JP2013117055A - 大入熱溶接用鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】引張強さが５１０ＭＰａクラスで、溶接部靭性に優れ、板厚が４０ｍｍ以下で、母材の伸び特性に優れる大入熱溶接用鋼材とその製造方法を提案する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００３５〜０．００７０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、Ｃｅｑ：０．３６以下、ＡＣＲ：０〜１．０を満たす鋼素材を、Ａｒ３変態点以上８５０℃以下での累積圧下率を４０％以上、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延し、（Ａｒ３変態点−３０℃）以上の温度から１０℃／ｓ以上の冷却速度で５００〜６００℃まで加速冷却する。
【選択図】図１
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５％、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎｉ：０．１〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、Ｎ：０．００３５〜０．００７０％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５％を含有し、Ｃｅｑ：０．３６以下、ＡＣＲ：０〜１．０を満たす鋼素材を、Ａｒ３変態点以上８５０℃以下での累積圧下率を４０％以上、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延し、（Ａｒ３変態点−３０℃）以上の温度から１０℃／ｓ以上の冷却速度で５００〜６００℃まで加速冷却する。
【選択図】図１
Description
本発明は、造船や海洋構造物、建築・土木等の各種鋼構造物に使用される、引張強さＴＳが５１０ＭＰａクラスで、特に溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接に適し、かつ、板厚が４０ｍｍ以下で、母材の伸び特性に優れる溶接用鋼材とその製造方法に関するものである。
造船や海洋構造物、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構造物に仕上げられる。したがって、これらの鋼構造物には、安全性の観点から、使用される鋼材の母材特性はもちろんのこと、溶接部の靭性にも優れていることが要請されている。
近年、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や厚肉化が進行している。これに伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの、高能率で大入熱の溶接方法が適用されるようになってきている。しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部の組織が粗大化し、溶接熱影響部の靭性は低下することが知られている。
近年、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や厚肉化が進行している。これに伴い、溶接施工にはサブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの、高能率で大入熱の溶接方法が適用されるようになってきている。しかし、一般に、溶接入熱量が大きくなると、溶接熱影響部の組織が粗大化し、溶接熱影響部の靭性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靭性の低下に対しては、これまでにも多くの技術が開発されている。例えば、ＴｉＮを鋼中に微細分散させることで、オーステナイト粒の粗大化を抑制したり、フェライト変態核として利用したりする技術はすでに実用化されている。また、特許文献１には、Ｔｉの酸化物を鋼中に分散させることで溶接ボンド部と熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を改善する技術が、また、特許文献２には、Ｂを積極的に添加するとともに、ｓｏｌ．Ａｌを低減してＢＮの析出を促進させると同時に固溶Ｂを低減して溶接部の組織微細化を図り、溶接部の靭性を改善する技術が開示されている。さらに、特許文献３には、鋼中のＮ含有量を所定値以下に低く抑えながら、ＢとＮの量に応じた適量のＴｉを複合添加することでＨＡＺ靭性に優れた鋼を得る技術が、特許文献４には、ＲＥＭを添加した低Ｎ鋼において、Ｔｉを適正範囲に低減することによって大入熱溶接したときの溶接部靭性を改善する技術（原案の記載：ＣａやＲＥＭを添加して硫化物の形態を制御することによって高靭性を得る技術）が開示されている。
ところで、船舶等に用いられる溶接用鋼材としては、コンテナ船などには板厚が６０ｍｍ程度のものが、また、バラ積み船などには板厚が２５〜４０ｍｍのものが多く用いられている。両鋼材は、板厚が違っても鋼の成分組成に大きな違いはなく、同じ制御圧延で製造されている。しかし、引張試験については、板厚が６０ｍｍの鋼材は、板厚１／４の部分から採取した試験片を用いて行われるのに対して、板厚４０ｍｍ以下の鋼材は、全厚から採取した試験片を用いて行われている。そのため、板厚４０ｍｍ以下の鋼材は、制御圧延により硬質化した表層部を含んでいるため、引張強度は高いが、伸び特性が劣る結果となり、伸び基準値を満たすことが難しくなるという問題がある。
