JP4700769B2 - 溶接用鋼材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、小入熱から中入熱までの溶接における溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性が優れた溶接用鋼材およびその製造法に関する。特に、小入熱から中入熱までの溶接において最も靭性が劣化するＦＬ部及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性が極めて優れた溶接用鋼材およびその製造方法に関する。
本願は、２００９年５月１９日に、日本に出願された特願２００９−１２１１２８号と２００９年５月１９日に、日本に出願された特願２００９−１２１１２９号とに基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

近年、厳しい環境で使用される鋼材が要求されている。例えば、北極圏等の寒冷地域で用いられる海洋構造物や耐震性建築物等の鋼構造物に適した高強度の鋼材として、破壊靱性の指標であるＣＴＯＤ（Ｃｒａｃｋ Ｔｉｐ Ｏｐｅｎｉｎｇ Ｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔ）特性が優れた鋼材が要求されている。特に、鋼材の溶接部は、優れたＣＴＯＤ特性が必要とされる。

溶接熱影響部（ＨＡＺ）のＣＴＯＤ特性は、ＦＬ部［Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ：ＷＭ（溶接金属）とＨＡＺ（溶接熱影響部）との境界］およびＩＣ部［Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ＨＡＺ：ＨＡＺとＢＭ（母材）との境界］の２箇所の位置（ノッチ部）の試験結果によって評価される。しかしながら、これまでは一番低いＣＴＯＤ特性が得られると考えられてきたＦＬ部のみが評価されていた。

−２０℃程度の試験温度があまり厳しくない条件では、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性が十分であれば、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性も、十分であるため、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性を評価する必要がなかった。

しかしながら、−６０℃程度の厳しい試験条件では、鋼材のＩＣ部のＣＴＯＤ値が十分でないケースが多く、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性を高める必要があった。

例えば、小入熱から中入熱までの溶接後に厳しい試験温度（例えば、−６０℃）でＣＴＯＤ特性が良好な溶接継手を開示している技術がある（例えば、特許文献１〜２参照）。しかしながら、これらの技術には、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性が開示されていない。

上述した技術では、例えば、ＦＬ部の粒内変態フェライト（ＩＧＦ：Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）生成のための変態核としてのＴｉの酸化物の生成量を十分に確保するために、鋼中に比較的多くのＯを含有させている。また、例えば、溶接後の組織を微細化するために、オーステナイトを安定化させ焼入れ性を高める元素を一定量以上添加している。しかしながら、これらの方法では、溶接用構造材料として必要とされる特性（例えば、母材の強度や靭性、ＦＬ部のＣＴＯＤ値）を確保しながら、−６０℃程度の厳しい環境における鋼材のＩＣ部のＣＴＯＤ値も確保することは困難である。

日本国特開２００７−００２２７１号公報 日本国特開２００８−１６９４２９号公報

そこで、本発明は、小入熱から中入熱まで（例えば、板厚５０ｍｍで１．５〜６．０ｋＪ／ｍｍ）の溶接（例えば、多層溶接）において−６０℃のＦＬ部のＣＴＯＤ特性に加え、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性も十分である優れたＣＴＯＤ（破壊靱性）特性を有する高強度の鋼材およびその製造方法を提供する。

本発明者らは、小入熱から中入熱までの溶接によって最も靭性が劣化する溶接部のＦＬ部とＩＣ部との両方のＣＴＯＤ特性を向上させる方法について鋭意研究した。

その結果、本発明者らは、ＦＬ部とＩＣ部との両方のＣＴＯＤ特性を向上させるためには、非金属介在物の低減が最も重要であり、特に、Ｏ（鋼中酸素）の低減が必須であることを見出した。また、本発明者らは、Ｏの低減により粒内変態フェライト（ＩＧＦ）が減少するので、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を劣化させる合金元素を低減する必要があることを見出した。さらに、本発明者らは、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性を向上させるためには、鋼中酸素の低減に加え、硬さの低減が有効であることを見出した。本発明者らは、上記知見により、本発明を完成した。

本発明の要旨は、以下のとおりである。

（１）質量％で、Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０１５％以上０．０４５％以下のＣと、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］が、０．０５％以上０．２０％以下のＳｉと、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が、１．５％以上２．０％以下のＭｎと、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．１０％以上１．５０％以下のＮｉと、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が、０．００５％以上０．０１５％以下のＴｉと、Ｏ含有量［Ｏ］が、０．００１５％以上０．００３５％以下のＯと、Ｎ含有量［Ｎ］が、０．００２％以上０．００６％以下のＮとを含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含み、Ｐ含有量［Ｐ］を０．００８％以下、Ｓ含有量［Ｓ］を０．００５％以下、Ａｌ含有量［Ａｌ］を０．００４％以下、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］を０．００５％以下、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を０．２４％以下、Ｖ含有量［Ｖ］を０．０２０％以下に制限し、後述の（１）式の鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤが０．０６５％以下、かつ、後述の（２）式の鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨが０．２３５％以下である溶接用鋼材。

