JP4132928B2 - 優れた大入熱溶接部特性と低い降伏比を有する鋼材 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は主に鉄鋼業で実施され、本発明による鋼材は、建築や橋梁をはじめとする各種の溶接鋼構造物に用いられる。特に、耐震性能と大入熱溶接部性能が要求される高層建築向けの４面ボックス柱（箱型断面柱）への使用が好適である。
【０００２】
【従来の技術】
エレクトロガス溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱量の大きな高能率溶接を適用するほど溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の組織は粗大化し、ＨＡＺは脆化する。引張強度が５００〜６００ＭＰａ級の鋼成分においては、成分的な焼入性に起因して上部ベイナイト主体のＨＡＺ組織が形成されることが多い。上部ベイナイトは局部的な脆化相であるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ：島状マルテンサイトと呼ばれる場合もある）を多く含有するため、靭性が劣る。つまり、５００〜６００ＭＰａ級鋼材に大入熱溶接を適用すると、粗大な上部ベイナイトによってＨＡＺ組織が構成され、ＨＡＺ靭性が著しく劣化する。従って、微細なフェライト主体のＨＡＺ組織を目指す必要がある。
【０００３】
本発明者らは、特開２００１−３１６７５８号公報でＭｇとＢを複合的に添加することで母材強度の確保と大入熱ＨＡＺ靭性の向上を両立する技術を発明した。この場合、母材圧延後の冷却ではＢによって焼入性を高めて高強度化をはかった。一方、大入熱溶接後の冷却ではＢによって焼入性を低めて上部ベイナイトの生成を抑制してフェライト主体組織に制御し、Ｍｇ添加によって組織微細化をはかった。このように、母材とＨＡＺの焼入性に対して相反する目的でＢを用いると、ＨＡＺ軟化が大きくなる問題点が浮上し、溶接構造物としての溶接部強度が不十分になる懸念が生じた。そこで、ＨＡＺ軟化を小さく抑える新しい技術が必要となった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は下記の特性を満たす鋼材を提供することである。特に、ＨＡＺ軟化を小さくすることが主たる課題である。
【０００５】
（１）母材特性
５００〜６００ＭＰａ級の引張強度（ＴＳ）と８０％以下の降伏比（ＹＲ）を有する。
【０００６】
（２）溶接部特性
溶接入熱量が１０〜１００ｋＪ／ｍｍであるＨＡＺにおいて、０℃で１００Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギー（平均値）を有し、母材平均硬さからＨＡＺ最軟化部硬さを差し引いた軟化代がビッカース硬さで５０以下である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、質量％で
Ｃ ：０．０８〜０．１６％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．００５％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１７％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、
Ｏ ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ ：０．００２〜０．００８％
を含有し、さらに必要に応じて
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、
Ｖ ：０．００５〜０．１％
の１種または２種以上を含有し、質量％を用いて計算される［１］式および［２］式を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子が１００００個／ｍｍ2以上存在し、Ｂを含有する０．１〜１０μｍの粒子が５０個／ｍｍ2以上存在し、ＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする、優れた大入熱溶接部特性と低い降伏比を有する鋼材。
（Ｔｉ＋１．７７Ａｌ）／Ｎ≦１０ ・ ・ ・［１］
Ｓｉ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦２．０ ・ ・ ・［２］
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明の狙いは下記を満たすことである。
（１）母材強度 ：ＴＳ≧５００ＭＰａ
（２）母材の降伏比 ：ＹＲ≦８０％
（３）大入熱ＨＡＺの靭性 ：ｖＥ０≧１００Ｊ
（４）大入熱ＨＡＺの軟化 ：母材Ｈｖ−ＨＡＺ最軟化部Ｈｖ（△Ｈｖ）≦５０
【０００９】
先述したように、特開２００１−３１６７５８号公報では（１）と（３）に対して相反するＢの効果を利用した。その結果、（４）が満足できないことが課題であった。これを解決するために、本発明では（１）に対してＢを利用せず、（３）に対してのみ積極的にＢを利用することを考えた。図１にオーステナイト（γ）温度域における冷却曲線とＢ析出挙動の関係を模式的に示す。母材圧延後の冷却速度はここで想定する大入熱溶接後のそれよりも大きい。従来技術である特開２００１−３１６７５８号公報では、母材冷却時にはＢをγ中に固溶させて焼入性を高めるために利用し、一方、ＨＡＺ冷却時にはＢをγ中に析出させて焼入性を低下させる（フェライト変態核として作用させる）ために利用した。これに対して、本発明では図１に示すＢの実線である析出曲線を点線で示す析出曲線のように短時間側へ移動（矢印方向）させることで母材冷却時にもＢを析出させ、焼入性を高めないようにすることを目指した。Ｂは鉄炭化物（例えばＦｅ23（ＣＢ）6）や窒化物（例えばＢＮ）として析出するため、Ｂと結合できるＣやＮを提供することがＢ析出を促す考え方となる。そのためには下記が方針となる。
ａ）Ｃを多くする
ｂ）Ｎを多くする
ｃ）γ温度域での冷却過程でＢに先だってＣおよびＮと結合する元素を少なくする
ａ）とｂ）については、母材およびＨＡＺの靭性や溶接性などからこれらの上限がきまる。そこで、ｃ）に着目して検討した結果、下記の有効性が見いだされた。
［１］ ＴｉとＡｌをＮに対して適正に減ずることでこれらの窒化物の生成を抑制し、Ｂと結びつくために有効な固溶Ｎを残す
［２］ ＮｂとＭｏを最小限に抑えてこれらの炭化物の生成を抑制し、Ｂと結びつくために有効な固溶Ｃを残す。
