JP5245202B2 - 超大入熱溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼及びその製造方法に関するものである。本発明の高強度溶接構造用鋼は、建築、橋梁、造船、海洋構造物、ラインパイプ、建設機械等の溶接構造物として広く利用可能であり、特に、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れ、４９ＯＭＰａ〜５００ＭＰａ級の引張強度を有する溶接構造物用鋼に関する。

従来、建築、橋梁、造船、海洋構造物など溶接構造物の脆性破壊防止の観点から、母材の靭性だけでなく、溶接部からの脆性破壊の発生の抑制、すなわち、使用される鋼板の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ；ＨＡＺ）靱性の向上に関する研究が数多く報告されている。

一般に、母材靭性の確保するためには、最終のフェライト粒径を小さくすることが肝要であり、必要な靭性レベルによって普通圧延、制御圧延、さらには制御圧延十加速冷却等の方法が利用されてきた。その基本は、ＡｌＮやＴｉＮ等の、高温において安定な窒化物をピニング粒子として用いて、まず、母材の加熱オーステナイト（γ）粒径を微細化した上で、さらに圧延によってオーステナイト中にフェライトの核生成サイトを多数導入し、最終フェライト粒径を微細にすることにある。

従って、このような母材の製造方法では、当然ながら、窒化物の種類によって熱間圧延前の再加熱温度を変える必要が生じたり、加熱γ粒径の変動から最終フェライト粒径にも変化が生じるため、結果的に、母材靭性のバラツキの発生がしばしば起こる。
一方、溶接部ＨＡＺ靭性も、加熱γ粒径が大入熱量によって異なることから、要求靭性値が高くなるほど大入熱量の値を小さくする必要があるのにも関わらず、近年では加熱γ粒径が大きくなる条件、すなわち溶接施工能率の向上の観点から、大入熱溶接（およそ２０ｋＪ／ｍｍ以下）や超大入熱溶接（２０〜１５０ｋＪ／ｍｍ）が実施される場合が多くなっている。

大入熱溶接と超大入熱溶接の鋼板への影響の差異は、高温での滞留時間の差異に起因しており、特に、超大入熱溶接では滞留時間が極めて長時間であるため、結晶粒径が著しく組大化する領域が広く、靭性の低下が著しくなる点にある。

上述のような、母材靭性のバラツキと溶接部ＨＡＺ靭性の入熱依存性の問題点を回避する抜本的な方法として、母材組織および溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径を同一のピニング粒子によって制御し、両者の高温での粒成長を顕著に抑制することが有効と考えられる。これを実現することにより、母材靭性の安定性はもとより、入熱が大きくなった場合にも溶接部ＨＡＺ靭性を十分に向上させることができる。また、母材の加熱γ粒径が著しく微細になる場合には、従来の制御圧延や加速冷却を用いることなく普通圧延でも同程度のフェライト粒径と母材靭性を付与できる可能性があることから、本技術の確立は工業的価値が高い。

加熱γ粒径のピニング効果が最も期待できる粒子としては、高温でも溶解しにくい酸化物や硫化物が考えられる。例えば、酸化物の導入方法としては、鋼の溶製工程においてＴｉ等の脱酸元素を単独で添加する方法があるが、多くの場合、溶鋼保侍中に酸化物の凝集合体が起こり、粗大な酸化物の生成をもたらすことにより、かえって鋼の清浄度を損ない、靭性を低下させてしまうことが知られている。このため、複合脱酸法等、さまざまな工夫がなされているが、従来より知られている方法では、高温における母材の加熱γ粒径、さらには溶接入熱が大きく、しかも冷却速度が極めて小さい場合（例えば、８００℃から５００℃までの冷却速度が１度／ｓ以下）の加熱γ粒径、及び変態後に生成される粒界フェライトの結晶粒径の粗大化を、完全に防止できる技術は未だに確立されていない。

例えば、Ｔｉ−Ｍｇ脱酸鋼において、脱酸時に生成される超微細酸化物によるピニング効果に加え、Ｖ含有鋼におけるＶＮを活用した鋼（例えば、特許文献１）等が提案されているが、このような鋼においても、さらなるピニングカの向上と粒界フェライト生成防止の強化が求められていた。
特開２００５−２９８４２号公報