（２）上記（１）に記載の溶接用鋼材は、質量％で、前記Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０３％以下であってもよい。

（３）ＢＳ５７６２法のＣＴＯＤ試験によって得られるＦＬ部における−６０℃でのＣＴＯＤ（δｃ）値とＩＣ部における−６０℃でのＣＴＯＤ（δｃ）値とが、いずれも０．２５ｍｍ以上であってもよい。

（４）上記（１）または（２）に記載の鋼成分を満足する鋼を連続鋳造することによって鋼片を作製し、前記鋼片を９５０℃以上１１００℃以下の温度に加熱後、加工熱処理する溶接用鋼材の製造方法。

本発明によれば、小入熱から中入熱までの溶接におけるＨＡＺ靭性に優れた鋼材を提供することができる。特に、小入熱から中入熱までの多層溶接等の溶接により最も靭性が劣化するＦＬ部及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性（低温靭性）が優れた鋼材を提供することができる。したがって、海洋構造物、耐震性建築物等の厳しい環境で使用される構造物に対して高強度かつ高靭性の鋼材を提供することができる。

鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤとＦＬ相当再現熱サイクル試験でのＣＴＯＤ特性（Ｔ_{δｃ０．１（ＦＬ）}）との関係を示す図である。 ＩＣＨＡＺ相当再現熱サイクル試験でのＨＡＺ硬さとＣＴＯＤ特性（Ｔ_{δｃ０．１（ＩＣＨＡＺ）}）との関係を示す図である。 鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨとＩＣＨＡＺ相当再現熱サイクル試験でのＨＡＺ硬さとの関係を示す図である。 ＣＴＯＤ試験のＦＬノッチ位置を示す概略図である。 ＣＴＯＤ試験のＩＣノッチ位置を示す概略図である。 鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨとＩＣ部における−６０℃でのＣＴＯＤ（δｃ）値との関係を示す図である。

以下、本発明を詳細に説明する。

本発明者らの研究によれば、小入熱から中入熱まで（例えば、板厚５０ｍｍで１．５〜６．０ｋＪ／ｍｍ）の溶接における−６０℃でのＦＬ部及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性を十分に向上させるためには、酸化物系の非金属介在物の低減が最も重要であり、Ｏ（鋼中酸素）の低減が必須である。

従来の技術では、優れたＦＬ部のＣＴＯＤ特性を有する鋼材を得るために、粒内変態フェライト（ＩＧＦ：Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ）の変態核としてＴｉ酸化物に代表される酸化物系の非金属介在物を利用しており、ある程度のＯを添加する必要があった。本発明者の研究によれば、−６０℃のＦＬ部及びＩＣ部のＣＴＯＤ特性を向上させるためには、酸化物系の非金属介在物の低減が必要である。

Ｏの低減によりＩＧＦが減少するため、ＦＬ部のＣＴＯＤ特性を劣化させる合金元素を低減する必要がある。図１に、ＦＬ相当再現ＨＡＺのＣＴＯＤ特性（Ｔ_{δｃ０．１（ＦＬ）}）と鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤとの関係を示す。ここで、（１）式で示される鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤは、実験室において多数の溶解鋼を試験し、ＦＬ相当再現ＨＡＺのＣＴＯＤ特性（Ｔ_{δｃ０．１（ＦＬ）}）と鋼成分とを解析して導出された経験式である。
Ｐ_ＣＴＯＤ＝［Ｃ］＋［Ｖ］／３＋［Ｃｕ］／２２＋［Ｎｉ］／６７・・・（１）
ここで、［Ｃ］、［Ｖ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］は、それぞれ、鋼中のＣ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量（質量％）である。例えば、Ｃｕが含有されない場合には、Ｃｕ含有量は、０％である。

図１に示したＦＬ相当再現ＨＡＺについて、多数の実験で得られた知見から−１１０℃以下のＣＴＯＤ特性（Ｔ_{δｃ０．１（ＦＬ）}）が構造物用鋼材としての目標レベル（Ｔ_{δｃ０．１（ＦＬ）}≦−１１０℃）である。この目標レベルでは、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手のＦＬノッチ試験において、−６０℃で安定して０．２５ｍｍ以上のＣＴＯＤ（δｃ）値を確保することができる。図１から、ＦＬ相当再現ＨＡＺにおいて、Ｔ_{δｃ０．１（ＦＬ）}を−１１０℃以下にするためには、鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤを０．０６５％以下に制御する必要があることがわかる。なお、ＣＴＯＤ（δｃ）値は、大きいほど、靭性（例えば、塑性歪みによるエネルギー吸収）が高い。

