技術 大入熱溶接用鋼

0001

本発明は、造船、建築、土木等の各種構造物で使用される大入熱溶接用鋼に関し、特に入熱量が３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れた溶接熱影響部靭性を有する降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上のものに関する。

0002

造船、建築、土木等の分野で使用される鋼材は、これら構造物の大型化に伴い、製造容易性や良好な使用性能（加工性や溶接性）を備えることを前提に高強度厚肉化され、最近では、造船用鋼として板厚５０ｍｍのＹＰ４６０Ｎ／ｍｍ２級鋼が開発実機化されている。

0003

このような鋼材には、エレクトロスラグ溶接など溶接入熱３００ｋＪ／ｃｍ以上での大入熱溶接施工が施されることが多く、溶接熱影響部の靭性確保が課題とされている。

0004

大入熱溶接による溶接熱影響部の靱性低下に対し、従来から、多くの対策が提案され、例えば、鋼中のＴｉＮの微細分散により溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制して溶接部靭性を向上させる技術はすでに実用化されている。

0005

特許文献１には、鋼中のＴｉＮ系介在物中にＮｂを含有させて、大入熱溶接時には同介在物中からＮｂを固溶させて溶接熱影響部におけるオーステナイト粒の粗大化を抑制し、小入熱溶接時には同介在物中にＮｂをとどめてベイナイト化を抑制することでＨＡＺ靭性を向上させる技術が記載されている。

0006

また、特許文献２には、溶接熱影響部においてＴｉ酸化物がフェライト核として優れることを知見して、鋼中にＴｉ酸化物を均一分散させた大入熱溶接用鋼が記載されている。

0007

これらは、焼入れ性が低い成分組成で強度が低い鋼や、入熱量７０ｋＪ／ｃｍ程度の小入熱溶接で溶接する場合に有効であるものの、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上で、比較的Ｃ量や合金添加量が多く添加された成分組成の鋼に入熱量３００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接を施し、ボンド部組織に、島状マルテンサイト（ＭＡ）と呼ばれる硬質の脆化組織が数％形成する場合には十分な効果が得られない。

0008

そこで、特許文献３では、引張り強さ６００Ｎ／ｍｍ２級高強度材の中〜大入熱溶接での溶接熱影響部靭性を改善するため、Ｔｉ酸化物によりオーステナイト粒の粗大化を抑制し、更に成分組成においてＣ量を減らすと同時に、Ｍｎ量を増加することを提案している。

0009

その結果、溶接熱影響部における変態開始温度が低下してＣの未変態オーステナイトへの分配が低減し、島状マルテンサイトの発生が抑制される。

0010

また、特許文献４には、板厚４０ｍｍ以上のＹＰ４６０Ｎ／ｍｍ２級鋼の大入熱溶接熱影響部の靭性改善には、粒内フェライト形成と、ベイナイト中の島状マルテンサイトの低減が重要で、具体的成分指針としてＣ量やＳｉ量、Ｐ量を低減することが記載されている。

0011

特開２００４‐２１８０１０号公報
特開昭５７−５１２４３号公報
特開２００７−８４９１２号公報
特開２００８−１６３４４６号公報

0012

ところで、介在物などでオーステナイト粒をピンニングする場合、ピンニングに最適な介在物などの形態や分布状態が得られるように鋼材の成分組成を選択することが重要であるが、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上の鋼の場合、ピンニング効果と成分組成の関係に不明な点が多い。

0013

特許文献３にはＴｉ酸化物により、特許文献４にはＴｉＮにより溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を防止することが記載されているが、いずれもピンニングに最適な形態や分布状態は記載されておらず、オーステナイト粒の粗大化防止の観点からは最適な成分組成が選定されているとは言いがたい。

0014

また、特許文献４記載の大入熱溶接用鋼はＮｉを０．４％以上含有するもので、大型構造物で大量に使用される溶接構造用鋼としては高価である。

0015

そこで、本発明は、入熱量３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接熱影響部でオーステナイト粒の粗大化を抑制するとともに島状マルテンサイトを低減して、優れた溶接熱影響部靭性が得られるＹＰ４６０Ｎ／ｍｍ２級鋼を提供することを目的とする。