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、特に、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れ、４９ＯＭＰａ〜５００ＭＰａ級の引張強度を有する、超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、酸化物（あるいは硫化物）を最大限に微細分散させた上で、さらに超大入熱溶接時の粒界フェライトの粗大化を抑制する技術について鋭意検討を行い、極限的な超大入熱溶接においても、溶接部ＨＡＺ組織を均質に微細化させ、溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼が得られる技術を確立した。

本発明の要旨とするところは、以下の通りである。すなわち、
（１） 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：２．２１〜３．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０３０％、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％を含有し、さらに、質量％でＭｇ及びＣａをそれぞれ０．０００１％以上で含有するとともに、それらの合計が０．００１０〜０．０１０％の範囲であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、前記Ｍｇの含有量が、次式（１）
ｆｒｅｅ［Ｍｇ］ ＝ Ｔｏｔａ１［Ｍｇ］ − 全酸化物中の含有［Ｍｇ］ ≧ １ ｐ ｐ ｍ ・・・（１）
の関係で表されることを特徴とする超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
（２） 更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜１.５％、Ｃｒ：０．０２〜１.５％、Ｍｏ:０．０２〜１.５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５０％、Ｔａ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％の内、少なくとも１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
（３） （１）または（２）に記載の成分組成を有する鋼片を、ＡＣ_３点以上、１２５０℃以下に加熱し、次いで再結晶温度域で熱間圧延した後、自然放冷することを特徴とする超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（４） （１）または（２）に記載の成分組成を有する鋼片を、ＡＣ_３点以上、１２５０℃以下に加熱し、次いで再結晶温度域で熱間圧延し、次いで未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を行った後、自然放冷することを特徴とする超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（５） （１）または（２）に記載の成分組成を有する鋼片を、ＡＣ_３点以上、１２５０℃以下に加熱し、次いで再結晶温度域で熱間圧延し、次いで未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を行い、次いで１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６５０℃まで冷却することを特徴とする超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
（６） （１）または（２）に記載の成分組成を有する鋼片を、ＡＣ_３点以上、１２５０℃以下に加熱し、次いで再結晶温度域で熱間圧延し、次いで未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を行い、次いで１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６５０℃まで冷却した後、引き続き、あるいは一旦常温まで放冷した後に、２５０℃〜ＡＣ_１点で焼戻し熱処理することを特徴とする超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。

本発明の超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼によれば、成分組成を上述の範囲内とし、さらに、Ｍｇ及びＣａを同時に添加し、Ｍｇの含有量を上記（１）式で表される関係とすることによって母材の加熱γ粒径を微細化することができる。
また、Ｖ−Ｎｂの複合添加と高Ｍｎ化の組合せにより、溶接入熱が極めて大きい場合においても、ＨＡＺの加熱γ粒径と、靭性に悪影響を及ぼす粒界フェライトを同時に微細化することができ、これらの微細化効果により、溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼を製造することが可能となる。
これにより、建築、橋梁、造船、海洋構造物、ラインパイプ、建設機械等の溶接構造物の脆性破壊に対する安全性が大幅に向上し、産業上、極めて有用である。

以下、本発明に係る超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の実施形態について説明する。
なお、この実施形態は、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。

［高強度溶接構造用鋼の成分組成］
本発明の超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼（以下、高強度溶接構造用鋼と略称することがある）は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：１．５〜３．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０３０％、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％を含有し、さらに、質量％でＭｇ及びＣａをそれぞれ０．０００１％以上で含有するとともに、それらの合計が０．００１０〜０．０１０％の範囲であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、前記Ｍｇの含有量が、次式（１）
ｆｒｅｅ［Ｍｇ］ ＝ Ｔｏｔａ１［Ｍｇ］ − 全酸化物中の含有［Ｍｇ］ ≧ １ ｐ ｐ ｍ ・・・（１）
で表される関係とされている。

