WO2013128650A1 - 大入熱溶接用鋼材 - Google Patents

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鍋島　誠司
西村　公宏
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Definitions

  • Ti is added after ensuring the dissolved oxygen in the molten steel by minimizing the addition amount of Al, which is a strong deoxidizing element.
  • Al which is a strong deoxidizing element.
  • Ti 0.005 to 0.030 mass% Ti is dispersed as Ti oxide which is a secondary deoxidation product during solidification, and the surplus is further precipitated as TiN, which suppresses the coarsening of austenite in the weld heat affected zone and the ferrite transformation nucleus. It contributes to high toughness. Ti oxides that contribute to pinning are known to be more effective as their dimensions are smaller, and the present invention aims to secure a Ti oxide of 1.0 ⁇ m or less. For this reason, if the amount of Ti added is less than 0.005 mass%, the amount of Ti oxide that sufficiently contributes to pinning cannot be secured. On the other hand, when Ti is excessive, Ti that could not be crystallized as oxide is precipitated as TiN.
  • At least one or more selected from Ca, Mg, Zr, and REM can be further contained.
  • Zr 0.001 to 0.02 mass%
  • Zr is an element having an effect of improving toughness due to dispersion of oxides. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain at least 0.001 mass% or more. However, if it exceeds 0.02 mass%, the effect is saturated. It is preferable to set it to 02 mass%. More preferably, it is 0.005 to 0.0015 mass%.
  • REM 0.001 to 0.02 mass% REM is an element having an effect of improving toughness due to dispersion of oxides. In order to exhibit such an effect, it is preferable to contain at least 0.001 mass% or more. However, if it exceeds 0.02 mass%, the effect is saturated. It is preferable to set it to 02 mass%. More preferably, it is 0.005 to 0.0015 mass%.
  • a test piece having a width of 80 mm ⁇ length of 80 mm ⁇ thickness of 15 mm was collected, heated to 1450 ° C., and then cooled to 800 to 500 ° C. in 270 s (electrogas welding).
  • a reproducible welding thermal cycle (simulated weld thermal cycle) that gives a heat input of 400 kJ / cm at a heat input of 2 mm V notch charpy (V notch charpy) (impact specimen).

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Abstract

溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適し、造船、建築、土木等の各種構造物に好適な鋼材を提供する。具体的には、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｓｉ：０．０１～０．１５％、Ｍｎ：１．８～２．６％、Ｐ：０．００８％以下、Ｓ：０．０００５～０．００４０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．００３～０．０３％、Ｔｉ：０．００５～０．０３０％、Ｎ：０．００５０～０．００８０％、Ｂ：０．０００３～０．００２５％、必要に応じて、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種または２種以上、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３３～０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、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において、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下である鋼材である。