0016

本発明者らは、降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上の鋼に入熱量３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときの溶接熱影響部、特にボンド部近傍の靭性を改善すべく鋭意検討を行い、以下の知見を得た。
１．溶接熱影響部にＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が存在すると、オーステナイト粒のピンニングに有効で、その効果は、これら析出物の粒子径が０．０１〜０．１０μｍで、鋼中に１．０×１０５個以上／ｍｍ２が存在した場合、最も有効である。
２．特に、ＴｉＮ析出物中にＮｂを積極的に含有させ、ＴｉＮ中のＴｉ原子の一部をＮｂ原子で置換した（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物は、析出物の体積率が増大して、ピンニング効果が向上する。
３．上記分散状態は成分組成を（Ｔｉ＋０．５×Ｎｂ）／Ｎ≦３．４（各元素は含有量、質量％）を満足するように調整することで可能である。
４．ボンド部近傍に島状マルテンサイトを極力生成させずに母材強度を高める元素としてＭｎ添加が有効である。

0017

本発明は、上記知見をもとに、さらに検討をくわえてなされたもので、すなわち、本発明は、
１．ｍａｓｓ％で、
Ｃ：０．０３〜０．１％、
Ｓｉ：０．０１〜０．５％、
Ｍｎ：２．０〜３．０％、
Ｐ≦０．０２％
Ｓ≦０．００５０％
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
Ｎ：０．００６０〜０．０１００％を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、（Ｔｉ＋０．５×Ｎｂ）／Ｎ≦３．４０を満足する成分組成を有し、（融点−１０℃）以下、１４００℃以上の温度域に加熱された際、鋼中に粒子径が０．０１〜０．１０μｍの，Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎを含有する析出物が１．０×１０５個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする大入熱溶接用鋼材。
２．更に、ｍａｓｓ％で、Ｖ：０．２％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｒ：０．４％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１に記載の大入熱溶接用鋼材。
３．更に、ｍａｓｓ％で、Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１〜０．０２％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％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。

0018

本発明によれば、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３００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接で優れた溶接熱影響部靱性を有する降伏強度が４６０Ｎ／ｍｍ２以上の鋼が得られ、産業上極めて有用である。

0019

本発明では成分組成、ミクロ組織を規定する。
［成分組成］ 説明において％はｍａｓｓ％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１％
Ｃは、降伏強度４６０Ｎ／ｍｍ２以上を得るため０．０３％以上添加する。一方、０．１％を超えて添加すると、溶接熱影響部靭性を低下させるようになるので、０．０３〜０．１％、好ましくは０．０４〜０．０９％とする。

0020

Ｓｉ： ０．０１〜０．５ ％
Ｓｉは、製鋼のため０．０１％以上が必要で、一方、０．５％を超えると、母材の靱性を劣化させるため、０．０１〜０．５％とする。

0021

Ｍｎ：２．０〜３．０％
Ｍｎは、本発明において重要な元素で、母材の強度を確保するとともに、ボンド部近傍における島状マルテンサイト生成を抑制する。すなわち、強化元素としてＭｎを添加した場合には、ほかの強化元素を添加した場合と比較して、大入熱溶接後の冷却中に島状マルテンサイトが生成しにくいので、本発明においては、２．０％以上とする。一方、３．０％を超えると溶接部の靱性を劣化させるようになるので、２．０〜３．０％とする。

0022

Ｐ≦０．０２％ 、Ｓ≦０．００５０％
Ｐ、Ｓは、本発明では不可避的に混入する不純物で、母材、溶接部の靭性を低下させるため、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．００５０％以下とする。

0023

Ａｌ：０．００５〜０．１０％
Ａｌは、鋼の脱酸上０．００５％以上必要で、一方、０．１０％を超えて含有すると母材の靱性を低下させると同時に溶接金属の靱性を劣化させるため、０．００５〜０．１０％、好ましくは０．０１〜０．１０％とする。