【００１０】
▲１▼のためには、Ｂに先だって窒化物を形成しやすいＴｉとＡｌをできるだけ少なくすることが望ましいが、母材やＨＡＺの組織粒微細化やＨＡＺ脆化や脱酸などの観点からＴｉとＡｌの範囲はきまる。後述する本発明のＴｉ量、Ａｌ量、Ｎ量の範囲でこれらの量的バランスを検討した結果、下記の式を満たすときに固溶Ｎが多く確保され、ＢＮの析出が促進されることが判明した。
（Ｔｉ＋１．７７Ａｌ）／Ｎ≦１０ ・ ・ ・［１］
［１］式の左辺は、Ｔｉに対するＡｌの質量数の比である１．７７を用いて、Ｎに対するＡｌの量的バランスをＴｉに換算して表した指標である。この指標を用いてＢＮの析出挙動を検討した結果、この値が１０以下であるときに母材冷却時にＢ窒化物の析出が促され、安定的にＢが焼入性に効かなくなることを発見した。▲２▼のためには、Ｂに先だって炭化物を形成しやすいＮｂとＭｏをできるだけ少なくすることが望ましい。母材の組織微細化や析出強化の観点からこれらの元素が必要な場合でも、極力少なくすることが固溶Ｃの確保に有効である。後述する本発明のＣ量の範囲では、ＭｏとＮｂの上限をそれぞれ０．３％、０．０３％に抑えることで母材冷却時にＢ炭化物やＢ鉄炭化物の析出が促され、安定的にＢが焼入性に効かなくなることを発見した。このように、母材製造時にＢが焼入性に効かないように化学成分を工夫し、Ｂによる変態強化を小さくすることが（４）のＨＡＺ軟化低減に有効である。従って本発明では、Ｂ以外の強化元素に頼って従来から知られている母材製造方法を広く組み合わせることで母材強度を確保する。
【００１１】
次に、ＨＡＺ靭性の観点から析出物粒子の分散状態について説明する。８０％以下の低い降伏比を安定的に確保するために、本発明では０．０８％以上の比較的高いＣ量を必要とする。高いＣ量は硬化相の分率と硬さを増加させて降伏比を低下させる常套手段である。しかしながら、よく知られているように高いＣ量はＨＡＺ靭性にとって有害である。さらに、本発明が対象とする大入熱ＨＡＺでは組織粗大化の有害性が重畳する。このような状況下で良好なＨＡＺ靭性を得るためには従来よりも格段にＨＡＺ組織を微細化する必要がある。そのためには下記の二つの手段が有効である。
ｄ）γ粒成長抑制：ピンニング効果
ｅ）γ粒内変態フェライト（ＩＧＦ）の生成促進：ＩＧＦ効果
【００１２】
ピンニング効果のためには、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上存在させる必要がある。この粒子の典型的な形態は、ＭｇとＡｌからなる０．０１〜０．１μｍの酸化物に０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが複合析出した粒子であるが、他の形態も存在しうる。溶融線近傍の高温に曝されるＨＡＺでこれらの粒子がγ粒の成長を強力に抑制し、ＨＡＺ組織を微細化する。このような粒子を１００００個／ｍｍ2以上の生成させるためには、化学成分を本発明範囲に制御する必要がある。このような粒子が１００００個／ｍｍ2未満ではピンニング効果が不十分となって良好なＨＡＺ靭性は得られない。
【００１３】
ＩＧＦ効果のためには、Ｂを含有する０．１〜１０μｍの粒子を５０個／ｍｍ2以上、ＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子を１０個／ｍｍ2以上存在させる必要がある。ＢはＢ窒化物やＢ鉄炭化物などとして析出し、大入熱溶接特有の遅い冷却速度の助けをかりてＩＧＦ変態核として機能する。これらのＢ析出物は単独で析出したり、酸化物や硫化物の上に複合析出する場合がある。Ｍｎを含有する硫化物もＩＧＦ変態核として機能する。これらの硫化物は単独で析出したり、酸化物の上に複合析出する場合がある。Ｂを含有する０．１〜１０μｍの粒子を５０個／ｍｍ2以上、ＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子を１０個／ｍｍ2以上存在させるためには、化学成分を本発明範囲に制御する必要がある。これらの粒子が所定の個数に満たない場合には、ＩＧＦ変態核の個数が不足して組織微細化が不十分となり、良好なＨＡＺ靭性は得られない。
【００１４】
以上説明した粒子の分散状態は通常の母材製造条件の影響をほとんど受けない。例えば本発明は、鋼片を１０００〜１２００℃程度に加熱してこれをＡｒ3以上の温度域で圧延を終え、空冷あるいは水冷によって鋼材を冷却し、必要に応じて焼き戻しや焼きならしなどを適用して製造される。これら加熱、圧延、冷却、熱処理の条件によって上述した粒子の分散状態はほとんど影響されない。従って、母材の強度、靭性、降伏比などを達成するために板厚に応じた適当な製造条件を選ぶことができる。
【００１５】
化学成分の限定理由について説明する。
【００１６】
Ｃは５００〜６００ＭＰａ級の母材強度と８０％以下の低い降伏比を安定的に確保するために０．０８％以上必要である。さらに、母材製造時と大入熱溶接時にＢ鉄炭化物を析出させるためにも０．０８％以上の高いＣが有効である。大入熱溶接の冷却過程でＨＡＺに析出したＢ鉄炭化物は、遅い冷却速度の助けをかりてＩＧＦ変態核として有効に機能し、焼入性を積極的に低下させ、上部ベイナイトの生成を抑えて微細なフェライトを生成させる。つまり、母材の観点から必要とするＣを、ＨＡＺではＢと結合させて組織微細化のために利用するのである。Ｃが多すぎると母材及びＨＡＺの靭性が低下すると共に溶接性が劣化するため、その上限を０．１６％とする。
【００１７】
Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．４％とする。ＡｌやＴｉやＭｇによっても脱酸は可能であるから、Ｓｉを低減しても問題ない。特に、後述するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどが多く含まれる場合、Ｓｉが高いとＭＡの生成が助長されるので、Ｓｉはできるだけ少ないことが望ましい。
【００１８】
Ｍｎは母材及び溶接部の強度、靭性の確保に不可欠であるから１．０％以上必要である。特にＨＡＺでは硫化物を形成してＩＧＦ生成に貢献する。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性の劣化、スラブ中心偏析の助長、溶接性の劣化、などが生じるため上限を２．０％とする。
【００１９】
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０．０２％以下に低減する必要がある。
【００２０】