また、本発明の高強度溶接構造用鋼では、更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜１.５％、Ｃｒ：０．０２〜１.５％、Ｍｏ:０．０２〜１.５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５０％、Ｔａ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％の内、少なくとも１種または２種以上を含有した成分組成とすることができる。

Ｍｇ、Ｃａは、従来から強脱酸剤、脱硫剤として鋼の清浄度を高め、溶接部ＨＡＺ靭性を向上させることが知られている。また、これら元素を含有する酸化物の分散を制御して、母材靭性および溶接部ＨＡＺ靭性の両方を向上させる技術が、特開２００３−４９２３７号公報に記載されている。

本発明者らは、同様に、Ｍｇ、Ｃａの強脱酸剤及び強力な硫化物生成能に着目し、これら元素の添加順序および量を制御することで、超大入熱溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径の微細化に効果を有する酸化物並びに硫化物の微細分散が期待でき、この技術とＶ含有鋼に見られるＶＮ（あるいはＶＮ／ＭｎＳ）の粒内変態能、さらには、廉価合金元素の一つであるＭｎ量の増大による焼入性付与技術との組合せにより、超大入熱かつ冷却速度が著しく小さい場合（例えば薄手のスキンプレート等）の溶接部ＨＡＺにおいても、粒界フェライトの生成あるいは成長抑制が可能となり、ＨＡＺ靭性も著しく向上するものと考えた。
以下、本発明に関して詳細に説明する。

本発明者らは、Ｔｉを添加することで弱脱酸した溶鋼中に、ＭｇあるいはＣａを添加した場合、Ｍｇ（あるいはＣａ）の酸化物あるいは硫化物が極めて微細に、かつ高密度に生成されることを見出した。このＭｇ添加による効果は、Ｍｇの代わりにＣａを用いても同様に得られ、いずれの元素を添加した場合も添加元素を含む酸化物もしくは硫化物が生成され、その粒子径は０．００５〜０．５μｍ、鋼中の粒子数は１ｍｍ^２当たり１００００個以上であり、強力なピニング力を有していることが確認され、溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径が、溶接入熱によらず２００μｍ以下となる。また、この場合、ＭｇとＣａを同時添加した場合にピニング効果が大きいことも知られている（特開２００５−２９８４２号を参照）。このような、脱酸時におけるＭｇとＣａの同時添加については既に提案されているものであるが、本発明のように、最終凝固段階におけるｆｒｅｅ［Ｍｇ］量を確保（≧１ｐｐｍ：前記（１）式を参照）した場合には、高Ｍｎ添加時に、微細な硫化物として、これまで報告されていない（Ｍｇ、Ｍｎ）Ｓが多数生成され、この新たな粒子によるピニングカの増加によって細粒化傾向がさらに強まることを発見した。このピニングカは、当然のこととして母材の細粒化にも寄与する。

一般的に、微細な加熱γ粒径の場合には、超大入熱溶接時のような冷却速度においては粒界フェライトの核生成頻度が増大し、しかも、その成長速度が粗大な加熱γ粒径の場合に比較して大きくなるのが普通である。従って、上述したような冷却速度、すなわち１℃／ｓ以下のような場合には、粒界フェライトが著しく成長し、この粗大化の抑制が靭性確保のためのポイントになる。
本発明者らは、このようなＨＡＺ細粒鋼の粒界フェライトの成長抑制方法について鋭意検討した結果、Ｖ−Ｎｂの複合添加と高Ｍｎ化が極めて有効であるとの知見を得るに至った。前者は、ＶＮや（Ｖ、Ｎｂ）（Ｎ、Ｃ）のような粒内変態核としての作用によって、個々の粒界フェライトの細粒化をもたらし、さらに、γ／α界面におけるＶやＮｂの炭窒化物の析出、及び微量の固溶Ｖ、固溶Ｎｂの異相界面偏析による粒界フェライトの成長抑制効果を併せ待っていることから、粒界フェライトの成長を顕著に抑制する。後者は、Ｍｎによる焼入性増加によって粒界フェライトの生成そのものを抑制することに加え、Ｍｎの異相界面偏析によってＶやＮｂと同様に界面移動速度の低下をもたらす。
上述のような、加熱γ粒径の細粒化技術と粒界フェライト成長抑制技術の組合せによる超大入熱かつ冷却速度が極端に小さい場合の靭性改善策は、従来全く報告されていないものであり、工業的価値は極めて高い。