この問題に対して、母材の伸び、特に一様伸びに優れた大入熱溶接用鋼材に関する技術が開示されている。例えば、特許文献５には、主として引張強さＴＳが５９０〜７８０ＭＰａクラスの建築用の鋼材をターゲットとし、Ｃを下げてＭｎやＣｒを積極添加することで大入熱溶接熱影響部の靭性を確保するとともに、製造条件を適切に制御することで溶接熱影響部における島状マルテンサイトを２０％以下、残留オーステナイトを０．５％以下とすることで高い一様伸びが得られることが開示されている。また、特許文献６には、Ｔｉ，Ｎ、Ｃａ，ＳおよびＯの含有量を適切に制御し、大入熱溶接熱影響部の靭性を確保するとともに、母材残留オーステナイトを２〜１０％、島状マルテンサイト径を３μｍ以下とすることで、母材靭性と一様伸びとを両立できることを開示している。さらに、特許文献７には、特許文献６と同様、母材残留オーステナイトを２〜１０％、島状マルテンサイト径を３μｍ以下とすることで母材靭性と一様伸びを両立させているが、さらに、δ温度域の幅を制御することでＴｉ系炭窒化物の析出物を微細化し、大入熱溶接熱影響部の靭性を確保する技術を開示している。
特許文献５の技術は、引張強さＴＳが５９０ＭＰａ以上の鋼材を対象としているため、合金元素の積極添加により残留オーステナイトを生成させることで一様伸びの改善を図ることができる。しかし、本発明が対象とする引張強さＴＳが５１０ＭＰａクラスの鋼材では、残留オーステナイトを生成させるほど多くの合金元素を添加しないため、上記技術を利用することはできない。また、特許文献６や特許文献７の技術は、特許文献５に開示された技術のように多量に合金元素を添加することはないものの、多くの残留オーステナイトを生成させるために特殊な２段冷却工程や熱処理工程を必要としており、製造安定性や製造コスト面での課題が残る。
本発明は、従来技術が抱える上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、引張強さＴＳが５１０ＭＰａクラスで、２００Ｊ／ｃｍ以上の大入熱溶接を行っても溶接部靭性に優れ、かつ、板厚が４０ｍｍ以下で、母材の伸び特性に優れる大入熱溶接用鋼材とその製造方法を提案することにある。
発明者らは、上記課題を解決するために、先ず、２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても溶接部靭性に優れる大入熱溶接用鋼材の開発に向けて検討を行った。その結果、大入熱溶接熱影響部の靭性は、特許文献５に開示された技術を用いることで確保することとした。
この技術は、大入熱溶接した溶接熱影響部の靭性を向上させるため、硫化物の形態制御に必要なＣａを適正量添加して鋼を溶製し、凝固させる段階でＣａＳを晶出させるものであり、ＣａＳは、酸化物と比べて低温で晶出するため、微細に分散させることができる。そして、この技術で特に重要なことは、Ｃａ，Ｓの含有量および鋼中の溶存酸素量を適正範囲に制御し、ＣａＳ晶出後の固溶Ｓ量を確保すれば、晶出したＣａＳの表面上にＭｎＳが析出することを見出したところにある。ＭｎＳは、それ自身がフェライト核生成能をもっているほか、その周囲にＭｎの希薄帯を形成するため、フェライト変態を促進する作用を有する。また、ＭｎＳ上には、さらにＴｉＮやＢＮ，ＡＩＮ，ＶＮ等のフェライト生成核が析出するため、よりフェライト変態が促進される。これらの複合効果によって、大入熱溶接時の高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることができ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライトの組織とし、溶接部の高靭性化を図ることが可能となる。
この技術は、大入熱溶接した溶接熱影響部の靭性を向上させるため、硫化物の形態制御に必要なＣａを適正量添加して鋼を溶製し、凝固させる段階でＣａＳを晶出させるものであり、ＣａＳは、酸化物と比べて低温で晶出するため、微細に分散させることができる。そして、この技術で特に重要なことは、Ｃａ，Ｓの含有量および鋼中の溶存酸素量を適正範囲に制御し、ＣａＳ晶出後の固溶Ｓ量を確保すれば、晶出したＣａＳの表面上にＭｎＳが析出することを見出したところにある。ＭｎＳは、それ自身がフェライト核生成能をもっているほか、その周囲にＭｎの希薄帯を形成するため、フェライト変態を促進する作用を有する。また、ＭｎＳ上には、さらにＴｉＮやＢＮ，ＡＩＮ，ＶＮ等のフェライト生成核が析出するため、よりフェライト変態が促進される。これらの複合効果によって、大入熱溶接時の高温下でも溶解しないフェライト変態生成核を微細に分散させることができ、溶接熱影響部の組織を微細なフェライトパーライトの組織とし、溶接部の高靭性化を図ることが可能となる。
次いで、発明者らは、上記特許文献５の大入熱溶接熱影響部の靭性向上技術を基本とし、これに炭素当量Ｃｅｑを０．３６以下に制限した合金成分系のもとで、大入熱溶接用鋼材における母材強度−伸びバランスの向上を図ることを検討した。
その結果、母材の伸びを確保するためには、Ｎｂを微量添加して母材強度の向上を図った上で、熱間圧延後の加速冷却における停止温度を５００〜６００℃と従来よりも高めに制御してやることが効果的であること、また、上記Ｎｂの添加は、大入熱溶接熱影響部の靭性を劣化させるが、これは島状マルテンサイトの生成に起因するものであり、この生成を抑制するには、ＳｉとＰの含有量を低く抑えてやることが有効であることを見出し、本発明を完成させた。
その結果、母材の伸びを確保するためには、Ｎｂを微量添加して母材強度の向上を図った上で、熱間圧延後の加速冷却における停止温度を５００〜６００℃と従来よりも高めに制御してやることが効果的であること、また、上記Ｎｂの添加は、大入熱溶接熱影響部の靭性を劣化させるが、これは島状マルテンサイトの生成に起因するものであり、この生成を抑制するには、ＳｉとＰの含有量を低く抑えてやることが有効であることを見出し、本発明を完成させた。
上記知見をもとに完成した本発明は、Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．２〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１〜０．６ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３５〜０．００７０ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、上記成分が下記式；