ＳはＭｎを含む硫化物を形成してＩＧＦ生成に貢献する。そのために０．００１％以上のＳが必要である。Ｓが０．００１％未満ではＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子を１０個／ｍｍ2以上確保することが困難である。Ｓが０．００５％を超えると粗大な硫化物が生成して脆性破壊を促すため、これが上限である。
【００２１】
Ａｌは脱酸剤として作用すると共に、Ｍｇと共に数１０ｎｍの超微細酸化物を構成してＨＡＺでのピン止め効果を担う。そのためには０．００１％以上のＡｌが必要である。Ａｌが０．００１％未満になると超微細Ｍｇ酸化物の個数が不足して、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することが困難である。Ａｌが多すぎるとＢに先だってＮと結合し、Ｂ窒化物の形成を阻害するから、その上限は０．０１％である。［１］式を満たす意味でもＡｌは少ない方が好ましい。
【００２２】
ＴｉはＴｉＮを生成して超微細Ｍｇ酸化物の上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合析出し、ＨＡＺでピンニング効果をもたらす。そのため０．００５％以上のＴｉが必要である。Ｔｉが０．００５％未満になるとＴｉＮが不足して、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することが困難である。ＴｉＮは鋳片加熱時にもピンニング効果を発揮して、母材組織の微細化を通じた強靭化にも効果がある。Ｔｉが多すぎるとＴｉＣが析出して著しいＨＡＺ脆化を生じるため、Ｔｉの上限は０．０３％である。ＳｉやＡｌやＭｇが低い場合はＴｉが脱酸剤として作用する。
【００２３】
ＭｇはＡｌと共に超微細酸化物を構成してＴｉＮと複合し、ＨＡＺでピンニング効果を担う。そのために０．０００５％以上のＭｇが必要である。Ｍｇが０．０００５％未満になると超微細Ｍｇ酸化物の個数が不足して、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することが困難である。Ｍｇが０．００５％を超えても超微細酸化物の個数は飽和するため、これが上限である。
【００２４】
Ｂは大入熱ＨＡＺで窒化物あるいは鉄炭化物として析出し、遅い冷却速度の助けをかりてＩＧＦ変態核として有効に機能し、焼入性を積極的に低下させ、上部ベイナイトの生成を抑えて微細なフェライトを生成させる。そのためには０．０００３％以上のＢが必要である。Ｂが０．０００３％未満ではＢを含有する０．１〜１０μｍの粒子を５０個／ｍｍ2以上確保することが困難である。本発明ではＢを母材製造時においても析出させ、焼入性に効かないように工夫し、母材強度をＢに頼らないで獲得する。Ｂが多すぎると母材製造時にも固溶Ｂが存在して焼入性を高めてしまい、大きなＨＡＺ軟化をもたらすため、上限を０．００３％とする。
【００２５】
Ｏは超微細Ｍｇ酸化物を構成してＨＡＺでのピンニング効果を担う。そのためには０．００１％以上のＯが必要である。Ｏが０．００１％未満になると超微細Ｍｇ酸化物の個数が不足して、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することが困難である。Ｏが多すぎると１０μｍを超える大きな酸化物が増えて脆性破壊を促すため、その上限を０．００４％とする。
【００２６】
ＮはＴｉＮを生成して超微細Ｍｇ酸化物に複合析出し、ＨＡＺでのピンニング効果を担う。そのためには０．００２％以上のＮが必要である。Ｎが０．００２％未満になるとＴｉＮが不足して、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することが困難である。Ｎが多すぎると固溶Ｎが増えて脆化が助長されるため、その上限を０．００８％とする。
【００２７】
さらに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎの量的バランスを［１］式を満たすように制御する必要がある。［１］式が満たされないと、母材製造時に固溶Ｂが多く存在して焼入性が高まってしまい、大きなＨＡＺ軟化をもたらす。
【００２８】
次に選択元素の規定理由を説明する。
【００２９】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒは脱酸剤や脱硫剤として作用して母材およびＨＡＺの材質改善に寄与できる。これらの効果を発揮するためには、いずれの元素も０．０００５％以上必要である。しかし、これらの元素が多すぎると酸化物や硫化物が凝集合体して粗大化し、母材やＨＡＺの材質を劣化させる恐れがあるため、いずれの上限も０．０１％とする。ここでのＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド系の元素をさし、これらの元素が混在したミッシュメタルを添加しても上述の効果は得られる。
【００３０】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは母材の強度、靭性、耐食性や溶接性を向上させることに有効であり、そのめにはいずれの元素も０．０５％以上必要である。しかし、これらの元素は大入熱ＨＡＺに上部ベイナイトの生成を促すと共に、ＭＡの生成を助長する。また、Ｍｏは炭化物を形成してＢ鉄炭化物の析出を妨害するため、Ｍｏはできるだけ少ないことが望ましい。これらの観点から各元素の上限はＣｕ≦１．０％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．３％とする必要がある。さらに、Ｓｉも含めた［３］式を満たすことで、ＭＡ生成を抑制する必要がある。［３］式を満たさないと、ＭＡが多量に生成して、ＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３１】
Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であり、母材の強度、靭性を向上させる。また、大入熱ＨＡＺ組織をフェライト主体に制御する場合、ＨＡＺ軟化が懸念されるが、Ｎｂによる析出強化によってＨＡＺ軟化を相殺することができる。以上の効果を発揮するためには０．００５％以上のＮｂが必要である。しかし、Ｎｂは炭化物を形成してＢ鉄炭化物の析出を妨害する上、ＨＡＺ硬化が著しくなると靭性が劣化するため、その上限を０．０２％とする。
【００３２】
