JP3782645B2 - 超大入熱溶接用高張力鋼 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は高層建築等のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、あるいは、造船・橋梁等で適用されるエレクトロガス溶接などの超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）靭性に優れた溶接用高張力鋼に関するものである。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば７５０〜１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靭性を有するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してきた。このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際に、高能率で溶接することが必要であり、極厚鋼板を１パスで溶接できるエレクトロスラグ溶接が広く適用されるようになってきている。また、造船・橋梁分野においても板厚が２５ｍｍ程度以上の鋼板を１パスで溶接するエレクトロガス溶接が広く適用されるようになってきた。典型的な入熱の範囲は２００〜１５００ｋＪ／ｃｍであり、このような超大入熱溶接ではサブマージアーク溶接などの大入熱溶接（入熱は２００ｋＪ／ｃｍ未満）とは異なり、溶接融合線（ＦＬ）付近やＨＡＺが受ける熱履歴において１３５０℃以上の高温滞留時間が極めて長くなり（超大入熱溶接では大入熱溶接の数倍〜数十倍長時間滞留する）、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの靭性を確保することが困難であった。最近の大地震を契機として建築構造物の信頼性確保が急務の課題であり、このような超大入熱溶接ＨＡＺ部の靭性向上を達成することは極めて重要な課題である。
【０００３】
従来から大入熱溶接ＨＡＺ部の靭性向上に関しては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記の通り、超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受ける熱履歴、特に、１３５０℃以上における滞留時間が大きく異なるために、大入熱溶接ＨＡＺ靭性向上技術を単純に本発明の対象分野に適用することはできない。
【０００４】
従来の大入熱溶接ＨＡＺ靭性向上は大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであった。その一つは鋼中粒子によるピン止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技術であり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変態利用による有効結晶粒微細化技術である。
【０００５】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号には、各種の鋼中窒化物・炭化物についてオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制する技術が開示されている。
【０００６】
特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）を０．００３〜０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術が開示されている。これは、ＲＥＭが硫・酸化物を形成して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止する作用を有するためである。
【０００７】
特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０3 〜１×１０7 個／ｍｍ3 のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼では、入熱が１００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ内でこれら粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。
【０００８】
特開平２−２５４１１８号公報には、ＴｉとＳを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ靭性の向上が図れる技術が開示されている。
【０００９】
特開昭６１−２５３３４４号公報には、Ａｌを０．００５〜０．０８％、Ｂを０．０００３〜０．００５０％含み、さらに、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭのうち少なくとも１種以上を０．０３％以下含む鋼は大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これからフェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靭性が向上する技術が開示されている。
【００１０】
特開平９−１５７７８７号公報には、Ｍｇ含有酸化物を１平方ｍｍあたり４０，０００〜１００，０００個含み、且つ、粒子径が０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有酸化物とＭｎＳからなる複合体を１平方ｍｍあたり２０〜４００個含む鋼では、オーステナイト粒成長抑制と粒内フェライト変態促進により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。
【００１１】
特開平１１−２８６７４３号公報には、粒子径が０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ、Ｓ）の２種以上を含む鋼では、これらの微細粒子によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号に開示されている技術はＴｉＮをはじめとする窒化物を利用してオーステナイト粒成長抑制を図るものであり、大入熱溶接では効果が発揮されるが、本発明が対象とする超大入熱溶接では１３５０℃以上の滞留時間が極めて長いために、ほとんどのＴｉＮは固溶し、粒成長抑制の効果を失う。従って、この技術を本発明が目的とする超大入熱溶接ＨＡＺの靭性には適用できない。
【００１３】
特開昭６０−１８４６６３号公報に開示された技術はＲＥＭの硫化・ 酸化物を利用して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。硫化・酸化物は窒化物に比べて１３５０℃以上の高温における安定性は高いので、粒成長抑制効果は維持される。しかしながら、硫・酸化物を微細に分散させることは困難である。硫・酸化物の個数密度が低いために、個々の粒子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度があり、これだけで靭性向上をはかることはできない。
【００１４】
特開昭６０−２４５７６８号公報に記載された技術はＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ靭性を向上させるものであり、Ｔｉ酸化物の高温安定性を考慮すると超大入熱溶接においてもその効果は維持される。しかしながら、粒内変態核から生成するフェライトの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。従って、超大入熱溶接でオーステナイト粒が粗大化する場合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化することには限度がある。
【００１５】
特開平２−２５４１１８号公報に開示された技術は、ＴｉＮ−ＭｎＳ複合析出物からフェライトを変態させるものであり、大入熱溶接のように１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合には効果を発揮するが、エレクトロスラグあるいはエレクトロガス溶接のような超大入熱溶接においては１３５０℃以上の滞留時間が長く、この間に多くのＴｉＮは固溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その効果が十分には発揮できない。
【００１６】
特開昭６１−２５３３４４号公報に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮ上にＢＮを形成し、これからフェライトを生成させることによりＨＡＺ組織を微細化するものであり、超大入熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしながら、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは困難であり、しかもＴｉＮは固溶してフェライト変態だけでは超大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上には限度がある。
【００１７】
