JP4303703B2 - 溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、小入熱溶接から中入熱溶接までの熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靭性（ＣＴＯＤ）に優れた鋼及びその製造方法に関するものである。
従来、低合金鋼の熱影響部（ＨＡＺ）における靭性（ＨＡＺ靭性）は、（１）結晶粒子の大きさ（粒径）、（２）高炭素マルテンサイト（Ｍ＊）、上部ベイナイト（Ｂｕ）、フェライトサイドプレート（ＦＳＰ）等の硬化相の分散状態、（３）析出硬化状態、（４）粒界脆化の有無、（５）元素のミクロ偏析等、種々の要因に支配されることが知られている。そこで、これらの要因を制御することによりＨＡＺ靭性を改善した様々な低合金鋼が提案され、実用に供されている。
特に優れた低合金鋼としては、Ｔｉ酸化物によりミクロ組織を微細化し、さらにＴｉ、Ｏ、Ｎの各元素の含有量を適正化してＴｉＣの析出を抑制し、これにより析出硬化を低減し、靭性を向上させた低合金鋼が提案されている（特許文献１参照）。
特に優れた低合金鋼としては、Ｔｉ酸化物によりミクロ組織を微細化し、さらにＴｉ、Ｏ、Ｎの各元素の含有量を適正化してＴｉＣの析出を抑制し、これにより析出硬化を低減し、靭性を向上させた低合金鋼が提案されている（特許文献１参照）。
この様な低合金鋼では、溶接熱影警部に発生する脆性に起因する亀裂等の破壊靭性は、上述したミクロ組織の影響と高炭素マルテンサイト（Ｍ＊）を含む硬化層の影響が大きく、この破壊靭性を改善するために、従来では、鋼組成にＮｉ、Ｃｕ等の元素を添加することが行われていた。
特開平５−２４７５３１号公報
ところで、従来の低合金鋼では、Ｎｉ、Ｃｕ等の元素を添加することにより溶接熱影警部の破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性は改善されるものの、小入熱溶接から中入熱溶接までの多層溶接においては、破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性が不十分なものであり、小入熱溶接から中入熱溶接までの多層溶接における破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性の改善が求められていた。
また、Ｎｉ、Ｃｕ等の高価な元素を添加した場合、低合金鋼の製造コストの増加を招き、破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性に優れた鋼を製造・販売する際の障害になっていた。
また、Ｎｉ、Ｃｕ等の高価な元素を添加した場合、低合金鋼の製造コストの増加を招き、破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性に優れた鋼を製造・販売する際の障害になっていた。
本発明は、上記の事情に鑑みてなされたものであって、小入熱溶接から中入熱溶接までの多層溶接における熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性に優れた鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。
本発明者等は、鋭意検討した結果、小入熱溶接から中入熱溶接（板厚５０ｍｍで１．５〜６．０ｋＪ／ｍｍ）までの多層溶接における熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性（−６０℃程度の温度におけるＣＴＯＤ特性）は、極めて局部的な領域の靭性が支配的であり、この部分のミクロ組織の制御と脆化元素の添加量を低減することにより、小入熱溶接から中入熱溶接までの熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性を大幅に改善することができることを見出し、本発明を完成するに至ったものであり、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７０〜２．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼。
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼。
（２） さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１５％以下、Ｖ：０．０３０％以下の群から選択された１種または２種を含有し、
かつ、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖで表されるＰＣＴＯＤが、質量％で０．０７５％以下であることを特徴とする上記（１）に記載の溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼。
かつ、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖで表されるＰＣＴＯＤが、質量％で０．０７５％以下であることを特徴とする上記（１）に記載の溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼。
