JP5604842B2

JP5604842B2 - 大入熱溶接用鋼材

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Publication number: JP5604842B2
Application number: JP2009227077A
Authority: JP
Inventors: 智之横田; 公宏西村; 伸夫鹿内
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Description

本発明は、船舶や建築・土木等の分野における各種鋼構造物に使用される鋼材、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適した鋼材に関するものである。

船舶や建築・土木等の分野で使用される鋼構造物は、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられるのが一般的である。したがって、これらの構造物は、安全性を確保する観点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、溶接部の靱性にも優れていることが要請されている。

さらに、近年では、上記船舶や鋼構造物はますます大型化し、使用される鋼材も高強度化や厚肉化が積極的に進められている。それに伴い、溶接施工には、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの高能率で大入熱の溶接方法が適用されるようになってきている。したがって、大入熱溶接によって溶接施工したときにも、溶接部の靱性に優れる鋼材が必要となってきている。

ここで、溶接部の組織について説明する。図１は、溶接部断面のマクロ組織写真であり、溶接部の中央には、溶融した母材および溶接材料から生成した溶着金属の両者が溶融状態でほぼ均一に混合し、凝固した溶接金属部分が存在しており、その両側には、溶接時に投入された熱によって熱影響を受け、母材の組織と特性が変質した熱影響部（ＨｅａｔＡｆｆｅｃｔｅｄＺｏｎｅ；ＨＡＺ）が存在し、さらにその両側には、母材が存在している状態を示している。上記溶接金属と熱影響部の境界部（図中の破線部）は、一般に「ボンド部」と称されている。このボンド部近傍の熱影響部（ＨＡＺ）は、熱影響部の中でも特に溶融点付近の高温に加熱され、その後、急冷されるため、硬さが最高硬さを示すことが多い。

また、上記溶接熱影響部（ＨＡＺ）は、溶接時の入熱量が大きくなると、結晶粒が粗大化し、靱性が著しく低下することが知られている。このような大入熱溶接に伴うＨＡＺの靱性低下に対しては、これまでにも多くの対策が検討されてきた。例えば、ＴｉＮを鋼中に微細分散させて、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、フェライト変態核として利用したりする技術が既に実用化されている。また、Ｔｉの酸化物を分散させることで、上記と同様の効果を狙った技術も開発されている（例えば、特許文献１参照）。

しかし、ＴｉＮを活用する上記技術は、大入熱溶接を受けた際に、溶接熱影響部がＴｉＮの溶解温度域まで加熱されるため、ＴｉＮが分解して上記分散効果が消失したり、ＴｉＮの分解により生成した固溶Ｔｉおよび固溶Ｎによって鋼の地組織が脆化し、靱性が著しく低下したりするという問題を抱えている。また、Ｔｉ酸化物を活用する技術は、酸化物を均一微細に分散させることが難しいという問題がある。

このような問題に対する技術として、例えば、特許文献２には、４００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接した溶接熱影響部の靱性を向上させるために、硫化物の形態制御のために添加されているＣａの量を適正化して、ＣａＳを晶出させ、これをフェライト変態核として有効に活用する技術が開示されている。このＣａＳは、酸化物に比べて低温で晶出するため、鋼中に微細分散させることが可能であり、さらに、冷却中にこれを核として、ＭｎＳやＴｉＮ、ＢＮ等のフェライト変態生成核が微細に分散するので、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライト組織とし、高靱性化を達成することができる。

また、ＴｉＮを活用する技術において、ＴｉＮの溶解に伴う固溶Ｎの増加によってボンド部近傍が脆化するのを防止するため、Ｂを添加して固溶Ｎを固定する技術が提案されている。しかし、Ｂの添加は、ボンド部近傍の脆化防止には有効であるものの、ボンド部から離れた位置では、逆にＢが脆化要因となるという欠点を有している。