特開平９−１５７７８７号公報に開示された技術は本発明者らによるものであり、０．０１〜０．２０μｍの微細なＭｇ含有酸化物によるオーステナイト粒成長抑制と０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有酸化物とＭｎＳからなる複合体による粒内フェライト変態促進により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる。しかしながら、Ｔｉ含有酸化物の生成にはＡｌ量を０．００５％以下に抑制する必要があり、従来のＡｌ添加鋼の利点を損なう。すなわち、従来のＡｌ量が０．０１０〜０．５％程度のＡｌ脱酸鋼においては、鋼中のＡｌによる酸化発熱を利用することで溶鋼温度を容易に制御することができ、安価かつ安定な鋼の量産を可能にしてきた。Ａｌ添加量を０．００５％程度以下に制限すると、溶鋼加熱装置による加熱等の、Ａｌの酸化発熱による溶鋼温度制御を代替する手段が必要となる。溶鋼中のＡｌは大気中の酸素による溶鋼汚染防止の役割も有し、また、Ａｌは窒化物を形成することで材質確保に有効であることも広く知られており、Ａｌ量の０．００５％以下への低減はこれらのＡｌ添加の利点を損なうことが課題として残る。
【００１８】
特開平１１−２８６７４３号公報に開示された技術も本発明者らによるものであり、０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ、Ｓ）の２種以上を含む鋼では、これらの微細粒子によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる。しかしながら、微細なＭｇＯの生成にはＡｌ量を０．０１％以下に抑制する必要があり、やはり、上述したＡｌ添加の利点を損なうことが課題として残る。
【００１９】
本発明は高層建築物のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、造船・橋梁等で適用されるエレクトロガス溶接などの入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性に優れた溶接用高張力鋼をＡｌ添加鋼を前提に提供することにある。
【００２０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上にはＨＡＺ組織の微細化が必須であり、これはＨＡＺのオーステナイト粒成長を著しく抑制することにより可能であること、さらに、Ａｌ添加鋼を前提として、微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子が１３５０℃以上の高温で極めて安定であり、かつ微細分散が可能であることを新規に知見した。この新規知見によりＨＡＺのオーステナイト粒成長を著しく抑制し得ること、その結果、超大入熱ＨＡＺ靭性を大きく向上できることを知見して本発明を成した。
【００２１】
本発明の要旨は次の通りである。
（１）重量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２５、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．２≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
０．００２≦Ｓ≦０．０２、
０．０１５＜Ａｌ≦０．５、
０．０００５≦Ｍｇ≦０．００５、
を含有し、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０5 〜１．０×１０7 個含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であることを特徴とする超大入熱溶接用高張力鋼。
（２）更に母材強度上昇元素群を、重量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載の超大入熱溶接用高張力鋼にある。
【００２２】
また、本発明で言うところの「溶接用高張力鋼」とは、例えば、ＪＩＳ Ｇ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」、ＪＩＳ Ｇ３１１５「圧力容器用鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１１８「中・常温圧力容器用炭素鋼鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２４「中・常温圧力容器用高強度鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２６「低温用圧力容器用炭素鋼鋼板」、及び、ＪＩＳ Ｇ３１２８「溶接構造用高降伏点鋼板」に相当するものである。
【００２３】
【発明の実施の形態】
このような超大入熱溶接用高張力鋼を、大量の製造実績があり優れた量産プロセスであるＡｌ脱酸を前提に製造する。
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靭性の関係に関する詳細な調査・研究を実施した結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御または靭性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性は限られたものであり、靭性向上にはＨＡＺのオーステナイト粒を著しく微細化する必要があるとの結論に達した。
【００２４】
まず、オーステナイト粒の微細化には鋼中粒子によるピン止め効果を利用することが有効であるが、窒化物の中で最も熱的に安定であるとされるＴｉＮでも１３５０℃以上に長時間加熱されるとほとんどが溶解し、ピン止め効果を失うために、超大入熱溶接への適用には限度がある。従って、高温で安定である粒子の利用が必須となる。しかしながら、従来技術のＲＥＭあるいはＣａ酸化物（酸化・硫化物も含む）では、超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化抑制に十分な程度にこれら酸化物を鋼中に微細分散させることは極めて困難である。
【００２５】
本発明者らは、これまでに各種の粒子について比較検討した結果、微細なＭｇ含有酸化物が有効であることをすでに知見している。しかしながら、これらの微細酸化物を鋼中に多量に生成させるには、鋼中のＡｌ量を例えば０．００５％程度以下に抑制する必要があり、先に述べたようにＡｌ添加の利点を損なう。
【００２６】
本発明者らはＡｌ脱酸鋼を前提に各種の粒子について比較検討した結果、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子が高温で安定で、しかも微細分散に適した粒子であることを新規に知見した。ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する粒子は主に０．１μｍ以下のものであるが、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌ添加量などを制御することにより、微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを鋼中に多量に微細分散させることが可能である。
【００２７】
従来よりＡｌ脱酸鋼には０．２〜２％程度のＭｎおよび０．００２〜０．０２％程度のＳは添加されており、ＭｎＳを形成することは広く知られている。このＭｎＳは高温で不安定であり溶解してしまうため、オーステナイト粒微細化粒子にはなり得なかった。しかしながら、ＭｎＳ中のＭｎのいくつかがＭｇに置き換わったと考えられる（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓでは、ＭｎＳとはその性質が全く異なり、高温で極めて安定であり、しかも容易に微細分散することができる。（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓが高温で安定でありしかも微細分散しやすい理由は現在の所不明である。
【００２８】
単に鋼中にＭｇを添加しただけでは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓはほとんど生成しない。その理由はＭｇが強脱酸元素であり酸化物となってしまうことにある。Ｍｇは蒸気圧が高く、多量に添加しても溶鋼中に歩留りにくい元素である。このため、０．０００５〜０．００５％程度の微量のＭｇが酸化物として消費されてしまうのを防ぎ、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成させることは極めて重要となる。図１にＭｎ、Ｍｇ、Ｓ添加量が本発明範囲内の鋼における、０．００５〜０．５μｍの大きさの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数に及ぼすＡｌ添加量の影響を示す。Ａｌ添加量が０．０１５％未満では（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数は少ない。この時のＭｇは主にＭｇＡｌ2 Ｏ4 あるいはＭｇＯとして酸化物として存在する。一方、Ａｌ添加量が０．０１５％以上では、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が顕著に増加し、酸化物はＡｌ2 Ｏ3 主体でＭｇの多くは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓとして存在する。すなわち、０．０１５％以上のＡｌ添加により微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を多数生成させることができる。
【００２９】