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
ＡＣＲ＝｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）
（ここで、上記式中の各元素記号は、当該成分の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。）
で定義されるＣｅｑ：０．３６以下、ＡＣＲ：０〜１を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの面積分率が１％未満である板厚が４０ｍｍ以下の大入熱溶接用鋼材である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
ＡＣＲ＝｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）
（ここで、上記式中の各元素記号は、当該成分の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。）
で定義されるＣｅｑ：０．３６以下、ＡＣＲ：０〜１を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの面積分率が１％未満である板厚が４０ｍｍ以下の大入熱溶接用鋼材である。
本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
また、本発明の大入熱溶接用鋼材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｍｇ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｔａ：０．０２ｍａｓｓ％以下およびＲＥＭ：０．０１ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
また、本発明は、Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．２〜２．０ｍａｓｓ％、Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．１〜０．６ｍａｓｓ％、Ｎｂ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、Ｎ：０．００３５〜０．００７０ｍａｓｓ％、Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％、Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、上記成分が下記式；
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
ＡＣＲ＝｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）
（ここで、上記式中の各元素記号は、当該成分の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。）
で定義されるＣｅｑ：０．３６以下、ＡＣＲ：０〜１を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を加熱後、Ａｒ３変態点以上８５０℃以下の温度域での累積圧下率を４０％以上、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延し、その後、（Ａｒ３変態点−３０℃）以上の温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００〜６００℃の温度範囲まで加速冷却する大入熱溶接用鋼材の製造方法である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
ＡＣＲ＝｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）
（ここで、上記式中の各元素記号は、当該成分の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。）
で定義されるＣｅｑ：０．３６以下、ＡＣＲ：０〜１を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を加熱後、Ａｒ３変態点以上８５０℃以下の温度域での累積圧下率を４０％以上、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延し、その後、（Ａｒ３変態点−３０℃）以上の温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００〜６００℃の温度範囲まで加速冷却する大入熱溶接用鋼材の製造方法である。
本発明の製造方法における鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする。
また、本発明の製造方法における鋼素材は、上記成分組成に加えてさらに、Ｍｇ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｔａ：０．０２ｍａｓｓ％以下およびＲＥＭ：０．０１ｍａｓｓ％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。
本発明によれば、引張強さＴＳが５１０ＭＰａクラスで、２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を行っても優れた溶接熱影響部靭性を有し、かつ、板厚が４０ｍｍ以下で、母材強度−伸びバランスに優れる鋼材を安価にかつ安定して製造することが可能となる。したがって、本発明は、サブマージアーク溶接やエレクトロガス溶接、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接により施工される大型の鋼構造物の品質向上や安全性の向上に寄与するところ大である。