Description

大入熱溶接用鋼材
　本発明は、造船（ｓｈｉｐ）、建築、土木（ｃｉｖｉｌ　ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ）等の各種鋼構造物（ｖａｒｉｏｕｓ　ｓｔｅｅｌ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ）で使用される鋼材（ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　ｓｔｅｅｌ　ｐｌａｔｅ）、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。
　造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の鋼構造物に仕上げられる。これらの鋼構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性（ｂａｓｅ　ｐｌａｔｅ　ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）はもちろんのこと、溶接部の靱性（ｗｅｌｄ　ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）に優れることが要請されている。
　一方で、これら鋼構造物や船舶はますます大型化し、使用される鋼材の高強度化・厚肉化に伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接（ｓｕｂｍｅｒｇｅｄ　ａｒｃ　ｗｅｌｄｉｎｇ）、エレクトロガス溶接（ｅｌｅｃｔｒｏｇａｓ　ａｒｃ　ｗｅｌｄｉｎｇ）およびエレクトロスラグ溶接（ｅｌｅｃｔｒｏｓｌａｇ　ｗｅｌｄｉｎｇ）などの高能率な大入熱溶接（ｈｉｇｈ−ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ　ｈｉｇｈ　ｈｅａｔ　ｉｎｐｕｔ　ｗｅｌｄｉｎｇ）が適用されている。このため、大入熱溶接により溶接施工したときに、溶接部の靱性（ｗｅｌｄ　ｔｏｕｇｈｎｅｓｓ）に優れた鋼材が必要となっている。
　しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部（熱影響部（Ｈｅａｔ　Ａｆｆｅｃｔｅｄ　Ｚｏｎｅ）、ＨＡＺということもある）の組織（ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）が粗大化するために、溶接熱影響部の靱性（ＨＡＺ靭性ということもある）は低下することが知られている。このような大入熱溶接による靱性の低下に対して、これまでにも多くの対策が提案されてきた。例えば、ＴｉＮの微細分散によるオーステナイト粒（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｇｒａｉｎ）の粗大化抑制やフェライト変態核（ｆｅｒｒｉｔｅ　ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ　ｓｉｔｅ）としての作用を利用する技術はすでに実用化されている。また、Ｔｉの酸化物を分散させる技術（特許文献１）も開発されている。
　しかしながら、ＴｉＮを主体に利用する技術では、ＴｉＮが溶解する温度域（ＴｉＮ　ｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）に加熱される溶接熱影響部においてはＴｉが有する上記のオーステナイト粒の粗大化抑制効果がなくなり、さらには地の組織が固溶Ｔｉ（ｓｏｌｕｔｅ　Ｔｉ）および固溶Ｎ（ｓｏｌｕｔｅ　Ｎ）により脆化して靱性が著しく低下するという問題があった。
　また、Ｔｉ酸化物を利用する技術では、酸化物を均一微細に分散させることが困難であるという問題があった。
　ところで、ＴｉＮを主体に利用する技術において、ボンド近傍（ａｄｊａｃｅｎｔ　ｔｏ　ｆｕｓｉｏｎ　ｌｉｎｅ）で脆化の原因となる、ＴｉＮ溶解（ｄｉｓｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｏｆ　ＴｉＮ）に伴う固溶Ｎを、溶接材料と鋼板に添加したＢで固定する技術として特許文献２が知られている。
　特許文献２では、鋼板中には靭性に悪影響を与えない程度にＢ添加を行い、溶接金属部にはオーステナイト粒界（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｇｒａｉｎ　ｂｏｕｎｄａｒｙ）から生成するフェライトサイドプレート（ｆｅｒｒｉｔｅ　ｓｉｄｅ　ｐｌａｔｅ）の析出を抑えられるだけの十分なＢ添加を溶接材料（ワイヤ（ｗｉｒｅ）やフラックス（ｆｌｕｘ））から行い、溶接熱影響部にはＴｉＮの溶解によって生成される固溶Ｎを固定するのに必要最小限のＢ量を溶接金属部（ｗｅｌｄ　ｍｅｔａｌ）からのＢの拡散によってまかなうことにより、大入熱溶接部の溶接金属、溶接熱影響部及びボンド部（ｆｕｓｉｏｎ　ｌｉｎｅ）のすべてを高靭性とすることができるとしている。
　一方、降伏強度（ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ）が４６０Ｎ／ｍｍ２以上で、比較的Ｃ量や合金添加量が多く添加された鋼成分においては、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド部組織に、島状マルテンサイト（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）（ＭＡということもある）と呼ばれる硬質の脆化組織（ｂｒｉｔｔｌｅ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）が数ｖｏｌ％形成し、これが靭性のさらなる向上を阻んでいることが問題となっている。
　従って、特に高強度クラスの大入熱ＨＡＺ靭性改善のためには、さらなるオーステナイト粒の粗大化の抑制と、島状マルテンサイトの低減が必要である。大入熱ＨＡＺの島状マルテンサイト量を低減する技術として、特許文献３や特許文献４、特許文献５が開示されている。
