要な限界破壊応力を有することはできないことが分かった。
【００５７】
そして、その条件は、Ｎｂ増加量３６に対し１以上のＮｉを増加させることであり、それ以下では粒界フェライトが破壊起点になり、ＨＡＺ靭性が低下する。
【００５８】
さらに、粒界フェライトが脆性破壊起点になりにくくなると、次に、脆化相が破壊の起点になりやすくなり、ＨＡＺ靭性がＣ量の影響を受けやすくなるが、本発明者は、さらに、Ｎｉ量を適量添加することにより、この脆化相が微細分散化しＨＡＺ靭性低下を抑制することも見出した。
【００５９】
そして、脆化相をＮｉ添加により細分化させるには、Ｃ増加量１８に対して１以上のＮｉ必要であることを突き止めた。
【００６０】
以上の条件を、Ｎｉ量、Ｃ量、Ｎｂ量とＨＡＺ靭性との関係で整理した結果、図３に示すように、Ｎｉ、Ｃ、Ｎｂの各量が、当量式：ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１において ＥＮＩ≧０ を満足すると、ＨＡＺ靭性の低下が抑えられ、高ＨＡＺ靭性が得られることが分かった。
【００６１】
すなわち、この当量値が０未満であれば、Ｎｉの効果が十分ではなく、Ｃによる脆化相の粗大化、および／または、Ｎｂにより硬化した粒界フェライトが脆性破壊起点になりやすくなることにより、ＨＡＺ靭性が低下する。
【００６２】
次に、本発明の基本成分範囲の限定理由について述べる。なお、％は質量％を意味する。
【００６３】
Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、一方、過剰の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．１８％とした。
【００６４】
Ｓｉは、母材の強度確保、脱酸などに必要な成分であるが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため、上限を０．５０％とした。
【００６５】
Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４０％以上の添加が必要であるが、溶接部の靭性、割れ性などの許容できる範囲で上限を２．０％とした。
【００６６】
Ｐは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、０．０２％を上限とした。
【００６７】
Ｓは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、０．０２％を上限とした。
【００６８】
Ｎｉは、鋼材の強度および母材靭性を向上させるために有効であり、特に、Ｎｂ、ＣによるＨＡＺ靭性低下の抑制に有効であるが、２．５６％未満の添加では、ＨＡＺ靭性低下の抑制には充分ではなく、一方、４．０％を越える添加は製造コストを上昇させるので、Ｎｉの範囲は２．５６％以上４．０％以下とした。
【００６９】
Ｎｂは、焼き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ため有効な元素であるが、低Ｃｅｑにおいては、０．００５％未満の添加では十分な強度上昇が得られず、また、０．１０％を越える過剰な添加は母材の靭性をも著しく低下させることから、その添加範囲を０．００５〜０．１０％とした。
【００７０】
Ａｌは、重要な脱酸元素であり、下限値を０．００５％とした。一方、Ａｌが多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０７０％とした。
【００７１】
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉ窒化物を形成させるために、０．００５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するため、０．０３０％を上限とした。
【００７２】
Ｃａは、Ｃａ系酸化物を生成させるために、０．０００５％以上の添加が必要である。しかしながら、過剰の添加は粗大介在物を生成させるため、０．００５０％を上限とした。
【００７３】
Ｎは、ＴｉＮとして析出することでＨＡＺ靭性の向上に効果があるため、下限を０．０００５％とした。しかし、固溶Ｎが増大するとＨＡＺ靭性の低下を招くことから０．００７０％を上限とした。
【００７４】
Ｂは、Ｎとの共存下で加熱オーステナイト粒界に生成するフェライトの成長を抑制する上で有効な元素であり、少なくとも０．０００５％添加する。しかし、多量に添加すると鋼材の靭性を劣化させるため、上限を０．００３０％とした。
【００７５】
Ｃｕは、鋼材の強度を向上させるために有効であるが、１．０％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させることから、１．０％を上限とした。
【００７６】
Ｖ、Ｃｒ、ＭｏについてもＮｂと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。
【００７７】
Ｍｇ、ＲＥＭは、いずれも、溶鋼中Ｃａに次ぐ脱酸力を有し、Ｃａによる微細酸化物の形成を補助する働きがあるが、過剰に入れると、Ｃａと比較してコストアップが大きいとともに、粗大介在物を作って、鋼板およびＨＡＺの靭性を阻害することから、上限を、それぞれ、０．００５０％、０．１００％とした。
【００７８】
【実施例】
（実施例）
表１に示した化学成分の鋼で、５０〜６０キロ鋼を試作した。鋼種３、６が本発明鋼、鋼種９〜１６が比較鋼である。試作鋼は、転炉で溶製し、ＲＨ方式にて真空脱ガス処理する時に脱酸を行った。Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＳｉで調整し、その後、Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加し脱酸を行い、連続鋳造により２８０ｍｍの厚の鋳片に鋳造した。その後、この鋳片を加熱圧延して、板厚７０ｍｍの鋼板を製造した。得られた鋼板を１パスのエレクトロガス溶接で溶接した。入熱は約４１０ｋＪ／ｃｍ2である。
【００７９】
【表１】
【表２】
表２に、酸化物粒子の平均組成、電子顕微鏡にて測定した粒子径０．００５〜２．０μｍの粒子数と粒子径０．１〜２．０μｍの粒子数、ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１の値、ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）の値、１００倍の光学顕微鏡写真２０視野にて切断法で測定したＨＡＺ組織のオーステナイト粒の平均粒径、オーステナイト粒界あるいは粒界三重点における最大フェライトサイズ（幅）、および、ＨＡＺの靭性を示す。