まず、本発明の大入熱溶接用鋼材の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度向上に有効な元素であり、本発明では、構造用鋼材として必要な強度を確保するために０．０３ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、０．１ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成量が増加するので、上限を０．１ｍａｓｓ％とする。
Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼の強度向上に有効な元素であり、本発明では、構造用鋼材として必要な強度を確保するために０．０３ｍａｓｓ％以上含有させる。一方、０．１ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成量が増加するので、上限を０．１ｍａｓｓ％とする。
Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸材としてまた鋼の強化元素として添加する元素であり、０．０１ｍａｓｓ％以上が必要である。しかし、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、母材の勒性が低下するほか、大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を促進して、靭性を低下させる。よって、Ｓｉは０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲に制限する。
Ｓｉは、脱酸材としてまた鋼の強化元素として添加する元素であり、０．０１ｍａｓｓ％以上が必要である。しかし、０．１５ｍａｓｓ％を超えると、母材の勒性が低下するほか、大入熱溶接熱影響部における島状マルテンサイトの生成を促進して、靭性を低下させる。よって、Ｓｉは０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％の範囲に制限する。
Ｍｎ：１．２〜２．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、母材の強度を確保するために必要な元素であり、１．２ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。一方、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接部の靭性を低下させる。よって、Ｍｎは１．２〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｍｎは、母材の強度を確保するために必要な元素であり、１．２ｍａｓｓ％以上の添加を必要とする。一方、２．０ｍａｓｓ％を超える添加は、溶接部の靭性を低下させる。よって、Ｍｎは１．２〜２．０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、特に０．０１ｍａｓｓ％を超えると、溶接熱影響部の組織中への島状マルテンサイトの生成を促進し、靭性を低下させる。よって、Ｐは０．０１ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｐは、鋼中に不可避的に混入してくる不純物であり、特に０．０１ｍａｓｓ％を超えると、溶接熱影響部の組織中への島状マルテンサイトの生成を促進し、靭性を低下させる。よって、Ｐは０．０１ｍａｓｓ％以下に制限する。
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％
Ｓは、溶接部の靭性向上に必要なＣａＳおよびＭｎＳを構成する重要な元素であり、それらの必要量を確保するためには０．０００５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、０．００４０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って、母材の靭性が低下するようになる。よって、Ｓは０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｓは、溶接部の靭性向上に必要なＣａＳおよびＭｎＳを構成する重要な元素であり、それらの必要量を確保するためには０．０００５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、０．００４０ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って、母材の靭性が低下するようになる。よって、Ｓは０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％
Ａｌは、鋼の脱酸に必要な元素であり、０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以上である。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加すると、母材の靭性を低下させると同時に、溶接金属の靭性を低下させる。よって、Ａｌは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ａｌは、鋼の脱酸に必要な元素であり、０．００５ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。好ましくは０．０１ｍａｓｓ％以上である。しかし、０．１ｍａｓｓ％を超えて添加すると、母材の靭性を低下させると同時に、溶接金属の靭性を低下させる。よって、Ａｌは０．００５〜０．１ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｎｉ：０．１〜０．６ｍａｓｓ％
