WO2010134353A1 - 溶接用鋼材およびその製造方法 - Google Patents

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渡部義之
福永和洋
児島明彦
植森龍治
千々岩力雄
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Definitions

  • the present invention relates to a welding steel material excellent in CTOD characteristics of a weld heat affected zone (HAZ) in welding from small heat input to medium heat input, and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a steel material for welding with excellent CTOD characteristics of the FL part and the IC part where the toughness is most deteriorated in welding from small heat input to medium heat input, and a manufacturing method thereof.
  • the present application includes Japanese Patent Application No. 2009-124614 filed in Japan on May 22, 2009, Japanese Patent Application No. 2009-123428 filed in Japan on May 21, 2009, and August 21, 2009. The priority is claimed on the basis of Japanese Patent Application No. 2009-192387 filed in Japan, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • the CTOD characteristics of the weld heat affected zone are as follows: FL part [Fusion Line: boundary between WM (welded metal) and HAZ (weld heat affected zone)] and IC part [Intercritical HAZ: HAZ and BM (base material)]
  • FL part Fusion Line: boundary between WM (welded metal) and HAZ (weld heat affected zone)
  • IC part Intercritical HAZ: HAZ and BM (base material)
  • the test results at two positions (notch portions) of [Boundary of] are evaluated. However, so far, only the FL portion, which has been considered to have the lowest CTOD characteristics, has been evaluated.
  • the CTOD characteristic of the FL part is sufficient, the CTOD characteristic of the IC part is also sufficient, so it was not necessary to evaluate the CTOD characteristic of the IC part.
  • a relatively large amount of O is contained.
  • an element that stabilizes austenite and enhances hardenability is added in a certain amount or more.
  • the IC part of the steel material in a harsh environment of about ⁇ 60 ° C. while ensuring the properties required for the structural material for welding (for example, the strength and toughness of the base material and the CTOD value of the FL part). It is difficult to secure the CTOD value of.
  • the present invention provides a CTOD characteristic of the FL part at ⁇ 60 ° C. in welding (for example, multi-layer welding) from small heat input to medium heat input (for example, 1.5 to 6.0 kJ / mm at a plate thickness of 50 mm).
  • the present invention provides a high-strength steel material having excellent CTOD (fracture toughness) characteristics in which the CTOD characteristics of the IC portion are sufficient and a method for producing the same.
  • the present inventors diligently studied a method for improving the CTOD characteristics of both the FL portion and the IC portion of the welded portion where the toughness is most deteriorated by welding from small heat input to medium heat input.
  • the present inventors are most important in reducing non-metallic inclusions, and in particular, reducing O (oxygen in steel). I found it essential. Further, the present inventors have found that since intragranular ferrite (IGF) is reduced by reducing O, it is necessary to reduce alloy elements that deteriorate the CTOD characteristics of the FL portion. Furthermore, the present inventors have found that in order to improve the CTOD characteristics of the IC part, it is effective to reduce the hardness in addition to the reduction of oxygen in the steel. Based on the above findings, the present inventors have completed the present invention.
  • IGF intragranular ferrite
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the welding steel material according to one embodiment of the present invention has a mass%, a C content [C] of 0.010% to 0.065%, and a Si content [Si] of 0. 0.05% or more and 0.20% or less of Si, Mn content [Mn] of 1.52% or more and 2.70% or less of Mn, and Ni content [Ni] of 0.10% or more and 1.
  • a method for producing a welding steel according to one aspect of the present invention comprises producing the welding steel according to (1) or (2) above by continuous casting and heating to a temperature of 950 to 1100 ° C. Heat treatment.
  • a steel material excellent in HAZ toughness in welding from small heat input to medium heat input can be provided.
  • a steel material excellent in CTOD characteristics (low temperature toughness) of the FL part and the IC part where the toughness is most deteriorated by welding such as multi-layer welding from low heat input to medium heat input can be provided. Therefore, it is possible to provide a steel material having high strength and high toughness for structures used in severe environments such as offshore structures and earthquake resistant buildings.
  • the CTOD of the FL part and the IC part at ⁇ 60 ° C. in welding from low heat input to medium heat input (for example, 1.5 to 6.0 kJ / mm at a plate thickness of 50 mm).
  • medium heat input for example, 1.5 to 6.0 kJ / mm at a plate thickness of 50 mm.
  • O oxygen in steel
  • an oxide-based nonmetallic inclusion represented by Ti oxide is used as a transformation nucleus of intragranular ferrite (IGF). It was necessary to add some amount of O. According to the research of the present inventor, in order to improve the CTOD characteristics of the FL part and the IC part at ⁇ 60 ° C., it is necessary to reduce oxide-based nonmetallic inclusions.