Ｖは析出強化によって母材の強度向上に有効である。そのためには０．００５％以上必要である。しかし、Ｖが多すぎると溶接性やＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．１％とする。ＶはＭｏやＮｂに比べてγ中でＢに先だって炭化物を形成する力が弱いので、Ｂ鉄炭化物の析出を邪魔する悪影響は小さい。従って、母材強度に積極活用できる。
【００３３】
本発明は、鉄鋼業の製鋼工程において所定の化学成分に調整し、連続鋳造した鋳片を再加熱して圧延、冷却、熱処理の各工程を様々に制御して厚板あるいはＨ形鋼として製造される。板厚が大きい場合や６００ＭＰａ級の高い強度を得る場合には、圧延後の直接焼入や加速冷却、あるいは再加熱焼入などの製造プロセスが有効である。低い降伏比を安定的に確保するためには二相域熱処理を施せばよい。焼き戻しや焼きならしによって強度と靭性を調整してもよい。鋳片を再加熱することなくホットチャージ圧延することも可能である。
【００３４】
本発明で規定した析出物粒子の分散状態は、例えば以下のような方法で定量的に測定される。ＴｉとＭｇを含む０．０１〜０．５μｍの粒子の個数は、母材鋼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、対象となる粒子の個数を測定し、これを単位面積当たりの個数に換算する。このとき、ＴｉとＭｇの分析はＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析によって行われる。このような同定を測定するすべての粒子に対して行うことが煩雑な場合、簡易的には次の手順による。まず、対象となる大きさの粒子の個数を測定する。次に、このような方法で個数を測定した粒子のうち、少なくとも１０個以上について上記の要領で元素の同定を行い、ＴｉとＭｇが含まれる割合を算出する。そして、はじめに測定された粒子個数にこの割合を掛け合わせる。同様にして、Ｂを含有する０．１〜１０μｍの粒子やＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子の個数を測定することができる。０．５μｍを超える大きさの粒子については、母材鋼材の任意の場所からブロック試料を採取して鏡面研磨した後、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて粒子の個数測定と元素分析を行うことも有効である。
【００３５】
【実施例】
表１に連続鋳造した鋼の化学成分を、表２に化学成分を関係付ける式の要件と各種粒子の個数を、表３に鋼材の板厚、母材製造法、母材材質、ＨＡＺ特性を示す。
【００３６】
本発明鋼は板厚が５０〜１２０ｍｍであり、母材ＴＳが５６０〜７００ＭＰａ、母材ＹＲが７１〜７６、母材ｖＴｒｓが−５０℃以下であり、溶接入熱量が５０〜１２０ｋＪ／ｍｍのエレクトロスラグ溶接部のボンド部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊを超えている。このように、母材とＨＡＺの特性がバランスよく達成される。
【００３７】
一方、比較鋼は化学成分が適正でないために、母材ＹＲ、ＨＡＺ靭性、ＨＡＺ軟化などの材質が劣っている。鋼７はＣが少なすぎるためにＹＲが高い。加えて、固溶Ｃが少なくて母材製造時にＢが焼入性に効くためＨＡＺ軟化が大きい。鋼８はＳが少なすぎるためにＭｎとＳを含む粒子個数が不足し、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼９はＡｌが少なすぎるために超微細Ｍｇ酸化物の個数が少なく、ＴｉとＭｇを含む粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１０はＴｉが少なすぎるためにＴｉＮの個数が少なく、ＴｉとＭｇを含む粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１１はＭｇが少なすぎるために超微細Ｍｇ酸化物の個数が少なく、ＴｉとＭｇを含む粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１２はＢが少なすぎるためにＢを含む粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３はＮが少なすぎるためにＴｉＮの個数が少なく、ＴｉとＭｇを含む粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣る。加えて、固溶Ｎが少なくて母材製造時にＢが焼入性に効くためＨＡＺ軟化が大きい。鋼１４はＮが多すぎるため、ＨＡＺが固溶Ｎによって著しく硬化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１５はＴｉ、Ａｌ、Ｎのバランスが不適正であるため、固溶Ｎが少なくて母材製造時にＢが焼入性に効くためＨＡＺ軟化が大きい。鋼１６はＳｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が多すぎるため、ＨＡＺに多量のＭＡが生成してＨＡＺ靭性が劣る。
【００３８】
【表１】
【００３９】
【表２】
【００４０】
【表３】
【００４１】
【発明の効果】
本発明によって、大入熱溶接を施してもＨＡＺ靭性が良好でＨＡＺ軟化が小さく、低い降伏比を有する５００〜６００ＭＰａ級鋼材が提供可能となった。その結果、溶接能率、溶接部耐破壊性、耐震性などを高い次元で満たす溶接鋼構造物の製作が可能となり、溶接施工コストが大幅に低減して溶接鋼構造物の安全性が格段に進歩した。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は母材製造時と大入熱溶接時の冷却過程におけるγ温度域でのＢ析出挙動の概念を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は主に鉄鋼業で実施され、本発明による鋼材は、建築や橋梁をはじめとする各種の溶接鋼構造物に用いられる。特に、耐震性能と大入熱溶接部性能が要求される高層建築向けの４面ボックス柱（箱型断面柱）への使用が好適である。
【０００２】
【従来の技術】
エレクトロガス溶接やエレクトロスラグ溶接などの溶接入熱量の大きな高能率溶接を適用するほど溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の組織は粗大化し、ＨＡＺは脆化する。引張強度が５００〜６００ＭＰａ級の鋼成分においては、成分的な焼入性に起因して上部ベイナイト主体のＨＡＺ組織が形成されることが多い。上部ベイナイトは局部的な脆化相であるＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ：島状マルテンサイトと呼ばれる場合もある）を多く含有するため、靭性が劣る。つまり、５００〜６００ＭＰａ級鋼材に大入熱溶接を適用すると、粗大な上部ベイナイトによってＨＡＺ組織が構成され、ＨＡＺ靭性が著しく劣化する。従って、微細なフェライト主体のＨＡＺ組織を目指す必要がある。