本発明は、ＭｇあるいはＣａの介在物の存在状態と、Ｖ−Ｎｂ複合添加及び高Ｍｎ化によって達成される、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた鋼材に関するものであり、加熱γ粒径の変化を極力抑えた画期的な技術である。すなわち、本発明によれば、母材の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）は、再加熱温度によらず安定して１００μｍ以下となり、さらに溶接部ＨＡＺ組織の加熱γ粒径（旧オーステナイト粒径）が、上述したように溶接入熱によらず２００μｍを大幅に下回るものであり、しかも、超大入熱溶接部の冷却速度が極めて小さくなるような、板厚が６０ｍｍ以下のような柱部材（例えば、スキンプレート）の溶接のような場合にも、粒界フェライトの粒径が４０μｍ以下となり、これらのミクロ組織を反映して、母材靭性と溶接部ＨＡＺ靭性の両方に優れた高強度溶接構造用鋼を提供できるものである。

本発明におけるＭｇとＣａの添加方法は、上述したように、これらの元素を同時に添加した場合に、得られる細粒化効果が大きくなる。また、ＭｇとＣａの同時添加の効果は、これら元素の合計量が大きくなるほど顕著になるが、一方で、粗大な酸化物、硫化物が生成されることから、高靭性を得るためには上限値を設定する必要があり、その値は１００ｐｐｍである。また、同時添加の効果が発揮されるための最小量は０．００３％である。

以下、本発明に係る超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の成分組成の限定理由について述べる。

「Ｃ：０．０１〜０．２０％」
Ｃは、鋼における母材強度を向上させるために欠かせない基本的な元素であり、その有効な下限として０．０１％以上の添加が必要であるが、０．２０％を越える過剰の添加では、鋼材の溶接性や靭性の低下を招くので、その上限を０．２０％とした。

「Ｓｉ：０．０２〜０．５０％」
Ｓｉは、製鋼上、脱酸元素として必要な元素であり、鋼中に０．０２％以上の添加が必要であるが、０．５０％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させるので、その上限を０．５０％とした。

「Ｍｎ：１．５〜３．５％」
Ｍｎは、本発明の主たる元素であり、母材の強度および靭性の確保に必要な元素であるが、３．５％を越えるとＨＡＺ靭性を著しく阻害し、逆に、１．５％未満ではＭｎによる粒界フェライトの生成及び成長に対する抑制効果がそれぞれ小さくなるため、その範囲を１．５〜３．５％とした。

「Ｐ：０．０３％以下」
Ｐは、鋼の靭性に影響を与える元素であり、０．０３％を越えて含有すると、鋼材の母材だけでなくＨＡＺの靭性を著しく阻害するので、その含有される上限を０．０３％とした。

「Ｓ：０．０００５％〜０．０３０％」
Ｓは、０．０３０％を越えて過剰に添加されると粗大な硫化物の生成の原因となり、靭性を阻害するが、その含有量が０．０００５％未満になると、粒内フェライトの生成に有効なＭｎＳやピニングに有効な（Ｍｇ, Ｍｎ）Ｓなどの硫化物生成量が著しく低下するため、その含有量を０．０００５〜０．０３０％の範囲とした。

「Ｖ：０．００５〜０．５０％」
Ｖは、本発明の主たる元素であり、窒化物（ＶＮ）形成元素として添加され、粒内フェライトの核として作用する。この際、化学量論的に、Ｎよりも過剰に添加し、炭化物あるいは炭窒化物の析出と固溶Ｖを確保することにより、粒界フェライトの成長が顕著に抑制される。これらの効果は、０．００５％以下の添加では上述の効果が十分でなく、０．５０％を越える添加では、逆に靭性の低下を招くために、その範囲を０．００５〜０．５０％の範囲とした。

