JPWO2013088715A1

JPWO2013088715A1 - 大入熱溶接用鋼材

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Publication number: JPWO2013088715A1
Application number: JP2013549120A
Authority: JP
Inventors: 横田　智之; 智之横田; 長谷　和邦; 和邦長谷; 三田尾　眞司; 眞司三田尾
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2011-12-14
Filing date: 2012-12-12
Publication date: 2015-04-27
Anticipated expiration: 2032-12-12
Also published as: BR112014014401B1; WO2013088715A1; KR101608239B1; TWI589708B; BR112014014401A2; TW201331387A; CN103987869B; KR20140090682A; JP5796636B2; CN103987869A

Abstract

本発明は、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施しても溶接熱影響部の強度（耐軟化性）と靭性に優れる降伏応力が４６０ＭＰａ以上の大入熱溶接用鋼材を安価に提供することにある。質量％で、一定量のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓを含有し、さらに、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎ：０．００２５〜０．００７０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、かつ、下記（１）式で表される炭素当量Ｃｅｑが０．３３０〜０．４５０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熱影響部最軟化部組織中のマルテンサイトが３〜１２ｖｏｌ％であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。

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(various steel structures)に使用される、降伏応力(yield stress)が４６０ＭＰａ以上の鋼材、特に溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接(high heat input welding)に適した鋼材に関する。

船舶、海洋構造物、建築、鋼管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特性(mechanical properties of base plate)、すなわち強度(strength)、靱性(toughness)の確保に加えて、溶接部の靱性(weld-zone toughness)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(becoming large-sized)、使用される鋼材も高強度化(increase strength)や厚肉化(increase wall thickness)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(submerged arc welding)やエレクトロガス溶接(electrogas arc welding)、エレクトロスラグ溶接(electroslag welding)などの高能率(high efficiency)で大入熱の溶接(high heat input welding)方法が適用されるようになってきており、大入熱溶接によって溶接施工した場合においても、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、大入熱溶接部の組織について説明する。図１は、大入熱溶接部断面のマクロ組織写真(macrostructure)である。溶接部の中央には、溶融した母材(melted parent metal)および溶接材料(welding consumables)から生成した溶着金属の両者が溶融状態(in a molten state)でほぼ均一に混合し、凝固した溶接金属部分が存在している。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）が存在する。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ＨＡＺの境界部（図中の破線部）は、一般に「ボンド部(bond)」と称されている。このボンド部近傍ＨＡＺは、熱影響部の中でも特に溶融点(melting point)付近の高温に加熱されるため結晶粒が粗大化(become coarse)し、靭性が著しく低下する。一方、ボンド部からやや離れたところでは細粒域となって軟化し、継手強度低下の主因となる。

大入熱溶接に伴うＨＡＺ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(finely dispersed)させて、オーステナイト粒(austenite grain)の粗大化を抑制したり、フェライト変態核(ferrite nucleation site)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。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(TiN dissolution temperature)まで加熱されるため、ＴｉＮが分解(TiN is decomposed)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(solute Ti)および固溶Ｎ(solute 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１には、３００ｋＪ／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(sulfide shape control)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(ferrite nucleation site)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(ferrite and pearlite structure)とし、高靱性化を達成することができる。特許文献１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以上と高強度化され、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ＨＡＺに島状マルテンサイト(martensite island, M-A constituent)（ＭＡ）と呼ばれる硬質の脆化組織(brittle structure)が数体積％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ボンド部近傍ＨＡＺ靭性改善には、オーステナイト粒粗大化抑制やフェライト変態核の微細分散、固溶Ｎの低減に加えてさらに、島状マルテンサイトの生成を抑制する必要がある。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２には、Ｃ、Ｓｉの含有量を低減することの他に、Ｐの含有量の低減が有効であることを開示されている。さらに特許文献３には、Ｍｎを積極的に添加し、なおかつＰを極力低減することで、ボンド部近傍ＨＡＺの島状マルテンサイトを低減でき、靭性の優れた降伏応力４６０ＭＰａグレードの鋼材が得られるとしている。

一方、大入熱溶接に伴うＨＡＺ軟化(softening)を抑制する技術に関しては、ＨＡＺ靱性対策ほど多く開示されていない。上記特許文献１、２および３においてもＨＡＺ軟化に関する記述はない。もともと大入熱溶接用鋼の設計にあたっては継手強度が確保できることを前提とするためであると思われる。ＨＡＺ軟化の抑制に関していくつかの技術が開示されている。これらの技術には、ＮｂやＶなどの析出強化元素を利用する技術と、Ｂの焼入れ性を用いる技術がある。特許文献４では、Ｃ量を高めるとともにＳｉ、Ｍｎといった合金元素を低減し、ＮｂやＶを含有することでＨＡＺ軟化が低減されるとしている。また、Ｂによる焼入れ性向上のために、特許文献５では、Ｎ量に対してＴｉ、Ｂ、Ｎｂを多く含有するよう成分式を規定することで、また、特許文献６では固溶Ｂ量を規定することで、ＨＡＺ軟化抑制を図っている。