ＦＬ相当再現ＨＡＺは、以下に示すＦＬ相当再現熱サイクルが施された試験片のＦＬ部の入熱量に対応する部分である。このＦＬ相当再現熱サイクル処理（Ｔｒｉｐｌｅ ｃｙｃｌｅ）が、断面１０ｍｍ×２０ｍｍの試験片に対して以下の条件で施された。
１ｓｔ ｃｙｃｌｅ：最高加熱温度１４００℃（８００〜５００℃間を１５ｓｅｃで冷却）
２ｎｄ ｃｙｃｌｅ：最高加熱温度７６０℃（７６０〜５００℃間を２２ｓｅｃで冷却）
３ｒｄ ｃｙｃｌｅ：最高加熱温度５００℃（５００〜３００℃間を６０ｓｅｃで冷却）
図４Ａ中に示すように、溶接部２におけるＦＬノッチ７の位置は、ＨＡＺ４とＷＭ３との境界のＦＬ部５である。ＦＬノッチによる以下のＣＴＯＤ試験では、荷重とこのＦＬ部５の開口変位との関係を測定した。
この試験片をＢＳ５７６２法（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）のＣＴＯＤ試験によって評価し、図１のＴ_{δｃ０．１（ＦＬ）}が得られている。ここで、Ｔ_{δｃ０．１（ＦＬ）}は、各試験温度で３本の試験片を用いて得られたＣＴＯＤ（δｃ）値の最低値が０．１ｍｍを超える温度（℃）である。なお、ＣＴＯＤ試験における板厚の影響を考慮すると、板厚５０〜１００ｍｍの鋼板の実継手のＦＬノッチ部（ＦＬ部）において、−６０℃で安定して０．２５ｍｍ以上のＣＴＯＤ（δｃ）値を確保するためには、上述したようにＴ_{δｃ０．１（ＦＬ）}を−１１０℃以下にする必要がある。

さらに、本発明者らは、ＩＣ部のＣＴＯＤ特性の向上には、鋼中酸素の低減に加え、硬さの低減が有効であることを見出した。

図２に後述するＩＣＨＡＺ（Ｉｎｔｅｒｃｒｉｔｉｃａｌ ＨＡＺ）相当の再現熱サイクルを受けた試験片のＣＴＯＤ特性とＩＣＨＡＺ相当の再現ＨＡＺの硬さとの関係を示す。また、図３に鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨとＩＣＨＡＺ相当の再現ＨＡＺの硬さとの関係を示す。

ここで、図２に示したＩＣＨＡＺ相当の再現ＨＡＺ（断面１０ｍｍ×２０ｍｍ）のＴ_{δｃ０．１（ＩＣＨＡＺ）}が−１１０℃以下であるためには、ＨＡＺ硬さ（１０ｋｇｆの荷重のビッカース試験）をＨｖ１７６以下にする必要がある。そのため、図３から、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨを０．２３５％以下に制御する必要があることが分かる。より硬さを低くするためには、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨは、０．２２５％以下であることが好ましい。

なお、靭性の試験方法として、ＢＳ５７６２法（Ｂｒｉｔｉｓｈ Ｓｔａｎｄａｒｄｓ）のＣＴＯＤ試験を適用した。また、ＩＣＨＡＺ相当再現熱サイクル条件（Ｔｒｉｐｌｅ ｃｙｃｌｅ）は、以下の通りである。
１ｓｔ ｃｙｃｌｅ：最高加熱温度９５０℃（８００〜５００℃間を２０ｓｅｃで冷却）
２ｎｄ ｃｙｃｌｅ：最高加熱温度７７０℃（７７０〜５００℃間を２２ｓｅｃで冷却）
３ｒｄ ｃｙｃｌｅ：最高加熱温度４５０℃（４５０〜３００℃間を６５ｓｅｃ間で冷却）
図４Ｂ中に示すように、溶接部２におけるＩＣノッチ８の位置は、母材１とＨＡＺ４との境界のＩＣ部（ＩＣＨＡＺ部）６である。ＩＣノッチによるＣＴＯＤ試験では、荷重とこのＩＣ部６の開口変位との関係を測定した。

ここで、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨは、鋼の特性（ＨＡＺ硬さ）と成分との重回帰によって得られた経験式である。
ＣｅｑＨ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／４．１６＋［Ｍｎ］／１４．９＋［Ｃｕ］／１２．９＋［Ｎｉ］／１０５＋１．１２［Ｎｂ］＋［Ｖ］／１．８２・・・（２）
と定義される。なお、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］、［Ｎｂ］、［Ｖ］は、鋼中のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量（質量％）である。例えば、Ｃｕが含有されない場合には、Ｃｕ含有量は、０％である。