そこで、特許文献３には、鋼中に添加するＢの量を靭性に悪影響を与えない程度とし、溶接金属部にはオーステナイト粒界から生成するフェライトサイドプレートの析出を抑えるのに十分な量のＢを添加し、さらに、溶接熱影響部にはＴｉＮの分解によって生成する固溶Ｎを固定するのに必要な最小限のＢを溶接金属部から拡散させることにより、大入熱溶接における溶接金属、溶接熱影響部およびボンド部のすべての靭性を高める技術が開示されている。

特許文献２や特許文献３の技術開発により、大入熱溶接に伴う靭性低下はある程度抑制できるようになった。しかしながら、その後の研究により、降伏応力が４６０ＭＰａ以上で、比較的多量のＣや合金元素が添加された鋼では、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときに、ボンド部近傍の熱影響部に島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬質の脆化組織が数ｖｏｌ％形成され、これが溶接部の靭性のさらなる改善を阻んでいることがわかってきた。従って、このような高強度鋼の大入熱溶接部の靭性改善には、フェライト変態核の微細分散や固溶Ｎ、固溶Ｂの低減に加えてさらに、上記ボンド部近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの生成を抑制する必要がある。

上記島状マルテンサイトを低減する技術については、例えば、特許文献４には、Ｃ量を低減すると同時に、Ｍｎ量を増やして変態開始温度を低下させることで、Ｃの未変態オーステナイト中への分配を低減し、島状マルテンサイトの生成を抑制する技術が開示されている。また、特許文献５には、Ｃ，Ｓｉの含有量を低減することの他に、Ｐの含有量の低減が、島状マルテンサイトの低減に有効であることを開示されている。また、特許文献６には、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ等を積極的に添加することによって、冷却速度が遅くても低温変態ベイナイトが生成できるようにすると共に、塊状ではないフィルム状の島状マルテンサイトを生成させると同時に、極低Ｃとして生成する島状マルテンサイトを微細化する技術を開示されている。また、特許文献７には、溶接熱影響部の島状マルテンサイトの分率に上限を設ける技術が開示されている。

特開昭５７−０５１２４３号公報特開２００２−２５６３７９号公報特開２００５−２４７６号公報特開２００７−０８４９１２号公報特開２００８−１６３４４６号公報特許３６０２４７１号公報特公平０６−０７６６１５号公報

しかしながら、特許文献４に記載の技術は、島状マルテンサイトを低減することはできるが、Ｃ低減による強度低下を補償するために、Ｎｂを０．０３ｍａｓｓ％以上添加することを必要としており、これによる島状マルテンサイトの生成が懸念される。さらに、この技術は、変態生成核としてＴｉ酸化物を利用しているため、微細分散させることに課題を抱えている。また、特許文献５に記載の技術は、やはり、島状マルテンサイト低減が可能で、かつ、Ｃａを適正量添加することで、フェライト変態核を微細に分散させることが可能であるが、Ｎｉの添加を必須としているため合金コストが高いという問題がある。また、特許文献６に記載の技術は、島状マルテンサイトの低減よりも、その形態制御を主眼した技術であり、大入熱溶接部の靭性の抜本的な改善は難しい。さらに、特許文献７に記載の技術は、本発明が対象とする３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接ではなく、１３０ｋＪ／ｃｍ以下の溶接を対象としているため、溶接熱影響部の冷却速度が遅く、島状マルテンサイトがより生成しやすい条件となる大入熱溶接には、そのまま適用することができない。

そこで、本発明の目的は、ボンド部近傍の溶接熱影響部における島状マルテンサイト相の生成を抑制することにより、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施しても溶接部の靭性に優れる降伏応力が４６０ＭＰａ以上の大入熱溶接用鋼材を提供することにある。

発明者らは、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の高強度鋼材に対して溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの、ボンド部近傍の熱影響部（ＨＡＺ）に生成する島状マルテンサイトの存在量を低減するべく、合金元素と島状マルテンサイトの存在量との関係について鋭意検討した。その結果、Ｍｎには、島状マルテンサイトを極力生成させることなく鋼材の強度を高める効果があること、したがって、鋼材の強度を高めるには、従来から用いられていたＣや合金元素を添加する代わりに、Ｍｎを積極的に添加するのが有効であることを見出した。さらに、上記Ｍｎ添加鋼においては、不純物元素として不可避的に混入してくるＰの含有量を０．０１２ｍａｓｓ％以下に低減することで、大入熱溶接後の冷却中に生成した未変態オーステナイトがセメンタイトに分解しやすくなり、したがって、島状マルテンサイトの存在量を低減しても、鋼材を高強度化することができることを見出し、本発明を完成させた。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３５〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２５〜０．００５８ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、上記成分を下記（１）式；
Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
ただし、上記式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
で表される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．３３〜０．４５の範囲となるよう含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織中の島状マルテンサイトが１ｖｏｌ％以下である大入熱溶接用鋼材である。