「Ｎｂ：０．００５〜０．２０％」
Ｎｂは、炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に効果がある元素であり、またＶと同様に粒界フェライトの成長抑制にも効果を有するが、０．００５％以下の添加ではその効果がなく、０．２０％を越える添加では、靭性の低下を招くため、その範囲を０．００５〜０．２０％の範囲とした。

「Ａｌ：０．００３〜０．０５０％」
Ａｌは、通常、脱酸剤として添加されるが、本発明においては、０．０５％を越えて添加されるとＭｇ及びＣａの添加の効果を阻害するため、これを上限とする。また、Ｍｇ、Ｃａの酸化物を安定に生成するためには０．００３％の添加が必要であり、これを下限とした。

「Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％」
Ｔｉは、脱酸剤として、さらには窒化物形成元素として結晶粒の細粒化に効果を発揮する元素であるが、多量の添加は炭化物の形成による靭性の著しい低下をもたらすために、その上限を０．０５０％にする必要があるが、所定の効果を得るためには０．００３％以上の添加が必要であり、その範回を０．００３〜０．０５０％とした。

「Ｍｇ：Ｍｇ及びＣａの合計で０．００１０〜０．０１０％（０．０００１％以上）」
Ｍｇは。本発明の主たる合金元素であり、主に脱酸剤あるいは硫化物生成元素として添加され、上述したように、その量はＣａ量によっても制限されるが、目安としては、０．００８５％を越えて添加すると粗大な酸化物あるいは硫化物が生成し易くなり、母材およびＨＡＺ靭性の低下をもたらす。しかしながら、０．０００１％未満の添加では、ピニング粒子として必要な酸化物の充分な生成が期待できなくなるため、その添加範囲を０．０００１〜０．００８５％と限定することが望ましい。
また、（Ｍｇ, Ｍｎ）Ｓの生成のためには、凝固段階において次式（１）
ｆｒｅｅ［Ｍｇ］ ＝ Ｔｏｔａ１［Ｍｇ］ − 全酸化物中の含有［Ｍｇ］ ≧ １ ｐ ｐ ｍ ・・・（１）
で表される関係を満足する必要がある。

「Ｃａ：Ｍｇ及びＣａの合計で０．００１０〜０．０１０％（０．０００１％以上）」
Ｃａは、硫化物を生成することによって伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラティアー性を改善する。また、ＣａはＭｇと同様な効果を有していることから、本発明の重要な元素である。Ｃａの含有量の範回は、Ｍｇと同じ理由により、その範囲は０．０００１％〜０．００８５％の範回に限定することが望ましい。実際には、この範囲でＭｇ量との関係を考慮して決める必要がある。

「Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂ：（強度および靭性を改善する元素）」
本発明の超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼においては、強度、及び靭性を改善する元素として、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｂの中から１種または２種以上の元素を添加することができる。

「Ｃｕ：０．０５〜１．５％」
Ｃｕは、靭性を低下させずに強度の上昇に有効な元素であるが、０．０５％未満では効果がなく、１．５％を越えると鋼片加熱時や溶接時に割れを生じやすくする。従って、その含有量を０．０５〜１．５％以下とした。

「Ｎｉ：０．０５〜１．５％」
Ｎｉは、靭性および強度の改善に有効な元素であり、その効果を得るためには０．０５％以上の添加が必要であるが、１．５％以上の添加では溶接性が低下するため、その上限を１．５％とした。

「Ｃｒ：０．０２〜１．５％」
Ｃｒは、析出強化による鋼の強度を向上させるため、０．０２％以上の添加が有効であるが、多量に添加すると焼入性が上がり、母材靭性とＨＡＺ靭性を低下させる。従って、その上限を１．５％とした。

「Ｍｏ：０．０２〜１．５％」
Ｍｏは、Ｃｒと同様、鋼の強度を向上させる効果を有し、その効果を得るためには、０．０２％以上の添加が必要であるが、１．５０％を越える多量の添加は必要以上の強化とともに、靱性の著しい低下をもたらすため、その範囲を０．０２〜１．５０％とした。

