JPWO2016060141A1

JPWO2016060141A1 - 大入熱溶接用鋼材

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Publication number: JPWO2016060141A1
Application number: JP2016554091A
Authority: JP
Inventors: 亮荒尾; 克行一宮; 長谷　和邦; 和邦長谷
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2014-10-17
Filing date: 2015-10-14
Publication date: 2017-04-27
Anticipated expiration: 2035-10-14
Also published as: WO2016060141A1; JP6418418B2; KR101930181B1; KR20170054520A; CN107109596A; BR112017007462B1; BR112017007462A2

Abstract

本発明の大入熱溶接用鋼材は、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．０１〜０．０８％、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｓ：０．０００５〜０．００５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０％、Ｃｕ：０．２０〜１．００％以下、Ｎｉ：０．２０％超え２．００％以下、Ｎ：０．００４０〜０．０１００％およびＢ：０．０００３〜０．００３０％を含有し、Ｔｉ／Ｎが２．０以上４．０未満で、Ａ値（＝２２５６×Ｔｉ−７７１６Ｎ＋１００００Ｂ）が３〜２５で、Ｃｅｑが０．３８〜０．４３であり、降伏応力が４６０ＭＰａ以上であり、２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの熱影響部のボンド部近傍の島状マルテンサイトが１ｖｏｌ％以下で、熱影響部の最軟化部の島状マルテンサイトが５ｖｏｌ％以上であり、大入熱溶接を施したときでも強度と靭性に優れる溶接継手を得ることができるものである。

Description

本発明は、船舶や建築・土木等の分野の各種鋼構造物等に用いられる、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の強度を有し、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が施される溶接用鋼材に関し、特に上記大入熱溶接を施したときの溶接部の靭性および溶接継手の強度に優れる大入熱溶接用鋼材に関するものである。なお、本発明の上記大入熱溶接用鋼材は、鋼素材から熱間圧延で製造された鋼材のことをいい、厚鋼板の他、形鋼、条鋼、棒鋼等を含むものである。

船舶や建築・土木等の分野における各種鋼構造物等は、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普通である。したがって、これらの構造物には、安全性を確保する観点から、使用される鋼材（母材）の強度や靱性の確保に加えて、溶接部の強度や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、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等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。そのため、大入熱溶接によって施工された場合においても、溶接部の強度や靱性に優れる鋼材が必要となってきている。

ここで、鋼材に大入熱溶接を施したときの溶接部の組織について説明すると、溶接部の中央には、溶融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て凝固した溶接金属が存在しており、その両側に、溶接時の熱によって、母材の組織や特性が変質した熱影響部（ＨＡＺ；Heat Affected Zone）が存在し、その外側に、母材が存在している。上記熱影響部の溶接金属に接する部分（境界部）は、一般に「ボンド部」と称されているが、この熱影響部のボンド部近傍（以降、単に「ボンド部近傍」ともいう）は、熱影響部の中で最も融点に近い温度まで加熱される領域であるため、結晶粒が粗大化し、靭性が著しく低下する。一方、熱影響部の中でボンド部からやや離れたところには、結晶粒が細粒で、硬さが最も低下した部分（以降、単に「最軟化部」ともいう）が存在しており、継手強度の低下をもたらす主因となることが知られている。

上記ボンド部近傍の靭性低下に対しては、種々の大入熱溶接用鋼材が提案されており、例えば、ＴｉＮを鋼中に微細分散させて、熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制したり、熱影響部におけるフェライト変態核として利用したりする技術が実用化されている。しかし、溶接時にＴｉＮが溶解する高温度域まで加熱されるボンド部近傍では、上記ＴｉＮの効果は得られず、却って、固溶したＴｉやＮによって地組織が脆化し、靭性が著しく低下するという問題がある。