本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする。

また、本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。

また、本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。

本発明によれば、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施しても溶接熱影響部の靭性に優れる鋼材を得ることができる。したがって、本発明の鋼材は、サブマージアーク溶接、エレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される船舶や大型鋼構造物に用いて好適である。

溶接継手部断面のマクロ組織を説明する写真である。Ｐ含有量とＨＡＺのＭＡ分率（ｖｏｌ％）との関係を示すグラフである。ＨＡＺのＭＡ分率（ｖｏｌ％）とＨＡＺのｖＴｒｓ（℃）との関係を示すグラフである。

先ず、本発明の鋼材の特徴であるボンド部近傍の熱影響部の組織について説明する。
島状マルテンサイト：１ｖｏｌ％以下
前述したように、本発明は、溶接部の熱影響部（ＨＡＺ）、中でも最も高温に曝され、オーステナイトが粗大化するボンド部近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの生成を抑制することによって、大入熱溶接部における靭性の向上を図る技術である。斯かる効果を得るためには、上記ボンド部近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの分率（以降、「ＨＡＺのＭＡ分率」ともいう。）を１ｖｏｌ％以下に抑える必要がある。

ここで、本発明において、ボンド部近傍の熱影響部とは、ボンド部から５００μｍ以内の範囲の熱影響部を指す。ボンド部近傍の熱影響部の島状マルテンサイトは、溶接部の断面を研摩し、エッチングし、ＳＥＭで観察することで確認することができる。なお、ボンド部近傍の熱影響部の組織は、上記島状マルテンサイトの外は、アシキュラーフェライトやベイナイトを主とし、フェライトやパーライトなどを含む組織である。

図３は、ＨＡＺのＭＡ分率（ｖｏｌ％）とＨＡＺのｖＴｒｓ（℃）との関係を示したものである。この図から、ＨＡＺのＭＡ分率を１ｖｏｌ％以下にすることによって、ＨＡＺのｖＴｒｓを−５５℃以下することができることがわかる。なお、本発明が目標とするＨＡＺの靭性レベルは、ｖＴｒｓで−５５℃以下である。

次に、ボンド部近傍の熱影響部の島状マルテンサイトの存在量を上記範囲に低減し、併せて高強度を達成するために、本発明の鋼材が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．０８ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼材の強度を高める元素であり、構造用鋼として必要な強度を確保するためには、０．０３ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。一方、Ｃが０．０８ｍａｓｓ％を超えると、島状マルテンサイトが生成し易くなるため、上限は０．０８ｍａｓｓ％とする。好ましくは、０．０３５〜０．０６８ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸剤として添加される元素であり、０．０１ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、母材の靱性が低下するほか、大入熱溶接した熱影響部に島状マルテンサイトが生成し、靱性の低下を招きやすくなる。よって、Ｓｉは０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０１〜０．１０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％
Ｍｎは、母材の強度を高めると共に、大入熱溶接後の冷却中にボンド部近傍のＨＡＺに生成する島状の未変態オーステナイトをセメンタイトに分解しやすくし、無害化する作用効果を有する、本発明においては極めて重要な元素である。上記効果を得るためには、１．８ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、２．６ｍａｓｓ％を超えて添加すると、逆に溶接部の靱性を低下させる。よって、Ｍｎは１．８〜２．６ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは１．９〜２．３ｍａｓｓ％、より好ましくは２．０ｍａｓｓ％超え２．３ｍａｓｓ％以下の範囲である。

