JP3752075B2 - 超大入熱溶接用高張力鋼 - Google Patents
超大入熱溶接用高張力鋼 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高層建築等のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、あるいは、造船・橋梁で適用されるエレクトロガス溶接などの超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）靱性に優れた溶接用高張力鋼に関するものである。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば、７５０〜１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靱性を有するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してきた。このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際に、高能率で溶接することが必要であり、極厚鋼板を１パスで溶接できるエレクトロスラグ溶接が広く適用されるようになってきている。また、造船・橋梁分野においても板厚が２５ｍｍ程度以上の鋼板を１パスで溶接するエレクトロガス溶接が広く適用されるようになってきた。典型的な入熱の範囲は２００〜１５００ｋＪ／ｃｍであり、このような超大入熱溶接ではサブマージアーク溶接などの大入熱溶接（入熱は２００ｋＪ／ｃｍ未満）とは異なり、溶接融合線（ＦＬ）付近やＨＡＺが受ける熱履歴において１３５０℃以上の高温滞留時間が極めて長くなり（超大入熱溶接では大入熱溶接の数倍〜数十倍長時間滞留する）、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの靱性を確保することが困難であった。最近の大地震を契機として建築構造物の信頼性確保が急務の課題であり、このような超大入熱溶接ＨＡＺ部の靱性向上を達成することは極めて重要な課題である。
【０００３】
従来から大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関しては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記のとおり超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受ける熱履歴、特に、１３５０℃以上における滞留時間が大きく異なるために、大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術を単純に本発明の対象分野に適用することはできない。
【０００４】
従来の大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであった。その一つは鋼中粒子によるピン止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技術であり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変態利用による有効結晶粒微細化技術である。
【０００５】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６８頁には、各種の鋼中窒化物・炭化物についてオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制する技術が示されている。
【０００６】
特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）を０．００３〜０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。これは、 ＲＥＭが硫・酸化物を形成して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止する作用を有するためである。
【０００７】
特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０3〜１×１０7ケ／ｍｍ3のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼では、入熱が１００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ内でこれら粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靱性を向上できる技術が開示されている。
【０００８】
特開平２−２５４１１８号公報には、ＴｉとＳを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ靱性の向上が図れる技術が開示されている。
【０００９】
特開昭６１−２５３３４４号公報には、Ａｌを０．００５〜０．０８％、Ｂを０．０００３〜０．００５０％含み、さらに、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭのうち少なくとも１種以上を０．０３％以下含む鋼は大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これからフェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靱性が向上する技術が開示されている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６８頁に開示されている技術はＴｉＮをはじめとする窒化物を利用してオーステナイト粒成長抑制を図るものであり、大入熱溶接では効果が発揮されるが、本発明が対象とする超大入熱溶接では１３５０℃以上の滞留時間が極めて長いために、ほとんどのＴｉＮは固溶し、粒成長抑制の効果を失う。従って、この技術を本発明が目的とする超大入熱溶接ＨＡＺの靱性には適用できない。
【００１１】
特開昭６０−１８４６６３号公報に開示された技術はＲＥＭの硫化・酸化物を利用して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。硫化・酸化物は窒化物に比べて１３５０℃以上の高温における安定性は高いので、粒成長抑制効果は維持される。しかしながら、硫・酸化物を微細に分散させることは困難である。硫・酸化物の個数密度が低いために、個々の粒子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度があり、これだけで靱性向上をはかることはできない。
【００１２】
特開昭６０−２４５７６８号公報に記載された技術はＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ靱性を向上させるものであり、Ｔｉ酸化物の高温安定性を考慮すると超大入熱溶接においてもその効果は維持される。しかしながら、粒内変態核から生成するフェライトの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。従って、超大入熱溶接ＨＡＺではオーステナイト粒が粗大化する場合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化することには限度がある。
【００１３】
特開平２−２５４１１８号公報に開示された技術は、ＴｉＮ−ＭｎＳ複合析出物からフェライトを変態させるものであり、大入熱溶接のように１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合には効果を発揮するが、エレクトロスラグあるいはエレクトロガス溶接のような超大入熱溶接においては１３５０℃以上の滞留時間が長く、この間に多くのＴｉＮは固溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その効果が十分には発揮できない。
【００１４】