（３） 質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７０〜２．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を連続鋳造法によりスラブとし、次いで、このスラブを１１００℃以下の温度に再加熱し、その後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼の製造方法。
（４） 前記鋼は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１５％以下、Ｖ：０．０３０％以下の群から選択された１種または２種を含有し、かつ、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖで表されるＰＣＴＯＤが、質量％で０．０７５％以下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破壊靭性に優れた鋼の製造方法。
本発明の溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼によれば、質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７０〜２．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、残部を鉄および不可避不純物とすることで、極めて局部的な領域のミクロ組織を制御するとともに、脆化元素であるＡｌを実質的に添加しないこととなり、小入熱溶接から中入熱溶接までの多層溶接における熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性を向上させることができる。
本発明の溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼の製造方法によれば、質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７０〜２．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を連続鋳造法によりスラブとし、次いで、このスラブを１１００℃以下の温度に再加熱し、その後、加工熱処理するので、小入熱溶接から中入熱溶接までの多層溶接における熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性を向上させた鋼を容易かつ安価に製造することができる。
本発明の溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼及びその製造方法の一実施の形態について説明する。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
なお、この実施の形態は、発明の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、特に指定の無い限り、本発明を限定するものではない。
本発明の溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼は、
質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７０〜２．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるものである。
質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７０〜２．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるものである。
ここで、鋼の組成を上記の様に限定した理由について説明する。
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著に効くもので、含有量を０．０４０〜０．０７５％の範囲に限定するものである。ここで、Ｃの含有量を上記の様に限定した理由は、０．０４０％未満では、高強度を得ることができないからであり、一方、０．０７５％を越えると、溶接熱影響部の靱性を劣化させ、−６０℃のＣＴＯＤ特性を満足させることができないからである。
Ｃは、鋼材の特性に最も顕著に効くもので、含有量を０．０４０〜０．０７５％の範囲に限定するものである。ここで、Ｃの含有量を上記の様に限定した理由は、０．０４０％未満では、高強度を得ることができないからであり、一方、０．０７５％を越えると、溶接熱影響部の靱性を劣化させ、−６０℃のＣＴＯＤ特性を満足させることができないからである。
Ｓｉは、良好なＨＡＺ靭性を得るためには少ない方が好ましいが、本発明鋼では同様の脱酸効果を有するＡｌの含有量が０．００４％以下であるから、脱酸上０．１０％以上は必要である。しかしながら、０．３０％超ではＨＡＺ靭性を害するため、０．３０％を上限とした。
Ｍｎは、ミクロ組織を適正化する効果が大きく、ＨＡＺ靭性を害しないものであるから、添加することが好ましいが、２．５０％超では、靭性に有害なベイナイトが生成し易くなるので、２．５０％を上限とした。また、１．７０％未満では、ミクロ組織を適正化する効果が小さくなるので、１．７０％を下限とした。