特許３５４６３０８号公報特開２００８−１６３４４６号公報特開２０１１−６７７２号公報特開昭６０−６７６２２号公報特開２００７−１７７３２７号公報特許４２３３０３３号公報

特許文献１に記載の技術は、特に降伏応力が３９０ＭＰａグレードの鋼材に対し、大入熱溶接をした際、ボンド部のＨＡＺ靱性を改善する技術である。ここで対象とする降伏応力が４６０ＭＰａグレードの鋼材の大入熱ＨＡＺ靱性およびＨＡＺ軟化に対しては十分に対処できない。特許文献２に記載の技術は、降伏応力が４６０ＭＰａグレードの鋼材を対象とし、Ｃ、Ｓｉ、Ｐの含有量を低減することでボンド部近傍ＨＡＺの島状マルテンサイトを低減し、かつ、Ｃａを適正量添加してフェライト変態核を微細に分散させることでＨＡＺ靱性の確保を図っている。しかし、ＨＡＺ軟化に対しては記述がなく、また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。特許文献３に記載の技術は、降伏応力が４６０ＭＰａグレードの鋼材を対象とし、Ｍｎを積極的に利用することで島状マルテンサイトを低減し、安価に所要の鋼材が得られるとしているが、これについてもＨＡＺ軟化に対しては記述がない。

特許文献４に記載の技術は、Ｃ量が高く、ＮｂやＶなどの析出強化元素を利用してＨＡＺ軟化に対する十分な対処を採っている。しかし、大入熱溶接時にボンド部近傍熱影響部に多量の島状マルテンサイトを形成し、ボンド部ＨＡＺ靭性を顕著に低下させる懸念がある。特許文献５ならびに６に記載の技術は、Ｂの焼入れ性を用いてＨＡＺ軟化を抑制する技術である。特許文献５は多量のＴｉ、Ｂ、Ｎの添加を前提としており、製造性に問題があるとともに、ボンド部近傍でＴｉＮが溶ける領域において固溶Ｎによる靭性の低下が懸念される。特許文献６はＮｂフリーを前提としており、降伏応力４６０ＭＰａグレードの鋼材を対象とした場合、継手強度の確保が困難である。

そこで、本発明の目的は、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施しても溶接熱影響部の強度（耐軟化性）と靭性に優れる降伏応力が４６０ＭＰａ以上の大入熱溶接用鋼材を安価に提供することにある。

本発明者らは、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ＨＡＺ靭性とＨＡＺ最軟化部硬度に及ぼす組織因子の影響を調査した。その結果、島状マルテンサイトあるいはマルテンサイトの存在量がそれぞれの特性に大きく影響していることを知見した。すなわち、ボンド部近傍ＨＡＺ靭性に関しては、少量の島状マルテンサイトが靭性に対して悪影響を及ぼすこと、逆に、ＨＡＺ最軟化部硬度に関しては、そこに生成するマルテンサイト分率が高いほど硬度が高くなり継手強度が高くなることを知見した。そこで発明者らは、さらに、合金元素とボンド部近傍ＨＡＺの島状マルテンサイトおよびＨＡＺ最軟化部の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を積極的に含有することで、ボンド部近傍ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼす島状マルテンサイトを極力生成させずに、母材強度を効果的に高めることができる一方、ＨＡＺ最軟化部においてはマルテンサイトの存在量が少なくなり、継手強度に不利であることがわかった。しかしながら、Ｍｎの積極的添加を前提として、不純物元素としてのＰの含有量を０．０１２％〜０．０３％と適切に制御することで、ボンド部近傍ＨＡＺに生成する島状マルテンサイトを極力低減しながら、ＨＡＺ最軟化部におけるマルテンサイトを増やして、その硬度を効果的に向上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、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのＨＡＺ最軟化部組織中のマルテンサイトが３〜１２体積％であることを特徴とす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、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．８０〜２．６０％、Ｐ：０．０１２〜０．０３０％、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎ：０．００２５〜０．００７０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％で、かつ、下記（１）式で表される炭素当量(carbon equivalent)Ｃ_ｅｑが０．３３０〜０．４５０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熱影響部最軟化部組織中のマルテンサイトが３〜１２体積％であることを特徴とする。
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（％）を示し、含有していない元素は０とする。