特開昭６１−２５３３４４号公報に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮ上にＢＮを形成し、これからフェライトを生成させることによりＨＡＺ組織を微細化するものであり、超大入熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしながら、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは困難であり、しかもＴｉＮは固溶してフェライト生成核としての作用を発揮できず、粒内フェライト変態だけでは超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上には限度がある。
【００１５】
本発明は高層建築物のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、造船・橋梁で適用されるエレクトロガス溶接などの入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性に優れた溶接用高張力鋼を提供することにある。
【００１６】
【問題を解決するための手段】
本発明は、超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上にはＨＡＺ組織の微細化が必須であり、このためにはＨＡＺのオーステナイト粒成長を著しく抑制することにより可能であるとの結論に達した。
【００１７】
本発明の要旨は次のとおりである。
【００１８】
（１） 重量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
０．００３≦Ｓ≦０．０１、
Ａｌ≦０．０１、
０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、
０．０００５≦Ｏ≦０．００５、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、粒子径が０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）の２種以上を含む鋼であることを特徴とする超大入熱溶接用高張力鋼。
【００１９】
（２） 粒子径が０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）の２種以上を１平方ｍｍあたり１．０×１０5〜１．０×１０7個含むことを特徴とする上記（１）記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
【００２１】
（３） 更に、重量％で、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００２≦Ｎ≦０．００８、
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
【００２２】
（４） 更に母材強度上昇元素群を、重量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
【００２３】
また、本発明でいうところの「溶接用高張力鋼」とは、例えば、ＪＩＳ Ｇ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」、ＪＩＳ Ｇ３１１５「圧力容器用鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１１８「中・常温圧力容器用炭素鋼鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２４「中・常温圧力容器用高強度鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２６「低温用圧力容器用炭素鋼鋼板」、及び、ＪＩＳ Ｇ３１２８「溶接構造用高降伏点鋼板」に相当するものである。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靱性の関係に関する詳細な調査・研究を実施した結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御または靱性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は限られたものであり、靭性向上にはＨＡＺのオーステナイト粒を著しく微細化する必要があるとの結論に達した。
【００２５】
まず、オーステナイト粒の微細化には鋼中粒子によるピン止め効果を利用することが有効であるが、窒化物の中でも最も熱的に安定であるとされるＴｉＮでも１３５０℃以上に長時間加熱されるとほとんどが溶解し、ピン止め効果を失うために、超大入熱溶接への適用には限度がある。従って、高温で安定である粒子の利用が必須となる。しかしながら、従来技術のＲＥＭあるいはＣａ酸化物（酸化・硫化物も含む）では、超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化抑制に十分な程度にこれら酸化物を鋼中に微細分散させることは極めて困難である。本発明者らは各種の粒子について比較検討した結果、Ｍｇの酸化物と硫化物が高温で安定でしかも微細分散に適した粒子であることを知見した。ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する粒子は主に０．１μｍ以下のものであるが、Ｍｇ添加量、Ｓ添加量、溶鋼Ｏ濃度などを制御することにより微細なＭｇ酸化物・硫化物を鋼中に微細分散させることが可能である。ここで、Ｍｇは酸化物と硫化物を共に生成し、さらにはＯとＳの割合が任意な酸化・硫化物Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）を生成する。ＨＡＺオーステナイト粒粗大化抑制にはこれら粒子は等しく作用するので、これらを区別する必要はない。
【００２６】
ＭｇＯのみでＨＡＺオーステナイト粒成長抑制を図ろうとすると、必然的に鋼中Ｏ含有量を高くする必要があり、その結果として延性・靭性を低下させるばかりでなく、溶鋼中のＯとＭｇの反応により微細なＭｇＯを生成させることが困難となる。一方、溶鋼中に適量のＯとＳが存在する状態でＭｇあるいはＭｇ含有合金を添加するとＭｇＯだけでなくＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）が微細に多数生成する。これら粒子を利用して超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制を従来鋼よりも効果的に発揮できる。図１は、合金元素含有量の平均がＣ：０．０７％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．８５％、Ｐ：０．００５％、Ａｌ：０．００１％以下、Ｍｇ：０．００２％、Ｏ：０．００２％で、Ｓ含有量を変化させた鋼塊を実験室溶解し、２０ｍｍに熱間圧延して製造した鋼から溶接再現熱サイクル試験片を加工し、最高加熱温度が１４００℃、保持時間が８秒、８００℃から５００℃の冷却時間が２００秒の超大入熱溶接再現熱サイクルを賦与した試験片の旧オーステナイト（γ）粒径と０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを示したものである。Ｓ含有量が高くなるほどγ粒径が小さくなり、これに伴って靭性も向上することがわかる。ただし、Ｓ含有量が高すぎると、γ粒径は小さくなるものの、靭性はむしろ低下する。
【００２７】
一方、従来技術からも明らかなように、大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制にはＴｉＮが有効である。超大入熱溶接においてもＴｉＮの溶解を抑制できればＴｉＮをオーステナイト粒成長抑制に利用できる。ＭｇＯはＮａＣｌ型の立方晶の結晶構造を有するが、ＴｉＮも同一の結晶構造であり、しかも、格子定数がＭｇＯでは４．２１オングストローム、ＴｉＮでは４．２４オングストロームと極めて近い。従って、鋼中にＭｇＯが分散しており、固溶Ｔｉと固溶Ｎが存在していればＭｇＯ上にＴｉＮが容易に析出できるものと本発明者らは考えた。この原理を利用して、鋼中に適量のＴｉとＮを含有させれば、微細分散したＭｇＯ上にＴｉＮを微細に析出させることが可能であり、ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）だけの場合よりもオーステナイト粒成長抑制をより効果的に発揮できる。ＭｇＳ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）は必ずしもＴｉＮとの格子整合性は良くないが、不均一核生成の機構により、ＭｇＳ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）上にＴｉＮが析出することがあり、オーステナイト粒成長抑制効果を高める。さらに、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）上に、ＭｎＳ等の硫化物が析出してもよく、この場合にはこれら粒子を核としてフェライトが生成しやすくなるので、さらに靭性が向上する。