そこで、融点近くの温度まで加熱されても溶解しない粒度５μｍ以下のＴｉ酸化物ＴｉＯｘ（但し、ｘ：０．６５〜１．３）を鋼中に微細分散させて、熱影響部における針状フェライトの生成核として利用したり（例えば、特許文献１参照）、Ｂ，Ｎおよびｓｏｌ．Ａｌ量を適正範囲に調整して、熱影響部を微細化させるＢＮを積極的に析出させたり（例えば、特許文献２参照）して溶接部の靭性を向上させる技術が提案されている。しかし、Ｔｉ酸化物は、鋼中に均一微細に分散させることが困難であり、酸化物を複合化することで、分散能を改善することなどが検討されているものの、上記特許文献１、２の技術では、２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接熱影響部におけるオーステナイトの粒成長を抑制することは困難であった。そこで、特許文献３には、Ｃａ，Ｏ，Ｓの含有量を適正に制御することによって、変態核となって熱影響部のフェライト変態を促進するＣａ系非金属介在物を鋼中に微細分散させ、２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接熱影響部の靭性を向上する技術が開示されている。

しかし、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２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときには、ボンド部近傍に島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬質の脆化組織が生成し、溶接部の靭性を低下させることがわかった。ここで、上記ボンド部近傍とは、オーステナイト粒が最も粗大化した熱影響部のことをいう。そこで、特許文献４等には、Ｃ，Ｓｉの含有量を低減することに加えてさらに、Ｐの含有量を低減して、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。

一方、大入熱溶接熱影響部の軟化を抑制する技術については、溶接部の靭性低下防止技術ほど多くの検討はなされておらず、上記特許文献１〜４にも記載はないが、幾つかの技術が提案されている。それらの技術は、ＮｂやＶなどの析出強化元素を利用する技術と、Ｂの焼入れ性を利用する技術に大別され、例えば、特許文献５には、Ｃを高めるとともにＳｉ，Ｍｎを低減し、ＮｂやＶを含有させることで熱影響部の軟化を抑制する技術が、また、特許文献６には、Ｎに対してＴｉ，Ｂ，Ｎｂを多く含有する成分式を規定することで、また、特許文献７には、固溶Ｂ量を規定することで、熱影響部の軟化を抑制する技術が提案されている。

特開昭５７−０５１２４３号公報特開昭６２−１７０４５９号公報特許第３５４６３０８号公報特開２００８−１６３４４６号公報特開昭６０−０６７６２２号公報特開２００７−１７７３２７号公報特許第４２３３０３３号公報

ところで、近年、鋼構造物に使用される鋼材の高強度化に伴い、降伏応力が４６０ＭＰａを超える高強度鋼材にも２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が適用される例が益々増加する傾向にある。しかしながら、合金元素の添加量が多く、炭素当量Ｃ_ｅｑが高い降伏応力が４６０ＭＰａを超える鋼材は、２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接では冷却速度が遅いが故に、ボンド部近傍がフェライトとベイナイトの混合組織となり、脆化するだけでなく、ボンド部からやや離れた領域（最軟化部）における軟化もより大きくなるため、溶接継手の靭性や強度の低下が著しくなる。

本発明は、従来技術が抱える上記の問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の強度を有し、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときでも、ボンド部近傍の靭性や最軟化部の強度に優れる溶接継手を得ることができる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２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド部近傍における靭性と最軟化部における強度に及ぼす合金元素と組織因子の影響について調査した。その結果、ボンド部近傍の靭性に関しては、島状マルテンサイトの存在は少量でも悪影響を及ぼすのに対して、最軟化部の強度に関しては、少量の島状マルテンサイトが存在する方が、却って強度が向上することを知見した。

そこで、発明者らは、ボンド部近傍における島状マルテンサイトの生成を抑制した上で、最軟化部の島状マルテンサイトの生成量を高めてやる方策について検討した。その結果、ボンド部近傍の島状マルテンサイトに関しては、Ｃ含有量の低減に加えてさらに、ＳｉやＰの含有量を低減することで島状マルテンサイトの生成を抑制できること、一方、最軟化部の島状マルテンサイトに関しては、適正量のＮｉを添加することに加えて、Ｂ，ＴｉおよびＮの含有量を適正範囲に制御し、Ｂの焼入性向上効果を最大限に発現させることで、ボンド部近傍の島状マルテンサイトを増加することなく、最軟化部における島状マルテンサイトの形成を促進させることができることを見出し、本発明を開発するに至った。