本発明では、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの粒子径を０．００５〜０．５μｍに限定した。０．００５μｍ未満ではオーステナイト粒成長抑制効果が小さくなる。また、０．５μｍ超ではこれらの粒子や粒子と地鉄との界面が破壊起点となる確率が高くなり靭性を低下させる。０．００５〜０．５μｍのサイズの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が１平方ｍｍあたり１．０×１０5 個以上の場合にオーステナイト粒成長抑制効果が顕著となり、１．０×１０7 個を超えると鋼の延性を低下させるので、（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数を１平方ｍｍあたり１．０×１０5 〜１．０×１０7 個に制限した。
【００３０】
粒子個数の測定方法は、鋼板から抽出レプリカを作成し、特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）付きの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、０．００５〜０．５μｍの大きさの粒子個数を、少なくとも１０００μｍ2 以上の面積につき測定し、単位面積当たりの個数に換算する。例えば、２万倍の倍率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍとして観察した場合、１視野あたりの観察面積は２０μｍ2 であるから少なくとも５０視野につき観察を行う。この時の０．００５〜０．５μｍの粒子の個数が５０視野（１０００μｍ2 ）で２００個であれば、粒子個数は１平方ｍｍあたり２×１０5 個と換算できる。
【００３１】
次に、個数を測定した粒子のうち、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子がどれだけ存在したかを測定するが、粒子個数は最低でも１００個以上、多い場合には１００００個以上となるため全粒子を逐一同定することは大変な作業となる。このため、少なくとも５０個以上の粒子について下記の条件にて（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを同定しその存在割合を求め、先に求めた粒子個数に（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの存在割合をかけることで（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの個数を求める。例えば、上述した粒子個数、１平方ｍｍあたり２×１０5 個に対し、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの存在割合が９０％であった場合には（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの個数は１平方ｍｍあたり１．８×１０5 個であるとする。
【００３２】
次に（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの同定方法について述べる。本発明では（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ中のＭｎとＭｇの割合を重量％で６０％≦Ｍｎ≦９５％、５％≦Ｍｇ≦４０％に限定する。Ｍｎ、Ｍｇ以外の元素が検出されても、Ｍｎ、Ｍｇを主体とする硫化物であれば本発明のオーステナイト粒微細化効果を発揮するものと考えられる。また、粒子中から微量のＯが検出される場合があるが、ＳとＯの割合が重量％にて９５％≦Ｓであり、含まれているＯが５％未満と微量であれば（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓであるとみなす。尚、ＳとＯの割合が重量％にて９５％≦Ｓであり、含まれているＯが５％未満であっても、粒子が明らかにＭｎＳとＭｇＯの複合体であると同定できる場合には、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓとはみなさない。ＭｎとＭｇの割合およびＳとＯの割合は、ＥＤＸにて定量して求める。この定量時に使用する電子ビーム径は０．００１〜０．０２μｍ、ＴＥＭ観察倍率は５万〜１００万倍とし、微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子内の任意の位置を定量する。
【００３３】
鋼板から抽出レプリカを作成した場合に、０．００５〜０．５μｍのサイズの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ以外の析出物、例えばセメンタイトや合金炭窒化物などが多数生成して（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数を測定しにくい場合には、１４００℃にて６０秒程度保持して（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ以外の粒子を固溶させ、その後急冷してセメンタイトや合金炭窒化物が少ないサンプルを作成し、これから抽出レプリカを作成すると良い。
【００３４】
上記のようなサイズおよび個数の粒子を鋼中に分散させるためには、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、およびＡｌの含有量を下記のとおり限定することが望ましい。
Ｍｎは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを構成する元素であるため本発明に必須の元素である。Ｍｎは０．２％以上添加することで微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの多量分散が可能となるので０．２％を下限とした。Ｍｎが２．０％を超えると（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓが粗大化しやすくなりＨＡＺ靭性向上効果が小さくなるため２．０％を上限とした。
【００３５】
Ｍｇは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの生成に必須の元素である。０．０００５％未満では必要な個数の（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を得ることはできない。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００１５％以上の添加がより好ましい。０．００５％超の添加はＭｇが酸化物を生成するため（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ量が飽和しＨＡＺ靭性向上効果も飽和する上、経済性を損なうのでその上限値を０．００５％とした。
【００３６】
Ｓは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成させるために必須の元素である。０．００２％未満では（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの量が不十分であるので、下限を０．００２％とした。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００３％以上の添加がより好ましい。０．０２％超含有すると、粗大な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓが生成して超大入熱溶接ＨＡＺのγ粒細粒化効果が得られないため上限値を０．０２％とした。
【００３７】
ＡｌはＭｇが酸化物を生成することを抑制し、Ｍｇが（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成するために必須の元素であり、０．０１５％以上の添加が必要である。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を生成させるためには、０．０２％以上のＡｌ添加がより好ましい。０．５％を超えて含有すると、固溶ＡｌによるＨＡＺ脆化が起るため（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向上効果が得られない。従って、上限を０．５％とした。
【００３８】
ＨＡＺ靭性はオーステナイト粒微細化と粒内組織微細化だけではなく、合金元素により大きく変化する。また、母材の強度確保のためにも適正な合金元素を含有させる場合があるので、以下の理由により合金元素の添加量を限定した。
【００３９】
Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので０．０４％を下限とした。逆に、Ｃを多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトや島状マルテンサイトを増加させるため、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向上効果が得られない。０．２５％を超えると靭性低下が顕著となるので、これを上限値とした。
【００４０】
Ｓｉは母材強度上昇に有効な元素である。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡＺ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さらに、フェライト地を硬化させるので、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向上効果が得られない。従って、上限を０．５％とした。
【００４１】
Ｐは粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有すると（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても靭性低下が顕著となるので０．０２％を上限とする。