【０００３】
本発明者らは、特開２００１−３１６７５８号公報でＭｇとＢを複合的に添加することで母材強度の確保と大入熱ＨＡＺ靭性の向上を両立する技術を発明した。この場合、母材圧延後の冷却ではＢによって焼入性を高めて高強度化をはかった。一方、大入熱溶接後の冷却ではＢによって焼入性を低めて上部ベイナイトの生成を抑制してフェライト主体組織に制御し、Ｍｇ添加によって組織微細化をはかった。このように、母材とＨＡＺの焼入性に対して相反する目的でＢを用いると、ＨＡＺ軟化が大きくなる問題点が浮上し、溶接構造物としての溶接部強度が不十分になる懸念が生じた。そこで、ＨＡＺ軟化を小さく抑える新しい技術が必要となった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は下記の特性を満たす鋼材を提供することである。特に、ＨＡＺ軟化を小さくすることが主たる課題である。
【０００５】
（１）母材特性
５００〜６００ＭＰａ級の引張強度（ＴＳ）と８０％以下の降伏比（ＹＲ）を有する。
【０００６】
（２）溶接部特性
溶接入熱量が１０〜１００ｋＪ／ｍｍであるＨＡＺにおいて、０℃で１００Ｊ以上のシャルピー吸収エネルギー（平均値）を有し、母材平均硬さからＨＡＺ最軟化部硬さを差し引いた軟化代がビッカース硬さで５０以下である。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明は、質量％で
Ｃ ：０．０８〜０．１６％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．００５％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１７％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、
Ｏ ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ ：０．００２〜０．００８％
を含有し、さらに必要に応じて
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、
Ｖ ：０．００５〜０．１％
の１種または２種以上を含有し、質量％を用いて計算される［１］式および［２］式を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子が１００００個／ｍｍ2以上存在し、Ｂを含有する０．１〜１０μｍの粒子が５０個／ｍｍ2以上存在し、ＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする、優れた大入熱溶接部特性と低い降伏比を有する鋼材。
（Ｔｉ＋１．７７Ａｌ）／Ｎ≦１０ ・ ・ ・［１］
Ｓｉ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦２．０ ・ ・ ・［２］
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明の狙いは下記を満たすことである。
（１）母材強度 ：ＴＳ≧５００ＭＰａ
（２）母材の降伏比 ：ＹＲ≦８０％
（３）大入熱ＨＡＺの靭性 ：ｖＥ０≧１００Ｊ
（４）大入熱ＨＡＺの軟化 ：母材Ｈｖ−ＨＡＺ最軟化部Ｈｖ（△Ｈｖ）≦５０
【０００９】
先述したように、特開２００１−３１６７５８号公報では（１）と（３）に対して相反するＢの効果を利用した。その結果、（４）が満足できないことが課題であった。これを解決するために、本発明では（１）に対してＢを利用せず、（３）に対してのみ積極的にＢを利用することを考えた。図１にオーステナイト（γ）温度域における冷却曲線とＢ析出挙動の関係を模式的に示す。母材圧延後の冷却速度はここで想定する大入熱溶接後のそれよりも大きい。従来技術である特開２００１−３１６７５８号公報では、母材冷却時にはＢをγ中に固溶させて焼入性を高めるために利用し、一方、ＨＡＺ冷却時にはＢをγ中に析出させて焼入性を低下させる（フェライト変態核として作用させる）ために利用した。これに対して、本発明では図１に示すＢの実線である析出曲線を点線で示す析出曲線のように短時間側へ移動（矢印方向）させることで母材冷却時にもＢを析出させ、焼入性を高めないようにすることを目指した。Ｂは鉄炭化物（例えばＦｅ23（ＣＢ）6）や窒化物（例えばＢＮ）として析出するため、Ｂと結合できるＣやＮを提供することがＢ析出を促す考え方となる。そのためには下記が方針となる。
ａ）Ｃを多くする
ｂ）Ｎを多くする
ｃ）γ温度域での冷却過程でＢに先だってＣおよびＮと結合する元素を少なくする
ａ）とｂ）については、母材およびＨＡＺの靭性や溶接性などからこれらの上限がきまる。そこで、ｃ）に着目して検討した結果、下記の有効性が見いだされた。
［１］ ＴｉとＡｌをＮに対して適正に減ずることでこれらの窒化物の生成を抑制し、Ｂと結びつくために有効な固溶Ｎを残す
［２］ ＮｂとＭｏを最小限に抑えてこれらの炭化物の生成を抑制し、Ｂと結びつくために有効な固溶Ｃを残す。
【００１０】
▲１▼のためには、Ｂに先だって窒化物を形成しやすいＴｉとＡｌをできるだけ少なくすることが望ましいが、母材やＨＡＺの組織粒微細化やＨＡＺ脆化や脱酸などの観点からＴｉとＡｌの範囲はきまる。後述する本発明のＴｉ量、Ａｌ量、Ｎ量の範囲でこれらの量的バランスを検討した結果、下記の式を満たすときに固溶Ｎが多く確保され、ＢＮの析出が促進されることが判明した。
（Ｔｉ＋１．７７Ａｌ）／Ｎ≦１０ ・ ・ ・［１］
［１］式の左辺は、Ｔｉに対するＡｌの質量数の比である１．７７を用いて、Ｎに対するＡｌの量的バランスをＴｉに換算して表した指標である。この指標を用いてＢＮの析出挙動を検討した結果、この値が１０以下であるときに母材冷却時にＢ窒化物の析出が促され、安定的にＢが焼入性に効かなくなることを発見した。▲２▼のためには、Ｂに先だって炭化物を形成しやすいＮｂとＭｏをできるだけ少なくすることが望ましい。母材の組織微細化や析出強化の観点からこれらの元素が必要な場合でも、極力少なくすることが固溶Ｃの確保に有効である。後述する本発明のＣ量の範囲では、ＭｏとＮｂの上限をそれぞれ０．３％、０．０３％に抑えることで母材冷却時にＢ炭化物やＢ鉄炭化物の析出が促され、安定的にＢが焼入性に効かなくなることを発見した。このように、母材製造時にＢが焼入性に効かないように化学成分を工夫し、Ｂによる変態強化を小さくすることが（４）のＨＡＺ軟化低減に有効である。従って本発明では、Ｂ以外の強化元素に頼って従来から知られている母材製造方法を広く組み合わせることで母材強度を確保する。