すなわち、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．８〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．２０〜１．００ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．２０ｍａｓｓ％超え２．００ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４０〜０．０１００ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％を含有し、ＴｉとＮの含有量比（Ｔｉ／Ｎ）が２．０以上４．０未満で、下記（１）式；
Ａ＝２２５６×Ｔｉ−７７１６Ｎ＋１００００Ｂ ……（１）
で定義されるＡ値が３〜２５の範囲、および、下記（２）式；
Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ ……（２）で定義されるＣ_ｅｑが０．３８〜０．４３の範囲にあり、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、降伏応力が４６０ＭＰａ以上で、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの熱影響部のボンド部近傍における島状マルテンサイトが１ｖｏｌ％以下、かつ、熱影響部の最軟化部における島状マルテンサイトが５ｖｏｌ％以上であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材である。ここで、上記（１）式および（２）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。

本発明の上記大入熱溶接用鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．４０ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４０ｍａｓｓ％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、本発明の上記大入熱溶接用鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％およびＣａ：０．０００５〜０．００５０％ｍａｓｓ％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、降伏応力４６０ＭＰａ以上の高強度鋼材に対して２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときでも良好な靭性と強度を有する溶接継手を確保することができるので、サブマージアーク溶接やエレクトロスラグ溶接のような大入熱溶接により施工される船舶や大型構造物の品質向上に大いに寄与する。

まず、本発明の基本的な技術思想について説明する。
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２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド部近傍の靭性と最軟化部の強度に及ぼす合金元素と組織因子の影響について調査した。その結果、ボンド部近傍に関しては、島状マルテンサイトの存在は少量でも靭性に悪影響を及ぼすのに対して、最軟化部に関しては、逆に少量の島状マルテンサイトが生成した方が、硬さが上昇し、強度を高めることができることを知見した。また、ボンド部近傍における島状マルテンサイトは、ＣやＳｉ，Ｐの含有量を低減することで生成を抑制できるが、それら元素の低減は、最軟化部の強度を却って低下させるおそれがあることを知見した。
そこで、発明者らは、熱影響部のボンド部近傍の島状マルテンサイトの生成を抑制した上で、熱影響部の最軟化部に少量の島状マルテンサイトを生成させることを検討した。

溶接継手の強度低下の原因となる熱影響部の最軟化部は、ボンド部からやや離れたところ、例えば母材板厚が６０ｍｍの突合せ溶接の場合、ボンド部から１０〜１５ｍｍ程度ほど離れたところに存在する。この最軟化部は、溶接で大入熱を受けた際、鋼組織はオーステナイトに変態するが、ボンド部近傍に比べると温度が低いので、生成するオーステナイトは細粒となる。そのため、オーステナイトの粒径が大きいボンド部近傍と比べて焼入れ性が低下し、ベイナイトやマルテンサイトなどの変態組織が得られ難く、フェライト主体の組織となる。これが、最軟化部が形成される理由である。

従って、熱影響部の最軟化部の強度を高めるためには、フェライト主体の組織の硬さを高める必要がある。発明者らの調査によれば、最軟化部におけるフェライト主体の組織は、フェライトと第二相のパーライトからなる。したがって、この組織の硬さを高めるには、上記第二相の焼入性を向上して、パーライトをマルテンサイト（島状マルテンサイト）としてやることが有効であると考えられる。

しかし、最軟化部の第二相を島状マルテンサイトとするために、単に鋼の焼入れ性を高めるだけでは、ボンド部近傍における島状マルテンサイトの生成をも促進してボンド部近傍の靭性を低下させるおそれがある。そこで、発明者らは、焼入性に影響する元素が、最軟化部およびボンド部近傍の島状マルテンサイト生成に及ぼす影響について調査した。