　特許文献３では、Ｃ量を減らすと同時に、Ｍｎ量を増やして変態開始温度（ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｓｔａｒｔ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）を低下させることでＣの未変態オーステナイト（ｕｎｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）への分配を低減し、島状マルテンサイトの生成が抑制できるとしている。
　一方、特許文献４では、Ｃ量、Ｓｉ量の他にＰ量の低減が、大入熱溶接ＨＡＺ部の島状マルテンサイト量低減に対して重要であるとしている。特許文献５では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等を積極添加することにより、冷却速度が遅くても低温変態ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍｅｄ　ａｔ　ｌｏｗｅｒ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）が生成できるよう制御し、塊状ではなくフィルム状の島状マルテンサイト組織になる工夫をすると同時に、極低Ｃとして生成する島状マルテンサイト組織を微細にするとしている。
　また、特許文献６では溶接入熱が１３０ｋＪ／ｃｍ以下の溶接による溶接熱影響部の島状マルテンサイト分率の上限を規定している。
　なお、大入熱ＨＡＺ靭性の改善を、島状マルテンサイトの制御によらず、ＨＡＺ組織の結晶粒径の微細化の観点から行うものとして、特許文献７には、ＴｉＯを利用した鋼において、Ｂの微量添加により粒界からの変態を抑制するとともに、Ｍｎ添加量の増大によりフェライト変態駆動力を大きくし、ＴｉＯ−ＭｎＳ複合析出物の粒内変態核としての効果を増大させ、結晶粒を微細化してＨＡＺ靱性を向上する技術が開示されている。
　一方で上述の通り、Ｔｉ酸化物の安定的な分散生成は実操業上困難であるとの視点を踏まえ、Ａｌを比較的高めに設定してＡｌ脱酸を行い、あえてＴｉＯ生成を抑制し、代替としてＴｉＮのピンニング効果（ｐｉｎｎｉｎｇ　ｅｆｆｅｃｔ）を最大限活用してＨＡＺ結晶粒の微細化を達成させる技術が特許文献８に開示されている。
特開昭５７−５１２４３号公報 特許３７２２０４４号公報 特開２００７−８４９１２号公報 特開２００８−１６３４４６号公報 特許３６０２４７１号公報 特許２１３５０５６号公報 特開２００７−２７７６８１号公報 特開２０１１−６７７２号公報
　特許文献２の技術は、ＴｉＮの溶解によりボンド部近傍で靭性に悪影響を及ぼす固溶Ｎを溶接金属部からのＢの拡散によって固定する画期的な技術であるが、ＴｉＮの固溶によるオーステナイト粒の粗大化の抑制効果の低減は避けることができない。また、Ｔｉ酸化物を利用する技術では、Ｔｉ酸化物を均一微細に分散させることが困難であるという問題は解決されていない。
　一方、島状マルテンサイトの低減に関する先行文献において、特許文献３は、Ｃ含有量低減の代わりに強度補償のためＮｂを０．０３ｍａｓｓ％以上必要とするが、これによる島状マルテンサイト生成が懸念される。
　特許文献４においては、島状マルテンサイトの低減が可能で、かつＣａの適正添加により、変態生成核を微細に分散させることが可能であるが、Ｎｉ添加が必須であり、合金コストが高いという課題がある。
　また、特許文献５では、島状マルテンサイトの分率（ＭＡ　ｖｏｌｕｍｅ　ｆｒａｃｔｉｏｎ）を減ずることよりも、その形態の制御を主目的としており、大入熱ＨＡＺ靭性の抜本的な改善が困難である。特許文献６は溶接入熱が１３０ｋＪ／ｃｍ以下での溶接が対象で、島状マルテンサイトがより生成しやすい３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接の靭性改善のために参考とすることはできない。特許文献７の技術においては、オーステナイト形成元素であるＭｎ量増大による島状マルテンサイトの悪影響が懸念される。また、特許文献８の技術においては、ＴｉＮのみを用いた結晶粒微細化にはやはり限界があり、本発明で達成しようとする低温靱性を達成することには困難が伴う。
　本発明は、合金コストをできるだけ掛けずに、オーステナイト粒の粗大化抑制と島状マルテンサイトの低減を通して大入熱ＨＡＺ靭性向上を図るためになされたもので、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れたＨＡＺ靭性を備える大入熱溶接用鋼材を提供することを目的とする。
　本発明者らは、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上の高強度鋼に対し、溶接入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの、ボンド部近傍のＨＡＺ靭性を向上させるべく鋭意検討した。その結果、１．オーステナイト粒の粗大化抑制には、Ｔｉ酸化物とＴｉＮのピニングの併用が効果的であり、２．島状マルテンサイト低減には、これを極力生成させずに強度を効果的にあげる元素としてＭｎを積極的に添加すると同時に、不純物元素としてのＰ量を０．００８ｍａｓｓ％以下にまで低減することが有効で、島状マルテンサイト生成をほぼ抑制できることを知見した。
　Ｔｉ酸化物とＴｉＮのピンニング併用に関しては、製鋼段階における初期脱酸工程において、強脱酸元素であるＡｌの添加量を必要最小限に抑えて溶鋼中の溶存酸素を確保した上でＴｉを添加し、Ｔｉ酸化物を晶出させた後速やかに鋳造工程に移すという一連の処理工程の最適化を行うことで、鋼スラブ内に均一に分散、且つ粗大化し難いＴｉ酸化物の確保を達成出来得ることを知見した。
　一方で、島状マルテンサイト量の低減に関しては、Ｍｎの増加、Ｐの低減により、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトがセメンタイトへ分解しやすくなり、熱影響部組織中の島状マルテンサイト量を低減させることが可能であることを知見した。
　本発明は、上述の得られた知見をもとに更に検討を加えて完成したものであり、すなわち、本発明は、
