JP3817216B2 - 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材および鋼溶接部材 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）の靭性に優れた鋼材および鋼溶接部材に関し、特に、４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の引張強度を有する低炭素低合金組成の鋼材を対象にした、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材および鋼溶接部材に関するものである。
本発明は、鉄鋼業において、厚鋼板、Ｈ形鋼、ＵＯ鋼管などの製品へ適用される。本発明を適用した鋼材は、造船、建築、橋梁、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの分野で溶接構造物に使用され、溶接施工能率の高い大入熱溶接を用いるときに好適である。
【０００２】
【従来の技術】
ＨＡＺにおいては溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、結果的に冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して、ＨＡＺの靭性が劣化する。溶接入熱量の大きな高能率溶接を適用するほどＨＡＺ組織は粗大化し、ＨＡＺの脆化は顕著となる。
【０００３】
このような課題に対して、例えば下記特許文献１には、ＨＡＺにおけるγ粒成長をピン止めによって抑制し、場合によってはγ粒内のフェライト変態を促すことで、エレクトロガス溶接やエレクトロスラグ溶接のような大入熱溶接においてＨＡＺ組織を微細化し、良好なＨＡＺ靭性を達成する発明が開示されている。さらに、同文献の実施例では、溶接入熱量が２０、３１、９２ｋＪ／ｍｍの場合のＨＡＺについて、０℃あるいは−５℃でシャルピー衝撃特性が良好であることが示されている。また、下記特許文献２に記載の発明の実施例では、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍの場合のＨＡＺについて−４０℃でシャルピー衝撃特性が良好であることが示されている。
【０００４】
【特許文献１】
特開平１１−２７９６８４号公報
【特許文献２】
特開２００１−３４２５３７号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
近年、溶接能率を高めるために溶接入熱量の増加傾向が著しく、その一方で溶接部に要求される靭性は厳格化の一途をたどっている。構造物の施工費用低減、構造物の信頼性向上、構造物の使用環境厳格化、などが背景にある。近い将来、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を採用しつつも、今よりもさらに厳しいＨＡＺ靭性が要求されることが想定される。例えば、エレクトロスラグ溶接を採用しつつも、そのＨＡＺに対して−１０℃でのＣＴＯＤ特性や、−４０℃のシャルピー衝撃特性が要求される可能性が考えられる。このような場合には、先の従来技術に依っても安定的に良好なＨＡＺ靭性を得ることは困難である。
【０００６】
そこで本発明は、厚鋼板、Ｈ形鋼、ＵＯ鋼管などとして各種の溶接構造物に使用され、溶接施工能率の高い大入熱溶接を用いた場合に好適な、特に、４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の母材の引張強度を有し、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにて、−４０℃でのシャルピー衝撃特性（平均値≧７０Ｊ）、あるいは−１０℃でのＣＴＯＤ特性（限界ＣＴＯＤ≧０．２ｍｍ）を満足することのできる、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材および鋼溶接部材を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは、下記の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２％、 Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１〜３％、 Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．０１％、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．００１〜０．０１％
を含有すると同時に、下記式（１）と式（２）を満たし、
Ｏ−０．４Ｃａ≧０ …………（１）
Ｍｇ−１．５（Ｏ−０．４Ｃａ）≧０ …………（２）
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼成分を有し、
Ｍｇ含有酸化物を核としてその周辺にＴｉ含有窒化物を有する、粒子径が０．００５〜０．２μｍの複合粒子（Ａ粒子）が１×１０4 〜１×１０7 個／ｍｍ2 であり、粒子径が０．００５〜０．２μｍのＭｇ含有硫化物（Ｂ粒子）が１×１０4 〜１×１０7 個／ｍｍ2 であり、粒子径が０．２〜５μｍのＣａ含有酸化物（Ｃ粒子）が１×１０2 〜１×１０4 個／ｍｍ2 であり、
これら３種類の粒子が、複合せずに独立に存在しつつ、下記式（３）ないし式（５）を満たすことを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
Ａ粒子数＋Ｂ粒子数＝１×１０ 5 〜１×１０ 7 個／ｍｍ2 ……（３）
Ａ粒子数／Ｂ粒子数＝０．１〜１０ ……（４）
（Ａ粒子数＋Ｂ粒子数＋Ｃ粒子数）／Ｃ粒子数≦１００００ ……（５）
【０００８】
（２） 前記鋼成分として、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．１〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％の１種以上を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
【０００９】
（３） 上記（１）または（２）に記載の鋼材の溶接継手の溶接方向に垂直な溶接部断面内で、母材板厚中心線上の、溶融線からＸｍｍ離れた溶接熱影響部の点を通る、母材板厚中心線に直交する直線（以下、ＨＡＺ代表線という。）を横切る、フェライト、フェライトサイドプレートあるいはベイナイトの内の、結晶粒の長径の大きい順の５つの平均値が３００μｍ以下であることを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
ここで、Ｘ＝ｌｏｇ10（ＨＩ）（単位：ｍｍ）
ＨＩ：溶接入熱量（単位：ｋＪ／ｍｍ）
【００１０】
（４） 前記ＨＡＺ代表線を含む部分のビッカース硬さの平均値が１５０〜２５０であることを特徴とする、上記（３）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
（５） 前記ＨＡＺ代表線上で、ＭＡ（Martensite Austenite constituent）が占める長さの割合が５％以下であることを特徴とする、上記（３）または（４）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
（６） 前記ＨＡＺ代表線を横切るパーライトの結晶粒の長径の大きい順の５つの平均値が１００μｍ以下であることを特徴とする、上記（３）ないし（５）のいずれか１項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
【００１１】
（７） 前記ＨＡＺ代表線を含む、溶接方向に垂直な前記溶接部断面内の、前記ＨＡＺ代表線から±０．５ｍｍの領域内で、直径が５μｍを超える酸化物、硫化物、窒化物および／またはこれらの複合体が、１０個／ｍｍ2 以下であることを特徴とする、上記（３）ないし（６）のいずれか１項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を適用したＨＡＺで、−４０℃のシャルピー衝撃特性と−１０℃のＣＴＯＤ特性を達成するための、本発明の主要な要件である下記の４点について、それぞれ説明する。
（１）ＨＡＺにおける脆化位置の特定
（２）上記脆化位置においてＨＡＺ靭性を支配する組織要因の解明
（３）上記脆化位置においてＨＡＺ靭性を支配する粗大介在物要因の解明
（４）上記脆化位置においてＨＡＺの組織と介在物を適正に制御する手段の検討
【００１３】
まず、（１）のＨＡＺにおける脆化位置の特定について説明する。
引張強度が４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の鋼材を用いて２０〜１５０ｋＪ／ｍｍで溶接し、突合せ継手、Ｔ継手、十字継手、角継手、などの種々の継手を作製した。そして、ＨＡＺでのノッチ位置を細かく変化させて−４０℃でのシャルピー衝撃特性を調べた。図１に示すごとく、溶接方向に垂直な溶接部断面の、母材板厚中心線上で、溶融線からの距離を細かく刻んで２ｍｍＶノッチの位置を変化させ、ＨＡＺのシャルピー衝撃試験を行った。
【００１４】
その結果、図２（ａ）に示すように、溶融線からＸｍｍ離れた位置でのＨＡＺ靭性が最も低くなる傾向を見つけた。ここで、Ｘ＝ｌｏｇ１０（ＨＩ）（単位：ｍｍ）であり、ＨＩは２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量（単位：ｋＪ／ｍｍ）を示す。Ｘの値は溶接入熱量の増大ととも大きくなり、例えば、２０ｋＪ／ｍｍの場合はＸ＝１．３ｍｍ、１５０ｋＪ／ｍｍの場合はＸ＝２．２ｍｍとなる。このようなＨＡＺ脆化位置を特定する際、溶接熱サイクルをシミュレートする再現ＨＡＺ試験では精度が低い。再現ＨＡＺ試験片では、ノッチ近傍はほぼ均一な組織と硬さを有する。これに対し、実際の溶接継手では、組織や硬さの異なる溶接金属部とＨＡＺの両方がノッチ近傍に存在し、このような巨視的な不均一性がノッチ底に作用する歪や応力の分布に影響するのである。
【００１５】
このように、溶接構造用として一般的に用いられる引張強度が４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の鋼材と溶材との組み合わせであれば、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接において、ＨＡＺ脆化位置の目安として上述のＸを用いて把握することが可能である。図２の（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）に示すように、種々の継手形状に対して母材板厚中心線上でＨＡＺ脆化位置を罫書くことができる。
【００１６】
次に、前記（２）のＨＡＺ脆化位置においてＨＡＺ靭性を支配する組織要因の解明について説明する。