【００１１】
次に、ＨＡＺ靭性の観点から析出物粒子の分散状態について説明する。８０％以下の低い降伏比を安定的に確保するために、本発明では０．０８％以上の比較的高いＣ量を必要とする。高いＣ量は硬化相の分率と硬さを増加させて降伏比を低下させる常套手段である。しかしながら、よく知られているように高いＣ量はＨＡＺ靭性にとって有害である。さらに、本発明が対象とする大入熱ＨＡＺでは組織粗大化の有害性が重畳する。このような状況下で良好なＨＡＺ靭性を得るためには従来よりも格段にＨＡＺ組織を微細化する必要がある。そのためには下記の二つの手段が有効である。
ｄ）γ粒成長抑制：ピンニング効果
ｅ）γ粒内変態フェライト（ＩＧＦ）の生成促進：ＩＧＦ効果
【００１２】
ピンニング効果のためには、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上存在させる必要がある。この粒子の典型的な形態は、ＭｇとＡｌからなる０．０１〜０．１μｍの酸化物に０．０１〜０．５μｍのＴｉＮが複合析出した粒子であるが、他の形態も存在しうる。溶融線近傍の高温に曝されるＨＡＺでこれらの粒子がγ粒の成長を強力に抑制し、ＨＡＺ組織を微細化する。このような粒子を１００００個／ｍｍ2以上の生成させるためには、化学成分を本発明範囲に制御する必要がある。このような粒子が１００００個／ｍｍ2未満ではピンニング効果が不十分となって良好なＨＡＺ靭性は得られない。
【００１３】
ＩＧＦ効果のためには、Ｂを含有する０．１〜１０μｍの粒子を５０個／ｍｍ2以上、ＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子を１０個／ｍｍ2以上存在させる必要がある。ＢはＢ窒化物やＢ鉄炭化物などとして析出し、大入熱溶接特有の遅い冷却速度の助けをかりてＩＧＦ変態核として機能する。これらのＢ析出物は単独で析出したり、酸化物や硫化物の上に複合析出する場合がある。Ｍｎを含有する硫化物もＩＧＦ変態核として機能する。これらの硫化物は単独で析出したり、酸化物の上に複合析出する場合がある。Ｂを含有する０．１〜１０μｍの粒子を５０個／ｍｍ2以上、ＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子を１０個／ｍｍ2以上存在させるためには、化学成分を本発明範囲に制御する必要がある。これらの粒子が所定の個数に満たない場合には、ＩＧＦ変態核の個数が不足して組織微細化が不十分となり、良好なＨＡＺ靭性は得られない。
【００１４】
以上説明した粒子の分散状態は通常の母材製造条件の影響をほとんど受けない。例えば本発明は、鋼片を１０００〜１２００℃程度に加熱してこれをＡｒ3以上の温度域で圧延を終え、空冷あるいは水冷によって鋼材を冷却し、必要に応じて焼き戻しや焼きならしなどを適用して製造される。これら加熱、圧延、冷却、熱処理の条件によって上述した粒子の分散状態はほとんど影響されない。従って、母材の強度、靭性、降伏比などを達成するために板厚に応じた適当な製造条件を選ぶことができる。
【００１５】
化学成分の限定理由について説明する。
【００１６】
Ｃは５００〜６００ＭＰａ級の母材強度と８０％以下の低い降伏比を安定的に確保するために０．０８％以上必要である。さらに、母材製造時と大入熱溶接時にＢ鉄炭化物を析出させるためにも０．０８％以上の高いＣが有効である。大入熱溶接の冷却過程でＨＡＺに析出したＢ鉄炭化物は、遅い冷却速度の助けをかりてＩＧＦ変態核として有効に機能し、焼入性を積極的に低下させ、上部ベイナイトの生成を抑えて微細なフェライトを生成させる。つまり、母材の観点から必要とするＣを、ＨＡＺではＢと結合させて組織微細化のために利用するのである。Ｃが多すぎると母材及びＨＡＺの靭性が低下すると共に溶接性が劣化するため、その上限を０．１６％とする。
【００１７】
Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．４％とする。ＡｌやＴｉやＭｇによっても脱酸は可能であるから、Ｓｉを低減しても問題ない。特に、後述するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏなどが多く含まれる場合、Ｓｉが高いとＭＡの生成が助長されるので、Ｓｉはできるだけ少ないことが望ましい。
【００１８】
Ｍｎは母材及び溶接部の強度、靭性の確保に不可欠であるから１．０％以上必要である。特にＨＡＺでは硫化物を形成してＩＧＦ生成に貢献する。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性の劣化、スラブ中心偏析の助長、溶接性の劣化、などが生じるため上限を２．０％とする。
【００１９】
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０．０２％以下に低減する必要がある。
【００２０】
ＳはＭｎを含む硫化物を形成してＩＧＦ生成に貢献する。そのために０．００１％以上のＳが必要である。Ｓが０．００１％未満ではＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子を１０個／ｍｍ2以上確保することが困難である。Ｓが０．００５％を超えると粗大な硫化物が生成して脆性破壊を促すため、これが上限である。
【００２１】
Ａｌは脱酸剤として作用すると共に、Ｍｇと共に数１０ｎｍの超微細酸化物を構成してＨＡＺでのピン止め効果を担う。そのためには０．００１％以上のＡｌが必要である。Ａｌが０．００１％未満になると超微細Ｍｇ酸化物の個数が不足して、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することが困難である。Ａｌが多すぎるとＢに先だってＮと結合し、Ｂ窒化物の形成を阻害するから、その上限は０．０１％である。［１］式を満たす意味でもＡｌは少ない方が好ましい。
【００２２】