Ｎｉは、母材の高強度化、高靭性化に有効な元素であり、それらの効果を得るには０．１ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．６ｍａｓｓ％を超える添加は、合金コストの上昇を招く。よって、Ｎｉは０．１〜０．６ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｎｉは、母材の高強度化、高靭性化に有効な元素であり、それらの効果を得るには０．１ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．６ｍａｓｓ％を超える添加は、合金コストの上昇を招く。よって、Ｎｉは０．１〜０．６ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｎｂ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｎｂは、母材の強度や靭性および溶接継手の強度を確保するのに必要な元素である。特に本発明においては、母材の強度−伸びバランスを向上するための元素としても重要である。すなわち、母材の伸び向上のためには、熱間圧延後の冷却における停止温度を高める必要がある。しかし、冷却停止温度の高温度化は母材強度の低下を招く。そこで、本発明では、必要な母材強度を確保するためにＮｂの添加が必須となる。Ｎｂの添加量が０．００５ｍａｓｓ％未満では強度向上効果が小さく、一方、０．０２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、溶接熱影響部の靭性の低下を招く。よって、Ｎｂは０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｎｂは、母材の強度や靭性および溶接継手の強度を確保するのに必要な元素である。特に本発明においては、母材の強度−伸びバランスを向上するための元素としても重要である。すなわち、母材の伸び向上のためには、熱間圧延後の冷却における停止温度を高める必要がある。しかし、冷却停止温度の高温度化は母材強度の低下を招く。そこで、本発明では、必要な母材強度を確保するためにＮｂの添加が必須となる。Ｎｂの添加量が０．００５ｍａｓｓ％未満では強度向上効果が小さく、一方、０．０２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、溶接熱影響部の靭性の低下を招く。よって、Ｎｂは０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％
Ｔｉは、鋳造した鋼が凝固する際に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を抑制したり、フェライト変態核となって、溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。上記効果は、０．００５ｍａｓｓ％以上の添加で得られるが、０．０２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、ＴｉＮ粒子の粗大化によって所期した効果が得られなくなる。よって、Ｔｉは０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｔｉは、鋳造した鋼が凝固する際に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を抑制したり、フェライト変態核となって、溶接熱影響部の靭性向上に寄与する元素である。上記効果は、０．００５ｍａｓｓ％以上の添加で得られるが、０．０２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、ＴｉＮ粒子の粗大化によって所期した効果が得られなくなる。よって、Ｔｉは０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｎ：０．００３５〜０．００７０ｍａｓｓ％
Ｎは、上述したＴｉＮを生成させるために必要な元素であり、必要なＴｉＮ量を確保するためには０．００３５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、０．００７０ｍａｓｓ％を超えると、溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量が増加し、靭性の著しい低下を招く。よって、Ｎは０．００３５〜０．００７０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｎは、上述したＴｉＮを生成させるために必要な元素であり、必要なＴｉＮ量を確保するためには０．００３５ｍａｓｓ％以上含有させる必要がある。しかし、０．００７０ｍａｓｓ％を超えると、溶接熱サイクルによってＴｉＮが溶解する領域での固溶Ｎ量が増加し、靭性の著しい低下を招く。よって、Ｎは０．００３５〜０．００７０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％
Ｃａは、Ｓを固定することによって靭性を改善する元素である。この効果を得るには少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％の添加が必要である。しかし、０．００３０ｍａｓｓ％を超えて添加しても効果が飽和する。このため、本発明では、Ｃａは０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｃａは、Ｓを固定することによって靭性を改善する元素である。この効果を得るには少なくとも０．０００５ｍａｓｓ％の添加が必要である。しかし、０．００３０ｍａｓｓ％を超えて添加しても効果が飽和する。このため、本発明では、Ｃａは０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを形成して、固溶Ｎ量を低減する効果がある。また、形成したＢＮはフェライト変態核として作用する。このような効果を得るには０．０００３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、焼入れ性が増して靭性が劣化するようになる。よって、Ｂは０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％の範囲とする。