引張強度が４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の鋼材を用いて２０〜１５０ｋＪ／ｍｍで溶接した。そして、図３に示すごとく、上述のＸで表されるＨＡＺ脆化位置にノッチを入れ、−４０℃でシャルピー衝撃特性を調べた。このとき、本発明鋼も含めて種々の鋼材を試した。溶接入熱量も上記の範囲で種々に変化させた。靭性と組織の関係を詳細に検討した結果、フェライト、フェライトサイドプレート、ベイナイトの中で大きい結晶粒が靭性を支配することを突き止めた。
【００１７】
図４は調べられたＨＡＺ組織を模式的に示したものである。旧γ粒内で変態する組織に比べて、旧γ粒界から変態する組織の方が結晶粒径は圧倒的に大きい。このような旧γ粒界から変態する粗大組織は、フェライト、フェライトサイドプレート、ベイナイト（以上の三つの組織を総称してここではαと表す）である。これらの組織の特徴は、結晶粒のアスペクト比（長径／短径）が２以上で、互いに網目状に連結する傾向が強い。
【００１８】
図５はＨＡＺ脆化位置（Ｘ）での靭性に及ぼすα結晶粒の長径の影響を示す。ここでは、図３に示すように、ノッチ底に対応する罫書き線（ＨＡＺ代表線）を作成し、このＨＡＺ代表線を横切る対象組織の結晶粒の長径を、図４のような要領で大きい順に５個測定し、その平均値を求めた。図５から、大きい順に測定された５個の長径の平均値が小さくなるほど靭性は向上する。このとき、ＨＡＺ代表線を横切る対象組織の全ての長径を測定して平均化しても靭性との相関は弱いことがわかった。
【００１９】
つまり、大きい長径を有する結晶粒が靭性を支配しており、このような大きい結晶粒の存在に着目して靭性の向上をはかる必要があることがわかった。このとき、ＨＡＺ代表線上にて、母材板厚中心線との交点を含む５ｍｍ幅の線上でα長径が測定されることが好ましい。図５から、−４０℃で７０Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを達成するためには、大きい側に５個測定された長径の平均値を３００μｍ以下に制御する必要があることが分かる。
【００２０】
さらに、ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上でのＨＡＺ組織を上述のように制御したうえで、ビッカース硬さ、ＭＡ（Martensite Austenite constituent）量、パーライト結晶粒径などを適正に制御することで、靭性をさらに向上できることを見出したので、以下に説明する。
【００２１】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上でのビッカース硬さの平均値を１５０〜２５０に制御することで靭性はさらに高まる。図２の罫書き線（ＨＡＺ代表線）上で３点以上の硬さを測定して平均値を求める。このとき、罫書き線上にて、母材板厚中心線との交点を含む５ｍｍ幅の線上で硬さが測定されることが好ましい。硬さの測定荷重は９８Ｎが好ましい。硬さが１５０より小さくなると、溶接金属部に対して相対的に軟化したＨＡＺ脆化位置（Ｘ）に歪が局所的に集中し、靭性は向上しない。一方、硬さが２５０より大きくなると、溶接金属部に対して相対的に硬化したＨＡＺ脆化位置（Ｘ）に応力が局所的に集中し、靭性は向上しない。
【００２２】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上でのＭＡ（Martensite Austenite constituent：産報出版株式会社、「鉄鋼材料の溶接」、平成10年11月10日初版第一刷発行、ｐ73〜81参照）量を所定の量まで低減することで、靭性はさらに高まる。図２の罫書き線（ＨＡＺ代表線）上で図４のようにＭＡが占める長さの割合を５％以下にすることが有効である。このときＨＡＺ代表線上で、母材板厚中心線との交点を含む５ｍｍ幅の線上でＭＡ割合が測定されることが好ましい。
【００２３】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上でのパーライト結晶粒の長径を小さくすることで靭性はさらに高まる。図２の罫書き線（ＨＡＺ代表線）を横切るパーライトの長径を図４のように大きい順に５個測定し、その平均値を１００μｍ以下にすることが有効である。このときＨＡＺ代表線上で、母材板厚中心線との交点を含む５ｍｍ幅の線上でパーライト長径が測定されることが好ましい。
【００２４】
次に、前記（３）のＨＡＺ脆化位置におけるＨＡＺ靭性を支配する粗大介在物要因の解明について説明する。
上述したＨＡＺ組織制御は、−４０℃でのシャルピー衝撃特性を達成するために必要である。これよりさらに厳しい−１０℃でのＣＴＯＤ特性を達成するためには、粗大な介在物からの脆性破壊の発生を抑制する必要がある。この点について、本発明が対象とする大入熱溶接のＨＡＺ脆化位置（Ｘ）を前提に検討した。
【００２５】
図２と類似の要領で、溶接方向に垂直な溶接部断面の、前記ＨＡＺ代表線から±０．５ｍｍの領域内で、直径が５μｍを超える酸化物、硫化物、窒化物および／またはこれらの複合体を、１０個／ｍｍ2 以下に制御し、上述のＨＡＺ組織制御をこれに組み合わせることで、−１０℃の限界ＣＴＯＤが０．２ｍｍを超える靭性が得られることを突き止めた。このとき、前記ＨＡＺ代表線から±０．５ｍｍの領域に沿って、母材板厚中心線との交差部を含む５ｍｍ幅の領域で粗大介在物粒子の個数が測定されることが好ましい。
【００２６】
本発明が対象とする２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱では、溶融線に近いＨＡＺ脆化位置（Ｘ）の近傍は、溶接時に高温で長時間加熱されるので、溶け残った介在物が成長して大きくなる恐れがある。介在物の大きさが５μｍを超えると、脆性破壊の起点として悪影響を及ぼす恐れがあり、ＣＴＯＤ特性が不安定となる。そこで、このような有害な介在物を１０個／ｍｍ2 以下に低減したうえで、上述のＨＡＺ組織制御を組み合わせることで、−１０℃のＣＴＯＤ特性を安定化できるのである。この有害な粗大介在物の個数が１０個／ｍｍ2 を超えて多く存在すると、たとえ上述のＨＡＺ組織制御を組み合わせてもＣＴＯＤ特性が不安定になる恐れがある。
【００２７】
次に、前記（４）のＨＡＺ脆化位置においてＨＡＺの組織と粗大介在物を適正に制御する手段について説明する。
ＨＡＺの組織と粗大介在物を上述のような適正な状態に制御し、大入熱溶接において従来より格段に良好なＨＡＺ靭性を得るためには、鋼成分と微細粒子の分散状態を制御する必要があることを以下に説明する。
【００２８】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上において、α結晶粒の長径の最大値を３００μｍ以下に小さくするためには、微細粒子を従来にもまして高度に活用する必要がある。つまり、γ成長時にはピン止め効果を利用してγ粒径を小さく保ち、その後のγ→α変態時にはγ粒界上にあるピン止め粒子を変態核として利用してαの微細核生成を促し、その後のα成長時には再びピン止め効果を利用してα粒径を小さく保つ必要がある。
【００２９】
そのためには、Ｍｇ含有酸化物を核としてその周辺にＴｉ含有窒化物を有する、粒子径が０．００５〜０．２μｍの複合粒子（Ａ粒子）が１×１０4 〜１×１０7 個／ｍｍ2 であり、粒子径が０．００５〜０．２μｍのＭｇ含有硫化物（Ｂ粒子）が１×１０4 〜１×１０7 個／ｍｍ2 であり、粒子径が０．２〜５μｍのＣａ含有酸化物（Ｃ粒子）が１×１０2 〜１×１０4 個／ｍｍ2 であり、これら３種類の粒子が、複合せずに独立に存在しつつ、下記式（３）ないし式（５）を満足することが必要となる。
Ａ粒子数＋Ｂ粒子数＝１×１０5 〜１×１０7 個／ｍｍ2 ……（３）
Ａ粒子数／Ｂ粒子数＝０．１〜１０ ……（４）
（Ａ粒子数＋Ｂ粒子数＋Ｃ粒子数）／Ｃ粒子数≦１００００ ……（５）
【００３０】
γやαのピン止め効果を従来よりも安定的に強化するためには、大きさと形状と組成（硬さ）の異なる微細粒子を適正な個数割合のもとで組み合わせ、鋼中に均一に分散させることが有効であることを発見した。Ａ粒子とＢ粒子の大きさは同程度であるが、その形状と組成（硬さ）が異なる。Ａ粒子は直方体に近い形状であり硬い。一方、Ｂ粒子は球形に近い形状でありＡ粒子よりも軟らかい。さらに、Ｃ粒子はＡ粒子やＢ粒子に比べて大きい特徴がある。このような３種類の異種粒子が適当な個数割合の組み合わせでγ粒界に存在すると、全体的なピン止め力が安定的に強化され、部分的に結晶粒が粗大化するような不具合（ピン止め効果の不安定性）が解決できることを見出した。
【００３１】
本発明が対象とする大入熱溶接のＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上で、αの長径を安定的に３００μｍ以下に抑えるためには、まず、各々の粒子数の下限値を上述のように規定する必要がある。加えて、前記式（３）に示される粒子数の下限値と、式（４）と式（５）に示される個数割合を規定する必要がある。
【００３２】
前記式（３）で規定されるＡ粒子とＢ粒子の合計個数のうち、どちらか一方の粒子が少なくとも１０％以上含まれることが式（４）で規定されている。どちらか一方の粒子が１０％未満であると、異種粒子の組み合わせが不適当となり、ピン止め力とα核生成能が不安定となる領域が生じて、局所的に３００μｍを超える長径のαが生成する恐れがある。式（５）はＡ粒子とＢ粒子とＣ粒子を合わせた総個数のうち、少なくとも１００００個に１個は比較的サイズの大きいＣ粒子であることを規定している。Ｃ粒子がこれより少ないと、異種粒子の組み合わせが不適当となり、ピン止め力とα核生成能が不安定となる領域が生じて、局所的に３００μｍを超える長径のαが生成する恐れがある。
【００３３】
各々の粒子数の上限値と、式（３）に示される粒子数の上限値は、鋼の延性の観点から規定される。粒子数がこれらの上限値より多くなると、鋼の延性が劣化するために、ＨＡＺのノッチ底での塑性変形能が低下し、脆性破壊の発生が容易になるためにＨＡＺ靭性が劣化する。また、比較的サイズの大きいＣ粒子の個数が上限値を超えると、脆性破壊の発生特性に悪影響が及び、ＣＴＯＤ特性が不安定になる。以上の理由から、三種類の粒子数の上限値を上述のように規定する必要がある。
【００３４】
以上の微細粒子の分散状態を達成するためには、鋼の化学成分における各々の元素の量を後述するように規定したうえで、質量％を用いて計算される式下記 （１）と式（２）を満たす必要がある。
Ｏ−０．４Ｃａ≧０ …………（１）
Ｍｇ−１．５（Ｏ−０．４Ｃａ）≧０ …………（２）
【００３５】
以上の式は、Ａ粒子を構成するＭｇ含有酸化物、Ｂ粒子であるＭｇ含有硫化物、Ｃ粒子であるＣａ含有酸化物を構成するＣａとＭｇとＯについて、適正な量的バランスを示したものである。製鋼工程において、本発明では、脱酸力のもっとも強いＣａがＯと結合してＣａ含有酸化物を最初に生成すると考える。次に、残ったＯがＭｇと結合してＭｇ含有酸化物が生成すると考える。最後に、残ったＭｇがＳと結合してＭｇ含有硫化物が生成すると考える。式（１）の左辺はＣａＯが生成した後に残るＯ量を見積もっている。式（１）が満たされなければ、Ｍｇと結合するためのＯを安定的に確保することが難しくなる。従って、Ｍｇ含有酸化物を生成させる条件として式（１）を満たす必要がある。