Ｐ：０．０１２ｍａｓｓ％以下
Ｐは、大入熱溶接後の冷却中にボンド部近傍のＨＡＺに生成する島状の未変態オーステナイトをセメンタイトに分解し難くし、靭性を低下させる元素であり、特に、０．０１２ｍａｓｓ％を超える含有は、上記悪影響が著しくなる。図２は、実施例の表１に記載された、Ｐ以外の成分がほぼ同じ組成を有するＮｏ．３，１７，１８および１９の鋼材における、Ｐの含有量とＨＡＺのＭＡ分率との関係を示したものである。図２から、Ｐの含有量の低下とともにＨＡＺのＭＡ分率も低下し、Ｐが０．０１２ｍａｓｓ％以下でＭＡ分率は１ｖｏｌ％以下となることがわかる。よって、本発明では、上記弊害を抑制するため、Ｐは０．０１２ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは０．０１０ｍａｓｓ％以下、より好ましくは０．００６ｍａｓｓ％以下である。

Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％
Ｓは、フェライトの核生成サイトを形成するＭｎＳあるいはＣａＳを生成するために必要な元素であり、斯かる効果を得るためには、０．０００５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、０．００４０ｍａｓｓ％を超えると、母材の靱性が却って低下する。よって、Ｓは０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００１５〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ａｌは、鋼の脱酸のために添加される元素であり、０．００５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加すると、母材の靱性のみならず、溶接金属の靱性をも低下させる。よって、Ａｌは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１〜０．１ｍａｓｓ％、より好ましくは、０．０３〜０．０６ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｎｂ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｎｂは、母材の強度・靱性および溶接継手の強度を確保するのに有効な元素である。しかし、０．００３ｍａｓｓ％未満の添加では、上記効果が小さく、一方、０．０３ｍａｓｓ％を超えて添加すると、溶接熱影響部に島状マルテンサイトが生成して靱性を低下させるようになる。よって、Ｎｂは０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｔｉ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制し、また、フェライトの変態核となって、溶接部の高靱性化に寄与する。斯かる効果を得るためには、０．００３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、０．０３ｍａｓｓ％を超えて添加すると、析出したＴｉＮが粗大化し、上記効果が得られなくなる。よって、Ｔｉは、０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｎ：０．００２５〜０．００７０ｍａｓｓ％
Ｎは、上述したＴｉＮの生成に必要な元素であり、ＴｉＮを必要量確保するには、０．００２５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、０．００７０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、溶接入熱によってＴｉＮが溶解する領域における固溶Ｎ量が増加し、却って溶接部の靱性を低下させる。よって、Ｎは、０．００２５〜０．００７０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．００４０〜０．００６０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを生成して、固溶Ｎを低減するとともに、フェライト変態核として作用するので、溶接熱影響部の高靭性化にとって有用な元素である。このような効果を得るには、０．０００３ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、焼入れ性が高まり、却って靱性の低下を招く。よって、Ｂは、０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは、０．０００５〜０．００２０ｍａｓｓ％の範囲である。

炭素当量Ｃ_ｅｑ：０．３３〜０．４５
本発明の鋼材は、上記成分が、上記組成範囲を満たして含有していることに加えて、下記（１）式；
Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
ただし、上記式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
で表される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．３３〜０．４５の範囲となるよう含有していることが必要である。炭素当量Ｃ_ｅｑが０．３３未満では、必要な母材強度が得られない。一方、炭素等量Ｃ_ｅｑが０．４５を超えると、大入熱溶接によってボンド部近傍の熱影響部に生成する島状マルテンサイトの量が１ｖｏｌ％を超えて、熱影響部の靭性が低下するからである。なお、このＣ_ｅｑは、好ましくは０．３７〜０．４２、より好ましくは０．３９〜０．４２の範囲である。

さらに、本発明の鋼材は、上記必須成分に加えて、Ｖを下記の範囲で添加することができる。
Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｖは、ＶＮとして析出し、母材の強度・靱性の向上に寄与すると共に、フェライト生成核としても作用するので、必要に応じて添加することができる。しかし、過剰の添加は、却って靱性の低下を招くので、上限は０．２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。より好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以下である。