Ｂは、溶接熱影響部でＢＮを形成して、固溶Ｎ量を低減する効果がある。また、形成したＢＮはフェライト変態核として作用する。このような効果を得るには０．０００３ｍａｓｓ％以上の添加が必要である。しかし、０．００２５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、焼入れ性が増して靭性が劣化するようになる。よって、Ｂは０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％の範囲とする。
さらに、本発明の溶接用鋼材においては、上記各成分は上記組成範囲を満たしていることに加えてさらに、以下に説明する炭素当量ＣｅｑおよびＡＣＲを満たして含有していることが必要である。
炭素当量Ｃｅｑ：０．３６ｍａｓｓ％以下
本発明は、引張強さＴＳが５１０ＭＰａクラスで、大入熱溶接を行っても溶接部靭性に優れるとともに、母材の強度−伸びバランスにも優れる溶接用鋼材の開発を目的としている。ここで、下記式；
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
（式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。）
で定義される炭素当量Ｃｅｑは、高くなるほど鋼強度は上昇するが、伸びは低下する。また、Ｃｅｑは、溶接熱影響部の靭性の指標ともなり、０．３６ｍａｓｓ％を超えると、大入熱溶接熱影響部の靭性が低下する。そのため、本発明では、Ｃｅｑは０．３６ｍａｓｓ％以下に制限する。
炭素当量Ｃｅｑ：０．３６ｍａｓｓ％以下
本発明は、引張強さＴＳが５１０ＭＰａクラスで、大入熱溶接を行っても溶接部靭性に優れるとともに、母材の強度−伸びバランスにも優れる溶接用鋼材の開発を目的としている。ここで、下記式；
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５
（式中の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。）
で定義される炭素当量Ｃｅｑは、高くなるほど鋼強度は上昇するが、伸びは低下する。また、Ｃｅｑは、溶接熱影響部の靭性の指標ともなり、０．３６ｍａｓｓ％を超えると、大入熱溶接熱影響部の靭性が低下する。そのため、本発明では、Ｃｅｑは０．３６ｍａｓｓ％以下に制限する。
ＡＣＲ：０〜１．０
先述したように、本発明では、溶接部の靭性を改善するため、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物を形成させ鋼中に微細分散させてやる必要がある。そのためには、本発明の鋼材におけるＣａ，ＳおよびＯは、下記式；
ＡＣＲ＝｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）
（ここで、式中のＣａ，Ｓ，Ｏは、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。）
で定義されるＡＣＲ（Ａｔｏｍｉｃ ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ ｒａｔｉｏ）の値が０〜１．０を満たすよう含有している必要がある。ＡＣＲの値が０未満では、ＣａＳが晶出しないため、ＳはＭｎＳとして単独で析出する。このＭｎＳは、熱間圧延で伸長されて母材の靭性の低下を引き起こすとともに、溶接熱影響部では溶融してしまうため、本発明が主眼としているフェライト生成核となるＭｎＳの微細分散が達成できない。一方、ＡＣＲの値が１．０を超えると、ほとんどのＳがＣａによって固定されてしまい、フェライト生成核として働くＭｎＳが、ＣａＳ上に析出しなくなり、十分な核生成機能が得られなくなるからである。
先述したように、本発明では、溶接部の靭性を改善するため、ＣａＳ上にＭｎＳが析出した複合硫化物を形成させ鋼中に微細分散させてやる必要がある。そのためには、本発明の鋼材におけるＣａ，ＳおよびＯは、下記式；
ＡＣＲ＝｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）
（ここで、式中のＣａ，Ｓ，Ｏは、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。）
で定義されるＡＣＲ（Ａｔｏｍｉｃ ｃｏｎｃｅｎｔｒａｔｉｏｎ ｒａｔｉｏ）の値が０〜１．０を満たすよう含有している必要がある。ＡＣＲの値が０未満では、ＣａＳが晶出しないため、ＳはＭｎＳとして単独で析出する。このＭｎＳは、熱間圧延で伸長されて母材の靭性の低下を引き起こすとともに、溶接熱影響部では溶融してしまうため、本発明が主眼としているフェライト生成核となるＭｎＳの微細分散が達成できない。一方、ＡＣＲの値が１．０を超えると、ほとんどのＳがＣａによって固定されてしまい、フェライト生成核として働くＭｎＳが、ＣａＳ上に析出しなくなり、十分な核生成機能が得られなくなるからである。
本発明の溶接用鋼材は、上記成分に加えてさらに、強度向上などを目的として、Ｃｒ，Ｍｏ，ＶおよびＣｕのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で添加することができる。