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：０．２０％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：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．４０％以下およびＭｏ：０．４％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：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０２００％およびＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％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強度と靭性に優れる鋼材を安価に得ることができる。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好適に用いられる。

溶接継手部断面のＨＡＺ最軟化部を説明する図である。

以下に本発明を実施するための形態について説明する。本発明で対象とする鋼材は、熱間圧延で製造される４０ｍｍ以上の板厚を有する鋼材である。まず、本発明の鋼材の特徴であるＨＡＺ最軟化部の組織について説明する。

マルテンサイト：３〜１２体積％
前述したように、本発明は、大入熱溶接部の熱影響部（ＨＡＺ）、中でもボンド部から離れオーステナイトが細粒となって焼入れ性が低下する最軟化部においてマルテンサイトの生成量を制御することによって、軟化の抑制を図る技術である。かかる効果を得るためには、上記ＨＡＺの最軟化部におけるマルテンサイトの分率を３体積％以上とする必要がある。ここで、本発明で、大入熱溶接として、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える場合を定義したのは、本発明はこのような大入熱溶接を施しても溶接熱影響部の強度と靭性に優れる鋼材を安価に提供することを目的としているからである。

ＨＡＺ最軟化部の硬度を向上させるには、当該位置におけるマルテンサイト分率を高めれば高めるほどよい。そのためには合金元素のさらなる添加が不可欠である。これにより、ボンド部近傍において島状マルテンサイトの生成をもたらし、ボンド部近傍のＨＡＺ靭性を低下させる結果となる。ＨＡＺ最軟化部におけるマルテンサイトの分率を１２体積％以下となるように調整することで、ボンド部におけるこのような靭性の低下を最小限にとどめることが出来る。以上の理由により、ＨＡＺ最軟化部のマルテンサイトの存在量を３〜１２体積％とする。好ましくは、３〜１０％の範囲である。

ここで、本発明において、ＨＡＺ最軟化部とは、図１に示すように、ボンド部から１０ｍｍ前後離れたオーステナイト細粒域となる熱影響部を指す。ＨＡＺ最軟化部の特定は、Hvビッカース硬さを０．５ｍｍ間隔で測定し最小の硬度を示す領域をＨＡＺ最軟化部とする。ＨＡＺ最軟化部のマルテンサイトは、溶接部の断面を研摩し、エッチング(etching)し、光学顕微鏡あるいはＳＥＭ(scanning electron microscope)で観察することで確認することができる。また、体積％を求めるにはＳＥＭを用いて１０００倍で３視野の組織写真を撮影し、それらを画像解析して、マルテンサイトの平均面積分率を求め、これをＨＡＺ最軟化部のマルテンサイト体積分率とする。なお、ＨＡＺ最軟化部の組織は、上記マルテンサイトの外は、フェライトを主体とし、パーライト(pearlite)やベイナイト(bainite)などを含む組織である。

次に、ＨＡＺ最軟化部のマルテンサイトの存在量を上記範囲に制御し、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。本発明において、化学成分に関する％表示は全て質量％を意味している。

Ｃ：０．０３０〜０．０８０％
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、０．０３０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃが０．０８０％を超えると、ボンド部近傍のＨＡＺで島状マルテンサイトが生成し易くなるため、上限は０．０８０％とする。好ましくは、０．０３５〜０．０７０％の範囲である。

Ｓｉ：０．０１〜０．１５％
Ｓｉは、鋼を溶製する際の脱酸剤(deoxidizing agent)として添加される元素であり、０．０１％以上の添加が必要である。しかし、０．１５％を超えると、母材の靱性が低下するほか、大入熱溶接したボンド部近傍ＨＡＺ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０．０１〜０．１５％の範囲とする。好ましくは、０．０３〜０．１２％の範囲である。

Ｍｎ：１．８０〜２．６０％
Ｍｎは、同じく強度を高めるために含有するＮｉ等他の合金元素に比べ、大入熱溶接時冷却中にボンド部近傍で生ずる未変態オーステナイトをセメンタイトに分解して無害化する傾向を有する、本発明においては重要な元素である。所要の強度を確保し、上記効果を得るためには、１．８０％以上の添加が必要である。しかし、２．６０％を超えて含有すると、逆にＨＡＺ靱性を低下させる。よって、Ｍｎは１．８０〜２．６０％の範囲とする。好ましくは、１．９０〜２．３０％の範囲であり、さらに好ましくは、１．８２〜２．５０％の範囲である。