本発明の鋼材は、上記成分に加えてさらに、強度向上などを目的として、Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で添加することができる。
Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｃｕ，Ｎｉ，ＣｒおよびＭｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、その効果を得るためにはＣｕ，Ｎｉは０．０５ｍａｓｓ％以上、Ｃｒ，Ｍｏは０．０２ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、いずれの元素も多量に添加し過ぎると、靱性に悪影響を及ぼすため、添加する場合には、Ｃｕ，Ｎｉはそれぞれ１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ，Ｍｏはそれぞれ０．４ｍａｓｓ％以下とするのが望ましい。なお、Ｃｕ，Ｎｉは、より好ましくはそれぞれ０．４ｍａｓｓ％以下である。

また、本発明の鋼材は、上記成分に加えてさらに、Ｃａ，Ｍｇ，ＺｒおよびＲＥＭから選ばれる少なくとも１種または２種以上を下記の範囲で添加することができる。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓの固定や、酸化物、硫化物の分散による靱性改善効果を得るために添加することができる。上記効果を得るには、少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％の添加が必要である。しかし、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて添加しても、上記効果は飽和するだけである。よって、Ｃａを添加する場合は、０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。より好ましくは、０．００１０〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｍｇ，ＺｒおよびＲＥＭはいずれも、酸化物の分散による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発現させるには、Ｍｇは０．０００５ｍａｓｓ％以上、ＺｒおよびＲＥＭは０．００１ｍａｓｓ％添加する必要がある。一方、Ｍｇは０．００５０ｍａｓｓ％超え、ＺｒおよびＲＥＭは０．０２ｍａｓｓ％超え添加しても、その効果は飽和するだけである。よって、これらの元素を添加する場合は、上記範囲とするのが好ましい。より好ましくは、Ｍｇ：０．００１０〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００５〜０．０１５ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０１５ｍａｓｓ％の範囲である。

本発明の鋼材における上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。ただし、本発明の作用効果を害さない範囲であれば、他の元素の含有を拒むものではない。例えば、不可避的不純物として、Ｏ：０．００５ｍａｓｓ％以下であれば許容できる。より好ましくは、０．００３ｍａｓｓ％以下である。

次に、本発明の高張力鋼材の母材組織について説明する。
本発明の高張力鋼材の母材組織は、微細ベイナイトを主体する組織であり、その面積率は６０ｖｏｌ％以上であることが好ましい。より好ましくは７０ｖｏｌ％以上である。微細ベイナイトの面積率が６０ｖｏｌ％未満では、粗大な上部ベイナイト組織の割合が増加して靭性が低下するからである。一方、微細ベイナイトの面積率には、特に上限規制はない。なお、本発明の高張力鋼材における上記微細ベイナイト組織とは、細かい針状あるいはラス状の形態を有する、結晶粒内の転位密度が高いベイナイト組織のことであり、ポリゴナルフェライトや粗大な上部ベイナイト組織とは異なるものである。

なお、本発明の鋼材は、従来公知の方法で製造することができ、製造条件に特に制限はない。例えば、本発明の鋼材は、以下のようにして製造するのが好ましい。まず、溶銑を転炉等で溶鋼とした後、ＲＨ脱ガス等で鋼成分を上記適正範囲に調整し、その後、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。次いで、上記鋼片を１２５０℃以下の温度に再加熱し、加熱温度から６５０℃の温度域で所定の板厚まで熱間圧延して所望の寸法の鋼材とした後、放冷するか、あるいは、上記熱間圧延後、加速冷却、直接焼入れ−焼戻し、再加熱焼入れ−焼戻し、再加熱焼準−焼戻しなどの工程を経て製造するのが好ましい。