ＴｉはＴｉＮを生成して超微細Ｍｇ酸化物の上に０．０１〜０．５μｍの大きさで複合析出し、ＨＡＺでピンニング効果をもたらす。そのため０．００５％以上のＴｉが必要である。Ｔｉが０．００５％未満になるとＴｉＮが不足して、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することが困難である。ＴｉＮは鋳片加熱時にもピンニング効果を発揮して、母材組織の微細化を通じた強靭化にも効果がある。Ｔｉが多すぎるとＴｉＣが析出して著しいＨＡＺ脆化を生じるため、Ｔｉの上限は０．０３％である。ＳｉやＡｌやＭｇが低い場合はＴｉが脱酸剤として作用する。
【００２３】
ＭｇはＡｌと共に超微細酸化物を構成してＴｉＮと複合し、ＨＡＺでピンニング効果を担う。そのために０．０００５％以上のＭｇが必要である。Ｍｇが０．０００５％未満になると超微細Ｍｇ酸化物の個数が不足して、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することが困難である。Ｍｇが０．００５％を超えても超微細酸化物の個数は飽和するため、これが上限である。
【００２４】
Ｂは大入熱ＨＡＺで窒化物あるいは鉄炭化物として析出し、遅い冷却速度の助けをかりてＩＧＦ変態核として有効に機能し、焼入性を積極的に低下させ、上部ベイナイトの生成を抑えて微細なフェライトを生成させる。そのためには０．０００３％以上のＢが必要である。Ｂが０．０００３％未満ではＢを含有する０．１〜１０μｍの粒子を５０個／ｍｍ2以上確保することが困難である。本発明ではＢを母材製造時においても析出させ、焼入性に効かないように工夫し、母材強度をＢに頼らないで獲得する。Ｂが多すぎると母材製造時にも固溶Ｂが存在して焼入性を高めてしまい、大きなＨＡＺ軟化をもたらすため、上限を０．００３％とする。
【００２５】
Ｏは超微細Ｍｇ酸化物を構成してＨＡＺでのピンニング効果を担う。そのためには０．００１％以上のＯが必要である。Ｏが０．００１％未満になると超微細Ｍｇ酸化物の個数が不足して、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することが困難である。Ｏが多すぎると１０μｍを超える大きな酸化物が増えて脆性破壊を促すため、その上限を０．００４％とする。
【００２６】
ＮはＴｉＮを生成して超微細Ｍｇ酸化物に複合析出し、ＨＡＺでのピンニング効果を担う。そのためには０．００２％以上のＮが必要である。Ｎが０．００２％未満になるとＴｉＮが不足して、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子を１００００個／ｍｍ2以上確保することが困難である。Ｎが多すぎると固溶Ｎが増えて脆化が助長されるため、その上限を０．００８％とする。
【００２７】
さらに、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎの量的バランスを［１］式を満たすように制御する必要がある。［１］式が満たされないと、母材製造時に固溶Ｂが多く存在して焼入性が高まってしまい、大きなＨＡＺ軟化をもたらす。
【００２８】
次に選択元素の規定理由を説明する。
【００２９】
Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒは脱酸剤や脱硫剤として作用して母材およびＨＡＺの材質改善に寄与できる。これらの効果を発揮するためには、いずれの元素も０．０００５％以上必要である。しかし、これらの元素が多すぎると酸化物や硫化物が凝集合体して粗大化し、母材やＨＡＺの材質を劣化させる恐れがあるため、いずれの上限も０．０１％とする。ここでのＲＥＭとは、Ｌａ、Ｃｅなどのランタノイド系の元素をさし、これらの元素が混在したミッシュメタルを添加しても上述の効果は得られる。
【００３０】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏは母材の強度、靭性、耐食性や溶接性を向上させることに有効であり、そのめにはいずれの元素も０．０５％以上必要である。しかし、これらの元素は大入熱ＨＡＺに上部ベイナイトの生成を促すと共に、ＭＡの生成を助長する。また、Ｍｏは炭化物を形成してＢ鉄炭化物の析出を妨害するため、Ｍｏはできるだけ少ないことが望ましい。これらの観点から各元素の上限はＣｕ≦１．０％、Ｎｉ≦１．０％、Ｃｒ≦０．５％、Ｍｏ≦０．３％とする必要がある。さらに、Ｓｉも含めた［３］式を満たすことで、ＭＡ生成を抑制する必要がある。［３］式を満たさないと、ＭＡが多量に生成して、ＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３１】
Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であり、母材の強度、靭性を向上させる。また、大入熱ＨＡＺ組織をフェライト主体に制御する場合、ＨＡＺ軟化が懸念されるが、Ｎｂによる析出強化によってＨＡＺ軟化を相殺することができる。以上の効果を発揮するためには０．００５％以上のＮｂが必要である。しかし、Ｎｂは炭化物を形成してＢ鉄炭化物の析出を妨害する上、ＨＡＺ硬化が著しくなると靭性が劣化するため、その上限を０．０２％とする。
【００３２】
Ｖは析出強化によって母材の強度向上に有効である。そのためには０．００５％以上必要である。しかし、Ｖが多すぎると溶接性やＨＡＺ靭性が劣化するため、その上限を０．１％とする。ＶはＭｏやＮｂに比べてγ中でＢに先だって炭化物を形成する力が弱いので、Ｂ鉄炭化物の析出を邪魔する悪影響は小さい。従って、母材強度に積極活用できる。
【００３３】
本発明は、鉄鋼業の製鋼工程において所定の化学成分に調整し、連続鋳造した鋳片を再加熱して圧延、冷却、熱処理の各工程を様々に制御して厚板あるいはＨ形鋼として製造される。板厚が大きい場合や６００ＭＰａ級の高い強度を得る場合には、圧延後の直接焼入や加速冷却、あるいは再加熱焼入などの製造プロセスが有効である。低い降伏比を安定的に確保するためには二相域熱処理を施せばよい。焼き戻しや焼きならしによって強度と靭性を調整してもよい。鋳片を再加熱することなくホットチャージ圧延することも可能である。
【００３４】