【００４２】
さらに、母材強度上昇に効果のある選択元素の限定範囲を以下の理由で決定した。
Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることにより著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。逆に、１．５％超含有すると母材やＨＡＺの脆化が顕著となるので上限値を１．５％とした。
【００４３】
Ｎｉは焼入れ性を上昇させることにより母材強度上昇に効果を有し、さらに、靭性を向上させる。０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．０５％とした。Ｎｉは高価な元素であり、２．０％超含有すると経済性を損なうため上限値を２．０％とした。
【００４４】
Ｃｒは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を１．０％とした。
【００４５】
Ｍｏは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を１．０％とした。
【００４６】
Ｎｂは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有するとＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の析出が顕著となり、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．０５％とした。
【００４７】
Ｖは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となり、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．１％とした。
【００４８】
Ｔｉは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０２５％超含有すると粗大なＴｉＮを生成しこれが破壊の発生起点となるため、（Ｍｎ, Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．０２５％とした。
【００４９】
Ｂは制御冷却および焼入れ熱処理を施す場合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。０．０００４％未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下限値を０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含有すると粗大なＢ窒化物や炭硼化物を析出してこれが破壊の起点となるために、（Ｍｎ, Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．００４％とした。
【００５０】
本発明では微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓを生成させることが必要であり、このためにＭｎ、Ｍｇ以外の硫化物形成元素は極力下げることが望ましい。代表的な元素はＣａおよびＲＥＭであり、これらは０．０００５％以下とすることが望ましい。
【００５１】
本発明では鋼中酸素量については特に制限しない。０．０１５〜０．５％のＡｌ添加鋼では鋼中酸素量は０．０００３〜０．００４０％程度となるが、この範囲内の酸素量であれば本発明の細粒化効果を損なうことはない。
本発明では鋼中窒素量については特に制限しない。通常の０．００１０〜０．０１０％程度の窒素量であれば本発明の細粒化効果を損なうことはない。
本発明によるＨＡＺ靭性向上効果は超大入熱溶接ばかりでなく、大入熱溶接（例えば、１００〜２００未満ｋＪ／ｃｍ程度）でも有効である。
なお、本発明では鋼中に通常不可避的に含有される不純物元素は許容できる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ等が不純物として混入しても本発明の性質を損なうことはない。例えば、Ｃｕ、Ｎｉは０．０５％未満、Ｃｒ、およびＭｏは０．０２％未満、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは０．００５％未満、Ｂは０．０００４％未満まで不純物として含有されていても特に悪影響を及ぼさない。
【００５２】
鋼の溶製方法は、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼Ｏ濃度を０．０１％以下、溶鋼Ｓ濃度を０．０２％以下とした状態で、適量のＭｎ、Ｍｇ、およびＡｌを添加することにより溶鋼中に微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓを生成できる。この溶鋼を連続鋳造により鋳造することにより鋼中に（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの微細粒子を含有させることができる。鋼の製造方法は、（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓが所定量存在すれば良いので、鋳造後の加熱、圧延、熱処理条件は母鋼材の機械的性質に応じて適宜選定すればよい。
【００５３】
【実施例】
以下に本発明の実施例を示す。転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０〜４００ｍｍのスラブを製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡＺ靭性は鋼材の炭素等量にも大きく依存するので、本発明の効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分でＭｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌのみを変えた鋼を溶製して比較した。
【００５４】
表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械的性質を示す。同表に示すとおり、制御圧延・制御冷却法、焼入れ・焼戻し法、直接焼入れ・焼戻し法、および直接焼入れ・二相域熱処理・焼戻し法により鋼板を製造した。板厚は４０〜１００ｍｍとした。図２に示すエレクトロガス溶接及び図３に示すエレクトロスラグ溶接により溶接試験体を作成した。板厚を３５ｍｍにそろえて、入熱が３１０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接を実施した。ここで、溶接の電流を６１０Ａ、電圧を３５Ｖ、速度を４．１ｃｍ／分とした。同図に示すように、溶接融合線（ＦＬ）および溶接融合線から３ｍｍ（ＨＡＺ３）の位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー衝撃試験片を採取した。また、エレクトロスラグ溶接の電流は３８０Ａ、電圧は４６Ｖ、速度は１．１４ｃｍ／分とした。入熱は９２０ｋＪ／ｃｍである。エレクトロスラグ溶接と同じノッチ位置となるようにシャルピー衝撃試験片を採取した。衝撃試験は−５℃で行い、３本繰り返しの平均値で靭性を評価した。結果を表３に示す。また、エレクトロスラグ溶接部ＦＬ直近のＨＡＺのミクロ組織観察を実施しγ粒径を測定し、さらに、０．００５〜０．５μｍの粒子径の（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの粒子個数を上記の方法に従って測定した結果を表３に併せて示す。
【００５５】
表３から明らかなとおり、本発明鋼は（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの粒子個数が多く、エレクトロスラグ溶接ＨＡＺのγ粒径が小さい。その結果、超大入熱溶接ＨＡＺの靭性が高い。同様に、エレクトロガス溶接でも本発明鋼のＨＡＺ靭性向上が明らかである。これに対して、比較鋼９、１０、１８、２０、２４、２６、２８ではＭｎ、Ｓ、Ａｌ添加量は適正であるもののＭｇ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼５、１６、２２ではＭｎ、Ｍｇ、Ａｌ添加量は適正であるもののＳ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼６ではＳ添加量が本発明範囲より高いため微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼７、８ではＭｎ、Ｍｇ、Ｓ添加量は適正であるもののＡｌ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼１５ではＭｇ、Ｓ、Ａｌ添加量は適正であるもののＭｎ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。
【００５６】
【表１】
【００５７】
【表２】
【００５８】
【表３】
【００５９】
【発明の効果】
以上説明したとおり、本発明鋼ではＡｌ脱酸鋼において鋼中に（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの粒子を微細分散させることにより入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接のＦＬ及びＨＡＺのγ粒成長抑制作用によりＨＡＺの有効結晶粒が微細化され、ＨＡＺ靭性を顕著に向上させることができ、本発明を超大入熱溶接が適用される構造物に適用することにより、極めて信頼性の高い溶接構造物を製造することが可能である。