焼入性に影響する元素は、地組織に固溶して焼入性に影響を及ぼす元素と、粒界に偏析して焼入性に影響を及ぼす元素とに大別することができる。固溶して焼入性の向上に寄与する元素としては、Ｃの他に、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｖ，Ｃｕ，Ｎｉ等があるが、中でもＮｉは、溶接時の熱履歴や他の添加元素の影響で析出することが少ない。そのため、母相における焼入れ性が同等な添加量で第二相組織の焼入れ性に及ぼす影響を比較すると、Ｎｉは他の元素より第二相組織の焼入れ性をより高める効果があることを見出した。

一方、粒界に偏析して焼入性の向上に寄与する元素としてはＢが挙げられるが、このＢの過剰な添加は、Ｂを含む粗大な炭化物もしくは窒化物を生成し、熱影響部のボンド部近傍の靭性を低下させてしまうおそれがある。そこで、発明者らは、Ｎとの結合力がＢより強いＴｉの含有量をＮ含有量に対して適正化する、即ち、Ｔｉ／Ｎを適正化して鋼中のＮをＴｉで固定するとともに、鋼中のＴｉ，Ｂ，Ｎの含有量を、下記（１）式；
Ａ＝２２５６×Ｔｉ−７７１６Ｎ＋１００００Ｂ ……（１）
ただし、各元素記号はそれぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
で定義されるＡ値が３〜２５の範囲となるように制御することにより、熱影響部の最軟化部の焼入性向上に必要なＢを確保することができ、ボンド部近傍の島状マルテンサイトの生成を抑止した上で、最軟化部の島状マルテンサイトの生成を促進させることができることを知見した。
本発明は、上記の知見に、さらに検討を加えて完成したものである。

次に、本発明の大入熱溶接用鋼材について説明する。
まず、本発明が対象とする大入熱溶接用鋼材は、先述したように、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ、２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が施されるものである。これは、本発明が対象とする降伏応力４６０ＭＰａ以上の高強度鋼で、特に板厚３０〜１００ｍｍの鋼材では、溶接能率を向上させる観点から２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接が実施される傾向にあり、この範囲の条件で強度や靭性を両立した鋼材が熱望されているためである。

次に、本発明の大入熱溶接用鋼材は、２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接によって形成される熱影響部のボンド部近傍の靭性および最軟化部の強度を両立させるためには、それぞれの領域に形成される島状マルテンサイトの分率が下記の範囲であることが必要である。
ボンド部近傍の島状マルテンサイト：１ｖｏｌ％以下
熱影響部の中で、最も高温に曝され、オーステナイト粒が粗大化するボンド部近傍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を向上させることができるが、斯かる効果を得るためには、上記ボンド部近傍に生成する島状マルテンサイトの分率を１ｖｏｌ％以下に抑える必要がある。ここで、上記ボンド部近傍とは、ボンド部から５００μｍ以内のオーステナイト粒が最も粗大化した熱影響部のことをいい、金属組織が、主相であるアシキュラーフェライトやベイナイトと、第二相からなる部分のことである。なお、第二相としては、１ｖｏｌ％以下の島状マルテンサイトの他に、フェライトやパーライトを最大２０ｖｏｌ％程度含んでいてもよい。

最軟化部の島状マルテンサイト：５ｖｏｌ％以上
降伏応力４６０ＭＰａ以上の鋼材を溶接した継手には、母材と同等の強度、すなわち引張強さで５７０ＭＰａ以上が必要である。溶接継手の引張強さに影響する因子としては、溶接金属の強度、母材板厚、最軟化部の硬さなどがあるが、最軟化部の硬さの影響が最も大きい。降伏応力が４６０ＭＰａ以上の鋼材の溶接継手が上記強度を有するためには、最軟化部の組織は主相のフェライトと第二相からなり、第二相として島状マルテンサイトが５ｖｏｌ％以上存在していることが必要である。なお、最軟化部の島状マルテンサイトの上限に特に制限はないが、最大で１５ｖｏｌ％程度である。また、第二相としては、島状マルテンサイトの他に、ベイナイトやパーライトを最大２０ｖｏｌ％程度含んでいてもよい。