上記熱間圧延後の放冷以外の工程についてさらに説明すると、（１）加速冷却の例としては、熱間圧延後、空冷しあるいは１〜４０℃／ｓｅｃで加速冷却して２００〜６００℃で冷却停止し、その後、空冷する工程、あるいは、（２）直接焼入れ−焼戻しの例としては、上記熱間圧延後、６５０℃以上の温度域から直接焼入れし、その後、５００℃±１５０℃にて焼戻しする工程、（３）再加熱焼入れ−焼戻しの例としては、熱間圧延後の鋼材を８５０℃から９５０℃までの温度域に再加熱焼入れし５００℃±２５０℃にて焼戻しする工程、（４）再加熱焼準−焼戻しの例としては、熱間圧延後の鋼材を１０００℃以下の温度に再加熱焼準し、その後、６５０℃以下で焼戻しする工程、のいずれかを採用することができ、また、再加熱焼準する場合には、その後の焼戻しを省略することもできる。

なお、本発明の鋼材とは、板厚が６ｍｍ以上の厚鋼板または熱延鋼板のことを意味しており、上記厚鋼板の製造には、たとえば通常のリバース式圧延機を使用することができ、また、上記熱延鋼板は、通常のタンデム式圧延機を用いて通常の条件で製造することが可能である。
また、本発明の鋼材の溶接に適用される方法には、特に制限はなく、アーク溶接やサブマージアーク溶接、エレクトロスラグ溶接、エレクトロガス溶接、その他の熱源の溶接方法も適用できる。

１５０ｋｇの高周波溶解炉を用いて、表１に示す成分組成を有するＮｏ．１〜２７の鋼を溶製し、鋳造して鋼塊としたのち、熱間圧延して厚さが７０ｍｍの鋼片とした。この鋼片を１１５０℃に２時間加熱後、板厚中心温度が８５０℃以上で熱間圧延して板厚が３０ｍｍの厚鋼板とした後、板厚中心における冷却速度が８℃／ｓｅｃとなるよう加速冷却した。この加速冷却条件は、板厚６０ｍｍの厚鋼板の１／４ｔの冷却速度を、３０ｍｍの板厚中心でシミュレートしたものである。なお、表１に示したＮｏ．２６および２７の鋼は、先述した特許文献２の表２に記載されたＮｏ．３９および４３の鋼材とほほ同じ成分組成のものである。

次いで、上記３０ｍｍの厚鋼板に、５００℃×１０ｍｉｎの焼戻し処理を施した後、上記厚鋼板から、試験片長手方向が板幅方向と一致するように、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離７０ｍｍの丸棒引張試験片を採取し、母材強度（降伏応力ＹＳ，引張強さＴＳ）を測定した。また、上記厚鋼板から、試験片長手方向が圧延方向と一致するように、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、−１００〜４０℃の範囲で適宜シャルピー衝撃試験を行い、延性破面率５０％となる破面遷移温度ｖＴｒｓを求め、靭性を評価した。

さらに、溶接熱影響部の靭性を評価するため、上記厚鋼板から、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後、８００〜５００℃を２７０ｓｅｃで冷却する熱処理を付与した後、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取して、上記と同様にして−１００〜４０℃の範囲で適宜シャルピー衝撃試験を行い、延性破面率５０％となる破面遷移温度ｖＴｒｓを求め、靭性を評価した。ここで、上記熱処理条件は、入熱量４００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接された熱影響部の熱サイクルに相当する。
また、上記熱処理後の厚鋼板の断面を研摩後、２段エッチング法で島状マルテンサイトを現出したのち、ＳＥＭを用いて２０００倍で５視野の組織写真を撮影し、それらを画像解析して、島状マルテンサイトの平均面積分率を求め、これをボンド部近傍の熱影響部（ＨＡＺ）のＭＡ体積分率とした。

表２に、母材（厚鋼板）の引張特性と靭性および溶接熱影響部を模した熱処理を施した試験片の島状マルテンサイトの分率と靭性の測定結果を示した。なお、表２のＮｏ．２８および２９の鋼板は、表１のＮｏ．２と５の鋼素材を板厚３０ｍｍの厚鋼板に圧延後、Ｎｏ．２と５の鋼板よりも速い２５℃／ｓｅｃで加速冷却し、母材強度を約１５０ＭＰａ高めた例である。