【００８２】
ＨＡＺ靭性評価のためのシャルピー試験は−４０℃にて行った。ボンドからＨＡＺ１ｍｍの部位で９本の試験を行ない、その平均値を採った。
【００８３】
表２から明らかなように、鋼種３、６の本発明鋼は、比較鋼と比べて、優れたＨＡＺ靭性を有することが判る。すなわち、粒子径が０．００５〜２．０μｍで、Ｃａ、Ａｌを所定の組成で含む酸化物の粒子数が１００〜３０００個／ｍｍ2の範囲内にあることによって、比較鋼と比較して、ＨＡＺ組織のオーステナイト粒径も小さく、かつ、Ｂの効果によりオーステナイト粒界あるいは粒界三重点におけるフェライトも小さくなっている。
【００８４】
そして、その結果、−４０℃のシャルピー吸収エネルギー値は、鋼構造物の破壊力学的立場から一般に要求される平均５０Ｊを大きく上回っており、本発明鋼は、ＨＡＺ靭性に極めて優れていることが明らかである。
【００８６】
一方、比較鋼の鋼種９〜１６は、いずれも、シャルピー試験−４０℃で５０Ｊ未満の低い靭性しか示さなかった。
【００８７】
これらの原因は、鋼種９〜１２では、化学成分が本発明の範囲から外れ、酸化物が本発明の所定の組成になっていないか、および／または、酸化物粒子数が所定の個数より少なかったためであり、
鋼種１３では、酸化物組成および個数、は本発明の範囲内にあるが、ＥＮＩ当量およびＥＮ当量が本発明範囲から外れているためであり、鋼種１４では、酸化物組成、個数、ＥＮ当量は本発明の範囲内にあるが、ＥＮＩ当量が本発明範囲から外れているためであり、鋼種１５では、酸化物組成、個数、ＥＮＩ当量は本発明の範囲内にあるが、ＥＮ当量が本発明範囲から外れているためである。また、鋼種１６は、他の鋼より鋼中酸素量が、高く酸化物粒子数が所定の個数よりも多いため、本発明鋼よりも低い靭性となった。
【００８８】
【発明の効果】
本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などの破壊に対する厳しい靭性要求を満足する鋼板を供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、さらに、構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非常に大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】酸化物粒子数とＨＡＺ靭性の関係を示す図である。
【図２】ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）とＨＡＺ靭性の関係を示す図である。
【図３】ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｔｉ）−３６（％Ｂ）＋１とＨＡＺ靭性の関係を示す図である。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％
Ｓｉ：≦０．５０％
Ｍｎ：０．４０〜２．０％
Ｐ ：≦０．０２％
Ｓ ：≦０．０２％
Ｎｉ：２．５６〜４．０％
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎ ：０．０００５〜０．００７０％
Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％
を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、
ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１
なる当量式において ＥＮＩ≧０ を満足し、かつ、
ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）
なる当量式において ０≦ＥＮ≦０．００２ を満足し、さらに、
円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍであって、組成として少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素の平均質量％で、
Ｃａ：３％以上
Ａｌ：１％以上
を含有し、残部が他の脱酸元素および／または不可避不純物からなる粒子を、粒子数１００〜３０００個／ｍｍ2含有する
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０３〜０．１８％
Ｓｉ：≦０．５０％
Ｍｎ：０．４０〜２．０％
Ｐ ：≦０．０２％
Ｓ ：≦０．０２％
Ｎｉ：２．５６〜４．０％
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％
Ａｌ：０．００５〜０．０７０％
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
Ｎ ：０．０００５〜０．００７０％
Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％
を基本成分とし、さらに、
Ｃｕ：≦１．０％
Ｖ ：≦０．１％
Ｃｒ：≦０．６％
Ｍｏ：≦０．６％
Ｍｇ：≦０．００５０％
ＲＥＭ：≦０．１００％
の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、
ＥＮＩ＝（％Ｎｉ）−１８（％Ｃ）−３６（％Ｎｂ）＋１
なる当量式において ＥＮＩ≧０ を満足し、かつ、
ＥＮ＝（％Ｎ）−０．２９２（％Ｔｉ）−１．２９２（％Ｂ）
なる当量式において ０≦ＥＮ≦０．００２ を満足し、さらに、
円相当粒子径が０．００５〜２．０μｍであって、組成として少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素の平均質量％で、
Ｃａ：３％以上
Ａｌ：１％以上
を含有し、残部が他の脱酸元素および／または不可避不純物からなる粒子を、粒子数１００〜３０００個／ｍｍ2含有する
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。 - 請求項１または２に記載の溶接熱影響部靭性の優れた鋼材において、円相当粒子径が０．１〜２．０μｍであって、組成として少なくともＣａ、Ａｌ、Ｏを含み、Ｏを除いた元素の平均質量％で、
Ｃａ：３％以上
Ａｌ：１％以上
を含有し、残部が他の脱酸元素および／または不可避不純物からなる粒子を、粒子数１００〜３０００個／ｍｍ2含有する
ことを特徴とする溶接熱影響部靭性の優れた鋼材。
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