上述したようにＰ_ＣＴＯＤ及びＣｅｑＨを制限しても、鋼中のそれぞれの合金元素の量を適正に調節しなければ、高強度と優れたＣＴＯＤ特性とを兼ね備えた鋼材を製造できない。

以下に、鋼成分の限定範囲と鋼成分の限定理由とを述べる。ここで、記載した％は、質量％である。上述の鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤ及び鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨの制限に加え、以下のように鋼成分を限定することにより、ＢＳ５７６２法のＣＴＯＤ試験によって得られるＦＬ部における−６０℃でのＣＴＯＤ（δｃ）値とＩＣ部における−６０℃でのＣＴＯＤ（δｃ）値とが、いずれも０．２５ｍｍ以上である溶接用鋼材を得ることができる。

Ｃ：０．０１５〜０．０４５％
十分な強度を得るために、０．０１５％以上のＣを含有させる必要がある。しかしながら、０．０４５％超のＣ含有量［Ｃ］では、溶接ＨＡＺの特性が劣化し、−６０℃のＣＴＯＤ特性が十分でない。そのため、Ｃ含有量［Ｃ］の上限は、０．０４５％である。したがって、Ｃ含有量［Ｃ］は、０．０１５％以上０．０４５％以下である。

Ｓｉ：０．０５〜０．２０％
良好なＨＡＺ靭性を得るため、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］は、少ないほど好ましい。しかしながら、後述するようにＡｌ含有量［Ａｌ］を制限しているため、脱酸上０．０５％以上のＳｉ含有量［Ｓｉ］が必要である。しかしながら、０．２０％超のＳｉ含有量［Ｓｉ］では、ＨＡＺ靭性を害するため、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］の上限は、０．２０％である。したがって、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］は、０．０５％以上０．２０％以下である。より良好なＨＡＺ靭性を得るために、Ｓｉ含有量［Ｓｉ］は、０．１５％以下であることが好ましい。

Ｍｎ：１．５〜２．０％
Ｍｎは、ミクロ組織を適正化する効果が大きい安価な元素である。また、Ｍｎの添加によって、ＨＡＺ靭性を害する可能性は少ない。そのため、Ｍｎの添加量は、多いほど好ましい。しかしながら、２．０％超のＭｎ含有量では、ＩＣＨＡＺの硬さが増加し、靭性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］の上限は、２．０％である。また、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が１．５％未満では、ミクロ組織を向上する効果が少ないので、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］の下限は、１．５％である。したがって、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］は、１．５％以上２．０％以下である。よりＨＡＺ靭性を改善するためには、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］は、１．５５％以上であることが好ましく、１．６％以上であることがより好ましく、最も好ましくは、１．７％以上である。

Ｎｉ：０．１０〜１．５０％
Ｎｉは、ＨＡＺ靭性をあまり劣化させず、母材の強度及び靭性を向上させ、ＩＣＨＡＺの硬さをあまり増加させない元素である。しかしながら、Ｎｉは、高価な合金元素であり、鋼中に過剰に含まれると表面疵を生じさせることがある。そのため、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］の上限は、１．５０％である。一方で、上述のＮｉ添加の効果を十分に享受するためには、少なくとも０．１０％のＮｉを含有する必要がある。したがって、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］は、０．１０％以上１．５０％以下である。ＩＣＨＡＺの硬さをあまり増加させることなく、母材の強度及び靭性をより向上するために、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］は、０．２０％以上であることが好ましく、０．３０％以上であることがより好ましく、０．４０％又は０．５１％以上であることが最も好ましい。また、表面疵をより確実に防止するためには、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］は、１．２０％以下であることが好ましく、１．０％以下であることがより好ましい。他元素の添加により母材の強度及び靭性を十分に確保できる場合には、より経済性を確保するために、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］は、０．８０％以下であることが最も好ましい。なお、後述するように、Ｃｕを添加する場合には、鋳片のＣｕ割れを抑制するために、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］は、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］の１／２以上であることが好ましい。

Ｐ：０．００８％以下（０％を含む）
Ｓ：０．００５％以下（０％を含む）
Ｐ及びＳは、靭性を低下させ、不可避的不純物として含有される元素である。そのため、Ｐ含有量［Ｐ］及びＳ含有量［Ｓ］は、母材靭性及びＨＡＺ靭性を確保するためともに低下させる必要がある。しかしながら、工業生産的な制約があるため、Ｐ含有量［Ｐ］の上限及びＳ含有量［Ｓ］の上限は、それぞれ０．００８％及び０．００５％である。より良好なＨＡＺ靭性を得るために、Ｐ含有量［Ｐ］を０．００５％以下に制限することが好ましく、Ｓ含有量［Ｓ］を０．００３％以下に制限することが好ましい。