  • FIG. 1 shows the relationship between the CTOD characteristics (T ⁇ c0.1 (FL) ) of the FL equivalent reproduction HAZ and the steel component parameter P CTOD .
  • the steel component parameter P CTOD represented by the formula (1) is used to test a number of molten steels in a laboratory and analyze the CTOD characteristics (T ⁇ c0.1 (FL) ) of the HA equivalent reproduction HAZ and the steel components. This is an empirical formula derived as follows.
  • the CTOD characteristic (T ⁇ c0.1 (FL) ) of ⁇ 110 ° C. or lower is the target level (T ⁇ c0.1 ) as a structural steel material based on the knowledge obtained in many experiments. (FL) ⁇ ⁇ 110 ° C.).
  • a CTOD ( ⁇ c) value of 0.25 mm or more can be secured stably at ⁇ 60 ° C. in the FL notch test of an actual joint of a steel sheet having a thickness of 50 to 100 mm. From FIG. 1, it can be seen that, in the FL equivalent reproduction HAZ, in order to make T ⁇ c0.1 (FL) ⁇ 110 ° C. or less, it is necessary to control the steel component parameter P CTOD to 0.065% or less. In addition, as the CTOD ( ⁇ c) value is larger, the toughness (for example, energy absorption due to plastic strain) is higher.
  • the FL equivalent reproduction HAZ is a part corresponding to the heat input amount of the FL part of the test piece subjected to the FL equivalent reproduction thermal cycle shown below.
  • This FL equivalent thermal cycle treatment (triple cycle) was performed on the test piece having a cross section of 10 mm ⁇ 20 mm under the following conditions.
  • 1st cycle Maximum heating temperature 1400 ° C (between 800 and 500 ° C is cooled in 22 seconds)
  • 2nd cycle Maximum heating temperature of 760 ° C (cooling between 760 and 500 ° C in 22 seconds)
  • 3rd cycle Maximum heating temperature 500 ° C (cooling between 500-300 ° C in 60 seconds) As shown in FIG.
  • the position of the FL notch 7 in the welded portion 2 is the FL portion 5 at the boundary between the HAZ 4 and the WM 3.
  • T ⁇ c0.1 (FL) is the temperature at which the lowest value of the obtained CTOD (.delta.c) values obtained using three test pieces for each test temperature exceeds 0.1 mm (° C.).
  • T ⁇ c0.1 (FL) needs to be ⁇ 110 ° C. or lower as described above.
  • the present inventors have found that reducing the hardness in addition to reducing the oxygen in the steel is effective for improving the CTOD characteristics of the IC part.
  • FIG. 2 shows the relationship between the CTOD characteristics of a test piece subjected to a reproduction thermal cycle equivalent to ICHAZ (Intercritical HAZ), which will be described later, and the hardness of the reproduction HAZ equivalent to ICHAZ.
  • FIG. 3 shows the relationship between the steel component hardness parameter CeqH and the hardness of the reproduced HAZ equivalent to ICHAZ.
  • the HAZ hardness (Vickers test with a load of 10 kgf) is It is necessary to make it Hv176 or less. Therefore, it can be seen from FIG. 3 that the steel component hardness parameter CeqH needs to be controlled to 0.235% or less. In order to further reduce the hardness, the steel component hardness parameter CeqH is preferably 0.225% or less.
  • the steel component hardness parameter CeqH is an empirical formula obtained by multiple regression of the characteristics (hardness) of steel and the components.
  • CeqH [C] + [Si] /4.16+ [Mn] /14.9+ [Cu] /12.9+ [Ni] /105+1.12 [Nb] + [V] /1.82 (2 ) Is defined.
  • [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Nb], and [V] are the contents of C, Si, Mn, Cu, Ni, Nb, and V in the steel. (Mass%). For example, when Cu is not contained, the Cu content is 0%.
  • C 0.010 to 0.065%
  • the C content [C] exceeds 0.065%, the properties of the welded HAZ deteriorate and the CTOD properties at ⁇ 60 ° C. are not sufficient. Therefore, the upper limit of the C content [C] is 0.065%. Therefore, the C content [C] is 0.015% or more and 0.065% or less.
  • Si 0.05-0.20%
  • the Si content [Si] the better.
  • the Al content [Al] is limited as will be described later, a Si content [Si] of 0.05% or more is necessary for deoxidation.