従って、本発明は工業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】０．００５〜０．５μｍの大きさの（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数に及ぼすＡｌ添加量の影響を示す図である。
【図２】エレクトロガス溶接の条件を示す図である。
【図３】エレクトロスラグ溶接の条件を示す図である。
【符号の説明】
１ シャルピー試験片
２ シャルピー試験片のノッチ位置 ： ＦＬ
３ シャルピー試験片のノッチ位置 ： ＨＡＺ３ｍｍ
【発明の属する技術分野】
本発明は高層建築等のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、あるいは、造船・橋梁等で適用されるエレクトロガス溶接などの超大入熱溶接における熱影響部（以下、ＨＡＺと称する）靭性に優れた溶接用高張力鋼に関するものである。特に、入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上で、例えば７５０〜１５００ｋＪ／ｃｍ程度でも優れたＨＡＺ靭性を有するものである。
【０００２】
【従来の技術】
最近の建築構造物の高層化に伴い、鋼製柱が大型化し、これに使用される鋼材の板厚も増してきた。このような大型の鋼製柱を溶接で組み立てる際に、高能率で溶接することが必要であり、極厚鋼板を１パスで溶接できるエレクトロスラグ溶接が広く適用されるようになってきている。また、造船・橋梁分野においても板厚が２５ｍｍ程度以上の鋼板を１パスで溶接するエレクトロガス溶接が広く適用されるようになってきた。典型的な入熱の範囲は２００〜１５００ｋＪ／ｃｍであり、このような超大入熱溶接ではサブマージアーク溶接などの大入熱溶接（入熱は２００ｋＪ／ｃｍ未満）とは異なり、溶接融合線（ＦＬ）付近やＨＡＺが受ける熱履歴において１３５０℃以上の高温滞留時間が極めて長くなり（超大入熱溶接では大入熱溶接の数倍〜数十倍長時間滞留する）、オーステナイト粒の粗大化が極めて顕著であり、ＨＡＺの靭性を確保することが困難であった。最近の大地震を契機として建築構造物の信頼性確保が急務の課題であり、このような超大入熱溶接ＨＡＺ部の靭性向上を達成することは極めて重要な課題である。
【０００３】
従来から大入熱溶接ＨＡＺ部の靭性向上に関しては以下に示すように多くの知見・技術があるが、上記の通り、超大入熱溶接と大入熱溶接とではＨＡＺが受ける熱履歴、特に、１３５０℃以上における滞留時間が大きく異なるために、大入熱溶接ＨＡＺ靭性向上技術を単純に本発明の対象分野に適用することはできない。
【０００４】
従来の大入熱溶接ＨＡＺ靭性向上は大きく分類すると主に二つの基本技術に基づいたものであった。その一つは鋼中粒子によるピン止め効果を利用したオーステナイト粒粗大化防止技術であり、他の一つはオーステナイト粒内フェライト変態利用による有効結晶粒微細化技術である。
【０００５】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号には、各種の鋼中窒化物・炭化物についてオーステナイト粒成長抑制効果を検討し、Ｔｉを添加した鋼ではＴｉＮの微細粒子が鋼中に生成し、大入熱溶接ＨＡＺにおけるオーステナイト粒成長を効果的に抑制する技術が開示されている。
【０００６】
特開昭６０−１８４６６３号公報には、Ａｌを０．０４〜０．１０％、Ｔｉを０．００２〜０．０２％、さらに、希土類元素（ＲＥＭ）を０．００３〜０．０５％含有する鋼において、入熱が１５０ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上させる技術が開示されている。これは、ＲＥＭが硫・酸化物を形成して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止する作用を有するためである。
【０００７】
特開昭６０−２４５７６８号公報には、粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０3 〜１×１０7 個／ｍｍ3 のＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかを含有する鋼では、入熱が１００ｋＪ／ｃｍの大入熱溶接ＨＡＺ内でこれら粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織が微細化してＨＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。
【０００８】
特開平２−２５４１１８号公報には、ＴｉとＳを適量含有する鋼において大入熱溶接ＨＡＺ組織中にＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核として粒内フェライトが生成し、ＨＡＺ組織を微細化することによりＨＡＺ靭性の向上が図れる技術が開示されている。
【０００９】
特開昭６１−２５３３４４号公報には、Ａｌを０．００５〜０．０８％、Ｂを０．０００３〜０．００５０％含み、さらに、Ｔｉ、Ｃａ、ＲＥＭのうち少なくとも１種以上を０．０３％以下含む鋼は大入熱溶接ＨＡＺで未溶解のＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮを起点として冷却過程でＢＮを形成し、これからフェライトが生成することにより大入熱ＨＡＺ靭性が向上する技術が開示されている。
【００１０】
特開平９−１５７７８７号公報には、Ｍｇ含有酸化物を１平方ｍｍあたり４０，０００〜１００，０００個含み、且つ、粒子径が０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有酸化物とＭｎＳからなる複合体を１平方ｍｍあたり２０〜４００個含む鋼では、オーステナイト粒成長抑制と粒内フェライト変態促進により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。
【００１１】
特開平１１−２８６７４３号公報には、粒子径が０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ、Ｓ）の２種以上を含む鋼では、これらの微細粒子によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる技術が開示されている。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
「鉄と鋼」、第６１年（１９７５）第１１号に開示されている技術はＴｉＮをはじめとする窒化物を利用してオーステナイト粒成長抑制を図るものであり、大入熱溶接では効果が発揮されるが、本発明が対象とする超大入熱溶接では１３５０℃以上の滞留時間が極めて長いために、ほとんどのＴｉＮは固溶し、粒成長抑制の効果を失う。従って、この技術を本発明が目的とする超大入熱溶接ＨＡＺの靭性には適用できない。
【００１３】
特開昭６０−１８４６６３号公報に開示された技術はＲＥＭの硫化・ 酸化物を利用して大入熱溶接時にＨＡＺ部の粗粒化を防止するものである。硫化・酸化物は窒化物に比べて１３５０℃以上の高温における安定性は高いので、粒成長抑制効果は維持される。しかしながら、硫・酸化物を微細に分散させることは困難である。硫・酸化物の個数密度が低いために、個々の粒子のピン止め効果は維持されるとしても超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒径を小さくすることには限度があり、これだけで靭性向上をはかることはできない。
【００１４】
特開昭６０−２４５７６８号公報に記載された技術はＴｉ酸化物、あるいはＴｉ酸化物とＴｉ窒化物との複合体のいずれかの粒子がフェライト変態核として作用することによりＨＡＺ組織を微細化させてＨＡＺ靭性を向上させるものであり、Ｔｉ酸化物の高温安定性を考慮すると超大入熱溶接においてもその効果は維持される。しかしながら、粒内変態核から生成するフェライトの結晶方位は全くランダムというわけではなく、母相オーステナイトの結晶方位の影響を受ける。従って、超大入熱溶接でオーステナイト粒が粗大化する場合には粒内変態だけでＨＡＺ組織を微細化することには限度がある。
【００１５】
特開平２−２５４１１８号公報に開示された技術は、ＴｉＮ−ＭｎＳ複合析出物からフェライトを変態させるものであり、大入熱溶接のように１３５０℃以上の滞留時間が比較的短い場合には効果を発揮するが、エレクトロスラグあるいはエレクトロガス溶接のような超大入熱溶接においては１３５０℃以上の滞留時間が長く、この間に多くのＴｉＮは固溶してしまうためにフェライト変態核が消失し、その効果が十分には発揮できない。
【００１６】
特開昭６１−２５３３４４号公報に開示された技術は、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物あるいはＴｉＮ上にＢＮを形成し、これからフェライトを生成させることによりＨＡＺ組織を微細化するものであり、超大入熱溶接においても同様な効果は期待できる。しかしながら、ＲＥＭ・Ｃａの酸化・硫化物の個数を増加させることは困難であり、しかもＴｉＮは固溶してフェライト変態だけでは超大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上には限度がある。
【００１７】