Ａｌ：０．００４％以下（０％を含まない）
Ａｌ含有量［Ａｌ］は、Ｔｉ酸化物を生成させる必要があるため、少ないほど好ましい。しかしながら、工業生産的に制約があるため、Ａｌ含有量［Ａｌ］の上限は、０．００４％である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０１５％
Ｔｉは、Ｔｉ酸化物を生成させミクロ組織を微細化させる。しかしながら、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が多すぎると、Ｔｉは、ＴｉＣを生成してＨＡＺ靭性を劣化させる。そのため、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］は、０．００５％以上０．０１５％以下が適正な範囲である。よりＨＡＺ靭性を改善するために、Ｔｉ含有量［Ｔｉ］は、０．０１３％以下であることが好ましい。

Ｎｂ：０．００５％以下（０％を含む）
Ｎｂは、不純物として含有される場合があり、母材の強度及び靭性を向上させるが、ＨＡＺ靭性を低下させる。ＨＡＺ靭性が著しく低下しないＮｂ含有量［Ｎｂ］の範囲は、０．００５％以下である。そのため、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］を０．００５％以下に制限する。よりＨＡＺ靭性を改善させるためには、０．００１％以下（０％を含む）に制限することが好ましい。

Ｏ：０．００１５〜０．００３５％
Ｏ含有量［Ｏ］は、ＦＬ部のＩＧＦ生成核としてのＴｉの酸化物の生成量を確保するために、０．００１５％以上であることが必須である。しかし、Ｏ含有量［Ｏ］が多すぎると、酸化物のサイズおよび個数が過大になるためＩＣ部のＣＴＯＤ特性が劣化する。そのため、Ｏ含有量［Ｏ］を０．００１５％以上０．００３５％以下の範囲に制限した。より良好なＨＡＺ靭性を得るために、Ｏ含有量［Ｏ］は、０．００３０％以下であることが好ましく、０．００２８％以下であることがより好ましい。

Ｎ：０．００２〜０．００６％
Ｎは、Ｔｉ窒化物を生成させるために必要である。しかしながら、Ｎ含有量［Ｎ］が０．００２％未満では、Ｔｉ窒化物を生成させる効果が少ない。また、Ｎ含有量［Ｎ］が０．００６％超では、鋼片製造時に表面疵が発生するため、Ｎ含有量［Ｎ］の上限は、０．００６％である。したがって、Ｎ含有量［Ｎ］は、０．００２％以上０．００６％以下である。より良好なＨＡＺ靭性を得るために、Ｎ含有量［Ｎ］は、０．００５％以下であることが好ましい。

Ｃｕ：０．２４％以下（０％を含む）
Ｃｕは、ＨＡＺ靭性をあまり劣化させず、母材の強度及び靭性を向上させ、ＩＣＨＡＺの硬さもあまり増加させない元素である。そのため、必要に応じ、Ｃｕを添加してもよい。しかし、Ｃｕは、比較的高価な合金元素であり、Ｎｉに比べると上述の効果が小さく、多過ぎる添加によって鋳片のＣｕ割れが生じる危険性を高める。そのため、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を０．２４％以下に制限する。加えて、鋼中にＣｕを添加したり、不純物としてＣｕを含んだりする場合には、鋳片のＣｕ割れを防止するために、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］をＮｉ含有量［Ｎｉ］の２倍以下にすることが好ましい。また、Ｃｕのフェライト（αＦｅ）中への固溶限が小さいため、溶接の熱履歴によっては溶接ＨＡＺ中にεＣｕが析出し、低温靭性を低下させる可能性がある。そのため、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］は、０．２０％以下に制限することが好ましく、０．１０％以下に制限することがより好ましい。ＣやＭｎ、Ｎｉ等の元素により鋼材の強度を十分に確保すれば、Ｃｕを必ずしも添加する必要はない。強度上の理由から選択的にＣｕを添加する場合であっても、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を極力少なく抑えることが好ましい。したがって、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］は、０．０３％以下であることが最も好ましい。

Ｖ：０．０２０％以下（０％を含む）
Ｖは、母材強度を向上させるために有効である。そのため、必要に応じ、Ｖを添加してもよい。しかし、０．０２０％を超えるＶを添加すると、ＨＡＺ靭性が大きく低下する。そのため、Ｖ含有量［Ｖ］を、０．０２０％以下に制限する。ＨＡＺ靭性の低下を十分に抑えるためには、Ｖ含有量［Ｖ］を０．０１０％に制限することが好ましい。ＣやＭｎ、Ｎｉ等の元素により鋼材の強度を十分に確保すれば、Ｖを必ずしも添加する必要はない。強度上の理由から選択的にＶを添加する場合であっても、Ｖ含有量［Ｖ］を極力少なく抑えることが好ましい。したがって、Ｖ含有量［Ｖ］は、０．００５％以下であることがより好ましい。