  • the Si content [Si] exceeds 0.20%, the HAZ toughness is impaired, so the upper limit of the Si content [Si] is 0.20%. Accordingly, the Si content [Si] is 0.05% or more and 0.20% or less.
  • the Si content [Si] is preferably 0.15% or less or 0.13% or less.
  • Mn 1.52 to 2.70%
  • Mn is an inexpensive element that has a large effect of optimizing the microstructure. Moreover, there is little possibility of harming HAZ toughness by addition of Mn. From these points, it is preferable that the amount of Mn added is large. However, if the Mn content exceeds 2.70%, the hardness of ICAZ increases and the toughness deteriorates. Therefore, the upper limit of the Mn content [Mn] is 2.70%. Further, when the Mn content [Mn] is less than 1.52%, the effect of improving the microstructure is small, so the lower limit of the Mn content [Mn] is 1.52%. Therefore, the Mn content [Mn] is 1.52% or more and 2.70% or less. In order to further improve the HAZ toughness, the Mn content [Mn] is preferably 1.55% or 1.6% or more, and more preferably 1.7% or more.
  • Ni 0.10 to 1.50%
  • Ni is an element that does not significantly deteriorate the HAZ toughness, improves the strength and toughness of the base material, and does not increase the hardness of ICHAZ.
  • Ni is an expensive alloy element, and if it is excessively contained in steel, it may cause surface defects. Therefore, the upper limit of the Ni content [Ni] is 1.50%.
  • the Ni content [Ni] is 0.10% or more and 1.50% or less.
  • the Ni content [Ni] is preferably 0.20% or more, and is 0.30% or more. It is more preferable. Furthermore, in order to provide weather resistance to the steel material, the Ni content [Ni] is preferably 0.40% or more, and more preferably 0.50% or more. In order to prevent surface flaws more reliably, the Ni content [Ni] is preferably 1.20% or less, and more preferably 1.0% or less. In the case where the strength and toughness of the base material can be sufficiently secured by adding other elements, the Ni content [Ni] is most preferably 0.80% or less in order to further secure the economy. As will be described later, when Cu is added as necessary, the Ni content [Ni] is 1 ⁇ 2 or more of the Cu content [Cu] in order to suppress Cu cracking of the slab. It is preferable.
  • Mn Mn
  • Ni Ni
  • P and S are elements that reduce toughness and are contained as inevitable impurities. Therefore, it is necessary to reduce both the P content [P] and the S content [S] in order to ensure the base material toughness and the HAZ toughness.
  • the upper limit of P content [P] and the upper limit of S content [S] are 0.008% and 0.005%, respectively.
  • the P content [P] is preferably limited to 0.005% or less
  • the S content [S] is preferably limited to 0.003% or less.
  • Al 0.004% or less (excluding 0%)
  • the Al content [Al] is preferably as small as possible because it is necessary to generate a Ti oxide. However, since there are restrictions on industrial production, the upper limit of the Al content [Al] is 0.004%.
  • Ti 0.005 to 0.015% Ti produces Ti oxide and refines the microstructure. However, when there is too much Ti content [Ti], Ti will produce
  • Nb 0.010% or less (including 0%) Nb may be contained as an impurity and improves the strength and toughness of the base material, but decreases the HAZ toughness.
  • the range of Nb content [Nb] in which the HAZ toughness is not significantly lowered is 0.010% or less. Therefore, the Nb content [Nb] is limited to 0.010% or less. In order to further improve the HAZ toughness, the content is preferably limited to 0.002% or less (including 0%).
  • the O content [O] is essential to be 0.0010% or more in order to secure the amount of Ti oxide generated as IGF nuclei in the FL part.
  • the O content [O] is limited to a range of 0.0015% to 0.0045%.
  • the O content [O] is preferably 0.0030% or less, and more preferably 0.0028% or less.
  • N 0.002 to 0.006% N is necessary to produce Ti nitride.
  • the N content [N] is less than 0.002%, the effect of generating Ti nitride is small.
  • the N content [N] exceeds 0.006%, surface flaws occur during the production of steel slabs, so the upper limit of the N content [N] is 0.006%. Therefore, the N content [N] is 0.002% or more and 0.006% or less.
  • the N content [N] is preferably 0.005% or less.
  • Mg 0.0003 to 0.003%
  • Mg is an important alloying element of the present invention, and is added mainly as a deoxidizer or a sulfide-forming element.