【００２８】
本発明では、ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）の粒子径を０．００５〜０．５μｍに限定した。０．００５μｍ未満ではオーステナイト粒成長抑制効果が少なくなる。また、０．５μｍ超ではこれら粒子が破壊起点となる確率が高くなり靭性を低下させる。
【００２９】
鋼板から抽出レプリカを作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）でＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）粒子を観察して１平方ｍｍあたりの個数に換算する。粒子個数が１．０×１０5未満ではオーステナイト粒成長抑制に不十分の場合があり、１．０×１０7超では鋼の清浄度が低下して母材の靭性・延性を低下させやすいので好ましくない。
【００３０】
前記のＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）は、鋼板でも溶接熱影響部でもその形態はほぼ同じであると考えられるので、溶接部でなく、母材部または溶接前の母鋼板で検出されれば本発明の効果は発揮される。ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）は、鋼板（溶接前又は溶接後）から、抽出レプリカを作成し、特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）付の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で求めることができる。
【００３１】
特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）でＭｇ以外の元素が検出されても、Ｍｇを主体とする酸化物、硫化物であれば本発明のオーステナイト粒微細化効果を発揮するものと考えられる。また、前記ＴＥＭの倍率として、１万〜５万倍で複数視野を観察すれば良い。レプリカによっては、前記粒子がうまく抽出されていない視野も存在するので、抽出された視野にて１０視野程度観察し、そのＴＥＭ写真から粒子サイズと分布個数を求めれば良い。
【００３２】
上記のようなサイズおよび個数の粒子を鋼中に分散させるためにはＡｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓの含有量を下記のとおり限定することが望ましい。
【００３３】
Ａｌを０．０１％超含有するとアルミナ主体の酸化物が増加し、ＭｇＯの生成が抑制される。従って、Ａｌを０．０１％以下とする必要がある。Ａｌの下限値は特に限定するものではないが、経済的には０．０００１％が望ましい。
【００３４】
ＭｇはＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）の生成に必須な元素である。０．０００２％未満では必要な個数のＭｇＯ粒子を得ることはできない。０．００５％超では粗大ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）が生成して靭性・延性を低下させる。従ってＭｇの範囲を０．０００２〜０．００５％とした。
【００３５】
ＯはＭｇＯ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）生成に必須の元素である。０．０００５％未満では必要な個数のＭｇＯ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）粒子を得ることはできない。０．００５％超では粗大ＭｇＯが生成して靭性・延性を低下させる。従ってＭｇの範囲を０．０００５〜０．００５％とした。
【００３６】
ＳはＭｇＳ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）を生成させるために必須の元素である。０．００３％未満ではＭｇＳ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）の量が不十分であるので、下限を０．００３％とした。０．０１％超含有すると、粗大なＭｇＳが生成して延性・靭性を低下させるとともに、ＭｎＳの生成量も増えて板厚方向の特性、特に耐ラメラーテアー性を低下させる。従って、上限を０．０１％とした。
【００３７】
ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）粒子の上にＴｉＮを生成させるためにはＴｉとＮを鋼中に含有させることが必要である。
【００３８】
Ｔｉが０．００５％未満ではＴｉＮ生成量が不十分であり、０．０２５％を超えるとＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）上に粗大なＴｉＮが生成するために靭性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％とした。
【００３９】
ＮもＴｉＮ生成に必要な元素である。０．００２％未満ではＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）上でのＴｉＮ生成が不十分となる。０．００８％超ではＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物中に粗大ＴｉＮを生成して靭性を低下させる。従って、Ｎの範囲を０．００２〜０．００８％とした。また、ＴｉＣ析出による靭性低下を抑制するために、Ｔｉ／Ｎ比を３．４以下とすることが望ましい。
【００４０】
ＨＡＺ靭性はオーステナイト粒微細化と粒内組織微細化だけでなく、合金元素により大きく変化する。また、母材の強度確保のためにも適正な合金元素を含有させる場合があるので、以下の理由により合金元素の範囲を限定した。
【００４１】
Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので０．０４％を下限値とした。逆にＣを多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、母材・ＨＡＺの靱性を低下させる。０．２０％を超えると靱性低下が顕著となるので、これを上限値とした。
【００４２】
Ｓｉは母材強度上昇に有効な元素である。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡＺ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さらに、フェライト地を硬化させるので、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても靱性向上は得られない。従って、上限を０．５％とした。
【００４３】
Ｍｎは母材の強度上昇に有効な元素である。０．６％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．６％とした。逆に、２．０％超含有すると靱性低下が顕著となる。従って、上限値を２．０％とした。
【００４４】
Ｐは粒界脆化をもたらし、靱性に有害な元素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有すると靱性低下が顕著となるので、０．０２％を上限とする。
【００４５】
さらに、母材強度上昇に効果のある選択元素の限定範囲を以下の理由で決定した。
【００４６】
Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることにより著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。逆に、１．５％超含有すると母材やＨＡＺの脆化が顕著となるので上限値を１．５％とした。
【００４７】