【００３６】
次に、式（２）の左辺はＭｇＯが生成した後に残るＭｇ量を見積もっている。ここでは、ＣａＯが生成した後に残るＯがＭｇと結合してＭｇＯを形成すると仮定して式（１）と式（２）を導いている。実際には、ＣａＯやＭｇＯにＡｌなどの他の脱酸元素が入り込む場合もある。式（２）が満たされなければ、Ｓと結合するためのＭｇを安定的に確保することが難しくなる。従って、Ｍｇ含有硫化物を生成させる条件として式（２）を満たす必要がある。以上のＣａとＭｇとＯの量的バランスを保ちつつ、上述した順番にＣａ含有酸化物、Ｍｇ含有酸化物、Ｍｇ含有硫化物を生成させる。このあと、Ｍｇ含有酸化物を核としてＴｉＮが複合析出し、Ａ粒子が形成される。
【００３７】
以上の製鋼工程では、ＣａとＭｇが溶鋼に添加されてから連続鋳造によって鋼が凝固するまでの時間を、９０分以内にとどめることが重要である。ＣａとＭｇを耐火物レンガや鍋スラグを通じて溶鋼中へ添加することも可能であるが、本発明ではこれを避ける工夫を施し、単体金属あるいは合金などの添加剤としてＣａとＭｇを溶鋼に添加することが重要である。このとき、ＣａとＭｇの添加順序に規制はないが、これらの元素を添加した後にＡｌ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒなどの脱酸元素や脱硫元素を添加しないことが重要である。
【００３８】
ＨＡＺ脆化位置において、ビッカース硬さの平均値を１５０〜２５０に制御したり、ＭＡ量を５％以下に低減するためには、本発明が対象とする溶接後の遅い冷却速度を前提に、微細粒子の分散状態と化学成分的な焼入性を適正化する必要がある。Ａ粒子、Ｂ粒子、Ｃ粒子の分散状態を上述のように制御すれば、γ粒成長、γ粒界上の微細粒子を核とするα変態、α粒成長を通じて、硬さとＭＡ低減に相応しいＨＡＺ組織を造り込むことができる。同時に、化学成分的な焼入性を考慮する必要があり、この点については化学成分の限定理由として後に説明する。
【００３９】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上において、パーライト結晶粒の長径の最大値を１００μｍ以下に小さくするためには、α結晶粒の長径の最大値を小さくするために規定した微細粒子の分散状態を目指せば良い。加えて、パーラートを構成する層状セメンタイト（Ｆｅ3 Ｃ）の生成量を抑える必要があり、後述するようにＣ量の上限を限定する。
【００４０】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上において、５μｍを超える粗大な酸化物や硫化物や窒化物やこれらの複合体を１０個／ｍｍ2 以下に低減するには、これらの粗大介在物を構成しうるＯ、Ｓ、Ｎの上限量を後述するように限定する。そして、０．００５〜５μｍの微細なＡ粒子（酸化物＋窒化物）、Ｂ粒子（硫化物）、Ｃ粒子（酸化物）の分散状態を上述したように制御すればよい。これらの微細粒子はＯ、Ｓ、Ｎから構成されるから、微細粒子として適正にＯ、Ｓ、Ｎを消費すれば、残るＯ、Ｓ、Ｎによって粗大介在物が構成されても、その個数が１０個／ｍｍ2 を上回ることはない。
【００４１】
このように、本発明においては微細粒子を制御することが粗大介在物の制御につながる。微細粒子の分散状態を無視すれば、粗大介在物だけを制御するのは比較的容易である。本発明は、微細粒子を活用したＨＡＺ組織制御と連動させて粗大介在物を制御するものである。
【００４２】
次に、化学成分について説明する。まず、必須元素の限定理由について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃは、母材とＨＡＺの強度と靭性を確保するために０．０１％以上必要である。しかし０．２％を超えると、ＨＡＺにおいてビッカース硬さが上昇しすぎたり、ＭＡ生成量が増えすぎたり、パーライト結晶粒径が大きくなりすぎたりすることで、ＨＡＺ靭性に不利となる。またＣが０．２％を超えると、母材の靭性にも不利となるうえ、小入熱溶接時に溶接割れが発生する恐れも出てくる。以上の理由から、Ｃの上限は０．２％である。
【００４３】
Ｓｉは、脱酸のために添加することができる。しかし、０．５％を超えるとＨＡＺにＭＡが生成し易くなりＨＡＺ靭性に不利となる。本発明ではＣａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎによっても脱酸は可能であり、ＨＡＺ靭性の観点からＳｉは少ないほどよい。
【００４４】
Ｍｎは、母材とＨＡＺの強度（硬さ）と靭性を確保するために０．１％以上必要である。溶鋼Ｏが多い段階で脱酸元素として使うこともできる。ＭｎはＨＡＺの焼入性に大きく影響するから、ＨＡＺのビッカース硬さを制御する観点で重要である。Ｍｎが０．１％未満になると、ＨＡＺのビッカース硬さが１５０を下回る危険がある。一方、Ｍｎが３％を超えると、ＨＡＺのビッカース硬さが２５０を上回る危険がある。従って、Ｍｎは０．１〜３％に規定する必要がある。
【００４５】
Ｐは、本発明において不純物元素であり、良好な母材とＨＡＺの材質を確保するためには０．０２％以下に低減する必要がある。
【００４６】
Ｓは、本発明で重要な元素である。ＳはＭｇと結合してＢ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ｂ粒子の個数の下限を確保するために、０．００１％以上のＳが必要である。しかし、Ｓが０．０１％を超えると、Ｂ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。さらに、５μｍを超えるような粗大な硫化物の個数が増えて、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化する。従って、Ｓの上限は０．０１％である。
【００４７】
Ａｌは、溶鋼Ｏ量が多い段階で脱酸元素として用いられる。また、ＭｇやＣａが溶鋼中で脱酸反応を生じるときにＡｌが共存すれば、Ｍｇ含有酸化物やＣａ含有酸化物の中にＡｌが入り込んで、Ａ粒子やＣ粒子の個数を増加させることにも貢献できる。そのためには、０．００１％以上のＡｌが必要である。しかし、Ａｌが０．１％を超えるとＭｇやＣａが溶鋼に添加される前のＯ量が少なくなりすぎて、Ａ粒子やＣ粒子を構成するためのＯが不足し、これらの粒子数が下限を下回る。さらに、Ａｌが０．１％を超えると、ＡｌＮが生成してＡ粒子を構成するＴｉＮの生成を妨害したり、５μｍを超える粗大な窒化物の個数を増やしたりすることで、ＨＡＺ靭性を不安定にする。従って、０．１％がＡｌの上限である。
【００４８】
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してＭｇ含有酸化物に複合析出することでＡ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ａ粒子の個数の下限を確保するために、０．００５％以上のＴｉが必要である。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えると、ＴｉＮが大きくなって個数が減少し、Ａ粒子の個数の下限を確保することが難しくなる。ここで、ＴｉＮの粗大化を抑える工夫を施すと、逆にＡ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。従って、Ｔｉの上限は０．０３％である。Ｔｉは溶鋼Ｏ量が多い段階で脱酸元素として使うことも可能である。
【００４９】
Ｍｇは、本発明で重要な元素である。ＭｇはＯやＳと結合して、Ａ粒子やＢ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ａ粒子やＢ粒子の個数の下限を確保するために、０．０００５％以上のＭｇが必要である。さらに、前記式（２）を満足する必要がある。しかし、Ｍｇが０．０１％を超えると、Ａ粒子やＢ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。従って、Ｍｇの上限は０．０１％である。Ｍｇは単体金属あるいは合金などの添加剤として溶鋼に添加する。そして、製鋼工程の条件を上述のように適正に制御する。
【００５０】
Ｃａは本発明で重要な元素である。ＣａはＯと結合してＣ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ｃの個数の下限を確保するために０．０００５％以上のＣａが必要である。さらに、前記式（１）と式（２）を満足する必要がある。しかしＣａが０．０１％を超えると、Ｃ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。従ってＣａの上限は０．０１％である。
Ｃａは単体金属あるいは合金などの添加剤として溶鋼に添加する必要がある。そして製鋼工程の条件を上述のように適正に制御する。
【００５１】
Ｎは、ＴｉＮを形成してＭｇ含有酸化物に複合析出することでＡ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ａ粒子の個数の下限を確保するために、０．００１％以上のＮが必要である。しかしＮが０．０１％を超えると、ＴｉＮが大きくなって個数が減少し、Ａ粒子の個数の下限を確保することが難しくなる。ここで、ＴｉＮの粗大化を抑える工夫を施すと、逆にＡ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。さらに、５μｍを超えるような粗大な窒化物の個数が増えて、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化する。従ってＮの上限は０．０１％である。
【００５２】
Ｏは、本発明で重要な元素である。ＯはＭｇやＣａと結合して、Ａ粒子やＣ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ａ粒子やＣ粒子の個数の下限を確保するために、０．００１％以上のＯが必要である。さらに、前記式（１）と式（２）を満足する必要がある。しかし、Ｏが０．０１％を超えると、Ａ粒子やＣ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。さらに、５μｍを超えるような粗大な酸化物の個数が増えて、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化する。従ってＯの上限は０．０１％である。
【００５３】
続いて、選択元素の限定理由を説明する。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、母材の機械的性質、耐火特性、耐食性や溶接性を向上させることに利用できる。そのために必要な各元素の下限値は、上記の順に０．１％、０．１％、０．０５％、０．０５％である。これらの元素が下限値よりも少なく含まれる場合、不可避的不純物とみなされる。ＨＡＺのビッカース硬さとＭＡ量を制御するために、各元素の上限値は上記の順に２％、３％、１％、１％と規定される。
【００５４】