  • Mg content [Mg] is added so as to be 0.003% or less, coarse oxides or sulfides are not generated, and a preferable base material and HAZ toughness can be obtained. Further, in order to sufficiently expect the formation of oxides necessary as pinning particles, addition of 0.0003% or more is necessary. Therefore, the range of Mg content [Mg] is set to 0.0003 to 0.003%.
  • Ca 0.0003 to 0.003% Ca suppresses the generation of elongated MnS by generating sulfides, and improves the properties in the thickness direction of the steel material, particularly the lamellar resistance. Furthermore, Ca is an important element of the present invention because it has the same effect as Mg. In order to sufficiently obtain the above effects, 0.0003% or more must be added. Further, when the Ca content [Ca] is limited to 0.003% or less, the number of coarse oxides of Ca is suppressed, and the number of ultrafine oxides or sulfides can be sufficiently obtained.
  • Mg and Ca are added simultaneously, but both are powerful deoxidizing elements.
  • the total content of Mg and Ca is 0.0030% or less, the formation of coarse inclusions can be more effectively suppressed, and sufficient toughness can be obtained with a margin.
  • Cu 0.50% or less (including 0%) Cu is an element that does not significantly deteriorate the HAZ toughness, improves the strength and toughness of the base material, and does not increase the hardness of ICHAZ too much. If sufficient strength of the steel material is ensured by elements such as C, Mn, and Ni, it is not always necessary to add Cu. Cu may be added in response to a request for strength or the like. However, Cu is a relatively expensive alloy element, and the above-mentioned effect is small as compared with Ni, and increases the risk of Cu cracking of the slab due to addition of too much. Therefore, the Cu content [Cu] is limited to 0.50% or less. You may restrict
  • the Cu content [Cu] is twice the Ni content [Ni] in order to prevent Cu cracking of the slab.
  • the following is preferable.
  • the solid solubility limit of Cu in ferrite ( ⁇ Fe) is small, ⁇ Cu may be precipitated in the weld HAZ depending on the thermal history of welding, which may lower the low temperature toughness. If the Cu content [Cu] is 0.03% or less, the low-temperature toughness of the product can be ensured more reliably. In particular, when using a welding method with a large amount of heat, the low temperature toughness can be ensured more reliably if the Cu content [Cu] is 0.01% or less.
  • V 0.020% or less (including 0%) V is effective for improving the strength of the base material. Therefore, V may be added as necessary. However, if V exceeding 0.020% is added, the HAZ toughness is greatly reduced. Therefore, the V content [V] is limited to 0.020% or less. In order to sufficiently suppress the decrease in HAZ toughness, it is preferable to limit the V content [V] to 0.010%. If the strength of the steel material is sufficiently ensured by elements such as C, Mn, and Ni, it is not always necessary to add V. Even when V is selectively added for reasons of strength, it is preferable to suppress the V content [V] as much as possible. Therefore, the V content [V] is more preferably 0.005% or less.
  • the welding steel material of the present invention contains or restricts the above components, and the balance contains iron and inevitable impurities.
  • the steel plate of the present invention contains, in addition to the above components, other alloy elements for the purpose of further improving the corrosion resistance and hot workability of the steel plate itself, or as an unavoidable impurity from secondary materials such as scrap. May be.
  • other alloy elements Cr, Mo, B, Ca, Mg, Sb, Sn, As, etc.
  • other alloy elements Cr, Mo, B, Ca, Mg, Sb, Sn, As, etc.
  • the content of each of these elements includes 0%.
  • the Cr content [Cr] is preferably 0.1% or less, more preferably 0.05% or less, and most preferably 0.02% or less. preferable.
  • Mo decreases HAZ toughness
  • the Mo content [Mo] is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less, and most preferably 0.01% or less. preferable.
  • B increases HAZ hardness and decreases HAZ toughness
  • the B content [B] is preferably 0.0005% or less, more preferably 0.0003% or less, and 0.0002% Most preferably:
  • the Sb content [Sb] is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and most preferably 0.001% or less.
  • the Sn content [Sn] is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and most preferably 0.001% or less.
  • the As content [As] is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and most preferably 0.001% or less.
  • REM has an effect of suppressing the formation of Ti oxide, the REM content [REM] is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, and 0.001% Most preferably:
  • the welding steel material of the present invention contains or restricts the above components as steel components, and the balance consists of iron and unavoidable impurities.
  • the minimum dimension (for example, plate thickness) of the steel material is preferably 6 mm or more. In consideration of the use as a structural material, the minimum dimension (for example, plate thickness) of the steel material may be 100 mm or less.
  • a slab is manufactured from the above-mentioned steel (molten steel) by a continuous casting method.