次に、本発明の大入熱溶接用鋼材が有すべき成分組成について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度を高める元素であり、鋼構造用の鋼材として４６０ＭＰａ以上の降伏応力を確保するためには、０．０３ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。しかし、Ｃが０．１０ｍａｓｓ％を超えると、ボンド部近傍で島状マルテンサイトが生成し易くなるため、上限は０．１０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．０５〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｓｉ：０．０１〜０．０８ｍａｓｓ％
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％以上添加する必要がある。しかし、０．０８ｍａｓｓ％を超えると、大入熱溶接した熱影響部のボンド部近傍に島状マルテンサイトが生成し、靱性低下を招くようになる。よって、Ｓｉは０．０１〜０．０８ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０２〜０．０６ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｍｎ：０．８〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために０．８ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、２．０ｍａｓｓ％を超えると、ボンド部近傍の靭性を著しく低下させる。よって、Ｍｎは０．８ｍａｓｓ％〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは１．２〜１．８ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下
Ｐは、ボンド部近傍における島状マルテンサイトの生成を促進し、靭性を大きく低下させるため、０．０１０ｍａｓｓ％以下に制限する。好ましくは、０．００８ｍａｓｓ％以下である。

Ｓ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｓは、フェライトの核生成サイトとなるＭｎＳやＣａＳを形成するために必要な元素であり、０．０００５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、過度に含有させると、母材の靭性低下を招くため、上限は０．００５０ｍａｓｓ％とする。

Ａｌ：０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％
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、０．１００ｍａｓｓ％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０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１０〜０．０８０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｎｂ：０．００３〜０．０３０ｍａｓｓ％
Ｎｂは、母材の強度を確保するのに有効な元素である。しかし、０．００３ｍａｓｓ％未満の含有量では、上記効果が小さく、一方、０．０３０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、ボンド部近傍に島状マルテンサイトが生成して靱性を低下させる。よって、Ｎｂは０．００３〜０．０３０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００８〜０．０２０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｔｉ：０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％
Ｔｉは、溶鋼の凝固時にＴｉＮとなって母材中に析出してオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材の靭性向上に寄与するとともに、Ｂと結合するＮを固定し、低減して固溶Ｂを確保し、母材の強度を確保するために有効に作用する。また、溶接熱影響部で、フェライト変態の核となって、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、０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。一方、０．０５０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、析出したＴｉＮが粗大化し、却って上記効果が得られなくなる。よって、Ｔｉは、０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０１０〜０．０３５ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｂ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｂは、溶接熱影響部でＮとＢＮを生成して固溶Ｎを低減する。また、生成したＢＮは変態核となってフェライト変態を促進し、靭性を高める効果がある。そのため、Ｂは０．０００３ｍａｓｓ％以上含有させる。しかし、０．００３０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、母材および熱影響部の靱性低下を招く。よって、Ｂは０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．０００８〜０．００２０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｎ：０．００４０〜０．０１００ｍａｓｓ％
Ｎは、ＴｉＮを生成させるために０．００４０ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、０．０１００ｍａｓｓ％を超える添加は、熱影響部で溶接時の入熱でＴｉＮが溶解する領域の固溶Ｎ量を増大して靭性を低下させる。よって、Ｎは０．００４０〜０．０１００ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．００４５〜０．００８０ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５０〜０．００７０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｃｕ：０．２０〜１．００ｍａｓｓ％
Ｃｕは、焼き入れ性を向上し、母材および溶接継手の強度確保に有効な元素である。上記効果を得るためには０．２０ｍａｓｓ％以上添加する必要がある。一方、１．００ｍａｓｓ％を超えると、上記効果が飽和する。よって、Ｃｕは０．２０〜１．００ｍａｓｓ％の範囲とする。好ましくは０．３０〜０．８０ｍａｓｓ％の範囲である。