0024

Ｔｉ：０．００３〜０．０３％
Ｔｉは、凝固時にＴｉＮや（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物となって析出し、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制する。また、フェライト変態核となって高靱性化に寄与する。０．００３％に満たないとその効果が少なく、一方、０．０３％を超えるとＴｉＮや（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が粗大化してそのような効果が低下するようになるため、０．００３〜０．０３％とする。

0025

Ｎｂ：０．０１〜０．０５％
Ｎｂは、本発明では重要な元素で、ＴｉやＮとともに（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物を析出してオーステナイト粒の粗大化を抑制し、母材の強度・靱性を確保する。そのような効果を得るため０．０１％以上必要で、一方、０．０５％を超えて含有すると、島状マルテンサイトの生成により靭性が低下するようになるので、０．０１〜０．０５％とする。

0026

Ｂ：０．０００３〜０．００２５％
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ため０．０００３％以上を必要とするが、一方、０．００２５％を超えて含有すると焼入れ性が増して靱性が劣化するようになるため、０．０００３〜０．００２５％とする。

0027

Ｎ：０．００６０〜０．０１００％
Ｎは、ＴｉＮや（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物を析出してオーステナイト粒の粗大化を抑制する。そのような効果を得るため、０．００６０％以上含有させるが、一方、０．０１００％を超えて含有すると、溶接熱サイクルによってＴｉＮや（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が溶解する温度領域で固溶Ｎ量が増加して靱性が低下するようになるので、０．００６０〜０．０１００％とする。

0028

（Ｔｉ＋０．５×Ｎｂ）／Ｎ≦３．４０（各元素は含有量、質量％）
本パラメータは、ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物の粒子径と分布状態を規定するもので、オーステナイト粒のピンニングに有効となるように３．４０以下に規定する。（Ｔｉ＋０．５×Ｎｂ）／Ｎが３．４０を超えると、これら析出物によるオーステナイト粒のピンニング効果が低下し、靱性に悪影響を及ぼすため、３．４０以下とする。

0029

以上が本発明の基本成分組成であるが、さらに特性を向上させるため、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの一種または二種以上を含有することができる。

0030

Ｖ：０．２％以下
Ｖは、母材の強度・靱性の向上およびＶＮを形成して溶接熱影響部のオーステナイトにおけるフェライト生成核として働くが、０．２％を超えると靱性の低下を招くようになるので添加する場合は０．２％以下とすることが好ましい。

0031

Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕは、強度を増加させる作用を有するが、１．０％を超えると熱間脆性により鋼板表面の性状を劣化させるとともに母材の靭性を劣化させるようになるので、添加する場合は１．０％以下とすることが好ましい。

0032

Ｎｉ：１．０％以下
Ｎｉは、母材の靭性を低下させることなく強度を増加させることができるが、多量に添加すると、合金コストが高くなり経済的に不利となる。このため、添加する場合は、１．０％以下、好ましくは０．８％以下とすることが好ましい。

0033

Ｃｒ：０．４％以下
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるため、添加する場合は０．４％以下とすることが好ましい。

0034

Ｍｏ：０．４％以下
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に添加すると靱性に悪影響を与えるため、添加する場合は０．４％以下とすることが好ましい。

0035

Ｃａ：０．０００５〜０．００５０％
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ため添加する場合は０．０００５％以上とすることが好ましい。０．００５０％を超えて含有してもその効果が飽和する。

0036

Ｍｇ：０．０００５〜０．００５０％
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ため、添加する場合は０．０００５％以上とすることが好ましい。０．００５０％を超えて含有してもその効果が飽和する。

0037

Ｚｒ：０．００１〜０．０２％
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ため、添加する場合は０．００１％以上とすることが好ましい。０．０２％を超えて含有しても効果が飽和する。

0038

ＲＥＭ：０．００１〜０．０２％
ＲＥＭは、酸化物を分散させて靱性を改善する効果を有する元素である。このような効果を発揮させるため、添加する場合は０．００１％以上とすることが好ましい。０．０２％を超えて含有しても効果が飽和する。

0039

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。
［ミクロ組織］
本発明では、上記成分組成の鋼を、（融点−１０℃）以下、１４００℃以上の温度域に再加熱した際のミクロ組織を、粒子径０．０１〜０．１０μｍのＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が、鋼中に１．０×１０５個／ｍｍ２以上存在するミクロ組織とする。