  • the cooling rate (solidification rate) of molten steel is high, and a large amount of fine Ti oxide and Ti nitride can be generated in the slab.
  • the reheating temperature of the slab needs to be 950 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower.
  • the Ti nitride becomes coarse, the toughness of the base material deteriorates, and it is difficult to improve the HAZ toughness.
  • the lower limit of the reheating temperature is 950 ° C. Therefore, it is necessary to perform rolling at a temperature of 950 ° C. or higher and 1100 ° C. or lower.
  • a processing heat treatment is performed.
  • the rolling temperature is controlled within a narrow range according to the steel components, and then water cooling is performed as necessary.
  • the austenite grains can be refined and the microstructure can be refined, and the strength and toughness of the steel material can be improved.
  • the thickness (minimum dimension) of the final steel material is controlled to be 6 mm or more by rolling.
  • thermomechanical treatment it is possible to produce a steel material having not only the HAZ toughness during welding but also the toughness of the base material.
  • thermomechanical method is preferably a method combining controlled rolling and accelerated cooling. Note that after producing the steel, even when reheated to purposes Ar 3 following transformation point temperature, such as the dehydrogenation and strength optimization, characteristics of the steel material is not impaired.
  • Thick steel plates of various steel components were manufactured through the steps of converter, continuous casting, and thick plate (rolling), and the base material strength tensile test and the weld joint CTOD test were performed on these thick steel plates.
  • the welded joint used for the CTOD test was produced with a welding heat input of 4.5 to 5.0 kJ / mm by the submerged arc welding (SAW) method used as a general test welding.
  • SAW submerged arc welding
  • the FL part 5 of this welded joint is formed using a K groove so that the weld penetration line (FL) 9 is substantially perpendicular to the end surface of the thick steel plate.
  • notch position (FL notch 7 and IC notch 8) is the FL portion (boundary between WM3 and HAZ4) 5 or the IC portion (boundary between HAZ4 and BM1) 6, as shown in FIGS. 4A and 4B.
  • five tests were performed at ⁇ 60 ° C. for each of the FL notch 7 and the IC notch 8.
  • Tables 1 and 2 show the chemical components of the steel, and Tables 3 and 4 show the manufacturing conditions of the thick steel plate (base material), the properties of the base material (BM), and the properties of the welded joint.
  • CR Controlled rolling (rolling at the optimum temperature range to improve the strength and toughness of steel)
  • ACC controlled rolling-accelerated cooling (steel material is water-cooled to 400-600 ° C after controlled rolling and allowed to cool)
  • DQ Quenching and tempering immediately after rolling (Steel material is water cooled to 200 ° C or less immediately after rolling and then tempered)
  • ⁇ c (av) is an average value of CTOD values of five tests
  • ⁇ c (min) is a CTOD value of five tests. Indicates the lowest value.
  • the yield strength (YS) was 430 N / mm 2 (MPa) or more, the tensile strength was 502 N / mm 2 (MPa) or more, and the base material strength was sufficient.
  • the CTOD value ( ⁇ c) at ⁇ 60 ° C. the minimum CTOD value ⁇ c (min) of the FL notch is 0.42 mm or more, and the minimum CTOD value ⁇ c (min) of the IC notch is 0.60 mm or more. Excellent fracture toughness.
  • the comparative example has the same strength as the example, but the CTOD value is inferior to that of the example, and is not suitable as a steel material used in a severe environment.
  • the comparative steel 10 has a high Al amount
  • the comparative steel 11 has no addition of Mg and Ca
  • the comparative steel 12 has a high Si amount
  • the comparative steel 13 has an excessive amount of Mg + Ca and an excessive amount of Nb. Since the comparative steel 14 is high and the amount of Ca is excessive and the amount of V is excessive, PCTOD and CeqH are high, so both have low CTOD values.
  • the CTOD value of the IC notch is a low value. Since the comparative steel 32 has a high Al content, the PCTD and CeqH values are appropriate, but the structure control in the vicinity of the FL is insufficient and the CTOD value of the FL notch is low. Since the comparative steel 33 has an excessive amount of Mg + Ca and high PCTOD and CeqH values, both FL and IC notches have low CTOD values. Since the comparative steel 34 has an excessive amount of Si, no addition of Mg and Ca, and a high CeqH value, both the FL and IC notches have low CTOD values. Since the comparative steel 35 has an excessive amount of V and the comparative steel 22 has an excessive amount of Nb, the CeqH is high, and the CT notch value of the IC notch is particularly low.