Ｎｉ：０．２０ｍａｓｓ％超え２．００ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、本発明において必須の元素であり、固溶することで母材の強度を高めるとともに、靭性を向上させる効果がある。また、Ｎｉは、固溶することで地組織の靭性を高める効果もあるため、熱影響部のボンド部近傍の靭性向上にも寄与する。上記の効果を得るためには０．２０ｍａｓｓ％超えの添加を必要とする。一方、２．０ｍａｓｓ％を超えると、上記効果が飽和する。よって、Ｎｉは０．２０ｍａｓｓ％超え２．００ｍａｓｓ％以下の範囲とする。好ましくは０．６０〜１．５０ｍａｓｓ％の範囲である。

本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記成分組成を満たすことに加えてさらに、上記成分が以下の関係を満たすことが必要である。
Ｔｉ／Ｎ：２．０以上４．０未満
ＴｉとＮの含有量の比であるＴｉ／Ｎは、熱影響部のボンド部近傍におけるＴｉＮの微細分散状況および固溶Ｎ量に大きく影響するため、後述する（１）式で定義するＡ値とともに、本発明において重要な因子の一つである。Ｔｉ／Ｎが２．０を下回ると、固溶Ｎが増加して、熱影響部の靭性を低下したり、熱影響部にＢＮとなって析出し、焼入性を確保するのに必要なＢを低減するので、最軟化部の硬さを確保することが困難となったりする。一方、４．０以上では、ＮがＴｉＮとなってほぼ完全に固定され、固溶Ｎが減少してＢＮが析出しなくなったり、Ｔｉの硼炭化物が析出したりするため、熱影響部の靭性が大きく低下する。よって、Ｔｉ／Ｎは２．０以上４．０未満とする。好ましくは、２．５〜３．５の範囲である。

Ａ値：３〜２５
下記（１）式；
Ａ＝２２５６×Ｔｉ−７７１６Ｎ＋１００００Ｂ ……（１）
ここで、上記式中の各元素記号は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
で定義されるＡ値は、上記Ｔｉ／Ｎとともに、発明において重要な因子の一つである。
上記Ａ値は、（１）式を書き換えると、
Ａ＝１００００Ｂ−（７７１６Ｎ−２２５６×Ｔｉ）
と表されることからわかるように、鋼中に含まれるＢから、Ｔｉによって固定されていない固溶ＮとＢＮを形成して固定されるＮ量を差し引いた固溶Ｂ量を意味しており、ＴｉＮやＢＮなどの生成反応が平衡論的に進行しない場合において、固溶元素として変態に作用するＢ量を表す指標である。
上記Ａ値が３以上であれば、鋼材が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の熱履歴を受けた際でも、固溶Ｂによる焼入れ性の向上効果が十分に発現し、最軟化部の硬さを、降伏応力が４６０ＭＰａ以上の鋼材における溶接継手に要求される強度確保に必要な硬さであるＨＶ１０で１６０以上にすることができる。しかし、Ａ値が２５を超えると、炭硼化物などの粗大な析出物が生成し、熱影響部のボンド部近傍の靭性が低下する。よって、本発明では、上記Ａ値は３〜２５の範囲とする。好ましくは６〜１５の範囲である。

Ｃ_ｅｑ：０．３８〜０．４３
本発明の大入熱溶接用鋼材は、溶接時の入熱により、母材製造時に施されたＴＭＣＰ等の組織制御の効果が全て無効となってしまう。そのため、溶接時の加熱・冷却によっても溶接継手の強度と靭性を両立させる必要があることから、焼入性の指標である炭素当量Ｃ _ｅｑを適正範囲に制御する必要があり、具体的には下記（２）式；
Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ ……（２）
ここで、上記式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
で定義される炭素当量Ｃ_ｅｑが０．３８〜０．４３の範囲となるよう各成分の組成を制御する必要がある。
上記Ｃ_ｅｑが０．３８未満では、焼入性が不足し、最軟化部の硬さが著しく低下するため、所望の溶接継手の強度を確保することができない。一方、Ｃ_ｅｑが０．４３を超えると、焼入性が過剰となり、ボンド部近傍におけるフェライトの生成が抑制され、島状マルテンサイトの生成が促進されるため、十分な靭性を確保することができなくなる。好ましいＣ_ｅｑは０．３９〜０．４２の範囲である。