本発明の溶接用鋼材は、上記成分を含有または制限し、残部が鉄および不可避的不純物を含む。しかしながら、本発明の鋼板には、上記成分の他に、鋼板自体の耐食性及び熱間加工性を一段と改善する目的で、あるいはスクラップ等の副原料からの不可避的不純物として、他の合金元素を含有してもよい。ただし、上記成分（Ｎｉ等）の上記効果（母材の靭性の向上等）を十分に発揮させるために、他の各合金元素（Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ａｓ、ＲＥＭ）を以下のように制限することが好ましい。これらの各元素の含有量は、０％を含む。

Ｃｒは、ＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｃｒ含有量［Ｃｒ］は、０．１％以下であることが好ましく、０．０５％以下であることがより好ましく、０．０２％以下であることが最も好ましい。
Ｍｏは、ＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｍｏ含有量［Ｍｏ］は、０．０５％以下であることが好ましく、０．０３％以下であることがより好ましく、０．０１％以下であることが最も好ましい。
Ｂは、ＨＡＺ硬さを高め、ＨＡＺ靭性を低下させるため、Ｂ含有量［Ｂ］は、０．０００５％以下であることが好ましく、０．０００３％以下であることがより好ましく、０．０００２％以下であることが最も好ましい。

Ｃａは、Ｔｉ酸化物の生成を抑制する効果があるため、Ｃａ含有量［Ｃａ］は、０．０００３％未満であることが好ましく、０．０００２％未満であることがより好ましい。
Ｍｇは、Ｔｉ酸化物の生成を抑制する効果があるため、Ｍｇ含有量［Ｍｇ］は、０．０００３％未満であることが好ましく、０．０００２％未満であることがより好ましい。

Ｓｂは、ＨＡＺ靭性を損なうため、Ｓｂ含有量［Ｓｂ］は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。
Ｓｎは、ＨＡＺ靭性を損なうため、Ｓｎ含有量［Ｓｎ］は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。
Ａｓは、ＨＡＺ靭性を損なうため、Ａｓ含有量［Ａｓ］は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。
ＲＥＭは、Ｔｉ酸化物の生成を抑制する効果があるため、ＲＥＭ含有量［ＲＥＭ］は、０．００５％以下であることが好ましく、０．００３％以下であることがより好ましく、０．００１％以下であることが最も好ましい。

上述したように、本発明の溶接用鋼材は、鋼成分として上記成分を含有または制限し、残部が鉄および不可避的不純物からなる。しかしながら、本発明の溶接用鋼材は、構造材料として使用されるため、鋼材の最小寸法（例えば、板厚）は、６ｍｍ以上であることが好ましい。構造材料としての用途を考慮すると、鋼材の最小寸法（例えば、板厚）は、１００ｍｍ以下であってもよい。

より確実に本発明のＣＴＯＤ特性を得るためには、以下の製造方法によって溶接用鋼材を製造することができる。本発明の溶接用鋼材の製造方法では、上記のように各元素の含有量及び各パラメーター（Ｐ_ＣＴＯＤ及びＣｅｑＨ）を限定した鋼を使用する。

本発明の一実施形態における溶接用鋼材の製造方法では、連続鋳造法で上述の鋼（溶鋼）からスラブ（鋳片）を製造する。連続鋳造法では、溶鋼の冷却速度（凝固速度）が速く、スラブ中に微細なＴｉ酸化物とＴｉ窒化物とを多量に生成させることが可能である。

スラブを圧延する際には、スラブの再加熱温度を９５０℃以上１１００℃以下にする必要がある。１１００℃を超える再加熱温度では、Ｔｉ窒化物が粗大化して母材の靭性が劣化し、ＨＡＺ靭性を改善することが難しい。

また、９５０℃未満の再加熱温度では、圧延の負荷が大きく、生産性が阻害される。そのため、再加熱温度の下限は、９５０℃である。したがって、９５０℃以上１１００℃以下の温度で再加熱を行う必要がある。

つぎに、再加熱後には、加工熱処理を行う。加工熱処理では、鋼成分に応じた狭い範囲に圧延温度を制御した後、必要に応じて水冷を施す。この加工熱処理により、オーステナイト粒の微細化及びミクロ組織の微細化をおこなうことができ、鋼材の強度及び靭性を改善させることができる。圧延によって、最終的な鋼材（例えば、厚鋼板）の厚み（最小寸法）が６ｍｍ以上となるように制御されることが好ましい。