ＮｂとＶは、母材の強度と靭性を向上させることに利用できる。そのためには、ともに０．００５％以上必要である。これよりも少なく含まれる場合、不可避的不純物とみなされる。Ｎｂが０．１％を超えたり、Ｖが０．２％を超えたりすると、これら元素は窒化物の析出・成長挙動に影響する。つまり、ＮｂＮやＶＮを生成してＡ粒子を構成するＴｉＮの生成を妨害したり、５μｍを超える粗大な窒化物の個数を増やしたりすることで、ＨＡＺ靭性を不安定にする。従って、ＮｂとＶの上限値はそれぞれ０．１％、０．２％である。
【００５５】
Ｂは、母材の強度と靭性や溶接性を向上させるために利用することができる。そのためには０．０００１％以上必要である。これよりも少なく含まれる場合、不可避的不純物とみなされる。しかし０．００５％を超えると、粗大な析出物を生成して、母材やＨＡＺの機械的性質に悪影響を及ぼす。従ってＢの上限は０．００５％である。
【００５６】
ＲＥＭとＺｒは、脱硫剤として添加することで、母材やＨＡＺの機械的性質に有害な粗大な硫化物の個数を低減したり、その形態を制御して無害化するために利用できる。そのためには０．０００５％以上必要である。これよりも少なく含まれる場合、不可避的不純物とみなされる。これらの元素が０．０２％を超えると、硫化物の析出・成長挙動に影響する。つまり、Ｂ粒子であるＭｇ含有硫化物の生成を妨害したり、５μｍを超える粗大な硫化物の個数を増やしたりすることで、ＨＡＺ靭性を不安定にする。従って、ＲＥＭとＺｒの上限値は０．０２％である。
【００５７】
次に、本発明を適用した鋼材の製造方法の例を説明する。
鉄鋼業の製鋼工程において、所定の化学成分と微細粒子の分散状態を制御した鋼片を連続鋳造によって造る。この際、前記式（１）と式（２）に示されるＣａとＭｇとＯの量的バランスに配慮しつつ、ＣａとＭｇを添加剤として溶鋼に添加し、その後にＡｌ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒなどの脱酸元素や脱硫元素を添加することなく、ＣａとＭｇの添加から９０分以内に鋼を凝固させる。
【００５８】
鋳造後の冷却途中段階あるいは冷却完了段階から鋼片を再加熱し、熱間加工して冷却した後、熱処理、冷間加工、溶接、切断などの工程を必要に応じて適用し、母材の形状、寸法、機械的質を造り込むことで、厚鋼板、Ｈ形鋼、ＵＯ鋼管などの製品として製造される。引張強度は４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級である。ＨＡＺ靭性は鋼の化学成分と微細粒子の分散状態できまるから、母材の製造工程の影響を大きく受けない。従って、ＨＡＺ靭性は母材の製造工程に大きく依存せず、安定的に達成できる。
【００５９】
本発明で規定した介在物の分散状態は、例えば以下のような方法で定量的に測定される。Ａ粒子とＢ粒子の個数は、母材の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2 以上の面積にわたって観察し、各粒子の個数を測定し、これを単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2 ）に換算する。
【００６０】
このとき、Ａ粒子とＢ粒子の識別は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法装置（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。簡易的には、粒子の形態の違いによって識別することも可能である。例えば、ＴｉＮと思われる四角い粒子を伴う複合粒子はＡ粒子であり、それ以外をＢ粒子と認識する。この際、最初の数個は組成分析や結晶構造解析も併用して同定を行い、粒子の種類が同定されたＴＥＭ像を見本として、それ以降に観察される粒子をＴＥＭ像の形態からＡ粒子とＢ粒子とに識別する。
【００６１】
比較的大きいＣ粒子の個数は、上述のＴＥＭ観察によって測定する以外に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）や光学顕微鏡によっても測定が可能である。例えば、母材の任意の場所から小片試料を切り出して鏡面研磨試料を作製し、これを光学顕微鏡の１０００倍の倍率で少なくとも３ｍｍ2 以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの粒子の個数を測定し、これを単位面積あたりの個数（個／ｍｍ2 ）に換算する。
【００６２】
続いて、同一試料をＳＥＭに付属のＥＤＳや波長分散型Ｘ線分光法装置（ＷＤＳ）を用いて、対象となる大きさの粒子を少なくとも１０個以上をランダムに組成分析する。このとき、粒子の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して粒子の組成を求める。こうして測定した粒子のうち、ＣａとＯが同時に検出されるをＣ粒子とみなし、その個数割合を求める。そして、はじめに光学顕微鏡で測定された個数にこの割合を掛け合わせる。簡易的には、上記試料について元素マッピングを行い、ＣａとＯが共存する０．２〜５μｍの粒子の個数を測定すればよい。また、５μｍを超える有害な介在物の個数は、上述した光学顕微鏡で測定が可能である。
【００６３】
本発明で規定したＨＡＺ組織の結晶粒径やＭＡ量は、目的とする組織を現出させるための適当なエッチングを行い、光学顕微鏡を用いて測定できる。光学顕微鏡像を画像解析処理によってα結晶粒の長径やＭＡの長さ割合を測定することもできる。α結晶粒の長径の測定には、ＥＢＳＰ（Electron Backscatter Diffraction Pattern）法によって、ほぼ同一な結晶方位を有する領域を一つの結晶粒と認識する方法も役に立つ。
【００６４】
【実施例】
高炉と転炉と連続鋳造によって鋼片を作製した。このとき、本発明鋼については、製鋼工程において規定した化学成分と上述した操業条件を遵守することで、微細粒子の分散状態を制御した鋼片を作製した。表１に鋼の化学成分を示す。鋼片を再加熱して加工熱処理プロセス（ＴＭＣＰ）によって３０ｍｍあるいは８０ｍｍの板厚を有する引張強度が４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の厚鋼鈑を製造した。表２に鋼中の微細粒子の分散状態を示す。
【００６５】
製造された同じ板厚の鋼鈑を突合せ溶接した。板厚３０ｍｍの鋼板は２０ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接を用いた。板厚８０ｍｍの鋼板は１５０ｋＪ／ｍｍのエレクトロスラグ溶接を用いた。いずれも１パスで溶接した。そして、図２ （ａ）に示すようにＨＡＺ脆化位置（Ｘ）を定め、図３のようにシャルピー試験片を作製してＨＡＺ靭性を調べた。同様にしてＣＴＯＤ特性も調べた。このＨＡＺ脆化位置に罫書き線（ＨＡＺ代表線）を引いて、本発明で規定した方法で結晶粒径や硬さやＭＡ量や粗大介在物個数を測定した。表３にＨＡＺ脆化位置の組織因子と靭性を示す。
【００６６】
鋼１〜７は本発明鋼であり、鋼の化学成分と製鋼工程での操業条件が適正であるために微細粒子の分散状態が高度に制御され、その結果、ＨＡＺ脆化位置の組織因子が狙いどおりに制御されて、非常に良好なＨＡＺ靭性が達成されている。
【００６７】
一方、鋼８〜１７は比較鋼であり、鋼の化学成分が不適切であるために微細粒子の分散状態の制御が不十分であり、その結果、ＨＡＺ脆化位置の組織因子が不適切となって、ＨＡＺ靭性が劣っている。鋼８と鋼９は、前記式（１）と式（２）で規定するＣａとＭｇとＯの量的バランスを満たさないため、微細粒子の個数が不足し、ＨＡＺ組織因子の制御が不十分となってＨＡＺ靭性が劣化している。鋼１１と鋼１３と鋼１５と鋼１７は、微細粒子を構成するＣａやＭｇやＯやＳが多すぎるため、微細粒子の個数が多くなりすぎて鋼の延性が低下し、ＨＡＺ靭性が劣化している。粗大介在物が増えることも脆化を促している。逆に鋼１０と鋼１２と鋼１４と鋼１６は、ＣａやＭｇやＯやＳが少なすぎるため、微細粒子の個数が不足し、ＨＡＺ組織因子の制御が不十分となってＨＡＺ靭性が劣化している。
【００６８】
【表１】
【００６９】
【表２】
【００７０】
【表３】
【００７１】
【発明の効果】
本発明によって、高能率な大入熱溶接を適用しても良好なＨＡＺ靭性を維持できる鋼材が提供可能となった。その結果、溶接施工コストの低減と溶接構造物の安全性向上を従来にない高い次元で両立することが可能となった。本発明鋼は、造船、建築、橋梁、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの分野で利用され、経済性と安全性に貢献する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接部断面におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。
【図２】種々の継手形状の溶接部断面におけるＨＡＺ脆化位置（Ｘ）の決定と罫書き線（ＨＡＺ代表線）の作成の要領を示す図である。
【図３】溶接部断面におけるＨＡＺ脆化位置（Ｘ）からのシャルピー試験片の採取要領を示す図である。
【図４】罫書き線（ＨＡＺ代表線）に交わるベイナイト結晶粒の長径の測定方法の例を示す図である。
【図５】ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線で大きい順に５個測定されたα結晶粒長径と靭性との関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接熱影響部（Heat Affected Zone：ＨＡＺ）の靭性に優れた鋼材および鋼溶接部材に関し、特に、４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の引張強度を有する低炭素低合金組成の鋼材を対象にした、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材および鋼溶接部材に関するものである。
本発明は、鉄鋼業において、厚鋼板、Ｈ形鋼、ＵＯ鋼管などの製品へ適用される。本発明を適用した鋼材は、造船、建築、橋梁、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの分野で溶接構造物に使用され、溶接施工能率の高い大入熱溶接を用いるときに好適である。
【０００２】
【従来の技術】
ＨＡＺにおいては溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、結果的に冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して、ＨＡＺの靭性が劣化する。溶接入熱量の大きな高能率溶接を適用するほどＨＡＺ組織は粗大化し、ＨＡＺの脆化は顕著となる。
【０００３】
このような課題に対して、例えば下記特許文献１には、ＨＡＺにおけるγ粒成長をピン止めによって抑制し、場合によってはγ粒内のフェライト変態を促すことで、エレクトロガス溶接やエレクトロスラグ溶接のような大入熱溶接においてＨＡＺ組織を微細化し、良好なＨＡＺ靭性を達成する発明が開示されている。さらに、同文献の実施例では、溶接入熱量が２０、３１、９２ｋＪ／ｍｍの場合のＨＡＺについて、０℃あるいは−５℃でシャルピー衝撃特性が良好であることが示されている。また、下記特許文献２に記載の発明の実施例では、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍの場合のＨＡＺについて−４０℃でシャルピー衝撃特性が良好であることが示されている。