１．　Ｃ：０．０３~０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１~０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８~２．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５~０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３~０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５~０．０３０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５０~０．００８０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３~０．００２５ｍａｓｓ％、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３３~０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、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において、旧オーステナイト粒径（ｐｒｉｏｒ　ａｕｓｔｅｎｉｔｅ　ｇｒａｉｎ　ｄｉａｍｅｔｅｒ）が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下であることを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
但し、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
２．化学成分に、更に、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下を含有することを特徴とする１に記載の大入熱溶接用鋼材。
３．　化学成分に、更に、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１または２に記載の大入熱溶接用鋼材。
４．化学成分に、更に、Ｃａ：０．０００５~０．００５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５~０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１~０．０２ｍａｓｓ％、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１乃至３の何れか一つに記載の大入熱溶接用鋼材。
　本発明によれば、３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても優れた溶接熱影響部靱性を有する鋼材が得られるので、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大型の構造物の品質向上に寄与するところ大である。
図１に旧オーステナイト粒径、島状マルテンサイトの面積分率と、再現溶接熱影響部の靱性を示す。
　本発明では成分組成と３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接によって形成される溶接熱影響部の組織とを規定する。
［成分組成］
Ｃ：０．０３~０．０８ｍａｓｓ％
Ｃは、構造用鋼として必要な強度を得るために下限を０．０３ｍａｓｓ％とし、島状マルテンサイトの生成量を抑えるため、上限を０．０８ｍａｓｓ％とする。さらに好ましくは、０．０３５~０．０６８ｍａｓｓ％である。
　Ｓｉ：０．０１~０．１５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、製鋼工程において脱酸材（ｄｅｏｘｉｄｉｚｉｎｇ　ａｇｅｎｔ）として０．０１ｍａｓｓ％以上が必要であるが、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、母材の靱性を劣化させるほか、大入熱溶接熱影響部に島状マルテンサイトを生成して靱性を劣化させるため、０．０１~０．１５ｍａｓｓ％とする。さらに好ましくは、０．０１~０．１０ｍａｓｓ％である。
　Ｍｎ：１．８~２．６ｍａｓｓ％
Ｍｎは本発明において重要な元素であり、他の合金元素によらず母材の強度を確保するために１．８ｍａｓｓ％以上含有することが必要である。Ｎｉなど他の合金元素を添加する場合と比較して、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトをセメンタイトへ分解しやすく、島状マルテンサイトの生成を抑制して熱影響部の靭性を確保する効果がある。２．６ｍａｓｓ％を超えると溶接部の靱性を劣化させるようになるため、１．８~２．６ｍａｓｓ％とする。好ましくは、１．８~２．２ｍａｓｓ％とする。さらに好ましくは、２．０％超え~２．２ｍａｓｓ％である。
　Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下
Ｐも本発明において重要な元素であり、０．００８ｍａｓｓ％を超えると、大入熱溶接後の冷却中に生ずるＣ濃度の高い未変態オーステナイトがセメンタイトに分解しにくくなり、これがＭＡとなって靱性を劣化させるため、０．００８ｍａｓｓ％以下とする。好ましくは、０．００６ｍａｓｓ％以下とする。
　Ｓ：０．０００５~０．００４０ｍａｓｓ％
Ｓは、粒内変態を促進して靱性向上を図るのに有効なＭｎＳあるいはＣａＳを生成するために０．０００５ｍａｓｓ％以上必要であり、０．００４０ｍａｓｓ％を超えると母材の靱性を劣化させるため、０．０００５~０．００４０ｍａｓｓ％とする。さらに好ましくは、０．００１５~０．００３０ｍａｓｓ％である。
　Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ａｌ含有量が高いとＴｉ酸化物が生成せず、大入熱溶接ボンド部近傍のオーステナイト粒が粗大化して靱性が低下する。したがって、本発明においては、Ｔｉ酸化物を生成させるため、Ａｌは極力含有しないようにするが、０．００５ｍａｓｓ％までなら含有してもよい。好ましくは０．００４％以下である。
　Ｎｂ：０．００３~０．０３ｍａｓｓ％
Ｎｂは、母材の強度・靱性および継手の強度を確保するのに有効な元素であるが、０．００３％未満ではその効果が小さい。０．０３ｍａｓｓ％を超えて含有すると溶接熱影響部に島状マルテンサイトを形成することにより靱性が劣化するため、０．００３~０．０３ｍａｓｓ％とする。さらに好ましくは、０．００５~０．０２ｍａｓｓ％である。
　Ｔｉ：０．００５~０．０３０ｍａｓｓ％