Ｎｉは焼入れ性を上昇させることにより母材強度上昇に効果を有し、さらに、靱性を向上させる。０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．０５％とした。逆に、２．０％超含有すると焼入れ性が高くなりすぎてＨＡＺ硬化組織を生成しやすくなり、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を２．０％とした。
【００４８】
Ｃｒは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とした。
【００４９】
Ｍｏは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とした。
【００５０】
Ｎｂは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有するとＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の析出が顕著となり、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靱性低下が著しくなる。従って、上限値を０．０５％とした。
【００５１】
Ｖは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となり、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靱性低下が著しくなる。従って、上限値を０．１％とした。
【００５２】
Ｂは制御冷却および焼入れ熱処理を施す場合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。また、０．０００４％未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下限値を０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含有すると粗大なＢ窒化物や炭ホウ化物を析出してこれが破壊の起点となるために、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても靱性を低下させる。従って、上限値を０．００４％とした。
【００５３】
本発明では微細なＭｇの硫化物を生成させることが必要であり、このために、Ｍｇ以外の硫化物形成元素は極力下げることが望ましい。代表的な元素はＣａ及びＲＥＭであり、これらは０．０００５％以下とすることが望ましい。
【００５４】
本発明によるＨＡＺ靭性向上効果は超大入熱溶接ばかりでなく、大入熱溶接（例えば１００〜２００未満ｋＪ／ｃｍ程度）でも有効である。
【００５５】
なお、本発明では鋼中に通常不可避的に含有される不純物元素は許容できる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ等が不純物として混入しても本発明の鋼の性質を損うことはない。例えば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏは約０．０２％、Ｎｂは約０．００２％、Ｖは約０．００２％、Ｂは約０．０００２５％、Ｎは約０．００１７％、Ｔｉは約０．００２％迄不純物として含有されていても特に悪影響を及ぼさない。
【００５６】
鋼の溶製方法は、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下とし、溶鋼Ｏ濃度を０．０１％以下、溶鋼Ｓ濃度を０．０１％以下とした状態で、適量のＭｇを添加することにより溶鋼中に微細なＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）を生成できる。この溶鋼をを連続鋳造により鋳造することにより鋼中にこれらの微細粒子を含有させることができる。ＴｉＮを利用する場合には、Ｍｇ添加前にＴｉを添加すると粒子が微細化しやすい。鋼の製造方法は、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）が所定量存在すればよいので、鋳造後の加熱、圧延、熱処理条件は母鋼材の機械的性質に応じて適宜選定すればよい。
【００５７】
【実施例】
以下に、本発明の実施例を示す。転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０ｍｍのスラブを製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡＺ靱性は炭素当量にも大きく依存するので、本発明の効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分でＡｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓのみを変えた鋼を溶製して比較した。
【００５８】
【表１】
表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械的性質を示す。同表に示すとおり、制御圧延・制御冷却法、焼入れ・焼戻し法、および、直接焼入れ・焼戻し法により鋼板を製造した。板厚は４０〜１００ｍｍとした。
【００５９】
【表２】
図２に示すエレクトロスラグ溶接及びエレクトロガス溶接により溶接試験体を作成した。エレクトロスラグ溶接の電流は３８０Ａ、電圧は４６Ｖ、速度は１．１４ｃｍ／分とした。入熱は９２０ｋＪ／ｃｍである。同図に示すように、溶接融合線（ＦＬ）および溶接融合線から３ｍｍ（ＨＡＺ３）の位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー衝撃試験片を採取した。また、板厚を３５ｍｍにそろえて、入熱が３１０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接も実施した。ここで、溶接の電流を６１０Ａ、電圧を３５Ｖ、速度を４．１ｃｍ／分とした。エレクトロスラグ溶接と同じノッチ位置となるようにシャルピー衝撃試験片を採取した。衝撃試験は０℃で行い、３本繰り返しの平均値で靱性を評価した。結果を表３に示す。また、エレクトロスラグ溶接部ＦＬ直近のＨＡＺのミクロ組織観察を実施し、γ粒径を測定した。さらに、ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）の粒子径が０．００５〜０．５μｍの大きさの粒子数の合計を上記の方法に従って測定した。結果を表３に示す。図３にエレクトロガス溶接ＨＡＺ靱性（ノッチ位置はＦＬ）を、図４にエレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靱性（ノッチ位置はＦＬ）を示す。
【００６０】
【表３】
表３から明らかなとおり、発明鋼はＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）の粒子の個数が多く、エレクトロスラグ溶接ＨＡＺのγ粒径が小さい。その結果、超大入熱溶接ＨＡＺの靱性が高い。同様に、エレクトロガス溶接でも発明鋼のＨＡＺ靭性向上が明らかである。これに対して、比較鋼２、５、２２、２８では、低ＡｌでＭｇを含有していても、Ｓ含有量が本発明範囲より低いとγ粒成長抑制効果は小さく、ＨＡＺ靭性向上効果は少ない。また、比較鋼１４ではγ粒径は小さいが、Ｓ含有量が高すぎてＨＡＺ靭性は低い。さらに、比較鋼１２、２４では、Ｍｇを含有し、かつ、Ｓ含有量も本発明範囲内であるが、Ａｌが高いためにＭｇ酸化物、硫化物の生成が少なく、ＨＡＺ靭性は低い。
【００６１】
【発明の効果】
以上説明したとおり、本発明鋼ではを鋼中にＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）の粒子を微細分散させることにより入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接のＦＬ及びＨＡＺのγ粒成長抑制作用によりＨＡＺの有効結晶粒が微細化され、ＨＡＺ靱性を顕著に向上させることができる。本発明を超大入熱溶接が適用される構造物に適用することにより、極めて信頼性の高い溶接構造物を製造することが可能である。従って、本発明は工業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】大入熱再現ＨＡＺ材のγ粒径と靭性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【図２】エレクトロスラグ溶接とエレクトロガス溶接の条件を示す図である。