Ｐ、Ｓは、本発明の鋼においては不純物であり、母材靭性、ＨＡＺ靭性の点から共に少ないほど好ましい。しかし、必要以上に含有量を低減することは、製鋼工程に対する負荷増となり、生産性やコストの面で得策ではない。そこで、Ｐの上限を０．００８％、Ｓの上限を０．００５％とした。
Ａｌは、脱酸元素として最も一般的なものであるが、Ｔｉと共存した場合、Ｔｉ酸化物あるいはＴｉ及びＡｌを含む複合酸化物を生成させるため少ない方が好ましいが、工業生産的に制約があり、０．００４％が上限である。
Ａｌは、脱酸元素として最も一般的なものであるが、Ｔｉと共存した場合、Ｔｉ酸化物あるいはＴｉ及びＡｌを含む複合酸化物を生成させるため少ない方が好ましいが、工業生産的に制約があり、０．００４％が上限である。
Ｔｉは、Ｏと結合してＴｉ２Ｏ３、ＴｉＯ２等のＴｉ酸化物を形成し、ミクロ組織を微細化させるが、Ｔｉの含有量が多過ぎると、Ｃと結合してＴｉＣを生成し、ＨＡＺ靭性を劣化させる虞があるため、含有量の適正な範囲を０．００５〜０．０１５％とした。
Ｏは、Ｔｉ酸化物の生成に必要であるが、含有量が０．００３５％超では粗大なＴｉ酸化物が生成されることで靭性が極端に劣化するので、上限を０．００３５％とした。
Ｎは、Ｔｉ窒化物の生成に必要であるが、含有量が０．００３％未満では効果が小さく、また、０．００５％超では、鋼片製造時に表面皮が発生するため、Ｎの含有量の範囲を０．００３０〜０．００５０％とした。
Ｏは、Ｔｉ酸化物の生成に必要であるが、含有量が０．００３５％超では粗大なＴｉ酸化物が生成されることで靭性が極端に劣化するので、上限を０．００３５％とした。
Ｎは、Ｔｉ窒化物の生成に必要であるが、含有量が０．００３％未満では効果が小さく、また、０．００５％超では、鋼片製造時に表面皮が発生するため、Ｎの含有量の範囲を０．００３０〜０．００５０％とした。
本発明の溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼は、上記の組成に加えて、
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１５％以下、Ｖ：０．０３０％以下の群から選択された１種または２種を含有し、
かつ、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖで表されるＰＣＴＯＤが、質量％で０．０７５％以下であることが好ましい。
Ｎｂ及びＶそれぞれの含有量を上記の様に限定したのは、母材強度の向上に有効であり、かつ、ＨＡＺ靭性を大きく害しない範囲とするためである。そこで、Ｎｂの含有量の上限を０．０１５％、Ｖの含有量の上限を０．０３０％とした。
さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１５％以下、Ｖ：０．０３０％以下の群から選択された１種または２種を含有し、
かつ、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖで表されるＰＣＴＯＤが、質量％で０．０７５％以下であることが好ましい。
Ｎｂ及びＶそれぞれの含有量を上記の様に限定したのは、母材強度の向上に有効であり、かつ、ＨＡＺ靭性を大きく害しない範囲とするためである。そこで、Ｎｂの含有量の上限を０．０１５％、Ｖの含有量の上限を０．０３０％とした。
ここで、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖで表されるＰＣＴＯＤが、質量％で０．０７５％以下とした点について説明する。
本発明者等は、実際の溶接熱履歴（板厚５０ｍｍの潜弧溶接（ＳＡＷ）５ｋＪ／ｍｍの多層溶接）をシミュレートした実験を多数実施し、−６０℃のＣＴＯＤ特性が満足できる条件を検討した。なお、熱サイクルは、異なる温度を計３回付与することとし、１回目を１４００℃、２回目を７６０℃、３回目を５００℃とした。
本発明者等は、実際の溶接熱履歴（板厚５０ｍｍの潜弧溶接（ＳＡＷ）５ｋＪ／ｍｍの多層溶接）をシミュレートした実験を多数実施し、−６０℃のＣＴＯＤ特性が満足できる条件を検討した。なお、熱サイクルは、異なる温度を計３回付与することとし、１回目を１４００℃、２回目を７６０℃、３回目を５００℃とした。
この実験結果に基づき、ミクロ組織で靭性を劣化させると見られる粒界フェライトやフェライトサイドブレートおよびベイナイト組織の多さを指標にミクロ組織評点を算出した。図１にミクロ組織評点とＣＴＯＤ特性（Ｔδc0.1（℃））の関係を示す。この図によれば、ミクロ組織評点とＣＴＯＤ特性の関係は認められるが、ブロードなバンド（弱い負の相関）であり、他に大きな要因が存在することが分かった。
そこで、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖで表されるＰＣＴＯＤとＣＴＯＤ特性（Ｔδc0.1（℃））の関係を調べたところ、図２に示すように、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３ＶとＣＴＯＤ特性の関係は明瞭で、−６０℃のＣＴＯＤ特性を達成するためには、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖを０．０７５％以下とすることが必須であることが分かった。