0040

ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物の粒子径が０．０１μｍ未満では、上記熱サイクルを受けると固溶し、一方、０．１０μｍを超えると分散状態が粗く、粒子相互の間隔が広くなり過ぎるために、有効なピンニング効果を発揮できず、粗大なオーステナイト粒となるため０．０１〜０．１０μｍとする。

0041

また、ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物は鋼中に均一に１．０×１０５個／ｍｍ２以上を分散させる。上記粒子径であっても１．０×１０５個／ｍｍ２に満たない場合は有効なピンニング効果が得られない。（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｎを含み、ＭｇやＣａ等を実質的に含まない析出物とする。ここで、ＭｇやＣａ等を実質的に含まないとは、本発明に係る（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物が、意図的にＭｇＯやＣａＯを核や起点として形成せしめたものではないことを意味する。

0042

なお、ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物の粒子径と分布状態の観察方法は、実施例において詳述する。上記成分組成の鋼より採取した再現熱サイクル試験片を再現熱サイクル試験機で融点の−１０℃以下、１４００℃以上に加熱した状態から水冷して観察用試験片とし、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で得られた画像を画像処理して求める。粒子径は粒子を円近似して各粒子の面積から求めた直径とする。（融点−１０℃）以下、１４００℃以上の温度域に加熱するという加熱条件は板厚５０ｍｍ以上の鋼板を入熱量３００ｋＪ／ｃｍで大入熱溶接した際のボンド部近傍の熱サイクルの最高加熱温度を模したものである。

0043

本発明に係る鋼材は、製造方法を限定するものではなく、例えば、以下のようにして製造する。まず溶銑を転炉で精錬して鋼とした後、ＲＨ脱ガスを行い、連続鋳造または造塊−分塊工程を経て鋼片とする。得られた鋼片を再加熱し、熱間圧延後放冷、あるいは熱間圧延後に、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−焼戻しなど所望の母材特性が得られる熱処理を施して製造する。以下、本発明の作用効果を実施例に基づいて説明する。

0044

１５０ｋｇの高周波溶解炉にて、表１に示す組成の鋼を溶製し、熱間圧延により厚さ６０ ｍｍとした後水冷した。得られた厚鋼板から、平行部１４φ×８５ｍｍ、標点間距離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、母材の強度と靭性を評価した。入熱量４００ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接で溶接継手を作製し、ボンド部の靱性を２ｍｍＶノッチシャルピー試験にて評価した。評価はｖＴｒｓ（℃）と試験温度−４０℃でのシャルピー吸収エネルギーｖＥ−４０（３本平均値）で行った。

0045

さらに、ＴｉＮおよび（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎ析出物の粒子径および個数を測定するために、母材を上記溶接条件を模して１４５０℃に再加熱した後急冷し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行った。顕微鏡の倍率を６万〜２万倍として合計５視野観察し、粒子径が０．０１〜０．１μｍとなる析出物について測定を行い、平均粒子径と観察視野１ｍｍ２当たりの個数を算出した。粒子径は粒子を円近似して各粒子の面積から求めた直径とする。

0046

表２に、母材の機械的性質と溶接継手のボンド部靱性、粒子径が０．０１〜０．１μｍとなる析出物の個数を示す。

0047

鋼Ｎｏ．１〜８は成分組成と１４５０℃に加熱された際の析出物の条件が本発明範囲内となる本発明例で、降伏強さ（ＹＰ）が４６０Ｎ／ｍｍ２以上でシャルピー破面遷移温度も‐６０℃以下と優れた母材特性を有している。また、溶接継手ボンド部のシャルピー破面遷移温度も−３０℃以下であり、かつ、−４０℃におけるシャルピー吸収エネルギーが１００Ｊ以上であり、溶接熱影響部靱性にも優れている。
一方、鋼Ｎｏ．９〜２３は成分組成および／または１４５０℃に加熱された際の析出物の条件が本発明範囲外となる比較例で、本発明例と比較して、上記いずれか１つ以上の特性が劣っている。

0048

0049