「Ｚｒ、Ｔａ：０．００５〜０．０５０％」
Ｚｒ及びＴａも、ＶやＮｂと同様に炭化物、窒化物を形成し、強度の向上に効果がある元素であるが、０．００５％未満の添加ではその効果がなく、０．０５０％を越える添加では、逆に靱性の低下を招くため、その範囲を０．００５〜０．０５０％とした。

「Ｂ：０．０００３〜０．００５０％」
Ｂは、一般に固溶すると焼入性を増加させ、また、ＢＮとして固溶Ｎを低下させ、溶接熱影響部の靱性を向上させる元素である。従って、０．０００３％以上の添加でその効果を利用できるが、過剰の添加は靱性の低下を招くため、その上限を０．００５０％とした。

［高強度溶接構造用鋼の製造方法］
上記の成分を含有する高強度溶接構造用鋼は、製鋼工程で溶製後、連続鋳造等を経て再加熱、圧延、冷却処理を施して得られる。
本発明の超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法は、上記成分組成を有する鋼片を、ＡＣ_３点以上、１２５０℃以下に加熱し、次いで再結晶温度域で熱間圧延した後、自然放冷する方法として概略構成されている。
以下、本発明の高強度溶接構造用鋼の各限定項目について説明する。

「加熱温度：ＡＣ_３点以上、１２５０℃以下」
本発明では、熱間圧延、制御圧延ともに、鋼片をオーステナイト化するために、ＡＣ_３点以上の温度に加熱する必要がある。しかしながら、１２５０℃を超えて加熱すると熱源コストの増大が生じることから、加熱温度の上限を１２５０℃とした。

「未再結晶温度域での累積圧下率：４０〜９０％」
次いで、熱間圧延、制御圧延ともに、再結晶温変域で圧延することによりオーステナイト粒径を小さくすることが必要である。また、制御圧延を用いて強度上昇と靭性向上を図る場合には、さらに未再結晶温度域で圧延することによりオーステナイト粒内に変形帯を導入し、フェライト変態核を導入することが有効である。未再結晶温度域での累積圧下率が４０％未満では変形帯が十分に形成されないので、未再結晶温度域での累積圧下率の下限値を４０％とした。また、累積圧下率が９０％を超えると、母材シヤルピー試験の吸収エネルギーの低下が著しくなるため、上限値を９０％とした。

「冷却速度：１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６５０℃まで冷却」
自然放冷材よりも、さらに強度を向上させるためには加速冷却を行うことが必要である。しかしながら、冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満では十分な強度を得ることができない。逆に、冷却速度が６０℃／ｓｅｃ超では、ベイナイト主体組織（部分的にマルテンサイト）が生成するため、母材の靱性が低下する。したがって、冷却速度を１〜６０℃／ｓｅｃに限定した。
また、本発明においては、母材の強度を得るため、変態が終了するまで加速冷却を継続する必要がある。このため、冷却停止温度の上限を６５０℃とした。６５０℃超の冷却停止温度では変態が終了しないため、十分な強度が得られない。また、通常、加速冷却では水を冷却媒体として用いる。それ故、実際上の冷却停止温度の下限は０℃となるので、下限値を０℃とした。

「焼き戻し熱処理：２５０℃〜ＡＣ_１」
加速冷却後の焼戻し熱処理は、回復による母材組織の靱性向上を目的としたものであるから、加熱温度は逆変態が生じない温変域であるＡＣ_１点以下でなければならない。回復は、転位の消滅、合体によって格子欠陥密度を減少させるものであり、これを実現するためには２５０℃以上に加熱することが必要である。このため、加熱温度の下限を２５０℃とした。上限は変態点以下であるため、ＡＣ_１を上限とした。

以上、説明したように、本発明の超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼によれば、成分組成を上記範囲内とし、さらに、Ｍｇ及びＣａを同時に添加し、Ｍｇの含有量を上記（１）式で表される関係とすることによって母材の加熱γ粒径を微細化することができる。
また、Ｖ−Ｎｂの複合添加と高Ｍｎ化の組合せにより、溶接入熱が極めて大きい場合においても、ＨＡＺの加熱γ粒径と、靭性に悪影響を及ぼす粒界フェライトを同時に微細化することができ、これらの微細化効果により、溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼を製造することが可能となる。
これにより、建築、橋梁、造船、海洋構造物、ラインパイプ、建設機械等の溶接構造物の脆性破壊に対する安全性が大幅に向上し、産業上、極めて有用である。