表２から、本発明例のＮｏ．１〜１１，２８（ただし、Ｎｏ．７，１０は参考例）および２９の鋼板は、いずれも島状マルテンサイトの分率が１ｖｏｌ％以下であり、熱影響部のｖＴｒｓもすべて−５５℃以下で、優れた溶接部靭性が得られている。さらに、表２のＮｏ．２８と２９は、表１のＮｏ．２と５の鋼素材を板厚３０ｍｍの厚鋼板に圧延後、Ｎｏ．２と５の鋼板よりも速い２５℃／ｓｅｃで加速冷却し、母材強度を約１５０ＭＰａ高めた例であるが、本発明の鋼材は、母材強度が高くなった場合でも、高いＨＡＺ靭性が得られる。
なお、参考までに、上記発明例の鋼板については、熱影響部の−１０℃および−４０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー（それぞれ、ｖＥ_−１０、ｖＥ_−４０と表記する。）についても表２に示したが、ｖＥ_−１０は２５７〜２９７Ｊ、ｖＥ_−４０は２１７〜２４２Ｊの範囲にあり、いずれも特許文献３，５および６に開示されたボンド部近傍の熱影響部の吸収エネルギーよりも高い。このことからも、本発明例の鋼材は、溶接部靭性に優れていることが確認できる。

これに対して、Ｎｏ．１２〜２７（Ｎｏ．２３を除く）の比較例の鋼板は、Ｃ，Ｍｎ，Ｐ，Ｃ_ｅｑ等のいずれかが、本発明範囲を外れることにより、島状マルテンサイトの分率が１ｖｏｌ％を超えてしまい、熱影響部のｖＴｒｓが上昇して靱性が低下している例である。また、Ｎｏ．２２の比較例の鋼板は、Ｎ含有量が低過ぎたため、ボンド部近傍のフリーＢが過剰となり、焼入性が高くなって島状マルテンサイトの分率が増加した例、Ｎｏ．２３の比較例の鋼板は、逆にＮ含有量が高過ぎたため、島状マルテンサイトの分率は１ｖｏｌ％未満であるが、固溶Ｎが増加して靱性が低下した例である。
なお、表１および２に示したＮｏ．２６および２７の鋼板は、先述したように、特許文献２の発明鋼（表２のＮｏ．３９および４３）とほぼ同じ成分組成の鋼材であるが、圧延後の冷却速度の違い（１０℃／ｓｅｃと８℃／ｓｅｃ）や圧下率の違い（１００ｍｍから２０ｍｍへの圧下と７０ｍｍから３０ｍｍへの圧下）等のため、本発明鋼板の母材の強度特性は、特許文献２の鋼板と比べて低く、母材の靭性レベルもほぼ同じレベルである。しかし、上記本発明の鋼板は、ＨＡＺのＭＡ分率がいずれも１．２ｖｏｌ％と本発明の範囲（１ｖｏｌ％以下）を超えていたため、ＨＡＺの靭性を示すｖＴｒｓは、特許文献２の表３に開示されたＨＡＺのｖＴｒｓ（−４６℃、−４８℃）と比較して劣っている。この原因は、特許文献２の実施例で鋼材に付与した溶接熱サイクルの最高加熱温度が１４００℃であるのに対して、本発明では１４５０℃まで加熱している、すなわち、より入熱量の大きい条件で試験を行ったためである。

本発明によれば、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても、溶接熱影響部の靱性に優れる鋼材を得ることができる。したがって、本発明の鋼材は、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接によって施工される造船や建築分野などの大型鋼構造物の品質向上にも大きく寄与する。

Claims

Ｃ：０．０３５〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８〜２．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１２ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００３〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００２５〜０．００５８ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、上記成分を下記（１）式で表される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．３３〜０．４５の範囲となるよう含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部組織中の島状マルテンサイトが１ｖｏｌ％以下である大入熱溶接用鋼材。
Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５・・・（１）
ただし、上記式中の元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接用鋼材。
上記成分組成に加えてさらに、Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる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または２に記載の大入熱溶接用鋼材。
上記成分組成に加えてさらに、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％およびＲＥＭ：０．００１〜０．０２ｍａｓｓ％のうちから選ばれる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１〜３のいずれか１項に記載の大入熱溶接用鋼材。