そこで、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖで表されるＰＣＴＯＤとＣＴＯＤ特性（Ｔδc0.1（℃））の関係を調べたところ、図２に示すように、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３ＶとＣＴＯＤ特性の関係は明瞭で、−６０℃のＣＴＯＤ特性を達成するためには、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖを０．０７５％以下とすることが必須であることが分かった。
次に、本発明の溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼の製造方法について説明する。
この製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７０〜２．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を連続鋳造法によりスラブとし、次いで、このスラブを１１００℃以下の温度に再加熱し、その後、加工熱処理する方法である。
この製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７０〜２．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を連続鋳造法によりスラブとし、次いで、このスラブを１１００℃以下の温度に再加熱し、その後、加工熱処理する方法である。
この製造方法は、工業的には連続鋳造法で製造することが必須である。
その理由は、溶鋼の凝固冷却連度が速く、スラブ中に微細なＴｉ酸化物とＴｉ窒化物を多量に生成することが可能なためである。
スラブを圧延するに際しては、その再加熱温度を１１００℃以下とする必要がある。その理由は、再加熱温度が１１００℃を超えると、Ｔｉ窒化物が異常粒成長することにより粗大化し、母材の靭性劣化を生じさせる虞があり、また、ＨＡＺ靭性の改善効果が期待できないからである。
その理由は、溶鋼の凝固冷却連度が速く、スラブ中に微細なＴｉ酸化物とＴｉ窒化物を多量に生成することが可能なためである。
スラブを圧延するに際しては、その再加熱温度を１１００℃以下とする必要がある。その理由は、再加熱温度が１１００℃を超えると、Ｔｉ窒化物が異常粒成長することにより粗大化し、母材の靭性劣化を生じさせる虞があり、また、ＨＡＺ靭性の改善効果が期待できないからである。
この再加熱後では、加工熱処理が必須である。
その理由は、再加熱後では母材の靭性が劣ったものとなっているので、優れたＨＡＺ靭性が得られても、母材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分なものだからである。
加工熱処理の方法としては、（１）制御圧延法、（２）制御圧延−加速冷却法、（３）圧延後直接焼入れ−焼戻し法、等が挙げられるが、好ましくは、（２）制御圧延−加速冷却法である。
なお、この鋼を製造した後、脱水素等の目的でＡｒ３変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特徴を損なうものではない。
その理由は、再加熱後では母材の靭性が劣ったものとなっているので、優れたＨＡＺ靭性が得られても、母材の靭性が劣っていると鋼材としては不十分なものだからである。
加工熱処理の方法としては、（１）制御圧延法、（２）制御圧延−加速冷却法、（３）圧延後直接焼入れ−焼戻し法、等が挙げられるが、好ましくは、（２）制御圧延−加速冷却法である。
なお、この鋼を製造した後、脱水素等の目的でＡｒ３変態点以下の温度に再加熱しても、本発明の特徴を損なうものではない。
次に、本発明の鋼を実施例１〜１５及び比較例１６〜２０にて説明する。
転炉により、表１に示す様々な組成の鋼スラブを溶製し、次いで、表２に示す製造方法により、表２に示す板厚（４０〜６５ｍｍ）の厚鋼板を作製した。
製造方法は、制御圧延（ＣＲ）、加速冷却（ＡＣＣ）、圧延直後焼入−焼戻（ＤＱＴ）の群から１種を適用した。
転炉により、表１に示す様々な組成の鋼スラブを溶製し、次いで、表２に示す製造方法により、表２に示す板厚（４０〜６５ｍｍ）の厚鋼板を作製した。
製造方法は、制御圧延（ＣＲ）、加速冷却（ＡＣＣ）、圧延直後焼入−焼戻（ＤＱＴ）の群から１種を適用した。
次いで、実施例１〜１５及び比較例１６〜２０各々の厚鋼板について、表２に示す母材強度および溶接継手の靭性の評価を行った。
溶接は、一般的に試験溶接として用いられている、潜弧溶接（ＳＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になるようにＫ開先とし、溶接入熱は４．５〜５．０ｋＪ／ｍｍで実施した。
ＣＴＯＤ試験は，試験片の大きさをｔ（板厚）×２ｔの大きさとし、ノッチは５０％疲労亀裂でＦＬ位置（３本）で実施した。
表１に鋼組成を示し、表２に厚鋼板の製造方法及び諸特性を示す。
なお、ＣＴＯＤ試験については、３本のＦＬ位置それぞれにおける値及び最小値（ｍｉｎ）を示した。
溶接は、一般的に試験溶接として用いられている、潜弧溶接（ＳＡＷ）法で、溶接溶け込み線（ＦＬ）が垂直になるようにＫ開先とし、溶接入熱は４．５〜５．０ｋＪ／ｍｍで実施した。
ＣＴＯＤ試験は，試験片の大きさをｔ（板厚）×２ｔの大きさとし、ノッチは５０％疲労亀裂でＦＬ位置（３本）で実施した。
表１に鋼組成を示し、表２に厚鋼板の製造方法及び諸特性を示す。
なお、ＣＴＯＤ試験については、３本のＦＬ位置それぞれにおける値及び最小値（ｍｉｎ）を示した。