【０００４】
【特許文献１】
特開平１１−２７９６８４号公報
【特許文献２】
特開２００１−３４２５３７号公報
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
近年、溶接能率を高めるために溶接入熱量の増加傾向が著しく、その一方で溶接部に要求される靭性は厳格化の一途をたどっている。構造物の施工費用低減、構造物の信頼性向上、構造物の使用環境厳格化、などが背景にある。近い将来、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を採用しつつも、今よりもさらに厳しいＨＡＺ靭性が要求されることが想定される。例えば、エレクトロスラグ溶接を採用しつつも、そのＨＡＺに対して−１０℃でのＣＴＯＤ特性や、−４０℃のシャルピー衝撃特性が要求される可能性が考えられる。このような場合には、先の従来技術に依っても安定的に良好なＨＡＺ靭性を得ることは困難である。
【０００６】
そこで本発明は、厚鋼板、Ｈ形鋼、ＵＯ鋼管などとして各種の溶接構造物に使用され、溶接施工能率の高い大入熱溶接を用いた場合に好適な、特に、４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の母材の引張強度を有し、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにて、−４０℃でのシャルピー衝撃特性（平均値≧７０Ｊ）、あるいは−１０℃でのＣＴＯＤ特性（限界ＣＴＯＤ≧０．２ｍｍ）を満足することのできる、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材および鋼溶接部材を提供することを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨とするところは、下記の通りである。
（１） 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２％、 Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１〜３％、 Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．０１％、 Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、 Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．００１〜０．０１％
を含有すると同時に、下記式（１）と式（２）を満たし、
Ｏ−０．４Ｃａ≧０ …………（１）
Ｍｇ−１．５（Ｏ−０．４Ｃａ）≧０ …………（２）
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼成分を有し、
Ｍｇ含有酸化物を核としてその周辺にＴｉ含有窒化物を有する、粒子径が０．００５〜０．２μｍの複合粒子（Ａ粒子）が１×１０4 〜１×１０7 個／ｍｍ2 であり、粒子径が０．００５〜０．２μｍのＭｇ含有硫化物（Ｂ粒子）が１×１０4 〜１×１０7 個／ｍｍ2 であり、粒子径が０．２〜５μｍのＣａ含有酸化物（Ｃ粒子）が１×１０2 〜１×１０4 個／ｍｍ2 であり、
これら３種類の粒子が、複合せずに独立に存在しつつ、下記式（３）ないし式（５）を満たすことを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
Ａ粒子数＋Ｂ粒子数＝１×１０ 5 〜１×１０ 7 個／ｍｍ2 ……（３）
Ａ粒子数／Ｂ粒子数＝０．１〜１０ ……（４）
（Ａ粒子数＋Ｂ粒子数＋Ｃ粒子数）／Ｃ粒子数≦１００００ ……（５）
【０００８】
（２） 前記鋼成分として、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜２％、Ｎｉ：０．１〜３％、Ｃｒ：０．０５〜１％、Ｍｏ：０．０５〜１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％の１種以上を含むことを特徴とする、上記（１）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
【０００９】
（３） 上記（１）または（２）に記載の鋼材の溶接継手の溶接方向に垂直な溶接部断面内で、母材板厚中心線上の、溶融線からＸｍｍ離れた溶接熱影響部の点を通る、母材板厚中心線に直交する直線（以下、ＨＡＺ代表線という。）を横切る、フェライト、フェライトサイドプレートあるいはベイナイトの内の、結晶粒の長径の大きい順の５つの平均値が３００μｍ以下であることを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
ここで、Ｘ＝ｌｏｇ10（ＨＩ）（単位：ｍｍ）
ＨＩ：溶接入熱量（単位：ｋＪ／ｍｍ）
【００１０】
（４） 前記ＨＡＺ代表線を含む部分のビッカース硬さの平均値が１５０〜２５０であることを特徴とする、上記（３）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
（５） 前記ＨＡＺ代表線上で、ＭＡ（Martensite Austenite constituent）が占める長さの割合が５％以下であることを特徴とする、上記（３）または（４）に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
（６） 前記ＨＡＺ代表線を横切るパーライトの結晶粒の長径の大きい順の５つの平均値が１００μｍ以下であることを特徴とする、上記（３）ないし（５）のいずれか１項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
【００１１】
（７） 前記ＨＡＺ代表線を含む、溶接方向に垂直な前記溶接部断面内の、前記ＨＡＺ代表線から±０．５ｍｍの領域内で、直径が５μｍを超える酸化物、硫化物、窒化物および／またはこれらの複合体が、１０個／ｍｍ2 以下であることを特徴とする、上記（３）ないし（６）のいずれか１項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
【００１２】
【発明の実施の形態】
まず、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接を適用したＨＡＺで、−４０℃のシャルピー衝撃特性と−１０℃のＣＴＯＤ特性を達成するための、本発明の主要な要件である下記の４点について、それぞれ説明する。
（１）ＨＡＺにおける脆化位置の特定
（２）上記脆化位置においてＨＡＺ靭性を支配する組織要因の解明
（３）上記脆化位置においてＨＡＺ靭性を支配する粗大介在物要因の解明
（４）上記脆化位置においてＨＡＺの組織と介在物を適正に制御する手段の検討
【００１３】
まず、（１）のＨＡＺにおける脆化位置の特定について説明する。
引張強度が４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の鋼材を用いて２０〜１５０ｋＪ／ｍｍで溶接し、突合せ継手、Ｔ継手、十字継手、角継手、などの種々の継手を作製した。そして、ＨＡＺでのノッチ位置を細かく変化させて−４０℃でのシャルピー衝撃特性を調べた。図１に示すごとく、溶接方向に垂直な溶接部断面の、母材板厚中心線上で、溶融線からの距離を細かく刻んで２ｍｍＶノッチの位置を変化させ、ＨＡＺのシャルピー衝撃試験を行った。
【００１４】
その結果、図２（ａ）に示すように、溶融線からＸｍｍ離れた位置でのＨＡＺ靭性が最も低くなる傾向を見つけた。ここで、Ｘ＝ｌｏｇ１０（ＨＩ）（単位：ｍｍ）であり、ＨＩは２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量（単位：ｋＪ／ｍｍ）を示す。Ｘの値は溶接入熱量の増大ととも大きくなり、例えば、２０ｋＪ／ｍｍの場合はＸ＝１．３ｍｍ、１５０ｋＪ／ｍｍの場合はＸ＝２．２ｍｍとなる。このようなＨＡＺ脆化位置を特定する際、溶接熱サイクルをシミュレートする再現ＨＡＺ試験では精度が低い。再現ＨＡＺ試験片では、ノッチ近傍はほぼ均一な組織と硬さを有する。これに対し、実際の溶接継手では、組織や硬さの異なる溶接金属部とＨＡＺの両方がノッチ近傍に存在し、このような巨視的な不均一性がノッチ底に作用する歪や応力の分布に影響するのである。
【００１５】
このように、溶接構造用として一般的に用いられる引張強度が４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の鋼材と溶材との組み合わせであれば、２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接において、ＨＡＺ脆化位置の目安として上述のＸを用いて把握することが可能である。図２の（ａ）、（ｂ）、（ｃ）、（ｄ）に示すように、種々の継手形状に対して母材板厚中心線上でＨＡＺ脆化位置を罫書くことができる。
【００１６】
次に、前記（２）のＨＡＺ脆化位置においてＨＡＺ靭性を支配する組織要因の解明について説明する。
引張強度が４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の鋼材を用いて２０〜１５０ｋＪ／ｍｍで溶接した。そして、図３に示すごとく、上述のＸで表されるＨＡＺ脆化位置にノッチを入れ、−４０℃でシャルピー衝撃特性を調べた。このとき、本発明鋼も含めて種々の鋼材を試した。溶接入熱量も上記の範囲で種々に変化させた。靭性と組織の関係を詳細に検討した結果、フェライト、フェライトサイドプレート、ベイナイトの中で大きい結晶粒が靭性を支配することを突き止めた。
【００１７】
図４は調べられたＨＡＺ組織を模式的に示したものである。旧γ粒内で変態する組織に比べて、旧γ粒界から変態する組織の方が結晶粒径は圧倒的に大きい。このような旧γ粒界から変態する粗大組織は、フェライト、フェライトサイドプレート、ベイナイト（以上の三つの組織を総称してここではαと表す）である。これらの組織の特徴は、結晶粒のアスペクト比（長径／短径）が２以上で、互いに網目状に連結する傾向が強い。
【００１８】
図５はＨＡＺ脆化位置（Ｘ）での靭性に及ぼすα結晶粒の長径の影響を示す。ここでは、図３に示すように、ノッチ底に対応する罫書き線（ＨＡＺ代表線）を作成し、このＨＡＺ代表線を横切る対象組織の結晶粒の長径を、図４のような要領で大きい順に５個測定し、その平均値を求めた。図５から、大きい順に測定された５個の長径の平均値が小さくなるほど靭性は向上する。このとき、ＨＡＺ代表線を横切る対象組織の全ての長径を測定して平均化しても靭性との相関は弱いことがわかった。
【００１９】