Ｔｉは、凝固時に二次脱酸生成物であるＴｉ酸化物となって分散し、その余剰分はさらにＴｉＮとなって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。ピンニングに寄与するＴｉ酸化物は、その寸法が小さいほど効果が大きいことが知られており、本発明では１．０μｍ以下のＴｉ酸化物の確保を狙いとしている。このためＴｉの添加量が０．００５ｍａｓｓ％に満たないとピンニングに十分に寄与させるＴｉ酸化物量を確保出来ず、一方、Ｔｉが過剰の場合、酸化物として晶出しきれなかったＴｉがＴｉＮとして析出することになるが、０．０３０ｍａｓｓ％を超えるとこのＴｉＮ粒子が粗大化してオーステナイト粗大化を抑制する効果が得られなくなるため、０．００５~０．０３０ｍａｓｓ％とする。さらに好ましくは、０．００５~０．０２ｍａｓｓ％である。
　Ｎ：０．００５０~０．００８０ｍａｓｓ％
Ｎは、ＴｉＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、０．００５０ｍａｓｓ％未満では十分なＴｉＮ量が得られず、０．００８０ｍａｓｓ％を超えるとＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量の増加によって溶接熱影響部の靱性が低下し、また溶接金属の靭性も低下するため、０．００５０~０．００８０ｍａｓｓ％とする。好ましくは０．００５２％~０．００８０ｍａｓｓ％、より好ましくは０．００５５％~０．００８０ｍａｓｓ％である。
　なお、Ｔｉ酸化物ならびにＴｉＮのピニング効果を十分に活用し、且つ、固溶Ｎが余剰となった場合の靱性低下を抑止するために、Ｔｉ量およびＮ量をそれぞれ上述の範囲に制御するとともに、Ｔｉ／Ｎの比を１．３~２．５の範囲に制御することが、より好ましい。
　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元素である。このような効果を得るには０．０００３ｍａｓｓ％以上必要であるが、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると焼入れ性が過剰となり靱性が劣化するため、０．０００３~０．００２５ｍａｓｓ％とする。さらに好ましくは、０．０００５~０．００２０ｍａｓｓ％である。
　Ｃｅｑ（ＩＩＷ）：０．３３~０．４５
　Ｃｅｑ（ＩＩＷ）（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す）が０．３３未満であると必要な母材強度が得られない。一方、Ｃｅｑ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面積分率が１．０％を超え、熱影響部の靭性が劣化するから０．３３~０．４５に制限し、好ましくは、０．３７~０．４２とする。さらに好ましくは、Ｃｅｑは、０．３９~０．４２の範囲である。
　本発明では、さらにフェライト生成核としての機能を有するＶ、および／または、強度向上などの機能を有するＣｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
　Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上に寄与し、また、ＶＮとしてフェライト生成核として働く。この効果を得るためには０．０３ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、０．２ｍａｓｓ％を超えるとかえって靱性の低下を招くため、含有する場合は、０．２ｍａｓｓ％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．１ｍａｓｓ％以下である。
　Ｃｕ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｃｕは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．２ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を１．０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．４ｍａｓｓ％以下である。
　Ｎｉ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｎｉは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．２ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を１．０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．４ｍａｓｓ％以下である。
　Ｃｒ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．１ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を０．４ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
　Ｍｏ：０．４ｍａｓｓ％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素である。この効果を得るためには０．１ｍａｓｓ％以上を含有することが好ましいが、過剰に含有すると靱性に悪影響を与えるために含有する場合は、上限を０．４ｍａｓｓ％とすることが好ましい。
　本発明では、さらにＣａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有させることができる。
　Ｃａ：０．０００５~０．００５０ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓの固定、酸硫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揮させるには少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．０００５~０．００５０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００１０~０．００３０ｍａｓｓ％である。
　Ｍｇ：０．０００５~０．００５０ｍａｓｓ％