これらの評価結果によれば、実施例１〜１５は、いずれも降伏強度（ＹＳ）が４２０Ｎ／ｍｍ２以上で、−４０℃でのＣＴＯＤ値が０．７４ｍｍ以上の良好な破壊靭性を示した。
一方、比較例１６〜２０は、母材強度は実施例１〜１５と同等であるが、ＣＴＯＤ値が劣っており、厳しい環境下で使用される鋼板としては、適切でないことが分かった。
一方、比較例１６〜２０は、母材強度は実施例１〜１５と同等であるが、ＣＴＯＤ値が劣っており、厳しい環境下で使用される鋼板としては、適切でないことが分かった。
比較例１６では、Ｎｂの含有量が多すぎ、Ｃ＋Ｎｂの値も０．０８９％と多すぎ、さらに、Ａｌの含有量も多すぎるために、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較例１７では、Ｃ、Ｎｂが多すぎ、Ｃ＋Ｎｂ＋Ｖの値も０．１１２％と多すぎるため、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較例１８では、Ｃ、Ｎｂ等は実施例１〜１５と同様であるが、Ｏの含有量が多すぎるため、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較例１９では、主な鋼成分は実施例１〜１５と同様であるが、Ａｌの含有量が多すぎるため、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較例２０では、主な鋼成分は実施例１〜１５と同様であるが、Ｔｉの含有量が多すぎるため、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較例１７では、Ｃ、Ｎｂが多すぎ、Ｃ＋Ｎｂ＋Ｖの値も０．１１２％と多すぎるため、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較例１８では、Ｃ、Ｎｂ等は実施例１〜１５と同様であるが、Ｏの含有量が多すぎるため、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較例１９では、主な鋼成分は実施例１〜１５と同様であるが、Ａｌの含有量が多すぎるため、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
比較例２０では、主な鋼成分は実施例１〜１５と同様であるが、Ｔｉの含有量が多すぎるため、ＣＴＯＤ値が低い値であった。
本発明は、小入熱溶接から中入熱溶接までの多層溶接における熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性を支配する極めて局部的な領域のミクロ組織の制御と脆化元素の添加量を低減することにより、小入熱溶接から中入熱溶接までの熱影響部（ＨＡＺ）の破壊靭性（ＣＴＯＤ）特性を大幅に改善することができたものであるから、海洋構造物、耐震性建築物等の厳しい環境下で使用される高強度の鋼材として広く適用可能であり、その産業上の利用価値は極めて大きい。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７０〜２．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなることを特徴とする溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼。 - さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１５％以下、Ｖ：０．０３０％以下の群から選択された１種または２種を含有し、
かつ、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖで表されるＰＣＴＯＤが、質量％で０．０７５％以下であることを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼。 - 質量％で、Ｃ：０．０４０〜０．０７５％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：１．７０〜２．５０％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．００４％以下、Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％、Ｏ：０．００３５％以下、Ｎ：０．００３０〜０．００５０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を連続鋳造法によりスラブとし、次いで、このスラブを１１００℃以下の温度に再加熱し、その後、加工熱処理することを特徴とする溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼の製造方法。
- 前記鋼は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１５％以下、Ｖ：０．０３０％以下の群から選択された１種または２種を含有し、かつ、ＰＣＴＯＤ＝Ｃ＋Ｎｂ＋１／３Ｖで表されるＰＣＴＯＤが、質量％で０．０７５％以下であることを特徴とする請求項３記載の溶接熱影響部の破壊靭性に優れた鋼の製造方法。
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