つまり、大きい長径を有する結晶粒が靭性を支配しており、このような大きい結晶粒の存在に着目して靭性の向上をはかる必要があることがわかった。このとき、ＨＡＺ代表線上にて、母材板厚中心線との交点を含む５ｍｍ幅の線上でα長径が測定されることが好ましい。図５から、−４０℃で７０Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギーを達成するためには、大きい側に５個測定された長径の平均値を３００μｍ以下に制御する必要があることが分かる。
【００２０】
さらに、ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上でのＨＡＺ組織を上述のように制御したうえで、ビッカース硬さ、ＭＡ（Martensite Austenite constituent）量、パーライト結晶粒径などを適正に制御することで、靭性をさらに向上できることを見出したので、以下に説明する。
【００２１】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上でのビッカース硬さの平均値を１５０〜２５０に制御することで靭性はさらに高まる。図２の罫書き線（ＨＡＺ代表線）上で３点以上の硬さを測定して平均値を求める。このとき、罫書き線上にて、母材板厚中心線との交点を含む５ｍｍ幅の線上で硬さが測定されることが好ましい。硬さの測定荷重は９８Ｎが好ましい。硬さが１５０より小さくなると、溶接金属部に対して相対的に軟化したＨＡＺ脆化位置（Ｘ）に歪が局所的に集中し、靭性は向上しない。一方、硬さが２５０より大きくなると、溶接金属部に対して相対的に硬化したＨＡＺ脆化位置（Ｘ）に応力が局所的に集中し、靭性は向上しない。
【００２２】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上でのＭＡ（Martensite Austenite constituent：産報出版株式会社、「鉄鋼材料の溶接」、平成10年11月10日初版第一刷発行、ｐ73〜81参照）量を所定の量まで低減することで、靭性はさらに高まる。図２の罫書き線（ＨＡＺ代表線）上で図４のようにＭＡが占める長さの割合を５％以下にすることが有効である。このときＨＡＺ代表線上で、母材板厚中心線との交点を含む５ｍｍ幅の線上でＭＡ割合が測定されることが好ましい。
【００２３】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上でのパーライト結晶粒の長径を小さくすることで靭性はさらに高まる。図２の罫書き線（ＨＡＺ代表線）を横切るパーライトの長径を図４のように大きい順に５個測定し、その平均値を１００μｍ以下にすることが有効である。このときＨＡＺ代表線上で、母材板厚中心線との交点を含む５ｍｍ幅の線上でパーライト長径が測定されることが好ましい。
【００２４】
次に、前記（３）のＨＡＺ脆化位置におけるＨＡＺ靭性を支配する粗大介在物要因の解明について説明する。
上述したＨＡＺ組織制御は、−４０℃でのシャルピー衝撃特性を達成するために必要である。これよりさらに厳しい−１０℃でのＣＴＯＤ特性を達成するためには、粗大な介在物からの脆性破壊の発生を抑制する必要がある。この点について、本発明が対象とする大入熱溶接のＨＡＺ脆化位置（Ｘ）を前提に検討した。
【００２５】
図２と類似の要領で、溶接方向に垂直な溶接部断面の、前記ＨＡＺ代表線から±０．５ｍｍの領域内で、直径が５μｍを超える酸化物、硫化物、窒化物および／またはこれらの複合体を、１０個／ｍｍ2 以下に制御し、上述のＨＡＺ組織制御をこれに組み合わせることで、−１０℃の限界ＣＴＯＤが０．２ｍｍを超える靭性が得られることを突き止めた。このとき、前記ＨＡＺ代表線から±０．５ｍｍの領域に沿って、母材板厚中心線との交差部を含む５ｍｍ幅の領域で粗大介在物粒子の個数が測定されることが好ましい。
【００２６】
本発明が対象とする２０〜１５０ｋＪ／ｍｍの大入熱では、溶融線に近いＨＡＺ脆化位置（Ｘ）の近傍は、溶接時に高温で長時間加熱されるので、溶け残った介在物が成長して大きくなる恐れがある。介在物の大きさが５μｍを超えると、脆性破壊の起点として悪影響を及ぼす恐れがあり、ＣＴＯＤ特性が不安定となる。そこで、このような有害な介在物を１０個／ｍｍ2 以下に低減したうえで、上述のＨＡＺ組織制御を組み合わせることで、−１０℃のＣＴＯＤ特性を安定化できるのである。この有害な粗大介在物の個数が１０個／ｍｍ2 を超えて多く存在すると、たとえ上述のＨＡＺ組織制御を組み合わせてもＣＴＯＤ特性が不安定になる恐れがある。
【００２７】
次に、前記（４）のＨＡＺ脆化位置においてＨＡＺの組織と粗大介在物を適正に制御する手段について説明する。
ＨＡＺの組織と粗大介在物を上述のような適正な状態に制御し、大入熱溶接において従来より格段に良好なＨＡＺ靭性を得るためには、鋼成分と微細粒子の分散状態を制御する必要があることを以下に説明する。
【００２８】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上において、α結晶粒の長径の最大値を３００μｍ以下に小さくするためには、微細粒子を従来にもまして高度に活用する必要がある。つまり、γ成長時にはピン止め効果を利用してγ粒径を小さく保ち、その後のγ→α変態時にはγ粒界上にあるピン止め粒子を変態核として利用してαの微細核生成を促し、その後のα成長時には再びピン止め効果を利用してα粒径を小さく保つ必要がある。
【００２９】
そのためには、Ｍｇ含有酸化物を核としてその周辺にＴｉ含有窒化物を有する、粒子径が０．００５〜０．２μｍの複合粒子（Ａ粒子）が１×１０4 〜１×１０7 個／ｍｍ2 であり、粒子径が０．００５〜０．２μｍのＭｇ含有硫化物（Ｂ粒子）が１×１０4 〜１×１０7 個／ｍｍ2 であり、粒子径が０．２〜５μｍのＣａ含有酸化物（Ｃ粒子）が１×１０2 〜１×１０4 個／ｍｍ2 であり、これら３種類の粒子が、複合せずに独立に存在しつつ、下記式（３）ないし式（５）を満足することが必要となる。
Ａ粒子数＋Ｂ粒子数＝１×１０5 〜１×１０7 個／ｍｍ2 ……（３）
Ａ粒子数／Ｂ粒子数＝０．１〜１０ ……（４）
（Ａ粒子数＋Ｂ粒子数＋Ｃ粒子数）／Ｃ粒子数≦１００００ ……（５）
【００３０】
γやαのピン止め効果を従来よりも安定的に強化するためには、大きさと形状と組成（硬さ）の異なる微細粒子を適正な個数割合のもとで組み合わせ、鋼中に均一に分散させることが有効であることを発見した。Ａ粒子とＢ粒子の大きさは同程度であるが、その形状と組成（硬さ）が異なる。Ａ粒子は直方体に近い形状であり硬い。一方、Ｂ粒子は球形に近い形状でありＡ粒子よりも軟らかい。さらに、Ｃ粒子はＡ粒子やＢ粒子に比べて大きい特徴がある。このような３種類の異種粒子が適当な個数割合の組み合わせでγ粒界に存在すると、全体的なピン止め力が安定的に強化され、部分的に結晶粒が粗大化するような不具合（ピン止め効果の不安定性）が解決できることを見出した。
【００３１】
本発明が対象とする大入熱溶接のＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上で、αの長径を安定的に３００μｍ以下に抑えるためには、まず、各々の粒子数の下限値を上述のように規定する必要がある。加えて、前記式（３）に示される粒子数の下限値と、式（４）と式（５）に示される個数割合を規定する必要がある。
【００３２】
前記式（３）で規定されるＡ粒子とＢ粒子の合計個数のうち、どちらか一方の粒子が少なくとも１０％以上含まれることが式（４）で規定されている。どちらか一方の粒子が１０％未満であると、異種粒子の組み合わせが不適当となり、ピン止め力とα核生成能が不安定となる領域が生じて、局所的に３００μｍを超える長径のαが生成する恐れがある。式（５）はＡ粒子とＢ粒子とＣ粒子を合わせた総個数のうち、少なくとも１００００個に１個は比較的サイズの大きいＣ粒子であることを規定している。Ｃ粒子がこれより少ないと、異種粒子の組み合わせが不適当となり、ピン止め力とα核生成能が不安定となる領域が生じて、局所的に３００μｍを超える長径のαが生成する恐れがある。
【００３３】
各々の粒子数の上限値と、式（３）に示される粒子数の上限値は、鋼の延性の観点から規定される。粒子数がこれらの上限値より多くなると、鋼の延性が劣化するために、ＨＡＺのノッチ底での塑性変形能が低下し、脆性破壊の発生が容易になるためにＨＡＺ靭性が劣化する。また、比較的サイズの大きいＣ粒子の個数が上限値を超えると、脆性破壊の発生特性に悪影響が及び、ＣＴＯＤ特性が不安定になる。以上の理由から、三種類の粒子数の上限値を上述のように規定する必要がある。
【００３４】
以上の微細粒子の分散状態を達成するためには、鋼の化学成分における各々の元素の量を後述するように規定したうえで、質量％を用いて計算される式下記 （１）と式（２）を満たす必要がある。
Ｏ−０．４Ｃａ≧０ …………（１）
Ｍｇ−１．５（Ｏ−０．４Ｃａ）≧０ …………（２）
【００３５】
以上の式は、Ａ粒子を構成するＭｇ含有酸化物、Ｂ粒子であるＭｇ含有硫化物、Ｃ粒子であるＣａ含有酸化物を構成するＣａとＭｇとＯについて、適正な量的バランスを示したものである。製鋼工程において、本発明では、脱酸力のもっとも強いＣａがＯと結合してＣａ含有酸化物を最初に生成すると考える。次に、残ったＯがＭｇと結合してＭｇ含有酸化物が生成すると考える。最後に、残ったＭｇがＳと結合してＭｇ含有硫化物が生成すると考える。式（１）の左辺はＣａＯが生成した後に残るＯ量を見積もっている。式（１）が満たされなければ、Ｍｇと結合するためのＯを安定的に確保することが難しくなる。従って、Ｍｇ含有酸化物を生成させる条件として式（１）を満たす必要がある。
【００３６】
次に、式（２）の左辺はＭｇＯが生成した後に残るＭｇ量を見積もっている。ここでは、ＣａＯが生成した後に残るＯがＭｇと結合してＭｇＯを形成すると仮定して式（１）と式（２）を導いている。実際には、ＣａＯやＭｇＯにＡｌなどの他の脱酸元素が入り込む場合もある。式（２）が満たされなければ、Ｓと結合するためのＭｇを安定的に確保することが難しくなる。従って、Ｍｇ含有硫化物を生成させる条件として式（２）を満たす必要がある。以上のＣａとＭｇとＯの量的バランスを保ちつつ、上述した順番にＣａ含有酸化物、Ｍｇ含有酸化物、Ｍｇ含有硫化物を生成させる。このあと、Ｍｇ含有酸化物を核としてＴｉＮが複合析出し、Ａ粒子が形成される。
【００３７】
以上の製鋼工程では、ＣａとＭｇが溶鋼に添加されてから連続鋳造によって鋼が凝固するまでの時間を、９０分以内にとどめることが重要である。ＣａとＭｇを耐火物レンガや鍋スラグを通じて溶鋼中へ添加することも可能であるが、本発明ではこれを避ける工夫を施し、単体金属あるいは合金などの添加剤としてＣａとＭｇを溶鋼に添加することが重要である。このとき、ＣａとＭｇの添加順序に規制はないが、これらの元素を添加した後にＡｌ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒなどの脱酸元素や脱硫元素を添加しないことが重要である。
【００３８】