以下、本発明に係る超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明するが、本発明は、もとより下記実施例に限定されるものではなく、前、後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

［サンプル作製］
表１及び表２に示す化学成分組成を有する鋼片を、表３に示す製造条件によって板厚１２ｍｍ〜１００ｍｍの厚鋼板とし、本発明鋼（鋼符号２〜２０）、及び比較鋼（鋼符号２３〜３５）を得た。

なお、表１におけるｆｒｅｅ［Ｍｇ］の数値は、含有酸素量の全量がＭｇ酸化物になっているものとして、全酸化物中の含有Ｍｇ量が最大となるように算出している。
また、表３におけるｄ１（μｍ）は、入熱１２０ｋＪ／ｍｍのＨＡＺ加熱γ粒径であり、ｄ２（μｍ）は、入熱１２０ｋＪ／ｍｍのＨＡＺ加熱γ粒界に生成した粒界フェライト粒径である。また、ｖＥ_０（ｋｇｆ・ｍ）は、ＨＡＺの０℃におけるシャルピー吸収エネルギー値である。

［評価試験］
まず、母材靱性の評価するため、上記各鋼の板厚の１／４部位からＪＩＳ４号試験片を採取した後、この試験片から２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、この試験片を用いて、０℃の温度下でシャルピー衝撃試験を行い、これによって得られる衝撃吸収エネルギー値を測定した。

そして、前記各鋼に、溶接入熱を１２０ｋＪ／ｍｍ、８００℃から５００℃での冷却速度を０．２５℃／ｓとして、超大入熱かつ超緩冷却の溶接を付与した。そして、旧オーステナイト（γ）粒、及び粒界フェライトのそれぞれの粒径を、ＨＡＺ部のミクロ組織をそれぞれ１００〜５００倍の倍率で、光学顕微鏡を用いて１０箇所撮影し、画像処理によって円相当径を求め、その平均値によって評価した。

また、溶接部ＨＡＺ靱性の評価試験として、前記超大入熱かつ超緩冷却の溶接を付与した鋼を用いて、０℃の温度下でシャルピー衝撃試験を行い、これによって得られる衝撃吸収エネルギー値を測定した。

［評価試験結果］
上記母材の評価試験において、母材強度は、全て５０〜６０ｋｇｆ・ｍの範囲に入っていた。また、母材靱性についても、表３に示すように、加熱温度を１１００℃〜１２５０℃の範囲として、５水準の温度で製造しているが、全ての加熱温度条件において良好な数値であった。具体的には、発明鋼の母材延性・脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）は−４０℃以下であり、試験温度−４０℃〜−８０℃の範回において、高いシャルピー吸収エネルギー値（１０ｋｇｆ・ｍ以上）を示しており、母材としての特性に優れていることが明らかである。

以下に、溶接部のＨＡＺ靭性の評価結果について説明する。
表３に示す鋼符号２〜２０は、本発明の鋼の例を示す。
表３に示すように、本発明鋼（鋼符号２〜２０）は、化学成分組成と製造条件の各要件を満足しており、ＨＡＺの加熱γ粒径（ｄ１）が、最大で１８０μｍ以下の超細粒鋼であるとともに、冷却中に旧γ粒界にそって生成した粒界フェライトの粒径（ｄ２）が、いずれも４０μｍ以下であった。
また、本発明鋼（鋼符号２〜２０）は、上記溶接部ＨＡＺ靱性の評価試験において、ＨＡＺの０℃におけるシャルピー吸収エネルギー値（ｖＥ_０）がいずれも１２．４ｋｇｆ・ｍ以上であり、本発明の高強度溶接構造用鋼が高いＨＡＺ靭性を有していることが明らかである。