本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記に説明した必須成分に加えてさらに、強度向上などを目的として、Ｖ，ＣｒおよびＭｏの中から選ばれる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。
Ｖ：０．２０ｍａｓｓ％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ともに、フェライト生成核としても作用する元素である。上記効果を発現させるためには、０．００５ｍａｓｓ％以上添加するのが望ましい。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０．２０ｍａｓｓ％とするのが好ましい。

Ｃｒ：０．４０ｍａｓｓ％以下、Ｍｏ：０．４０ｍａｓｓ％以下
ＣｒおよびＭｏは、母材の高強度化に有効な元素であり、上記の効果を得るためには、それぞれ０．０２ｍａｓｓ％以上添加するのが望ましい。しかし、いずれの元素も、多量の添加は、靱性に悪影響を及ぼすため、添加する場合には０．４０ｍａｓｓ％以下とするのが好ましい。

また、本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記成分に加えてさらに、Ｍｇ，ＺｒおよびＲＥＭ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。
Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％
Ｍｇ，ＺｒおよびＲＥＭは、いずれも、酸化物となって分散することで、靱性を改善する効果がある元素である。また、硫化物系介在物の形態制御にも有用な元素である。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はそれぞれ０．００１０ｍａｓｓ％以上含有させることが好ましい。
また、Ｍｇは０．００５０ｍａｓｓ％超え、ＺｒおよびＲＥＭはそれぞれ０．０２００ｍａｓｓ％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。
また、Ｃａは、硫化物系介在物の形態制御に有用な元素である。その効果を発揮させるためには、０．０００５ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．００５０ｍａｓｓ％を超えると、清浄度の低下を招き、靭性が劣化する。そこで、Ｃａを含有する場合には０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％の範囲とするのが好ましい。
本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記の成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。

次に、本発明の大入熱溶接用鋼材の製造方法について説明する。
本発明の大入熱溶接用鋼材は、降伏応力を４６０ＭＰａ以上とする製造方法であれば、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、転炉や電気炉等で溶製した鋼をＲＨ脱ガス等で二次精錬して鋼成分を上記適正範囲に調整した後、連続鋳造または造塊−分塊工程を経てスラブ等の鋼素材とする。次いで、上記鋼素材を再加熱し、熱間圧延して所望の寸法の鋼材とした後、放冷する工程を経て、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。

上記に説明した本発明によれば、降伏応力が４６０ＭＰａ以上で、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときでも、熱影響部のボンド部近傍における島状マルテンサイトの分率を１ｖｏｌ％以下、熱影響部の最軟化部の島状マルテンサイトの分率を５ｖｏｌ％以上とすることができるので、母材の強度および靭性のみならず、溶接継手の強度および靭性にも優れる大入熱溶接用鋼材を得ることができる。

高周波溶解炉を用いて表１のＮｏ．１〜４２に示した各種成分組成を有する鋼を実験室的に溶製し、鋳造して１５０ｋｇの鋼塊とした後、熱間圧延して厚さが１２０ｍｍの鋼片とした。次いで、上記鋼片を１１５０℃で２時間加熱した後、仕上圧延温度を８５０〜９００℃とする熱間圧延して板厚６０ｍｍとした後、板厚１／４位置における冷却速度を８℃／ｓｅｃとする加速冷却により板厚中心温度が３５０℃となるまでの冷却し、その後、放冷して厚鋼板（製品板）とした。