この加工熱処理によって、溶接時のＨＡＺ靭性だけでなく、母材の靭性が十分な鋼材を製造することができる。

加工熱処理の方法としては、例えば、制御圧延による方法、制御圧延と加速冷却とを組み合わせる方法（制御圧延−加速冷却）、圧延後直接焼入れし焼戻す方法（圧延直後焼入れ−焼戻し）が挙げられる。この加工熱処理の方法は、制御圧延と加速冷却とを組み合わせる方法であることが好ましい。なお、この鋼材を製造後、脱水素や強度の最適化などの目的でＡｒ_３変態点以下の温度に再加熱しても、鋼材の特性は、損なわれない。

以下、実施例及び比較例に基づいて本発明を説明する。

転炉、連続鋳造、厚板（圧延）の工程を経て、種々の鋼成分の厚鋼板を製造し、これらの厚鋼板について母材強度の引張試験及び溶接継手のＣＴＯＤ試験を実施した。

ＣＴＯＤ試験に使用する溶接継手は、一般的な試験溶接として用いられている潜弧溶接（ＳＡＷ）法によって、４．５〜５．０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱で作製された。図４Ａ及び４Ｂに示すように、この溶接継手のＦＬ部５は、溶接溶け込み線（ＦＬ）９が厚鋼板の端面に対して略垂直になるようにＫ開先を用いて形成されている。

ＣＴＯＤ試験において、ｔ（板厚）×２ｔの断面サイズの試験片を使用し、この試験片に５０％疲労亀裂に対応するノッチを形成した。ノッチ位置（ＦＬノッチ７及びＩＣノッチ８）は、図４Ａ及び４Ｂに示すように、ＦＬ部（ＷＭ３とＨＡＺ４との境界）５またはＩＣ部（ＨＡＺ４とＢＭ１との境界）６である。ＣＴＯＤ試験では、ＦＬノッチ７とＩＣノッチ８とのそれぞれについて、−６０℃で５本の試験（計１０回）を実施した。

表１及び表２に鋼の化学成分を示し、表３及び４に厚鋼板（母材）の製造条件と母材（ＢＭ）の特性と溶接継手の特性とを示す。

また、表３及び４中の熱処理法の記号を以下に示す。
ＣＲ：制御圧延（鋼材の強度及び靭性を改善するために最適な温度域での圧延）
ＡＣＣ：制御圧延−加速冷却（制御圧延後４００℃〜６００℃の温度域まで鋼材を水冷し、放冷）
ＤＱ：圧延直後焼入れ−焼戻し（圧延直後に２００℃以下まで鋼材を水冷した後、焼戻し）
また、表３及び４中の溶接継手のＣＴＯＤ試験結果において、δｃ（ａｖ）は、５本の試験のＣＴＯＤ値の平均値を、δｃ（ｍｉｎ）は、５本の試験のうちのＣＴＯＤ値の最低値を示す。

実施例１〜７及び１６〜３０では、降伏強度（ＹＳ）が４３２Ｎ／ｍｍ^２（ＭＰａ）以上、引張強度が５００Ｎ／ｍｍ^２（ＭＰａ）以上であり、母材強度が十分であった。また、−６０℃のＣＴＯＤ値（δｃ）について、ＦＬノッチにおけるＣＴＯＤ値の最小値δｃ（ｍｉｎ）が０．４３ｍｍ以上、ＩＣノッチにおけるＣＴＯＤ値の最小値δｃ（ｍｉｎ）が０．６０ｍｍ以上であり、破壊靭性に優れていた。

これに対し、比較例では、実施例と同等の強度を有するが、実施例と比べてＣＴＯＤ値が劣り、厳しい環境下で使用される鋼材として適切でない。

比較例８及び３１では、鋼中のＣ含有量が高く、鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤ及び鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨも高かった。そのため、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値とＩＣノッチのＣＴＯＤ値の両方が低かった。

比較例９及び３２では、鋼中のＭｎ含有量が高く、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨが高かった。そのため、特にＩＣノッチのＣＴＯＤ値が低かった。

比較例１０及び３３では、鋼中のＡｌ含有量が高かった。そのため、特にＦＬ部の組織制御が不十分であり、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値が低かった。

比較例１１及び３４では、鋼中のＮｂ含有量が高かった。そのため、特にＩＣノッチのＣＴＯＤ値が低かった。

比較例１２及び３５では、鋼中のＳｉ含有量が高く、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨが高かった。そのため、特にＩＣノッチのＣＴＯＤ値が低かった。

比較例１３及び３６では、鋼中のＶ含有量が高く、鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤ及び鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨも高かった。そのため、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値とＩＣノッチのＣＴＯＤ値の両方が低かった。