Ｍｇは、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揮させるには少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．００５０ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．０００５~０．００５０ｍａｓｓ％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００１０~０．００３０ｍａｓｓ％である。
　Ｚｒ：０．００１~０．０２ｍａｓｓ％
Ｚｒは、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揮させるには少なくとも０．００１ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００１~０．０２ｍａｓｓ％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００５~０．００１５ｍａｓｓ％である。
　ＲＥＭ：０．００１~０．０２ｍａｓｓ％
ＲＥＭは、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揮させるには少なくとも０．００１ｍａｓｓ％以上含有することが好ましいが、０．０２ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和するため、含有する場合は、０．００１~０．０２ｍａｓｓ％とすることが好ましい。さらに好ましくは、０．００５~０．００１５ｍａｓｓ％である。
　本発明において、Ｏは、Ｔｉ酸化物を形成させるために０．００１０％以上含有することが好ましい。一方、０．００４０％以上含有すると粗大なＴｉＯを生成し、靱性低下の可能性があるため、０．００４０％以下が好ましい。
　［溶接熱影響部の組織］
　溶接熱影響部の組織としてボンド近傍の組織を「旧オーステナイト粒径：２００μｍ以下、島状マルテンサイトの面積分率１．０％以下」に規定する。
　図１は、実施例の表２に記載のＨＡＺのＭＡ分率（ｖｏｌ％）とＨＡＺのｖＴｒｓ（℃）との関係を示す図である。旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下で、かつＨＡＺのＭＡ分率を１ｖｏｌ％以下にすることによって、ｖＴｒｓが、−５５℃以下になっているのが、分かる。なお、本発明で要求されるＨＡＺの靭性レベルは、ｖＴｒｓで−５５℃以下である。
　前述したように、本発明は、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の中でも最も高温に曝され、オーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）が粗大化するボンド部近傍におけるオーステナイト粒成長と、島状マルテンサイト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旧オーステナイト粒径を２００μｍ以下、島状マルテンサイトの面積分率を１．０％以下に抑える必要がある。
　ここで、ボンド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。ボンド近傍の熱影響部の旧オーステナイト粒径は、溶接部の断面を研磨・エッチングし、光学顕微鏡で観察することで確認することができる。
　ボンド近傍の熱影響部の島状マルテンサイトは、同様に溶接部の断面を研磨・エッチング（ｅｔｃｈｉｎｇ）し、ＳＥＭ（ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）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（ａｃｉｃｕｌａｒｆｅｒｒｉｔｅ）やベイナイトを主とし、フェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）やパーライト（ｐｅｒｌｉｔｅ）などを含む組織である。
　本発明に係る鋼材は、例えば、以下のようにして製造される。まず溶銑（ｈｏｔ　ｍｅｔａｌ）を転炉（ｃｏｎｖｅｒｔｅｒ）で精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガス（ＲＨ　ｄｅｇａｓｉｆｙｉｎｇ）を行い、連続鋳造（ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃａｓｔ）または造塊（ｉｎｇｏｔ　ｃａｓｔｉｎｇ）−分塊（ｂｌｏｏｍｉｎｇ）工程を経て鋼片とする。得られた鋼片を再加熱し、熱間圧延を行う。所望する強度、靭性に応じて、熱間圧延後、放冷するか、あるいはまた、前記熱間圧延後に、加速冷却（ａｃｃｅｌｅｒａｔｅｄ　ｃｏｏｌｉｎｇ）、直接焼入れ（ｄｉｒｅｃｔ　ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）−焼戻し（ｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）、再加熱焼入れ（ｒｅｈｅａｔｉｎｇ　ａｎｄ　ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ）−焼戻し、再加熱焼準（ｒｅｈｅａｔｉｎｇ　ａｎｄ　ｎｏｒｍａｌｉｚｉｎｇ）−焼戻しなどのいずれかの熱処理を施す。以下に本発明の作用効果を実施例に基づいて具体的に説明する。
　１５０ｋｇの高周波溶解炉（ｈｉｇｈ−ｆｒｅｑｕｅｎｃｙ　ｍｅｌｔｉｎｇ　ｆｕｒｎａｃｅ）にて、表１−１および表１−２に示す組成の鋼を溶製した後、熱間圧延により厚さ７０ｍｍのスラブ（ｓｌａｂ）とし、１１５０℃に２時間加熱後、さらに熱間圧延を行い、板厚中心温度で８５０℃において３０ｍｍに仕上げた後、８℃／ｓの冷却速度で加速冷却した。冷却速度は、６０ｍｍの板厚の１／４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。
　圧延した３０ｍｍの板を５００℃で１０分焼き戻した後、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離（ｇａｕｇｅ　ｌｅｎｇｔｈ）７０ｍｍの丸棒引張試験片と２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、母材の強度（降伏応力ＹＳ，引張強さＴＳ）と靭性を評価した。なお、２ｍｍＶノッチシャルピー試験片は、−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。