  • the CTOD value ( ⁇ c) at ⁇ 60 ° C. has a minimum CTOD value ⁇ c (min) at the FL notch of less than 0.43 mm, and the minimum value of the CTOD value at the IC notch ⁇ c (min) was less than 0.60 mm, and fracture toughness was not sufficient.
  • FIG. 5 shows a summary of the relationship between the steel component hardness parameter CeqH in Tables 1 to 4 and the CTOD ( ⁇ c) value at ⁇ 60 ° C. in the IC part. As shown in FIG.
  • the CTOD value in the IC notch is suppressed by suppressing the steel component hardness parameter CeqH to 0.235% or less.
  • a steel material having a minimum value ⁇ c (min) of 0.25 mm or more could be produced.
  • the minimum value ⁇ c (min) of the CTOD value is A steel material of 0.25 mm or more could not be manufactured (for example, Comparative Examples 8 and 37).

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Abstract

　この溶接用鋼材は、［Ｃ］が、０．０１０％以上０．０６５％以下、［Ｓｉ］が、０．０５％以上０．２０％以下、［Ｍｎ］が、１．５２％以上２．７０％以下、［Ｎｉ］が、０．１０％以上１．５０％以下、［Ｔｉ］が、０．００５％以上０．０１５％以下、［Ｏ］が、０．００１０％以上０．００４５％以下、［Ｎ］が、０．００２％以上０．００６％以下、［Ｍｇ］が、０．０００３％以上０．００３％以下、［Ｃａ］が、０．０００３％以上０．００３％以下、の要素を含有し、残部が鉄および不可避的不純物を含み、ＰＣＴＯＤが、０．０６５％以下、かつ、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨが０．２３５％以下である。

Description

溶接用鋼材およびその製造方法
　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２２日に、日本に出願された特願２００９－１２４６１４号、２００９年５月２１日に、日本に出願された特願２００９－１２３４２８号、および、２００９年８月２１日に、日本に出願された特願２００９－１９２３８７号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。
　また、例えば、大入熱溶接後のシャルピー吸収エネルギー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３～６参照）。しかしながら、これらの技術には、構造材料として重要な指標であるＣＴＯＤ特性（脆性亀裂の発生特性）が開示されていないか、より高い温度条件（例えば－１０℃）についてしか試験されていない。
　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。
特開２００７－００２２７１号公報 特開２００８－１６９４２９号公報 特開２００２－０３０３８０号公報 特開平５－１７１３４１号公報 特開２００４－１６２１５０号公報 特開平１１－２７９６８４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）　本発明の一態様にかかる溶接用鋼材は、質量％で、Ｃ含有量［Ｃ］が、０．０１０％以上０．０６５％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、１．５２％以上２．７０％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、０．００１０％以上０．００４５％以下のＯと、Ｎ含有量［Ｎ］が、０．００２％以上０．００６％以下のＮと、Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が、０．０００３％以上０．００３％以下のＭｇと、Ｃａ含有量［Ｃａ］が、０．０００３％以上０．００３％以下のＣａ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０．０１０％以下、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を０．５０％以下、Ｖ含有量［Ｖ］を０．０２０％以下に制限し、鋼成分パラメーターＰＣＴＯＤが、ＰＣＴＯＤ＝［Ｃ］＋［Ｖ］／３＋［Ｃｕ］／２２＋［Ｎｉ］／６７・・・（１）と定義され、鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨが、ＣｅｑＨ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／４．１６＋［Ｍｎ］／１４．９＋［Ｃｕ］／１２．９＋［Ｎｉ］／１０５＋１．１２［Ｎｂ］＋［Ｖ］／１．８２・・・（２）と定義されるとき、前記ＰＣＴＯＤが０．０６５％以下、かつ、前記ＣｅｑＨが０．２３５％以下である。
　（２）　上記（１）に記載の溶接用鋼材において、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を０．０３～０．２４％、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］を０．１０～０．４９％、にさらに制限してもよい。
　（３）　上記（１）または（２）に記載の溶接用鋼材において、ＭｇとＣａの合計含有量を０．００３０％以下にさらに制限してもよい。
　（４）　本発明の一態様にかかる溶接用鋼の製造方法は、上記（１）または（２）に記載の溶接用鋼材を連続鋳造により製造し、９５０～１１００℃の温度に加熱して加工熱処理する。
　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ＰＣＴＯＤとＦＬ相当再現熱サイクル試験でのＣＴＯＤ特性（Ｔδｃ０．１（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（Ｔδｃ０．１（ＩＣＨＡＺ））との関係を示す図である。 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（Ｔδｃ０．１（ＦＬ））と鋼成分パラメーターＰＣＴＯＤ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ＰＣＴＯＤ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（Ｔδｃ０．１（ＦＬ））と鋼成分とを解析して導出された経験式である。