【図３】エレクトロガス溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対してプロットした図である。
【図４】エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対してプロットした図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は高層建築等のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、あるいは、造船・橋梁で適用されるエレクトロガス溶接などの超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）靱性に優れた溶接用高張力鋼に関するものである。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば、７５０〜１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靱性を有するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してきた。このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際に、高能率で溶接することが必要であり、極厚鋼板を１パスで溶接できるエレクトロスラグ溶接が広く適用されるようになってきている。また、造船・橋梁分野においても板厚が２５ｍｍ程度以上の鋼板を１パスで溶接するエレクトロガス溶接が広く適用されるようになってきた。典型的な入熱の範囲は２００〜１５００ｋＪ／ｃｍであり、このような超大入熱溶接ではサブマージアーク溶接などの大入熱溶接（入熱は２００ｋＪ／ｃｍ未満）とは異なり、溶接融合線（ＦＬ）付近やＨＡＺが受ける熱履歴において１３５０℃以上の高温滞留時間が極めて長くなり（超大入熱溶接では大入熱溶接の数倍〜数十倍長時間滞留する）、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの靱性を確保することが困難であった。最近の大地震を契機として建築構造物の信頼性確保が急務の課題であり、このような超大入熱溶接ＨＡＺ部の靱性向上を達成することは極めて重要な課題である。
【０００３】
従来から大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上に関しては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記のとおり超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受ける熱履歴、特に、１３５０℃以上における滞留時間が大きく異なるために、大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上技術を単純に本発明の対象分野に適用することはできない。
【０００４】
従来の大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであった。その一つは鋼中粒子によるピン止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技術であり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変態利用による有効結晶粒微細化技術である。
【０００５】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６８頁には、各種の鋼中窒化物・炭化物についてオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制する技術が示されている。
【０００６】
特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）を０．００３〜０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ靱性を向上させる技術が開示されている。これは、 ＲＥＭが硫・酸化物を形成して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止する作用を有するためである。
【０００７】
特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０3〜１×１０7ケ／ｍｍ3のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼では、入熱が１００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ内でこれら粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靱性を向上できる技術が開示されている。
【０００８】
特開平２−２５４１１８号公報には、ＴｉとＳを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ靱性の向上が図れる技術が開示されている。
【０００９】
特開昭６１−２５３３４４号公報には、Ａｌを０．００５〜０．０８％、Ｂを０．０００３〜０．００５０％含み、さらに、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭのうち少なくとも１種以上を０．０３％以下含む鋼は大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これからフェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靱性が向上する技術が開示されている。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号、第６８頁に開示されている技術はＴｉＮをはじめとする窒化物を利用してオーステナイト粒成長抑制を図るものであり、大入熱溶接では効果が発揮されるが、本発明が対象とする超大入熱溶接では１３５０℃以上の滞留時間が極めて長いために、ほとんどのＴｉＮは固溶し、粒成長抑制の効果を失う。従って、この技術を本発明が目的とする超大入熱溶接ＨＡＺの靱性には適用できない。
【００１１】
特開昭６０−１８４６６３号公報に開示された技術はＲＥＭの硫化・酸化物を利用して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。硫化・酸化物は窒化物に比べて１３５０℃以上の高温における安定性は高いので、粒成長抑制効果は維持される。しかしながら、硫・酸化物を微細に分散させることは困難である。硫・酸化物の個数密度が低いために、個々の粒子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度があり、これだけで靱性向上をはかることはできない。
【００１２】
特開昭６０−２４５７６８号公報に記載された技術はＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ靱性を向上させるものであり、Ｔｉ酸化物の高温安定性を考慮すると超大入熱溶接においてもその効果は維持される。しかしながら、粒内変態核から生成するフェライトの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。従って、超大入熱溶接ＨＡＺではオーステナイト粒が粗大化する場合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化することには限度がある。
【００１３】
特開平２−２５４１１８号公報に開示された技術は、ＴｉＮ−ＭｎＳ複合析出物からフェライトを変態させるものであり、大入熱溶接のように１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合には効果を発揮するが、エレクトロスラグあるいはエレクトロガス溶接のような超大入熱溶接においては１３５０℃以上の滞留時間が長く、この間に多くのＴｉＮは固溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その効果が十分には発揮できない。
【００１４】