斯くして得た上記の厚鋼板を以下の評価試験に供した。
＜母材の強度測定＞
厚鋼板の板厚１／４位置から、板幅方向を試験片長手方向とし、平行部が１４ｍｍφ×８５ｍｍ、標点間距離が７０ｍｍの丸棒引張試験片を採取して引張試験を行い、母材の強度（降伏応力ＹＳ、引張強さＴＳ）を測定した。
＜熱影響部の最軟化部の硬さ測定および組織評価＞
上記厚鋼板から３ｍｍφ×１０ｍｍの小型試料を採取し、Ａｃ_３変態点直上のオーステナイト域に相当する９００℃に加熱後、８００〜５００℃間を３９０ｓｅｃで冷却する熱処理を施した後、ＪＩＳＺ２２４４（１９９８）に規定される方法でビッカース硬さＨＶ１０を５点測定し、そのうちの最も低い硬さを最軟化部の硬さとし、１６０以上の硬さのものを合格とした。
次いで、上記硬さ測定後の小型試料の断面をナイタールでエッチングして組織を現出した後、走査型電子顕微鏡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面積分率を求め、その平均値を最軟化部のマルテンサイト分率とした。
＜熱影響部のボンド部近傍の靭性および組織評価＞
上記の厚鋼板から幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚さ１５ｍｍのサンプルを採取し、１４５０℃に加熱した後、８００〜５００℃間を３９０ｓｅｃで冷却する熱処理を施した。上記熱処理は、入熱量が５００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接によって熱影響部が受ける熱履歴に相当する。
次いで、上記サンプルから、長手方向が圧延方向と平行となるようにして２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、−１００〜４０℃の温度範囲でシャルピー衝撃試験を行い、延性破面率が５０％となる破面遷移温度ｖＴｒｓを求め、−４０℃以下のものを合格と評価した。
また、上記熱処理後のサンプルの断面をナイタールでエッチングして組織を現出した後、走査型電子顕微鏡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島状マルテンサイトの面積分率を求め、その平均値をボンド部近傍の島状マルテンサイト分率とした。

上記測定の結果を表２に示した。この結果から、発明例のＮｏ．１〜２１の厚鋼板は、母材の降伏応力ＹＳが４６０ＭＰａ以上、引張強さＴＳが５７０ＭＰａ以上であることから、所望の母材強度が得られていること、また、熱影響部のボンド部近傍のマルテンサイト分率が１ｖｏｌ％未満、靭性ｖＴｒｓが−４０℃以下で、かつ、熱影響部の最軟化部のマルテンサイト分率が５〜１５ｖｏｌ％、硬さＨＶ１０が１６０以上であることから、大入熱溶接後の熱影響部の靭性および強度特性にも優れている。
これに対して、鋼の成分組成が本発明の範囲外である比較例のＮｏ．２２〜４２の厚鋼板は、降伏応力ＹＳ、ボンド部近傍の靭性ｖＴｒｓおよび最軟化部の硬さのうちのいずれか１以上の特性が本発明例の厚鋼板より低位となっていることがわかる。

Claims

Ｃ：０．０３〜０．１０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．０８ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．８〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１０ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１００ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００３〜０．０３０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０５０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．２０〜１．００ｍａｓｓ％以下、Ｎｉ：０．２０ｍａｓｓ％超え２．００ｍａｓｓ％以下、Ｎ：０．００４０〜０．０１００ｍａｓｓ％およびＢ：０．０００３〜０．００３０ｍａｓｓ％を含有し、ＴｉとＮの含有量比Ｔｉ／Ｎが２．０以上４．０未満で、下記（１）式で定義されるＡ値が３〜２５の範囲、および、下記（２）式で定義されるＣ_ｅｑが０．３８〜０．４３の範囲にあり、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、降伏応力が４６０ＭＰａ以上で、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの熱影響部のボンド部近傍における島状マルテンサイトが１ｖｏｌ％以下、かつ、熱影響部の最軟化部における島状マルテンサイトが５ｖｏｌ％以上であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
記
Ａ＝２２５６×Ｔｉ−７７１６Ｎ＋１００００Ｂ ……（１）
Ｃ_ｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５ ……（２）
ここで、上記（１）式および（２）式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
上記成分組成に加えてさらに、Ｖ：０．２０ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．４０ｍａｓｓ％以下およびＭｏ：０．４０ｍａｓｓ％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、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．０２００ｍａｓｓ％およびＣａ：０．０００５〜０．００５０ｍａｓｓ％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。