ＨＡＺ脆化位置において、ビッカース硬さの平均値を１５０〜２５０に制御したり、ＭＡ量を５％以下に低減するためには、本発明が対象とする溶接後の遅い冷却速度を前提に、微細粒子の分散状態と化学成分的な焼入性を適正化する必要がある。Ａ粒子、Ｂ粒子、Ｃ粒子の分散状態を上述のように制御すれば、γ粒成長、γ粒界上の微細粒子を核とするα変態、α粒成長を通じて、硬さとＭＡ低減に相応しいＨＡＺ組織を造り込むことができる。同時に、化学成分的な焼入性を考慮する必要があり、この点については化学成分の限定理由として後に説明する。
【００３９】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上において、パーライト結晶粒の長径の最大値を１００μｍ以下に小さくするためには、α結晶粒の長径の最大値を小さくするために規定した微細粒子の分散状態を目指せば良い。加えて、パーラートを構成する層状セメンタイト（Ｆｅ3 Ｃ）の生成量を抑える必要があり、後述するようにＣ量の上限を限定する。
【００４０】
ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線上において、５μｍを超える粗大な酸化物や硫化物や窒化物やこれらの複合体を１０個／ｍｍ2 以下に低減するには、これらの粗大介在物を構成しうるＯ、Ｓ、Ｎの上限量を後述するように限定する。そして、０．００５〜５μｍの微細なＡ粒子（酸化物＋窒化物）、Ｂ粒子（硫化物）、Ｃ粒子（酸化物）の分散状態を上述したように制御すればよい。これらの微細粒子はＯ、Ｓ、Ｎから構成されるから、微細粒子として適正にＯ、Ｓ、Ｎを消費すれば、残るＯ、Ｓ、Ｎによって粗大介在物が構成されても、その個数が１０個／ｍｍ2 を上回ることはない。
【００４１】
このように、本発明においては微細粒子を制御することが粗大介在物の制御につながる。微細粒子の分散状態を無視すれば、粗大介在物だけを制御するのは比較的容易である。本発明は、微細粒子を活用したＨＡＺ組織制御と連動させて粗大介在物を制御するものである。
【００４２】
次に、化学成分について説明する。まず、必須元素の限定理由について説明する。成分含有量は質量％である。
Ｃは、母材とＨＡＺの強度と靭性を確保するために０．０１％以上必要である。しかし０．２％を超えると、ＨＡＺにおいてビッカース硬さが上昇しすぎたり、ＭＡ生成量が増えすぎたり、パーライト結晶粒径が大きくなりすぎたりすることで、ＨＡＺ靭性に不利となる。またＣが０．２％を超えると、母材の靭性にも不利となるうえ、小入熱溶接時に溶接割れが発生する恐れも出てくる。以上の理由から、Ｃの上限は０．２％である。
【００４３】
Ｓｉは、脱酸のために添加することができる。しかし、０．５％を超えるとＨＡＺにＭＡが生成し易くなりＨＡＺ靭性に不利となる。本発明ではＣａ、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎによっても脱酸は可能であり、ＨＡＺ靭性の観点からＳｉは少ないほどよい。
【００４４】
Ｍｎは、母材とＨＡＺの強度（硬さ）と靭性を確保するために０．１％以上必要である。溶鋼Ｏが多い段階で脱酸元素として使うこともできる。ＭｎはＨＡＺの焼入性に大きく影響するから、ＨＡＺのビッカース硬さを制御する観点で重要である。Ｍｎが０．１％未満になると、ＨＡＺのビッカース硬さが１５０を下回る危険がある。一方、Ｍｎが３％を超えると、ＨＡＺのビッカース硬さが２５０を上回る危険がある。従って、Ｍｎは０．１〜３％に規定する必要がある。
【００４５】
Ｐは、本発明において不純物元素であり、良好な母材とＨＡＺの材質を確保するためには０．０２％以下に低減する必要がある。
【００４６】
Ｓは、本発明で重要な元素である。ＳはＭｇと結合してＢ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ｂ粒子の個数の下限を確保するために、０．００１％以上のＳが必要である。しかし、Ｓが０．０１％を超えると、Ｂ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。さらに、５μｍを超えるような粗大な硫化物の個数が増えて、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化する。従って、Ｓの上限は０．０１％である。
【００４７】
Ａｌは、溶鋼Ｏ量が多い段階で脱酸元素として用いられる。また、ＭｇやＣａが溶鋼中で脱酸反応を生じるときにＡｌが共存すれば、Ｍｇ含有酸化物やＣａ含有酸化物の中にＡｌが入り込んで、Ａ粒子やＣ粒子の個数を増加させることにも貢献できる。そのためには、０．００１％以上のＡｌが必要である。しかし、Ａｌが０．１％を超えるとＭｇやＣａが溶鋼に添加される前のＯ量が少なくなりすぎて、Ａ粒子やＣ粒子を構成するためのＯが不足し、これらの粒子数が下限を下回る。さらに、Ａｌが０．１％を超えると、ＡｌＮが生成してＡ粒子を構成するＴｉＮの生成を妨害したり、５μｍを超える粗大な窒化物の個数を増やしたりすることで、ＨＡＺ靭性を不安定にする。従って、０．１％がＡｌの上限である。
【００４８】
Ｔｉは、ＴｉＮを形成してＭｇ含有酸化物に複合析出することでＡ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ａ粒子の個数の下限を確保するために、０．００５％以上のＴｉが必要である。しかし、Ｔｉが０．０３％を超えると、ＴｉＮが大きくなって個数が減少し、Ａ粒子の個数の下限を確保することが難しくなる。ここで、ＴｉＮの粗大化を抑える工夫を施すと、逆にＡ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。従って、Ｔｉの上限は０．０３％である。Ｔｉは溶鋼Ｏ量が多い段階で脱酸元素として使うことも可能である。
【００４９】
Ｍｇは、本発明で重要な元素である。ＭｇはＯやＳと結合して、Ａ粒子やＢ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ａ粒子やＢ粒子の個数の下限を確保するために、０．０００５％以上のＭｇが必要である。さらに、前記式（２）を満足する必要がある。しかし、Ｍｇが０．０１％を超えると、Ａ粒子やＢ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。従って、Ｍｇの上限は０．０１％である。Ｍｇは単体金属あるいは合金などの添加剤として溶鋼に添加する。そして、製鋼工程の条件を上述のように適正に制御する。
【００５０】
Ｃａは本発明で重要な元素である。ＣａはＯと結合してＣ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ｃの個数の下限を確保するために０．０００５％以上のＣａが必要である。さらに、前記式（１）と式（２）を満足する必要がある。しかしＣａが０．０１％を超えると、Ｃ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。従ってＣａの上限は０．０１％である。
Ｃａは単体金属あるいは合金などの添加剤として溶鋼に添加する必要がある。そして製鋼工程の条件を上述のように適正に制御する。
【００５１】
Ｎは、ＴｉＮを形成してＭｇ含有酸化物に複合析出することでＡ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ａ粒子の個数の下限を確保するために、０．００１％以上のＮが必要である。しかしＮが０．０１％を超えると、ＴｉＮが大きくなって個数が減少し、Ａ粒子の個数の下限を確保することが難しくなる。ここで、ＴｉＮの粗大化を抑える工夫を施すと、逆にＡ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。さらに、５μｍを超えるような粗大な窒化物の個数が増えて、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化する。従ってＮの上限は０．０１％である。
【００５２】
Ｏは、本発明で重要な元素である。ＯはＭｇやＣａと結合して、Ａ粒子やＣ粒子を構成し、ＨＡＺの組織制御に貢献してＨＡＺ靭性を高める。Ａ粒子やＣ粒子の個数の下限を確保するために、０．００１％以上のＯが必要である。さらに、前記式（１）と式（２）を満足する必要がある。しかし、Ｏが０．０１％を超えると、Ａ粒子やＣ粒子が多くなりすぎて個数の上限を確保できなくなる。さらに、５μｍを超えるような粗大な酸化物の個数が増えて、ＨＡＺのＣＴＯＤ特性が劣化する。従ってＯの上限は０．０１％である。
【００５３】
続いて、選択元素の限定理由を説明する。
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは、母材の機械的性質、耐火特性、耐食性や溶接性を向上させることに利用できる。そのために必要な各元素の下限値は、上記の順に０．１％、０．１％、０．０５％、０．０５％である。これらの元素が下限値よりも少なく含まれる場合、不可避的不純物とみなされる。ＨＡＺのビッカース硬さとＭＡ量を制御するために、各元素の上限値は上記の順に２％、３％、１％、１％と規定される。
【００５４】
ＮｂとＶは、母材の強度と靭性を向上させることに利用できる。そのためには、ともに０．００５％以上必要である。これよりも少なく含まれる場合、不可避的不純物とみなされる。Ｎｂが０．１％を超えたり、Ｖが０．２％を超えたりすると、これら元素は窒化物の析出・成長挙動に影響する。つまり、ＮｂＮやＶＮを生成してＡ粒子を構成するＴｉＮの生成を妨害したり、５μｍを超える粗大な窒化物の個数を増やしたりすることで、ＨＡＺ靭性を不安定にする。従って、ＮｂとＶの上限値はそれぞれ０．１％、０．２％である。
【００５５】
Ｂは、母材の強度と靭性や溶接性を向上させるために利用することができる。そのためには０．０００１％以上必要である。これよりも少なく含まれる場合、不可避的不純物とみなされる。しかし０．００５％を超えると、粗大な析出物を生成して、母材やＨＡＺの機械的性質に悪影響を及ぼす。従ってＢの上限は０．００５％である。
【００５６】
ＲＥＭとＺｒは、脱硫剤として添加することで、母材やＨＡＺの機械的性質に有害な粗大な硫化物の個数を低減したり、その形態を制御して無害化するために利用できる。そのためには０．０００５％以上必要である。これよりも少なく含まれる場合、不可避的不純物とみなされる。これらの元素が０．０２％を超えると、硫化物の析出・成長挙動に影響する。つまり、Ｂ粒子であるＭｇ含有硫化物の生成を妨害したり、５μｍを超える粗大な硫化物の個数を増やしたりすることで、ＨＡＺ靭性を不安定にする。従って、ＲＥＭとＺｒの上限値は０．０２％である。
【００５７】
次に、本発明を適用した鋼材の製造方法の例を説明する。
鉄鋼業の製鋼工程において、所定の化学成分と微細粒子の分散状態を制御した鋼片を連続鋳造によって造る。この際、前記式（１）と式（２）に示されるＣａとＭｇとＯの量的バランスに配慮しつつ、ＣａとＭｇを添加剤として溶鋼に添加し、その後にＡｌ、Ｔｉ、ＲＥＭ、Ｚｒなどの脱酸元素や脱硫元素を添加することなく、ＣａとＭｇの添加から９０分以内に鋼を凝固させる。
【００５８】