　ＰＣＴＯＤ＝［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（Ｔδｃ０．１（ＦＬ））が構造物用鋼材としての目標レベル（Ｔδｃ０．１（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、Ｔδｃ０．１（ＦＬ）を－１１０℃以下にするためには、鋼成分パラメーターＰＣＴＯＤ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２２ｓｅｃ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Ｔδｃ０．１（ＦＬ）が得られている。ここで、Ｔδｃ０．１（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Ｔδｃ０．１（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Ｔδｃ０．１（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（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ＰＣＴＯＤ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。
　Ｃ：０．０１０～０．０６５％
　十分な強度を得るために、０．０１０％以上のＣを含有させる必要がある。しかしながら、０．０６５％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、０．０６５％である。したがって、Ｃ含有量［Ｃ］は、０．０１５％以上０．０６５％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％以下または０．１３％以下であることが好ましい。
　Ｍｎ：１．５２～２．７０％
　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。これらの点からは、Ｍｎの添加量が多いのが好ましい。しかしながら、２．７０％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、２．７０％である。また、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］が１．５２％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、１．５２％である。したがって、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］は、１．５２％以上２．７０％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％又は１．６％以上であることが好ましく、より好ましくは、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瑕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い。さらに、鋼材に耐候性を付与するためには、Ｎｉ含有量［Ｎｉ］は、０．４０％以上であることが好ましく、０．５０％以上であることがさらに好ましい。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を必要に応じ添加する場合には、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。
　また、ＩＣＨＡＺ靭性を確実に確保した上で母材の強度・靭性を確保するためには、Ｍｎ含有量［Ｍｎ］とＮｉ含有量［Ｎｉ］の合計量を調整することがさらに好ましい。より確実にＩＣＨＡＺ靭性を確保するには、Ｍｎが１．５２～２．０％の場合は、Ｎｉを０．５～１．５０％に制限することが好ましい。同様に、Ｍｎが２．０～２．７％の場合は、Ｎｉを０．１０～０．５０％に制限することが好ましい。
　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：０．０１０％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、０．０１０％以下である。そのため、Ｎｂ含有量［Ｎｂ］を０．０１０％以下に制限する。よりＨＡＺ靭性を改善させるためには、０．００２％以下（０％を含む）に制限することが好ましい。
　Ｏ：０．００１０～０．００４５％
　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、０．００１０％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０．００４５％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。
　Ｍｇ：０．０００３～０．００３％
　Ｍｇは本発明の重要な合金元素であり、主に脱酸剤あるいは硫化物生成元素として添加される。Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が０．００３％以下になるように添加されると、粗大な酸化物あるいは硫化物が生成せず、好ましい母材およびＨＡＺ靭性が得られる。また、ピニング粒子として必要な酸化物の生成を十分に期待するため、０．０００３％以上の添加が必要である。従って、Ｍｇ含有量［Ｍｇ］の範囲を０．０００３～０．００３％とする。
　Ｃａ：０．０００３～０．００３％
　Ｃａは硫化物を生成することにより伸長ＭｎＳの生成を抑制し、鋼材の板厚方向の特性、特に耐ラメラテア性を改善する。さらに、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。上記の効果を十分に得るため、０．０００３％以上の添加が必要である。また、Ｃａ含有量［Ｃａ］を０．００３％以下に制限すると、Ｃａの粗大酸化物個数が抑制され、超微細な酸化物あるいは硫化物の個数が十分に得られる。
　以上のＭｇとＣａは同時に添加されるが、いずれも強力な脱酸元素である。ＭｇとＣａの合計含有量を０．００３０％以下にした場合、粗大な介在物の生成をより効果的に抑制でき、余裕をもって十分な靭性を得られる。
　Ｃｕ：０．５０％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。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。強度等の要請に応じ、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０．５０％以下に制限する。必要に応じて、０．２４％以下又は０．１０％以下に制限してもよい。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。Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を０．０３％以下にすれば、製品の低温靭性をより確実に担保できる。特に大熱量の溶接方法を用いる場合等は、Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を０．０１％以下にすれば、さらに確実に低温靭性が確保できる。