比較例１４では、鋼中のＣｕ含有量が高かった。そのため、熱間圧延時にクラック（Ｃｕ割れ）が生じ、鋼材の製造が困難であった。特に、Ｃｕ割れを抑制する元素が添加されていなかったため、表３に示すように、溶接継手のＣＴＯＤ試験を実施できなかった。

比較例３７では、鋼中のＯ含有量が高かった。そのため、ＦＬノッチのＣＴＯＤ値とＩＣノッチのＣＴＯＤ値の両方が低かった。

比較例１５では、鋼成分パラメーターＣｅｑＨが高かった。そのため、ＩＣノッチのＣＴＯＤ値が低かった。

上述の比較例８〜１４及び３１〜３７では、−６０℃のＣＴＯＤ値（δｃ）について、ＦＬノッチにおけるＣＴＯＤ値の最小値δｃ（ｍｉｎ）が０．２５ｍｍ未満、ＩＣノッチにおけるＣＴＯＤ値の最小値δｃ（ｍｉｎ）が０．２５ｍｍ未満であり、破壊靭性が十分でなかった。また、上述の比較例１５では、−６０℃のＣＴＯＤ値（δｃ）について、ＦＬノッチにおけるＣＴＯＤ値の最小値δｃ（ｍｉｎ）が０．２５ｍｍ以上であるが、ＩＣノッチにおけるＣＴＯＤ値の最小値δｃ（ｍｉｎ）が０．２５ｍｍ未満であるため、破壊靭性が十分でなかった。
表１〜４中の鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨとＩＣ部における−６０℃でのＣＴＯＤ（δｃ）値との関係を纏めた結果を図５に示す。図５に示すように、鋼中の各成分及び鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤが上記条件を満足する場合には、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨを０．２３５％以下に抑えることによって、ＩＣノッチにおけるＣＴＯＤ値の最小値δｃ（ｍｉｎ）が０．２５ｍｍ以上の鋼材を製造することができた。なお、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨが０．２３５％以下であっても、鋼中の各成分及び鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤが上記条件を満足しない場合には、ＣＴＯＤ値の最小値δｃ（ｍｉｎ）が０．２５ｍｍ以上の鋼材を製造することができなかった（例えば、比較例１０、１１、１４、３３、３４、３７）。

小入熱から中入熱までの溶接における溶接熱影響部のＣＴＯＤ特性が優れた溶接用鋼材およびその製造方法を提供することができる。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０１５％以上０．０４５％以下のＣと、
   Ｓｉ含有量［Ｓｉ］が、０．０５％以上０．２０％以下のＳｉと、
   Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が、１．５％以上２．０％以下のＭｎと、
   Ｎｉ含有量［Ｎｉ］が、０．１０％以上１．５０％以下のＮｉと、
   Ｔｉ含有量［Ｔｉ］が、０．００５％以上０．０１５％以下のＴｉと、
   Ｏ含有量［Ｏ］が、０．００１５％以上０．００３５％以下のＯと、
   Ｎ含有量［Ｎ］が、０．００２％以上０．００６％以下のＮと
   を含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含み、
   Ｐ含有量［Ｐ］を０．００８％以下、
   Ｓ含有量［Ｓ］を０．００５％以下、
   Ａｌ含有量［Ａｌ］を０．００４％以下、
   Ｎｂ含有量［Ｎｂ］を０．００５％以下、
   Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を０．２４％以下、
   Ｖ含有量［Ｖ］を０．０２０％以下
   に制限し、
   下記（３）式の鋼成分パラメーターＰ_ＣＴＯＤが０．０６５％以下、
   かつ、下記（４）式の鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨが０．２３５％以下である
   ことを特徴とする溶接用鋼材。
   ここで、
   Ｐ_ＣＴＯＤ＝［Ｃ］＋［Ｖ］／３＋［Ｃｕ］／２２＋［Ｎｉ］／６７・・・（３）
   ＣｅｑＨ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／４．１６＋［Ｍｎ］／１４．９＋［Ｃｕ］／１２．９＋［Ｎｉ］／１０５＋１．１２［Ｎｂ］＋［Ｖ］／１．８２・・・（４）
2. 質量％で、前記Ｃｕ含有量［Ｃｕ］が、０．０３％以下であるＣｕを含有することを特徴とする請求項１に記載の溶接用鋼材。
3. ＢＳ５７６２法のＣＴＯＤ試験によって得られるＦＬ部における−６０℃でのＣＴＯＤ（δｃ）値とＩＣ部における−６０℃でのＣＴＯＤ（δｃ）値とが、いずれも０．２５ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の溶接用鋼材。
4. 請求項１または２に記載の鋼成分を満足する鋼を連続鋳造することによって鋼片を作製し、前記鋼片を９５０℃以上１１００℃以下の温度に加熱後、加工熱処理することを特徴とする溶接用鋼材の製造方法。

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