特開昭６１−２５３３４４号公報に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮ上にＢＮを形成し、これからフェライトを生成させることによりＨＡＺ組織を微細化するものであり、超大入熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしながら、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは困難であり、しかもＴｉＮは固溶してフェライト生成核としての作用を発揮できず、粒内フェライト変態だけでは超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上には限度がある。
【００１５】
本発明は高層建築物のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、造船・橋梁で適用されるエレクトロガス溶接などの入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靱性に優れた溶接用高張力鋼を提供することにある。
【００１６】
【問題を解決するための手段】
本発明は、超大入熱溶接ＨＡＺの靱性向上にはＨＡＺ組織の微細化が必須であり、このためにはＨＡＺのオーステナイト粒成長を著しく抑制することにより可能であるとの結論に達した。
【００１７】
本発明の要旨は次のとおりである。
【００１８】
（１） 重量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
０．００３≦Ｓ≦０．０１、
Ａｌ≦０．０１、
０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、
０．０００５≦Ｏ≦０．００５、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、粒子径が０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）の２種以上を含む鋼であることを特徴とする超大入熱溶接用高張力鋼。
【００１９】
（２） 粒子径が０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）の２種以上を１平方ｍｍあたり１．０×１０5〜１．０×１０7個含むことを特徴とする上記（１）記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
【００２１】
（３） 更に、重量％で、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００２≦Ｎ≦０．００８、
を含有することを特徴とする上記（１）又は（２）に記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
【００２２】
（４） 更に母材強度上昇元素群を、重量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
【００２３】
また、本発明でいうところの「溶接用高張力鋼」とは、例えば、ＪＩＳ Ｇ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」、ＪＩＳ Ｇ３１１５「圧力容器用鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１１８「中・常温圧力容器用炭素鋼鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２４「中・常温圧力容器用高強度鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２６「低温用圧力容器用炭素鋼鋼板」、及び、ＪＩＳ Ｇ３１２８「溶接構造用高降伏点鋼板」に相当するものである。
【００２４】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靱性の関係に関する詳細な調査・研究を実施した結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御または靱性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靱性向上は限られたものであり、靭性向上にはＨＡＺのオーステナイト粒を著しく微細化する必要があるとの結論に達した。
【００２５】
まず、オーステナイト粒の微細化には鋼中粒子によるピン止め効果を利用することが有効であるが、窒化物の中でも最も熱的に安定であるとされるＴｉＮでも１３５０℃以上に長時間加熱されるとほとんどが溶解し、ピン止め効果を失うために、超大入熱溶接への適用には限度がある。従って、高温で安定である粒子の利用が必須となる。しかしながら、従来技術のＲＥＭあるいはＣａ酸化物（酸化・硫化物も含む）では、超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化抑制に十分な程度にこれら酸化物を鋼中に微細分散させることは極めて困難である。本発明者らは各種の粒子について比較検討した結果、Ｍｇの酸化物と硫化物が高温で安定でしかも微細分散に適した粒子であることを知見した。ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する粒子は主に０．１μｍ以下のものであるが、Ｍｇ添加量、Ｓ添加量、溶鋼Ｏ濃度などを制御することにより微細なＭｇ酸化物・硫化物を鋼中に微細分散させることが可能である。ここで、Ｍｇは酸化物と硫化物を共に生成し、さらにはＯとＳの割合が任意な酸化・硫化物Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）を生成する。ＨＡＺオーステナイト粒粗大化抑制にはこれら粒子は等しく作用するので、これらを区別する必要はない。
【００２６】
ＭｇＯのみでＨＡＺオーステナイト粒成長抑制を図ろうとすると、必然的に鋼中Ｏ含有量を高くする必要があり、その結果として延性・靭性を低下させるばかりでなく、溶鋼中のＯとＭｇの反応により微細なＭｇＯを生成させることが困難となる。一方、溶鋼中に適量のＯとＳが存在する状態でＭｇあるいはＭｇ含有合金を添加するとＭｇＯだけでなくＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）が微細に多数生成する。これら粒子を利用して超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制を従来鋼よりも効果的に発揮できる。図１は、合金元素含有量の平均がＣ：０．０７％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：０．８５％、Ｐ：０．００５％、Ａｌ：０．００１％以下、Ｍｇ：０．００２％、Ｏ：０．００２％で、Ｓ含有量を変化させた鋼塊を実験室溶解し、２０ｍｍに熱間圧延して製造した鋼から溶接再現熱サイクル試験片を加工し、最高加熱温度が１４００℃、保持時間が８秒、８００℃から５００℃の冷却時間が２００秒の超大入熱溶接再現熱サイクルを賦与した試験片の旧オーステナイト（γ）粒径と０℃におけるシャルピー吸収エネルギーを示したものである。Ｓ含有量が高くなるほどγ粒径が小さくなり、これに伴って靭性も向上することがわかる。ただし、Ｓ含有量が高すぎると、γ粒径は小さくなるものの、靭性はむしろ低下する。
【００２７】
一方、従来技術からも明らかなように、大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制にはＴｉＮが有効である。超大入熱溶接においてもＴｉＮの溶解を抑制できればＴｉＮをオーステナイト粒成長抑制に利用できる。ＭｇＯはＮａＣｌ型の立方晶の結晶構造を有するが、ＴｉＮも同一の結晶構造であり、しかも、格子定数がＭｇＯでは４．２１オングストローム、ＴｉＮでは４．２４オングストロームと極めて近い。従って、鋼中にＭｇＯが分散しており、固溶Ｔｉと固溶Ｎが存在していればＭｇＯ上にＴｉＮが容易に析出できるものと本発明者らは考えた。この原理を利用して、鋼中に適量のＴｉとＮを含有させれば、微細分散したＭｇＯ上にＴｉＮを微細に析出させることが可能であり、ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）だけの場合よりもオーステナイト粒成長抑制をより効果的に発揮できる。ＭｇＳ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）は必ずしもＴｉＮとの格子整合性は良くないが、不均一核生成の機構により、ＭｇＳ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）上にＴｉＮが析出することがあり、オーステナイト粒成長抑制効果を高める。さらに、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）上に、ＭｎＳ等の硫化物が析出してもよく、この場合にはこれら粒子を核としてフェライトが生成しやすくなるので、さらに靭性が向上する。