　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。
　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。
　本発明の溶接用鋼材鋼の製造方法では、上記のように各元素の含有量及び各パラメーター（ＰＣＴＯＤ及びＣｅｑＨ）を限定した鋼を使用する。
　本発明の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す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℃以下の温度で圧延を行う必要がある。
　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、脱水素や強度最適化などの目的でＡｒ３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℃以下の温度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１５～２９では、降伏強度（ＹＳ）が４３０Ｎ／ｍｍ２（ＭＰａ）以上、引張強度が５０２Ｎ／ｍｍ２（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０．４２ｍｍ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３０では、鋼中のＣ含有量が高く、鋼成分パラメーターＰＣＴＯＤ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９，１２～１４，及び３０，３１，３４，３５では、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３２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１３及び３６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３４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１４及び３５では、鋼中のＶ含有量が高く、鋼成分パラメーターＰＣＴＯＤ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。
　比較鋼１０はＡｌ量が高いため、比較鋼１１はＭｇ、Ｃａが無添加のため、比較鋼１２はＳｉ量が高いため、比較鋼１３はＭｇ＋Ｃａ量が過剰かつＮｂ量も過剰なためＣｅｑＨも高いため、比較鋼１４はＣａが過剰かつＶ量が過剰なためＰＣＴＯＤおよびＣｅｑＨが高いために、いずれもＣＴＯＤ値が低い値となっている。
　比較鋼３１は、Ｍｎ量が過剰でＣｅｑＨ値が高いため、ＩＣノッチのＣＴＯＤ値が低い値となっている。
　比較鋼３２はＡｌ量が高いため、ＰＣＴＯＤおよびＣｅｑＨ値は適正であるが、ＦＬ近傍の組織制御が不十分となってＦＬノッチのＣＴＯＤ値が低い。
　比較鋼３３はＭｇ＋Ｃａ量が過剰、かつＰＣＴＯＤおよびＣｅｑＨ値も高いため、ＦＬ、ＩＣノッチともＣＴＯＤ値が低い値である。
　比較鋼３４はＳｉ量が過剰で、Ｍｇ、Ｃａも無添加であり、ＣｅｑＨ値も高いため、ＦＬ、ＩＣノッチともＣＴＯＤ値が低い値である。
　比較鋼３５はＶ量が過剰なため、比較鋼２２はＮｂ量が過剰なため、ＣｅｑＨが高くなり、特にＩＣノッチのＣＴＯＤ値が低い値となっている。
　上述の比較例８～１４及び３０～３８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０．４３ｍｍ未満、ＩＣノッチにおけるＣＴＯＤ値の最小値δｃ（ｍｉｎ）が０．６０ｍｍ未満であり、破壊靭性が十分でなかった。
　表１～表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ＰＣＴＯＤ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ＰＣＴＯＤ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８及び３７）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明によると、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、０．０１０％以上０．０６５％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、１．５２％以上２．７０％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、０．００１０％以上０．００４５％以下のＯと、
    　Ｎ含有量［Ｎ］が、０．００２％以上０．００６％以下のＮと、
    　Ｍｇ含有量［Ｍｇ］が、０．０００３％以上０．００３％以下のＭｇと、
    　Ｃａ含有量［Ｃａ］が、０．０００３％以上０．００３％以下のＣａ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０．０１０％以下、
    　Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を０．５０％以下、
    　Ｖ含有量［Ｖ］を０．０２０％以下
    　に制限し、
    　鋼成分パラメーターＰＣＴＯＤが、
    　ＰＣＴＯＤ＝［Ｃ］＋［Ｖ］／３＋［Ｃｕ］／２２＋［Ｎｉ］／６７・・・（１）
    　と定義され、
    　鋼成分硬さパラメーターＣｅｑＨが、
    　ＣｅｑＨ＝［Ｃ］＋［Ｓｉ］／４．１６＋［Ｍｎ］／１４．９＋［Ｃｕ］／１２．９＋［Ｎｉ］／１０５＋１．１２［Ｎｂ］＋［Ｖ］／１．８２・・・（２）
    　と定義されるとき、
    　前記ＰＣＴＯＤが０．０６５％以下、かつ、前記ＣｅｑＨが０．２３５％以下であることを特徴とする溶接用鋼材。
  2. 　請求項１に記載の溶接用鋼材であって、
    　Ｃｕ含有量［Ｃｕ］を０．０３以下
    　にさらに制限することを特徴とする溶接用鋼材。
  3. 　ＭｇとＣａの合計含有量を０．００３０％以下にさらに制限す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に記載の成分のスラブを連続鋳造により製造し、
    　９５０～１１００℃の温度に加熱して加工熱処理する、
    　ことを特徴とする溶接用鋼の製造方法。
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