　さらに、これらの鋼板から溶接熱サイクル後の特性を測定するため、幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚み１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後８００~５００℃を２７０ｓで冷却（エレクトロガス溶接での入熱量４００ｋＪ／ｃｍの溶接熱影響部に相当）する再現溶接熱サイクル（Ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　Ｗｅｌｄ　Ｔｈｅｒｍａｌ　Ｃｙｃｌｅ）を付与し、再現溶接熱影響部（Ｓｉｍｕｌａｔｅｄ　ＨＡＺ）の靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験（Ｖ　ｎｏｔｃｈ　ｃｈａｒｐｙ　ｉｍｐａｃｔ　ｓｐｅｃｉｍｅｎ）にて評価した。
　再現溶接熱影響部における旧オーステナイト粒径は、ナイタールエッチング（ｎａｉｔａｌ　ｅｔｃｈｉｎｇ）によりミクロ組織を現出したのち、光学顕微鏡の１００倍写真５枚をトレースしたうえ、それぞれ画像解析（ｉｍａｇｉｎｇ　ａｎａｌｙｓｉｓ）を行い、その円相当径の平均値を算出した。再現溶接熱影響部における島状マルテンサイトの面積分率は、２段エッチング法（ｔｗｏ−ｓｔｅｐ　ｅｔｃｈｉｎｇ　ｍｅｔｈｏｄ）により島状マルテンサイトを現出したのち、ＳＥＭの２０００倍の写真５枚をトレース（ｔｒａｃｅ）したうえ、それぞれ画像解析を行い、その平均値を算出した。
　表２および図１に、旧オーステナイト粒径、島状マルテンサイトの面積分率と、再現溶接熱影響部の靱性を母材の機械的性質とともに示す。表２および図１から、発明例ではいずれも旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下となっており、良好な再現溶接熱影響部靱性が得られた。
　これに対し、比較例では旧オーステナイト粒径が２００μｍを超えるか、あるいは島状マルテンサイトの面積分率が１．０％を超えることによって再現溶接熱影響部の靱性が劣っている。これらの比較例は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂ、Ｎ、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）、選択元素の一つであるＣｒ等の値が本発明範囲を外れるものであった。
　なお、参考までに、本発明例において、熱影響部の−１０℃および−４０℃における吸収エネルギー（それぞれ、ｖＥ−１０、ｖＥ−４０とも記す）についても測定した。−１０℃における熱影響部の吸収エネルギーｖＥ−１０は、２５７~２９７Ｊであり、−４０℃における熱影響部の吸収エネルギーｖＥ−４０は、２１７~２４２Ｊであった。これらの吸収エネルギーはいずれも、特許文献２，３、４、５および７の実施例に開示された発明鋼のボンド部近傍の熱影響部の吸収エネルギーよりも高く、本発明例において優れた溶接部靭性が得られているのが確認できた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003

Claims (4)

  1. 　Ｃ：０．０３~０．０８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１~０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．８~２．６ｍａｓｓ％、Ｐ：０．００８ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５~０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｎｂ：０．００３~０．０３ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５~０．０３０ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００５０~０．００８０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３~０．００２５ｍａｓｓ％、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）が０．３３~０．４５、残部Ｆｅ及び不可避的不純物の化学成分を有し、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において、旧オーステナイト粒径が２００μｍ以下、島状マルテンサイト面積分率が１．０％以下である大入熱溶接用鋼材。
    但し、Ｃｅｑ（ＩＩＷ）＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５で各元素記号は各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を示す。
  2. 　化学成分に、更に、Ｖ：０．２ｍａｓｓ％以下を含有する請求項１に記載の大入熱溶接用鋼材。
  3. 　化学成分に、更に、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種以上を含有する請求項１または２に記載の大入熱溶接用鋼材。
  4. 　化学成分に、更に、Ｃａ：０．０００５~０．００５０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０００５~０．００５０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．００１~０．０２ｍａｓｓ％、ＲＥＭ：０．００１~０．０２ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１乃至３の何れか一つに記載の大入熱溶接用鋼材。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111055042A (zh) * 2019-11-30 2020-04-24 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种疲劳性能优异的大热输入焊接接头
CN112921150A (zh) * 2021-01-29 2021-06-08 五矿营口中板有限责任公司 一种不含铝的适合于大线能焊接的低合金钢板的制造方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5751243A (en) 1980-09-12 1982-03-26 Nippon Steel Corp Steel products for welding