これに対し、鋼符号２３〜３５の鋼材は、化学成分組成が、本発明で規定する範囲から逸脱した例である。
すなわち、表３に示すように、比較鋼２３〜２７は、基本成分あるいは選択元素の内、何れかの元素が発明の要件を越えて添加されている例であり、本発明の重要な限定事項である「Ｖ、Ｎｂ量の確保」、「ＭｇとＣａの合計量」及び「ｆｒｅｅ［Ｍｇ］≧１ｐｐｍ」という要件を満たしてはいるものの、靭性劣化要因となる元素が過剰に添加された事により、超大入熱ＨＡＺ靭性の劣化が大きくなっている。

また、比較鋼２８〜３１では、Ｖ、Ｎｂ、Ａｌが、何れも本発明で規定する下限値または上限値を逸脱している。これらの比較鋼の特性を見ると、比較鋼２８は、粒界フェライトが大きくなっていることにより、ＨＡＺ靭性値が低くなっている。また、比較鋼２９は、Ｖ量が著しく高いために、やはりＨＡＺ靭性値が劣化していることがわかる。また、比較鋼３０及び比較鋼３１は、Ａｌ量の影響が大きいことを示しており、これらのような場合にもＨＡＺ靭性が低くなっている。

また、比較鋼３２〜比較鋼３４は、何れもＭｇ＋Ｃａの合計量が、本発明の規定範回外となっている例である。比較鋼３２は、これら元素が不足しているため、粒界フェライトが粗大化している例である。一方、比較鋼３３及び比較３４は、過剰添加によって粒界フェライトが微細になっているにも関わらず、５μｍ以上の粗大酸化物数が増大したことによってＨＡＺ靭性値が大きく低下している。

また、比較鋼３５は、Ｖ、Ｍｇ、Ｃａの３元素がいずれも添加されておらず、また、Ｍｎ量が低い例である。この場合、他に比べて粒界フェライトが著しく粗大化しており、ＨＡＺ靭性値が最も低くなっている。

上記結果により、本発明に係る超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼が、高い機械的特性を有していることが明らかである。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０２〜０．５０％、Ｍｎ：２．２１〜３．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０００５〜０．０３０％、Ｖ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．２０％、Ａｌ：０．００３〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０５０％を含有し、
   さらに、質量％でＭｇ及びＣａをそれぞれ０．０００１％以上で含有するとともに、それらの合計が０．００１０〜０．０１０％の範囲であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、
   前記Ｍｇの含有量が、次式（１）
   ｆｒｅｅ［Ｍｇ］ ＝ Ｔｏｔａ１［Ｍｇ］ − 全酸化物中の含有［Ｍｇ］ ≧ １ ｐ ｐ ｍ ・・・（１）
   の関係で表されることを特徴とする超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
2. 更に、質量％で、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、Ｎｉ：０．０５〜１.５％、Ｃｒ：０．０２〜１.５％、Ｍｏ:０．０２〜１.５％、Ｚｒ：０．００５〜０．０５０％、Ｔａ：０．００５〜０．０５０％、Ｂ：０．０００３〜０．００５０％の内、少なくとも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に記載の超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼。
3. 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼片を、ＡＣ_３点以上、１２５０℃以下に加熱し、次いで再結晶温度域で熱間圧延した後、自然放冷することを特徴とする超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
4. 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼片を、ＡＣ_３点以上、１２５０℃以下に加熱し、次いで再結晶温度域で熱間圧延し、次いで未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を行った後、自然放冷することを特徴とする超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
5. 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼片を、ＡＣ_３点以上、１２５０℃以下に加熱し、次いで再結晶温度域で熱間圧延し、次いで未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を行い、次いで１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６５０℃まで冷却することを特徴とする超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。
6. 請求項１または請求項２に記載の成分組成を有する鋼片を、ＡＣ_３点以上、１２５０℃以下に加熱し、次いで再結晶温度域で熱間圧延し、次いで未再結晶温度域において累積圧下率で４０〜９０％の熱間圧延を行い、次いで１〜６０℃／ｓｅｃの冷却速度で０〜６５０℃まで冷却した後、引き続き、あるいは一旦常温まで放冷した後に、２５０℃〜ＡＣ_１点で焼戻し熱処理することを特徴とする超大入熱溶接部ＨＡＺ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法。