【００２８】
本発明では、ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）の粒子径を０．００５〜０．５μｍに限定した。０．００５μｍ未満ではオーステナイト粒成長抑制効果が少なくなる。また、０．５μｍ超ではこれら粒子が破壊起点となる確率が高くなり靭性を低下させる。
【００２９】
鋼板から抽出レプリカを作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）でＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）粒子を観察して１平方ｍｍあたりの個数に換算する。粒子個数が１．０×１０5未満ではオーステナイト粒成長抑制に不十分の場合があり、１．０×１０7超では鋼の清浄度が低下して母材の靭性・延性を低下させやすいので好ましくない。
【００３０】
前記のＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）は、鋼板でも溶接熱影響部でもその形態はほぼ同じであると考えられるので、溶接部でなく、母材部または溶接前の母鋼板で検出されれば本発明の効果は発揮される。ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）は、鋼板（溶接前又は溶接後）から、抽出レプリカを作成し、特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）付の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）で求めることができる。
【００３１】
特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）でＭｇ以外の元素が検出されても、Ｍｇを主体とする酸化物、硫化物であれば本発明のオーステナイト粒微細化効果を発揮するものと考えられる。また、前記ＴＥＭの倍率として、１万〜５万倍で複数視野を観察すれば良い。レプリカによっては、前記粒子がうまく抽出されていない視野も存在するので、抽出された視野にて１０視野程度観察し、そのＴＥＭ写真から粒子サイズと分布個数を求めれば良い。
【００３２】
上記のようなサイズおよび個数の粒子を鋼中に分散させるためにはＡｌ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓの含有量を下記のとおり限定することが望ましい。
【００３３】
Ａｌを０．０１％超含有するとアルミナ主体の酸化物が増加し、ＭｇＯの生成が抑制される。従って、Ａｌを０．０１％以下とする必要がある。Ａｌの下限値は特に限定するものではないが、経済的には０．０００１％が望ましい。
【００３４】
ＭｇはＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）の生成に必須な元素である。０．０００２％未満では必要な個数のＭｇＯ粒子を得ることはできない。０．００５％超では粗大ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）が生成して靭性・延性を低下させる。従ってＭｇの範囲を０．０００２〜０．００５％とした。
【００３５】
ＯはＭｇＯ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）生成に必須の元素である。０．０００５％未満では必要な個数のＭｇＯ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）粒子を得ることはできない。０．００５％超では粗大ＭｇＯが生成して靭性・延性を低下させる。従ってＭｇの範囲を０．０００５〜０．００５％とした。
【００３６】
ＳはＭｇＳ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）を生成させるために必須の元素である。０．００３％未満ではＭｇＳ及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）の量が不十分であるので、下限を０．００３％とした。０．０１％超含有すると、粗大なＭｇＳが生成して延性・靭性を低下させるとともに、ＭｎＳの生成量も増えて板厚方向の特性、特に耐ラメラーテアー性を低下させる。従って、上限を０．０１％とした。
【００３７】
ＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）粒子の上にＴｉＮを生成させるためにはＴｉとＮを鋼中に含有させることが必要である。
【００３８】
Ｔｉが０．００５％未満ではＴｉＮ生成量が不十分であり、０．０２５％を超えるとＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）上に粗大なＴｉＮが生成するために靭性を低下させる。従って、Ｔｉ含有量を０．００５〜０．０２５％とした。
【００３９】
ＮもＴｉＮ生成に必要な元素である。０．００２％未満ではＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）上でのＴｉＮ生成が不十分となる。０．００８％超ではＭｇＯ−ＴｉＮ複合析出物中に粗大ＴｉＮを生成して靭性を低下させる。従って、Ｎの範囲を０．００２〜０．００８％とした。また、ＴｉＣ析出による靭性低下を抑制するために、Ｔｉ／Ｎ比を３．４以下とすることが望ましい。
【００４０】
ＨＡＺ靭性はオーステナイト粒微細化と粒内組織微細化だけでなく、合金元素により大きく変化する。また、母材の強度確保のためにも適正な合金元素を含有させる場合があるので、以下の理由により合金元素の範囲を限定した。
【００４１】
Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので０．０４％を下限値とした。逆にＣを多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトを増加させるため、母材・ＨＡＺの靱性を低下させる。０．２０％を超えると靱性低下が顕著となるので、これを上限値とした。
【００４２】
Ｓｉは母材強度上昇に有効な元素である。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡＺ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さらに、フェライト地を硬化させるので、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても靱性向上は得られない。従って、上限を０．５％とした。
【００４３】
Ｍｎは母材の強度上昇に有効な元素である。０．６％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．６％とした。逆に、２．０％超含有すると靱性低下が顕著となる。従って、上限値を２．０％とした。
【００４４】
Ｐは粒界脆化をもたらし、靱性に有害な元素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有すると靱性低下が顕著となるので、０．０２％を上限とする。
【００４５】
さらに、母材強度上昇に効果のある選択元素の限定範囲を以下の理由で決定した。
【００４６】
Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることにより著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。逆に、１．５％超含有すると母材やＨＡＺの脆化が顕著となるので上限値を１．５％とした。