Ｐ：０．０１２〜０．０３０％
Ｐは、ＨＡＺ最軟化部においてマルテンサイトの形成を促進するために０．０１２％以上含有する。一方、Ｐの添加はボンド部近傍では未変態オーステナイトをセメンタイトに分解し難くし、島状マルテンサイトの形成によりその靭性を低下させるため、０．０３０％以下に制限する。好ましくは、０．０２２％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。

Ｓ：０．０００５〜０．００４０％
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、０．０００５％以上含有させる必要がある。しかし、０．００４０％を超えると、母材の靱性が却って低下する。よって、Ｓは０．０００５〜０．００４０％の範囲とする。好ましくは、０．０００７〜０．００３５％の範囲である。

Ａｌ：０．００５〜０．１００％
Ａｌは、鋼の脱酸のために添加される元素であり、０．００５％以上含有させる必要がある。しかし、０．１００％を超えて含有すると、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０．００５〜０．１００％の範囲とする。好ましくは０．００８〜０．１００％の範囲であり、より好ましくは０．０１０〜０．１００％の範囲であり、さらに好ましくは、０．０１０〜０．０６０％の範囲である。

Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％
Ｎｂは、母材強度およびＨＡＺ最軟化部硬度、ひいては溶接継手強度を確保するのに有効な元素である。しかし、０．００３％未満の添加では、上記効果が小さく、一方、０．０３０％を超えて含有すると、ボンド部近傍ＨＡＺ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０．００３〜０．０３０％の範囲とする。好ましくは、０．００５〜０．０２７％の範囲である。

Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮとなって析出し、ボンド部近傍ＨＡＺ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、その高靱性化に寄与する。斯かる効果を得るためには、０．００３％以上の添加が必要である。一方、０．０３０％を超えて含有すると、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、０．００３〜０．０３０％の範囲とする。好ましくは、０．００６〜０．０２５％の範囲である。

Ｎ：０．００２５〜０．００７０％
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、０．００２５％以上含有させる必要がある。しかし、０．００７０％を超えて含有すると、固溶Ｂによる焼入れ性の効果が阻害され、母材強度やＨＡＺ最軟化部硬度を低下させる。よって、Ｎは、０．００２５〜０．００７０％の範囲とする。好ましくは、０．００３０〜０．００６５％の範囲である。

Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｂは、溶接熱影響部の細粒域、すなわちＨＡＺ最軟化部で焼入れ性を発揮することで最軟化部硬度を高める作用がある。また、ボンド部近傍ＨＡＺでＢＮを生成して、固溶Ｎ(solute 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、ボンド部近傍ＨＡＺの高靭性化にとっても有用な元素である。このような効果を得るには、０．０００３％以上含有する必要がある。しかし、０．００２５％を超えて含有すると、焼入れ性が高まり、却って靱性の低下を招く。よって、Ｂは、０．０００３〜０．００２５％の範囲とする。好ましくは、０．０００６〜０．００２０％の範囲である。

炭素当量Ｃ_ｅｑ：０．３３０〜０．４５０
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）式で表される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．３３０〜０．４５０の範囲となる。
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（％）を示し、含有していない元素は０とする。
（１）式で表される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．３３０〜０．４５０の範囲となることが必要である。炭素当量Ｃ_ｅｑが０．３３０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０．４５０を超えると、大入熱溶接によってボンド部近傍熱影響部の靭性が低下するからである。好ましくは、Ｃ_ｅｑは、０．３７０〜０．４２０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を選択的元素として下記の範囲で含有することができる。
Ｖ：０．２０％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、必要に応じて含有することができる。この効果を発揮するためには、０．０４％以上の添加が好ましい。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０．２０％とするのが好ましい。さらに好ましくは、０．０６〜０．１８％の範囲である。

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の中から選ばれる１種以上を選択的元素として下記の範囲で含有することができる。
Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．４０％以下およびＭｏ：０．４％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０．０５％以上、Ｃｒ，Ｍｏは０．０２％以上の添加が好ましい。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、含有する場合には、Ｃｕ，Ｎｉは１．００％以下、Ｃｒ，Ｍｏは０．４％以下とするのが望ましい。さらに好ましくは、Ｃｕ：０．２５〜０．９０％、Ｎｉ：０．２５〜０．９０％、Ｃｒ：０．１０〜０．３５％、Ｍｏ：０．０５〜０．３５％の範囲である。

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種以上を選択的元素として下記の範囲で含有することができる。

Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
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含有することができる。上記効果を得るには、少なくとも０．０００５％を含有することが好ましい。しかし、０．００５０％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を含有する場合は、０．０００５〜０．００５０％の範囲とするのが好ましい。さらに好ましくは、０．０００８〜０．００４５％の範囲である。

Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０２００％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％
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０．０００５％以上、ＺｒおよびＲＥＭは０．００１０％以上含有する必要がある。一方、Ｍｇは０．００５０％超え、ＺｒおよびＲＥＭは０．０２０％超え添加しても、その効果は飽和するだけである。よって、これらの元素を含有する場合は、上記範囲とするのが好ましい。さらに好ましくは、Ｍｇ：０．０００５〜０．００４５％、Ｚｒ：０．００５０〜０．０１８％、ＲＥＭ：０．００５０〜０．０１８％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：０．００５０％以下であれば許容できる。

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、特に、製造条件に制限はない。例えば、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、上記鋼片を再加熱し、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ことができる。

以下、本発明の効果を実施例により詳細に説明する。
１５０ｋｇの高周波溶解炉(high-frequency melting furnace)を用いて、表１に示す成分組成を有するＮｏ．１〜２３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(accelerated cooling)した。この加速冷却条件は、板厚６０ｍｍの厚鋼板の１／４ｔの位置の冷却速度を、３０ｍｍの板厚中心でシミュレート(simulate)したものである。

次いで、上記３０ｍｍの厚鋼板に、５００℃×１０ｍｉｎの焼戻し処理(tempering treatment)を施した。その後、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１４ｍｍφ×８５ｍｍ、標点間距離(gauge length)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。

熱影響部最軟化部の硬度は溶接継手強度に大きく影響を及ぼし、最軟化部硬度が高いほど溶接継手強度は高くなる。ＨＡＺ最軟化部の硬度を評価するため、上記厚鋼板から３ｍｍφ×１０ｍｍの小型試験片を採取し、８００〜１３００℃の各温度に加熱後、８００〜５００℃を３９０ｓｅｃで冷却する熱処理を行った。８００〜１３００℃の各温度に加熱、冷却された小型試験片のビッカース硬度ＨＶ１０ｋｇｆを測定し、そのうち最も低い硬度を最軟化部硬度とした。さらに、ボンド部近傍ＨＡＺ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３９０ｓｅｃで冷却する熱処理を付与した。その後、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片(V notch Charpy specimen)を採取して、−１００〜４０℃の範囲で適宜シャルピー衝撃試験(Charpy impact test)を行い、延性破面率(ductile fracture ratio)５０％となる破面遷移温度(fracture transition temperature)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５００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接された熱影響部の熱サイクル(heat cycle)に相当する。

ＨＡＺ最軟化部の組織に関しては、８００〜１３００℃の各温度に加熱したサンプルのうち、変態点直上の細粒域に相当する９００℃に加熱したサンプルを用い、その試験片断面をナイタールでエッチングして組織を現出した。ＳＥＭを用いて１０００倍で３視野の組織写真を撮影し、それらを画像解析(imaging analysis)して、マルテンサイトの平均面積分率を求め、これをＨＡＺ最軟化部のマルテンサイト体積分率とした。

表２に、上記手順にて評価を行った母材（厚鋼板）の引張特性（YS,TS）、ＨＡＺ最軟化部の硬度とマルテンサイト体積分率、ボンド部近傍ＨＡＺ靭性の測定結果を示した。表２から、発明例のＮｏ．１〜１１の鋼板は、いずれもマルテンサイトの分率が３〜１１体積％で、最軟化部硬度がＨＶ１５５以上と高く、またボンド部近傍ＨＡＺ靭性：ｖＴｒｓもすべて−４０℃以下で、優れた靭性が得られている。

これに対して、Ｎｏ．１２〜２３の鋼板は、いずれかの成分が本発明の成分範囲を外れており、ＨＡＺ最軟化部硬度、あるいはボンド部近傍ＨＡＺ靭性のいずれかが低位となっている。

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強度と靭性に優れる鋼材を安価に得ることができる。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。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０３０〜０．０８０％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．８０〜２．６０％、Ｐ：０．０１２〜０．０３０％、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０％、Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、Ｎ：０．００２５〜０．００７０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％で、かつ、下記（１）式で表される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．３３０〜０．４５０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熱影響部最軟化部組織中のマルテンサイトが３〜１２体積％である
ことを特徴とす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、上式中の元素記号は各元素の含有量（質量％）を示し、含有していない元素は０とする。
さらに、質量％で、Ｖ：０．２０％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。
さらに、質量％で、Ｃｕ：１．００％以下、Ｎｉ：１．００％以下、Ｃｒ：０．４０％以下およびＭｏ：０．４％以下の中から選ばれる１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。
さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０２００％およびＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００％の中から選ばれる１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。