鋳造後の冷却途中段階あるいは冷却完了段階から鋼片を再加熱し、熱間加工して冷却した後、熱処理、冷間加工、溶接、切断などの工程を必要に応じて適用し、母材の形状、寸法、機械的質を造り込むことで、厚鋼板、Ｈ形鋼、ＵＯ鋼管などの製品として製造される。引張強度は４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級である。ＨＡＺ靭性は鋼の化学成分と微細粒子の分散状態できまるから、母材の製造工程の影響を大きく受けない。従って、ＨＡＺ靭性は母材の製造工程に大きく依存せず、安定的に達成できる。
【００５９】
本発明で規定した介在物の分散状態は、例えば以下のような方法で定量的に測定される。Ａ粒子とＢ粒子の個数は、母材の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2 以上の面積にわたって観察し、各粒子の個数を測定し、これを単位面積当たりの個数（個／ｍｍ2 ）に換算する。
【００６０】
このとき、Ａ粒子とＢ粒子の識別は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法装置（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。簡易的には、粒子の形態の違いによって識別することも可能である。例えば、ＴｉＮと思われる四角い粒子を伴う複合粒子はＡ粒子であり、それ以外をＢ粒子と認識する。この際、最初の数個は組成分析や結晶構造解析も併用して同定を行い、粒子の種類が同定されたＴＥＭ像を見本として、それ以降に観察される粒子をＴＥＭ像の形態からＡ粒子とＢ粒子とに識別する。
【００６１】
比較的大きいＣ粒子の個数は、上述のＴＥＭ観察によって測定する以外に、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）や光学顕微鏡によっても測定が可能である。例えば、母材の任意の場所から小片試料を切り出して鏡面研磨試料を作製し、これを光学顕微鏡の１０００倍の倍率で少なくとも３ｍｍ2 以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの粒子の個数を測定し、これを単位面積あたりの個数（個／ｍｍ2 ）に換算する。
【００６２】
続いて、同一試料をＳＥＭに付属のＥＤＳや波長分散型Ｘ線分光法装置（ＷＤＳ）を用いて、対象となる大きさの粒子を少なくとも１０個以上をランダムに組成分析する。このとき、粒子の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して粒子の組成を求める。こうして測定した粒子のうち、ＣａとＯが同時に検出されるをＣ粒子とみなし、その個数割合を求める。そして、はじめに光学顕微鏡で測定された個数にこの割合を掛け合わせる。簡易的には、上記試料について元素マッピングを行い、ＣａとＯが共存する０．２〜５μｍの粒子の個数を測定すればよい。また、５μｍを超える有害な介在物の個数は、上述した光学顕微鏡で測定が可能である。
【００６３】
本発明で規定したＨＡＺ組織の結晶粒径やＭＡ量は、目的とする組織を現出させるための適当なエッチングを行い、光学顕微鏡を用いて測定できる。光学顕微鏡像を画像解析処理によってα結晶粒の長径やＭＡの長さ割合を測定することもできる。α結晶粒の長径の測定には、ＥＢＳＰ（Electron Backscatter Diffraction Pattern）法によって、ほぼ同一な結晶方位を有する領域を一つの結晶粒と認識する方法も役に立つ。
【００６４】
【実施例】
高炉と転炉と連続鋳造によって鋼片を作製した。このとき、本発明鋼については、製鋼工程において規定した化学成分と上述した操業条件を遵守することで、微細粒子の分散状態を制御した鋼片を作製した。表１に鋼の化学成分を示す。鋼片を再加熱して加工熱処理プロセス（ＴＭＣＰ）によって３０ｍｍあるいは８０ｍｍの板厚を有する引張強度が４００〜６００Ｎ／ｍｍ2 級の厚鋼鈑を製造した。表２に鋼中の微細粒子の分散状態を示す。
【００６５】
製造された同じ板厚の鋼鈑を突合せ溶接した。板厚３０ｍｍの鋼板は２０ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接を用いた。板厚８０ｍｍの鋼板は１５０ｋＪ／ｍｍのエレクトロスラグ溶接を用いた。いずれも１パスで溶接した。そして、図２ （ａ）に示すようにＨＡＺ脆化位置（Ｘ）を定め、図３のようにシャルピー試験片を作製してＨＡＺ靭性を調べた。同様にしてＣＴＯＤ特性も調べた。このＨＡＺ脆化位置に罫書き線（ＨＡＺ代表線）を引いて、本発明で規定した方法で結晶粒径や硬さやＭＡ量や粗大介在物個数を測定した。表３にＨＡＺ脆化位置の組織因子と靭性を示す。
【００６６】
鋼１〜７は本発明鋼であり、鋼の化学成分と製鋼工程での操業条件が適正であるために微細粒子の分散状態が高度に制御され、その結果、ＨＡＺ脆化位置の組織因子が狙いどおりに制御されて、非常に良好なＨＡＺ靭性が達成されている。
【００６７】
一方、鋼８〜１７は比較鋼であり、鋼の化学成分が不適切であるために微細粒子の分散状態の制御が不十分であり、その結果、ＨＡＺ脆化位置の組織因子が不適切となって、ＨＡＺ靭性が劣っている。鋼８と鋼９は、前記式（１）と式（２）で規定するＣａとＭｇとＯの量的バランスを満たさないため、微細粒子の個数が不足し、ＨＡＺ組織因子の制御が不十分となってＨＡＺ靭性が劣化している。鋼１１と鋼１３と鋼１５と鋼１７は、微細粒子を構成するＣａやＭｇやＯやＳが多すぎるため、微細粒子の個数が多くなりすぎて鋼の延性が低下し、ＨＡＺ靭性が劣化している。粗大介在物が増えることも脆化を促している。逆に鋼１０と鋼１２と鋼１４と鋼１６は、ＣａやＭｇやＯやＳが少なすぎるため、微細粒子の個数が不足し、ＨＡＺ組織因子の制御が不十分となってＨＡＺ靭性が劣化している。
【００６８】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明によって、高能率な大入熱溶接を適用しても良好なＨＡＺ靭性を維持できる鋼材が提供可能となった。その結果、溶接施工コストの低減と溶接構造物の安全性向上を従来にない高い次元で両立することが可能となった。本発明鋼は、造船、建築、橋梁、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの分野で利用され、経済性と安全性に貢献する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶接部断面におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。
【図２】種々の継手形状の溶接部断面におけるＨＡＺ脆化位置（Ｘ）の決定と罫書き線（ＨＡＺ代表線）の作成の要領を示す図である。
【図３】溶接部断面におけるＨＡＺ脆化位置（Ｘ）からのシャルピー試験片の採取要領を示す図である。
【図４】罫書き線（ＨＡＺ代表線）に交わるベイナイト結晶粒の長径の測定方法の例を示す図である。
【図５】ＨＡＺ脆化位置（Ｘ）ないしＨＡＺ代表線で大きい順に５個測定されたα結晶粒長径と靭性との関係を示す図である。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．１〜３％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｎ ：０．００１〜０．０１％、
Ｏ ：０．００１〜０．０１％
を含有すると同時に、下記式（１）と式（２）を満たし、
Ｏ−０．４Ｃａ≧０ …………（１）
Ｍｇ−１．５（Ｏ−０．４Ｃａ）≧０ …………（２）
残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼成分を有し、
Ｍｇ含有酸化物を核としてその周辺にＴｉ含有窒化物を有する、粒子径が０．００５〜０．２μｍの複合粒子（Ａ粒子）が１×１０4 〜１×１０7 個／ｍｍ2 であり、粒子径が０．００５〜０．２μｍのＭｇ含有硫化物（Ｂ粒子）が１×１０4 〜１×１０7 個／ｍｍ2 であり、粒子径が０．２〜５μｍのＣａ含有酸化物（Ｃ粒子）が１×１０2 〜１×１０4 個／ｍｍ2 であり、
これら３種類の粒子が、複合せずに独立に存在しつつ、下記式（３）ないし式（５）を満たすことを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。
Ａ粒子数＋Ｂ粒子数＝１×１０5 〜１×１０7 個／ｍｍ2 ……（３）
Ａ粒子数／Ｂ粒子数＝０．１〜１０ ……（４）
（Ａ粒子数＋Ｂ粒子数＋Ｃ粒子数）／Ｃ粒子数≦１００００ ……（５） - 前記鋼成分として、さらに質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２％、
Ｎｉ：０．１〜３％、
Ｃｒ：０．０５〜１％、
Ｍｏ：０．０５〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１％、
Ｖ ：０．００５〜０．２％、
Ｂ ：０．０００１〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０２％、
Ｚｒ：０．０００５〜０．０２％
の１種以上を含むことを特徴とする、請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。 - 請求項１または２に記載の鋼材の溶接継手の溶接方向に垂直な溶接部断面内で、母材板厚中心線上の、溶融線からＸｍｍ離れた溶接熱影響部の点を通る、母材板厚中心線に直交する直線（以下、ＨＡＺ代表線という。）を横切る、フェライト、フェライトサイドプレートあるいはベイナイトの内の、結晶粒の長径の大きい順の５つの平均値が３００μｍ以下であることを特徴とする、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。 ここで、Ｘ＝ｌｏｇ10（ＨＩ）（単位：ｍｍ）
ＨＩ：溶接入熱量（単位：ｋＪ／ｍｍ） - 前記ＨＡＺ代表線を含む部分のビッカース硬さの平均値が１５０〜２５０であることを特徴とする、請求項３に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
- 前記ＨＡＺ代表線上で、ＭＡ（Martensite Austenite constituent）が占める長さの割合が５％以下であることを特徴とする、請求項３または４に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
- 前記ＨＡＺ代表線を横切るパーライトの結晶粒の長径の大きい順の５つの平均値が１００μｍ以下であることを特徴とする、請求項３ないし５のいずれか１項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
- 前記ＨＡＺ代表線を含む、溶接方向に垂直な前記溶接部断面内の、前記ＨＡＺ代表線から±０．５ｍｍの領域内で、直径が５μｍを超える酸化物、硫化物、窒化物のいずれかまたはこれらの複合体が、１０個／ｍｍ2 以下であることを特徴とする、請求項３ないし６のいずれか１項に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた鋼溶接部材。
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