【００４７】
Ｎｉは焼入れ性を上昇させることにより母材強度上昇に効果を有し、さらに、靱性を向上させる。０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．０５％とした。逆に、２．０％超含有すると焼入れ性が高くなりすぎてＨＡＺ硬化組織を生成しやすくなり、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を２．０％とした。
【００４８】
Ｃｒは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とした。
【００４９】
Ｍｏは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靱性を低下させる。従って、上限値を１．０％とした。
【００５０】
Ｎｂは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有するとＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の析出が顕著となり、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靱性低下が著しくなる。従って、上限値を０．０５％とした。
【００５１】
Ｖは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となり、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化してもＨＡＺ靱性低下が著しくなる。従って、上限値を０．１％とした。
【００５２】
Ｂは制御冷却および焼入れ熱処理を施す場合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。また、０．０００４％未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下限値を０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含有すると粗大なＢ窒化物や炭ホウ化物を析出してこれが破壊の起点となるために、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）によってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても靱性を低下させる。従って、上限値を０．００４％とした。
【００５３】
本発明では微細なＭｇの硫化物を生成させることが必要であり、このために、Ｍｇ以外の硫化物形成元素は極力下げることが望ましい。代表的な元素はＣａ及びＲＥＭであり、これらは０．０００５％以下とすることが望ましい。
【００５４】
本発明によるＨＡＺ靭性向上効果は超大入熱溶接ばかりでなく、大入熱溶接（例えば１００〜２００未満ｋＪ／ｃｍ程度）でも有効である。
【００５５】
なお、本発明では鋼中に通常不可避的に含有される不純物元素は許容できる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ等が不純物として混入しても本発明の鋼の性質を損うことはない。例えば、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏは約０．０２％、Ｎｂは約０．００２％、Ｖは約０．００２％、Ｂは約０．０００２５％、Ｎは約０．００１７％、Ｔｉは約０．００２％迄不純物として含有されていても特に悪影響を及ぼさない。
【００５６】
鋼の溶製方法は、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下とし、溶鋼Ｏ濃度を０．０１％以下、溶鋼Ｓ濃度を０．０１％以下とした状態で、適量のＭｇを添加することにより溶鋼中に微細なＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）を生成できる。この溶鋼をを連続鋳造により鋳造することにより鋼中にこれらの微細粒子を含有させることができる。ＴｉＮを利用する場合には、Ｍｇ添加前にＴｉを添加すると粒子が微細化しやすい。鋼の製造方法は、ＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）が所定量存在すればよいので、鋳造後の加熱、圧延、熱処理条件は母鋼材の機械的性質に応じて適宜選定すればよい。
【００５７】
【実施例】
以下に、本発明の実施例を示す。転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０ｍｍのスラブを製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡＺ靱性は炭素当量にも大きく依存するので、本発明の効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分でＡｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｏ、Ｓのみを変えた鋼を溶製して比較した。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
【表３】
【００６１】
【発明の効果】
以上説明したとおり、本発明鋼ではを鋼中にＭｇＯ、ＭｇＳ、及びＭｇ（Ｏ，Ｓ）の粒子を微細分散させることにより入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接のＦＬ及びＨＡＺのγ粒成長抑制作用によりＨＡＺの有効結晶粒が微細化され、ＨＡＺ靱性を顕著に向上させることができる。本発明を超大入熱溶接が適用される構造物に適用することにより、極めて信頼性の高い溶接構造物を製造することが可能である。従って、本発明は工業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】大入熱再現ＨＡＺ材のγ粒径と靭性に及ぼすＳ量の影響を示す図である。
【図２】エレクトロスラグ溶接とエレクトロガス溶接の条件を示す図である。
【図３】エレクトロガス溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対してプロットした図である。
【図４】エレクトロスラグ溶接ＨＡＺ靱性をＰｃｍに対してプロットした図である。
Claims (4)
- 重量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．６≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
０．００３≦Ｓ≦０．０１、
Ａｌ≦０．０１、
０．０００２≦Ｍｇ≦０．００５、
０．０００５≦Ｏ≦０．００５、
を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、粒子径が０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）の２種以上を含む鋼であることを特徴とする超大入熱溶接用高張力鋼。 - 粒子径が０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ，Ｓ）の２種以上を１平方ｍｍあたり１．０×１０5〜１．０×１０7個含むことを特徴とする請求項１記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
- 更に、重量％で、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．００２≦Ｎ≦０．００８、
を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の超大入熱溶接用高張力鋼。 - 更に母材強度上昇元素群を、重量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４、
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１〜３のいずれか１項に記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
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