本発明で規定した析出物粒子の分散状態は、例えば以下のような方法で定量的に測定される。ＴｉとＭｇを含む０．０１〜０．５μｍの粒子の個数は、母材鋼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、対象となる粒子の個数を測定し、これを単位面積当たりの個数に換算する。このとき、ＴｉとＭｇの分析はＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析によって行われる。このような同定を測定するすべての粒子に対して行うことが煩雑な場合、簡易的には次の手順による。まず、対象となる大きさの粒子の個数を測定する。次に、このような方法で個数を測定した粒子のうち、少なくとも１０個以上について上記の要領で元素の同定を行い、ＴｉとＭｇが含まれる割合を算出する。そして、はじめに測定された粒子個数にこの割合を掛け合わせる。同様にして、Ｂを含有する０．１〜１０μｍの粒子やＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子の個数を測定することができる。０．５μｍを超える大きさの粒子については、母材鋼材の任意の場所からブロック試料を採取して鏡面研磨した後、Ｘ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）を用いて粒子の個数測定と元素分析を行うことも有効である。
【００３５】
【実施例】
表１に連続鋳造した鋼の化学成分を、表２に化学成分を関係付ける式の要件と各種粒子の個数を、表３に鋼材の板厚、母材製造法、母材材質、ＨＡＺ特性を示す。
【００３６】
本発明鋼は板厚が５０〜１２０ｍｍであり、母材ＴＳが５６０〜７００ＭＰａ、母材ＹＲが７１〜７６、母材ｖＴｒｓが−５０℃以下であり、溶接入熱量が５０〜１２０ｋＪ／ｍｍのエレクトロスラグ溶接部のボンド部の０℃でのシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊを超えている。このように、母材とＨＡＺの特性がバランスよく達成される。
【００３７】
一方、比較鋼は化学成分が適正でないために、母材ＹＲ、ＨＡＺ靭性、ＨＡＺ軟化などの材質が劣っている。鋼７はＣが少なすぎるためにＹＲが高い。加えて、固溶Ｃが少なくて母材製造時にＢが焼入性に効くためＨＡＺ軟化が大きい。鋼８はＳが少なすぎるためにＭｎとＳを含む粒子個数が不足し、ＨＡＺ靭性が劣る。鋼９はＡｌが少なすぎるために超微細Ｍｇ酸化物の個数が少なく、ＴｉとＭｇを含む粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１０はＴｉが少なすぎるためにＴｉＮの個数が少なく、ＴｉとＭｇを含む粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１１はＭｇが少なすぎるために超微細Ｍｇ酸化物の個数が少なく、ＴｉとＭｇを含む粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１２はＢが少なすぎるためにＢを含む粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１３はＮが少なすぎるためにＴｉＮの個数が少なく、ＴｉとＭｇを含む粒子の個数が不足してＨＡＺ靭性が劣る。加えて、固溶Ｎが少なくて母材製造時にＢが焼入性に効くためＨＡＺ軟化が大きい。鋼１４はＮが多すぎるため、ＨＡＺが固溶Ｎによって著しく硬化してＨＡＺ靭性が劣る。鋼１５はＴｉ、Ａｌ、Ｎのバランスが不適正であるため、固溶Ｎが少なくて母材製造時にＢが焼入性に効くためＨＡＺ軟化が大きい。鋼１６はＳｉ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏの和が多すぎるため、ＨＡＺに多量のＭＡが生成してＨＡＺ靭性が劣る。
【００３８】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明によって、大入熱溶接を施してもＨＡＺ靭性が良好でＨＡＺ軟化が小さく、低い降伏比を有する５００〜６００ＭＰａ級鋼材が提供可能となった。その結果、溶接能率、溶接部耐破壊性、耐震性などを高い次元で満たす溶接鋼構造物の製作が可能となり、溶接施工コストが大幅に低減して溶接鋼構造物の安全性が格段に進歩した。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１は母材製造時と大入熱溶接時の冷却過程におけるγ温度域でのＢ析出挙動の概念を示す図である。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０８〜０．１６％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｐ ：０．０２％以下、
Ｓ ：０．００１〜０．００５％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０１７％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、
Ｏ ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ ：０．００２〜０．００８％
を含有し、質量％を用いて計算される［１］式を満たし、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＴｉとＭｇを含有する０．０１〜０．５μｍの粒子が１００００個／ｍｍ2以上存在し、Ｂを含有する０．１〜１０μｍの粒子が５０個／ｍｍ2以上存在し、ＭｎとＳを含有する０．１〜１０μｍの粒子が１０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする、優れた大入熱溶接部特性と低い降伏比を有する鋼材。
（Ｔｉ＋１．７７Ａｌ）／Ｎ≦１０ ・ ・ ・［１］ - 質量％で、
Ｃａ ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１％、
Ｚｒ ：０．０００５〜０．０１％
の１種以上を含有することを特徴とする、請求項１記載の優れた大入熱溶接部特性と低い降伏比を有する鋼材。 - 質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％、
Ｃｒ：０．０５〜０．５％、
Ｍｏ：０．０５〜０．３％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、
Ｖ ：０．００５〜０．１％
の１種または２種以上を含有し、かつ、質量％を用いて計算される［２］式を満たすことを特徴とする、請求項１または２記載の優れた大入熱溶接部特性と低い降伏比を有する鋼材。
Ｓｉ＋Ｃｕ＋Ｎｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ≦２．０ ・ ・ ・［２］
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