特開平９−１５７７８７号公報に開示された技術は本発明者らによるものであり、０．０１〜０．２０μｍの微細なＭｇ含有酸化物によるオーステナイト粒成長抑制と０．２０〜５．０μｍのＴｉ含有酸化物とＭｎＳからなる複合体による粒内フェライト変態促進により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる。しかしながら、Ｔｉ含有酸化物の生成にはＡｌ量を０．００５％以下に抑制する必要があり、従来のＡｌ添加鋼の利点を損なう。すなわち、従来のＡｌ量が０．０１０〜０．５％程度のＡｌ脱酸鋼においては、鋼中のＡｌによる酸化発熱を利用することで溶鋼温度を容易に制御することができ、安価かつ安定な鋼の量産を可能にしてきた。Ａｌ添加量を０．００５％程度以下に制限すると、溶鋼加熱装置による加熱等の、Ａｌの酸化発熱による溶鋼温度制御を代替する手段が必要となる。溶鋼中のＡｌは大気中の酸素による溶鋼汚染防止の役割も有し、また、Ａｌは窒化物を形成することで材質確保に有効であることも広く知られており、Ａｌ量の０．００５％以下への低減はこれらのＡｌ添加の利点を損なうことが課題として残る。
【００１８】
特開平１１−２８６７４３号公報に開示された技術も本発明者らによるものであり、０．００５〜０．５μｍのＭｇＯ、ＭｇＳ、Ｍｇ（Ｏ、Ｓ）の２種以上を含む鋼では、これらの微細粒子によるオーステナイト粒成長抑制により超大入熱溶接ＨＡＺ靭性を向上できる。しかしながら、微細なＭｇＯの生成にはＡｌ量を０．０１％以下に抑制する必要があり、やはり、上述したＡｌ添加の利点を損なうことが課題として残る。
【００１９】
本発明は高層建築物のボックス柱の組み立てで適用されるエレクトロスラグ溶接、造船・橋梁等で適用されるエレクトロガス溶接などの入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性に優れた溶接用高張力鋼をＡｌ添加鋼を前提に提供することにある。
【００２０】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの靭性向上にはＨＡＺ組織の微細化が必須であり、これはＨＡＺのオーステナイト粒成長を著しく抑制することにより可能であること、さらに、Ａｌ添加鋼を前提として、微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子が１３５０℃以上の高温で極めて安定であり、かつ微細分散が可能であることを新規に知見した。この新規知見によりＨＡＺのオーステナイト粒成長を著しく抑制し得ること、その結果、超大入熱ＨＡＺ靭性を大きく向上できることを知見して本発明を成した。
【００２１】
本発明の要旨は次の通りである。
（１）重量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２５、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．２≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
０．００２≦Ｓ≦０．０２、
０．０１５＜Ａｌ≦０．５、
０．０００５≦Ｍｇ≦０．００５、
を含有し、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０5 〜１．０×１０7 個含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であることを特徴とする超大入熱溶接用高張力鋼。
（２）更に母材強度上昇元素群を、重量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４、
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載の超大入熱溶接用高張力鋼にある。
【００２２】
また、本発明で言うところの「溶接用高張力鋼」とは、例えば、ＪＩＳ Ｇ３１０６「溶接構造用圧延鋼材」、ＪＩＳ Ｇ３１１５「圧力容器用鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１１８「中・常温圧力容器用炭素鋼鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２４「中・常温圧力容器用高強度鋼板」、ＪＩＳ Ｇ３１２６「低温用圧力容器用炭素鋼鋼板」、及び、ＪＩＳ Ｇ３１２８「溶接構造用高降伏点鋼板」に相当するものである。
【００２３】
【発明の実施の形態】
このような超大入熱溶接用高張力鋼を、大量の製造実績があり優れた量産プロセスであるＡｌ脱酸を前提に製造する。
本発明者らは、超大入熱溶接ＨＡＺの組織と靭性の関係に関する詳細な調査・研究を実施した結果、従来の大入熱溶接ＨＡＺの組織制御または靭性向上法をそのまま適用しても、超大入熱溶接ＨＡＺ靭性は限られたものであり、靭性向上にはＨＡＺのオーステナイト粒を著しく微細化する必要があるとの結論に達した。
【００２４】
まず、オーステナイト粒の微細化には鋼中粒子によるピン止め効果を利用することが有効であるが、窒化物の中で最も熱的に安定であるとされるＴｉＮでも１３５０℃以上に長時間加熱されるとほとんどが溶解し、ピン止め効果を失うために、超大入熱溶接への適用には限度がある。従って、高温で安定である粒子の利用が必須となる。しかしながら、従来技術のＲＥＭあるいはＣａ酸化物（酸化・硫化物も含む）では、超大入熱溶接ＨＡＺのオーステナイト粒粗大化抑制に十分な程度にこれら酸化物を鋼中に微細分散させることは極めて困難である。
【００２５】
本発明者らは、これまでに各種の粒子について比較検討した結果、微細なＭｇ含有酸化物が有効であることをすでに知見している。しかしながら、これらの微細酸化物を鋼中に多量に生成させるには、鋼中のＡｌ量を例えば０．００５％程度以下に抑制する必要があり、先に述べたようにＡｌ添加の利点を損なう。
【００２６】
本発明者らはＡｌ脱酸鋼を前提に各種の粒子について比較検討した結果、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子が高温で安定で、しかも微細分散に適した粒子であることを新規に知見した。ＨＡＺのオーステナイト粒成長抑制に効果を発揮する粒子は主に０．１μｍ以下のものであるが、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌ添加量などを制御することにより、微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを鋼中に多量に微細分散させることが可能である。
【００２７】
従来よりＡｌ脱酸鋼には０．２〜２％程度のＭｎおよび０．００２〜０．０２％程度のＳは添加されており、ＭｎＳを形成することは広く知られている。このＭｎＳは高温で不安定であり溶解してしまうため、オーステナイト粒微細化粒子にはなり得なかった。しかしながら、ＭｎＳ中のＭｎのいくつかがＭｇに置き換わったと考えられる（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓでは、ＭｎＳとはその性質が全く異なり、高温で極めて安定であり、しかも容易に微細分散することができる。（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓが高温で安定でありしかも微細分散しやすい理由は現在の所不明である。
【００２８】
単に鋼中にＭｇを添加しただけでは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓはほとんど生成しない。その理由はＭｇが強脱酸元素であり酸化物となってしまうことにある。Ｍｇは蒸気圧が高く、多量に添加しても溶鋼中に歩留りにくい元素である。このため、０．０００５〜０．００５％程度の微量のＭｇが酸化物として消費されてしまうのを防ぎ、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成させることは極めて重要となる。図１にＭｎ、Ｍｇ、Ｓ添加量が本発明範囲内の鋼における、０．００５〜０．５μｍの大きさの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数に及ぼすＡｌ添加量の影響を示す。Ａｌ添加量が０．０１５％未満では（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数は少ない。この時のＭｇは主にＭｇＡｌ2 Ｏ4 あるいはＭｇＯとして酸化物として存在する。一方、Ａｌ添加量が０．０１５％以上では、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が顕著に増加し、酸化物はＡｌ2 Ｏ3 主体でＭｇの多くは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓとして存在する。すなわち、０．０１５％以上のＡｌ添加により微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を多数生成させることができる。
【００２９】
本発明では、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの粒子径を０．００５〜０．５μｍに限定した。０．００５μｍ未満ではオーステナイト粒成長抑制効果が小さくなる。また、０．５μｍ超ではこれらの粒子や粒子と地鉄との界面が破壊起点となる確率が高くなり靭性を低下させる。０．００５〜０．５μｍのサイズの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が１平方ｍｍあたり１．０×１０5 個以上の場合にオーステナイト粒成長抑制効果が顕著となり、１．０×１０7 個を超えると鋼の延性を低下させるので、（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数を１平方ｍｍあたり１．０×１０5 〜１．０×１０7 個に制限した。
【００３０】