JPH03162522A (ja) * 1989-11-22 1991-07-12 Nippon Steel Corp 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法
JP3602471B2 (ja) 2000-05-24 2004-12-15 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP3722044B2 (ja) 2001-10-31 2005-11-30 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手
JP2007056279A (ja) * 2005-08-22 2007-03-08 Nippon Steel Corp 母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼およびその製造方法
JP2007084912A (ja) 2005-08-22 2007-04-05 Nippon Steel Corp 溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼およびその製造方法
JP2007277681A (ja) 2006-04-11 2007-10-25 Nippon Steel Corp 優れた溶接熱影響部靭性を有する高強度鋼板の製造方法
JP2008163446A (ja) 2006-12-06 2008-07-17 Jfe Steel Kk 大入熱溶接用鋼材
WO2010134220A1 (ja) * 2009-05-22 2010-11-25 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材
JP5135056B2 (ja) 2008-05-15 2013-01-30 株式会社日本触媒 水硬性材料用収縮低減剤および水硬性材料用収縮低減剤組成物

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100519809C (zh) * 2006-03-27 2009-07-29 宝山钢铁股份有限公司 可超大线能量焊接低温用厚钢板及其制造方法
JP5098235B2 (ja) * 2006-07-04 2012-12-12 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れたラインパイプ用高強度鋼管及びラインパイプ用高強度鋼板並びにそれらの製造方法
WO2008069289A1 (ja) * 2006-11-30 2008-06-12 Nippon Steel Corporation 低温靭性に優れた高強度ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
CN102459656B (zh) * 2009-06-11 2013-08-14 新日本制铁株式会社 大线能量焊接热影响区韧性优异的厚壁高强度钢板的制造方法
BR112012018686A2 (pt) * 2010-02-04 2016-05-03 Nippon Steel Corp tubo de aço soldado de alta resistência e método de produção do mesmo
JP2011241461A (ja) * 2010-05-20 2011-12-01 Kobe Steel Ltd 溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板
JP5796636B2 (ja) * 2011-12-14 2015-10-21 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5751243A (en) 1980-09-12 1982-03-26 Nippon Steel Corp Steel products for welding
JPH03162522A (ja) * 1989-11-22 1991-07-12 Nippon Steel Corp 大入熱溶接熱影響部靭性の優れた高張力厚鋼板の製造法
JP3602471B2 (ja) 2000-05-24 2004-12-15 株式会社神戸製鋼所 溶接性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP3722044B2 (ja) 2001-10-31 2005-11-30 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接継手
JP2007056279A (ja) * 2005-08-22 2007-03-08 Nippon Steel Corp 母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼およびその製造方法
JP2007084912A (ja) 2005-08-22 2007-04-05 Nippon Steel Corp 溶接性と溶接熱影響部靱性の優れた６０キロ鋼およびその製造方法
JP2007277681A (ja) 2006-04-11 2007-10-25 Nippon Steel Corp 優れた溶接熱影響部靭性を有する高強度鋼板の製造方法
JP2008163446A (ja) 2006-12-06 2008-07-17 Jfe Steel Kk 大入熱溶接用鋼材
JP5135056B2 (ja) 2008-05-15 2013-01-30 株式会社日本触媒 水硬性材料用収縮低減剤および水硬性材料用収縮低減剤組成物
WO2010134220A1 (ja) * 2009-05-22 2010-11-25 Ｊｆｅスチール株式会社 大入熱溶接用鋼材
JP2011006772A (ja) 2009-05-22 2011-01-13 Jfe Steel Corp 大入熱溶接用鋼材

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2801638A4 *

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