粒子個数の測定方法は、鋼板から抽出レプリカを作成し、特性Ｘ線検出器（ＥＤＸ）付きの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で、０．００５〜０．５μｍの大きさの粒子個数を、少なくとも１０００μｍ2 以上の面積につき測定し、単位面積当たりの個数に換算する。例えば、２万倍の倍率にて１視野を１００ｍｍ×８０ｍｍとして観察した場合、１視野あたりの観察面積は２０μｍ2 であるから少なくとも５０視野につき観察を行う。この時の０．００５〜０．５μｍの粒子の個数が５０視野（１０００μｍ2 ）で２００個であれば、粒子個数は１平方ｍｍあたり２×１０5 個と換算できる。
【００３１】
次に、個数を測定した粒子のうち、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子がどれだけ存在したかを測定するが、粒子個数は最低でも１００個以上、多い場合には１００００個以上となるため全粒子を逐一同定することは大変な作業となる。このため、少なくとも５０個以上の粒子について下記の条件にて（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを同定しその存在割合を求め、先に求めた粒子個数に（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの存在割合をかけることで（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの個数を求める。例えば、上述した粒子個数、１平方ｍｍあたり２×１０5 個に対し、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの存在割合が９０％であった場合には（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの個数は１平方ｍｍあたり１．８×１０5 個であるとする。
【００３２】
次に（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの同定方法について述べる。本発明では（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ中のＭｎとＭｇの割合を重量％で６０％≦Ｍｎ≦９５％、５％≦Ｍｇ≦４０％に限定する。Ｍｎ、Ｍｇ以外の元素が検出されても、Ｍｎ、Ｍｇを主体とする硫化物であれば本発明のオーステナイト粒微細化効果を発揮するものと考えられる。また、粒子中から微量のＯが検出される場合があるが、ＳとＯの割合が重量％にて９５％≦Ｓであり、含まれているＯが５％未満と微量であれば（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓであるとみなす。尚、ＳとＯの割合が重量％にて９５％≦Ｓであり、含まれているＯが５％未満であっても、粒子が明らかにＭｎＳとＭｇＯの複合体であると同定できる場合には、（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓとはみなさない。ＭｎとＭｇの割合およびＳとＯの割合は、ＥＤＸにて定量して求める。この定量時に使用する電子ビーム径は０．００１〜０．０２μｍ、ＴＥＭ観察倍率は５万〜１００万倍とし、微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子内の任意の位置を定量する。
【００３３】
鋼板から抽出レプリカを作成した場合に、０．００５〜０．５μｍのサイズの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ以外の析出物、例えばセメンタイトや合金炭窒化物などが多数生成して（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子の個数を測定しにくい場合には、１４００℃にて６０秒程度保持して（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ以外の粒子を固溶させ、その後急冷してセメンタイトや合金炭窒化物が少ないサンプルを作成し、これから抽出レプリカを作成すると良い。
【００３４】
上記のようなサイズおよび個数の粒子を鋼中に分散させるためには、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｓ、およびＡｌの含有量を下記のとおり限定することが望ましい。
Ｍｎは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを構成する元素であるため本発明に必須の元素である。Ｍｎは０．２％以上添加することで微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの多量分散が可能となるので０．２％を下限とした。Ｍｎが２．０％を超えると（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓが粗大化しやすくなりＨＡＺ靭性向上効果が小さくなるため２．０％を上限とした。
【００３５】
Ｍｇは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの生成に必須の元素である。０．０００５％未満では必要な個数の（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を得ることはできない。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００１５％以上の添加がより好ましい。０．００５％超の添加はＭｇが酸化物を生成するため（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ量が飽和しＨＡＺ靭性向上効果も飽和する上、経済性を損なうのでその上限値を０．００５％とした。
【００３６】
Ｓは（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成させるために必須の元素である。０．００２％未満では（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓの量が不十分であるので、下限を０．００２％とした。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を生成させるためには０．００３％以上の添加がより好ましい。０．０２％超含有すると、粗大な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓが生成して超大入熱溶接ＨＡＺのγ粒細粒化効果が得られないため上限値を０．０２％とした。
【００３７】
ＡｌはＭｇが酸化物を生成することを抑制し、Ｍｇが（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを生成するために必須の元素であり、０．０１５％以上の添加が必要である。より多量の微細な（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓ粒子を生成させるためには、０．０２％以上のＡｌ添加がより好ましい。０．５％を超えて含有すると、固溶ＡｌによるＨＡＺ脆化が起るため（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向上効果が得られない。従って、上限を０．５％とした。
【００３８】
ＨＡＺ靭性はオーステナイト粒微細化と粒内組織微細化だけではなく、合金元素により大きく変化する。また、母材の強度確保のためにも適正な合金元素を含有させる場合があるので、以下の理由により合金元素の添加量を限定した。
【００３９】
Ｃは母材の強度を上昇できる元素である。０．０４％未満では母材強度の確保が得られないので０．０４％を下限とした。逆に、Ｃを多く含有すると、脆性破壊の起点となるセメンタイトや島状マルテンサイトを増加させるため、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向上効果が得られない。０．２５％を超えると靭性低下が顕著となるので、これを上限値とした。
【００４０】
Ｓｉは母材強度上昇に有効な元素である。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、０．５％超含有すると、ＨＡＺ組織中に島状マルテンサイトが多量に生成し、さらに、フェライト地を硬化させるので、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きな靭性向上効果が得られない。従って、上限を０．５％とした。
【００４１】
Ｐは粒界脆化をもたらし、靭性に有害な元素であり、低いほうが望ましい。０．０２％超含有すると（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても靭性低下が顕著となるので０．０２％を上限とする。
【００４２】
さらに、母材強度上昇に効果のある選択元素の限定範囲を以下の理由で決定した。
Ｃｕは母材強度上昇に有効な元素であり、特に、時効熱処理により微細Ｃｕ相を析出させることにより著しい強度上昇が得られる。０．０５％未満では強度上昇が得られないので、０．０５％を下限値とした。逆に、１．５％超含有すると母材やＨＡＺの脆化が顕著となるので上限値を１．５％とした。
【００４３】
Ｎｉは焼入れ性を上昇させることにより母材強度上昇に効果を有し、さらに、靭性を向上させる。０．０５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．０５％とした。Ｎｉは高価な元素であり、２．０％超含有すると経済性を損なうため上限値を２．０％とした。
【００４４】
Ｃｒは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を１．０％とした。
【００４５】
Ｍｏは母材強度上昇に効果を有する。０．０２％未満ではこの効果が得られないので下限値を０．０２％とした。逆に、１．０％超含有するとＨＡＺに硬化組織を生成し、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を１．０％とした。
【００４６】
Ｎｂは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０５％超含有するとＨＡＺにおけるＮｂ炭窒化物の析出が顕著となり、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．０５％とした。
【００４７】
Ｖは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．１％超含有するとＨＡＺにおける炭窒化物の析出が顕著となり、（Ｍｎ，Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．１％とした。
【００４８】
Ｔｉは母材の強度上昇および細粒化に有効な元素である。０．００５％未満ではこれらの効果が得られないので下限値を０．００５％とした。逆に、０．０２５％超含有すると粗大なＴｉＮを生成しこれが破壊の発生起点となるため、（Ｍｎ, Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．０２５％とした。
【００４９】
Ｂは制御冷却および焼入れ熱処理を施す場合に特に顕著な強度上昇の効果を発揮する。０．０００４％未満の含有量では強度上昇効果が得られないので下限値を０．０００４％とした。逆に、０．００４％超含有すると粗大なＢ窒化物や炭硼化物を析出してこれが破壊の起点となるために、（Ｍｎ, Ｍｇ）ＳによってＨＡＺのオーステナイト粒を微細化しても大きなＨＡＺ靭性向上効果が得られない。従って、上限値を０．００４％とした。
【００５０】
本発明では微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓを生成させることが必要であり、このためにＭｎ、Ｍｇ以外の硫化物形成元素は極力下げることが望ましい。代表的な元素はＣａおよびＲＥＭであり、これらは０．０００５％以下とすることが望ましい。
【００５１】
本発明では鋼中酸素量については特に制限しない。０．０１５〜０．５％のＡｌ添加鋼では鋼中酸素量は０．０００３〜０．００４０％程度となるが、この範囲内の酸素量であれば本発明の細粒化効果を損なうことはない。
本発明では鋼中窒素量については特に制限しない。通常の０．００１０〜０．０１０％程度の窒素量であれば本発明の細粒化効果を損なうことはない。
本発明によるＨＡＺ靭性向上効果は超大入熱溶接ばかりでなく、大入熱溶接（例えば、１００〜２００未満ｋＪ／ｃｍ程度）でも有効である。
なお、本発明では鋼中に通常不可避的に含有される不純物元素は許容できる。Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉ等が不純物として混入しても本発明の性質を損なうことはない。例えば、Ｃｕ、Ｎｉは０．０５％未満、Ｃｒ、およびＭｏは０．０２％未満、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉは０．００５％未満、Ｂは０．０００４％未満まで不純物として含有されていても特に悪影響を及ぼさない。
【００５２】
鋼の溶製方法は、例えば溶鋼温度を１６５０℃以下として、溶鋼Ｏ濃度を０．０１％以下、溶鋼Ｓ濃度を０．０２％以下とした状態で、適量のＭｎ、Ｍｇ、およびＡｌを添加することにより溶鋼中に微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓを生成できる。この溶鋼を連続鋳造により鋳造することにより鋼中に（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの微細粒子を含有させることができる。鋼の製造方法は、（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓが所定量存在すれば良いので、鋳造後の加熱、圧延、熱処理条件は母鋼材の機械的性質に応じて適宜選定すればよい。
【００５３】
【実施例】
以下に本発明の実施例を示す。転炉により鋼を溶製し、連続鋳造により厚さが２４０〜４００ｍｍのスラブを製造した。表１に鋼材の化学成分を示す。ＨＡＺ靭性は鋼材の炭素等量にも大きく依存するので、本発明の効果を確認するために、ほぼ同一の化学成分でＭｎ、Ｍｇ、Ｓ、Ａｌのみを変えた鋼を溶製して比較した。
【００５４】
表２に鋼板の製造方法と板厚、母材の機械的性質を示す。同表に示すとおり、制御圧延・制御冷却法、焼入れ・焼戻し法、直接焼入れ・焼戻し法、および直接焼入れ・二相域熱処理・焼戻し法により鋼板を製造した。板厚は４０〜１００ｍｍとした。図２に示すエレクトロガス溶接及び図３に示すエレクトロスラグ溶接により溶接試験体を作成した。板厚を３５ｍｍにそろえて、入熱が３１０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接を実施した。ここで、溶接の電流を６１０Ａ、電圧を３５Ｖ、速度を４．１ｃｍ／分とした。同図に示すように、溶接融合線（ＦＬ）および溶接融合線から３ｍｍ（ＨＡＺ３）の位置がノッチ位置に一致するようにシャルピー衝撃試験片を採取した。また、エレクトロスラグ溶接の電流は３８０Ａ、電圧は４６Ｖ、速度は１．１４ｃｍ／分とした。入熱は９２０ｋＪ／ｃｍである。エレクトロスラグ溶接と同じノッチ位置となるようにシャルピー衝撃試験片を採取した。衝撃試験は−５℃で行い、３本繰り返しの平均値で靭性を評価した。結果を表３に示す。また、エレクトロスラグ溶接部ＦＬ直近のＨＡＺのミクロ組織観察を実施しγ粒径を測定し、さらに、０．００５〜０．５μｍの粒子径の（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの粒子個数を上記の方法に従って測定した結果を表３に併せて示す。
【００５５】
表３から明らかなとおり、本発明鋼は（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの粒子個数が多く、エレクトロスラグ溶接ＨＡＺのγ粒径が小さい。その結果、超大入熱溶接ＨＡＺの靭性が高い。同様に、エレクトロガス溶接でも本発明鋼のＨＡＺ靭性向上が明らかである。これに対して、比較鋼９、１０、１８、２０、２４、２６、２８ではＭｎ、Ｓ、Ａｌ添加量は適正であるもののＭｇ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼５、１６、２２ではＭｎ、Ｍｇ、Ａｌ添加量は適正であるもののＳ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼６ではＳ添加量が本発明範囲より高いため微細な（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼７、８ではＭｎ、Ｍｇ、Ｓ添加量は適正であるもののＡｌ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。比較鋼１５ではＭｇ、Ｓ、Ａｌ添加量は適正であるもののＭｎ添加量が本発明範囲より低いため（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数が少なくγ粒成長抑制効果は小さくＨＡＺ靭性向上効果は小さい。
【００５６】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
以上説明したとおり、本発明鋼ではＡｌ脱酸鋼において鋼中に（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓの粒子を微細分散させることにより入熱が２００ｋＪ／ｃｍ以上の超大入熱溶接のＦＬ及びＨＡＺのγ粒成長抑制作用によりＨＡＺの有効結晶粒が微細化され、ＨＡＺ靭性を顕著に向上させることができ、本発明を超大入熱溶接が適用される構造物に適用することにより、極めて信頼性の高い溶接構造物を製造することが可能である。
従って、本発明は工業上極めて効果が大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】０．００５〜０．５μｍの大きさの（Ｍｎ, Ｍｇ）Ｓ粒子の個数に及ぼすＡｌ添加量の影響を示す図である。
【図２】エレクトロガス溶接の条件を示す図である。
【図３】エレクトロスラグ溶接の条件を示す図である。
【符号の説明】
１ シャルピー試験片
２ シャルピー試験片のノッチ位置 ： ＦＬ
３ シャルピー試験片のノッチ位置 ： ＨＡＺ３ｍｍ
Claims (2)
- 重量％で、
０．０４≦Ｃ≦０．２５、
０．０２≦Ｓｉ≦０．５、
０．２≦Ｍｎ≦２．０、
Ｐ≦０．０２、
０．００２≦Ｓ≦０．０２、
０．０１５＜Ａｌ≦０．５、
０．０００５≦Ｍｇ≦０．００５、
を含有し、粒子径が０．００５〜０．５μｍの（Ｍｎ，Ｍｇ）Ｓを１平方ｍｍあたり１．０×１０5 〜１．０×１０7 個含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる鋼であることを特徴とする超大入熱溶接用高張力鋼。 - 更に母材強度上昇元素群を、重量％で、
０．０５≦Ｃｕ≦１．５、
０．０５≦Ｎｉ≦２．０、
０．０２≦Ｃｒ≦１．０、
０．０２≦Ｍｏ≦１．０、
０．００５≦Ｎｂ≦０．０５、
０．００５≦Ｖ≦０．１、
０．００５≦Ｔｉ≦０．０２５、
０．０００４≦Ｂ≦０．００４、
の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記載の超大入熱溶接用高張力鋼。
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