Ｃｒ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であり、その効果を得るには０．１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超えると、靭性に悪影響を与えるようになるので、上限は０．５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｃｒ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｃｒは、母材の高強度化に有効な元素であり、その効果を得るには０．１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超えると、靭性に悪影響を与えるようになるので、上限は０．５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｍｏ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であり、その効果を得るには０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、多量に添加すると、靭性に悪影響を与えるようになるため、上限は０．３ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｍｏは、母材の高強度化に有効な元素であり、その効果を得るには０．０１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、多量に添加すると、靭性に悪影響を与えるようになるため、上限は０．３ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｖ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％
Ｖは、母材の高強度化に有効な元素であるとともに、ＶＮを形成してフェライト生成核としても働く元素である。これらの効果を得るためには０．０１ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。一方、多量の添加は、靭性に悪影響を及ぼすようになるので、上限は０．２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｖは、母材の高強度化に有効な元素であるとともに、ＶＮを形成してフェライト生成核としても働く元素である。これらの効果を得るためには０．０１ｍａｓｓ％以上の添加が好ましい。一方、多量の添加は、靭性に悪影響を及ぼすようになるので、上限は０．２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｃｕ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％
Ｃｕは、母材の高強度化に有効な元素であり、その効果を得るためには０．１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超えると、靭性に悪影響を及ぼすようになるので、上限は０．５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｃｕは、母材の高強度化に有効な元素であり、その効果を得るためには０．１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．５ｍａｓｓ％を超えると、靭性に悪影響を及ぼすようになるので、上限は０．５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
本発明の溶接用鋼材は、上記に加えてさらに、第２の添加成分として、Ｍｇ，Ｚｒ，ＴａおよびＲＥＭのうちから選ばれる１種または２種以上を下記の範囲で添加することができる。
Ｍｇ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｍｇは、ＭｇＯを形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制することによって、靭性を向上させる効果がある。この効果を得るには、０．０００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．００５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるため、上限は０．００５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｍｇ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｍｇは、ＭｇＯを形成し、溶接熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制することによって、靭性を向上させる効果がある。この効果を得るには、０．０００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．００５ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って母材靭性および溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるため、上限は０．００５ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｚｒ：０．０２ｍａｓｓ％以下
Ｚｒは、Ｔｉと同様、窒化物を形成し、溶接時における熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、溶接熱影響部の靭性改善に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．０２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って母材靭性や溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるので、上限は０．０２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｚｒは、Ｔｉと同様、窒化物を形成し、溶接時における熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、溶接熱影響部の靭性改善に有効な元素である。このような効果を得るためには、０．００１ｍａｓｓ％以上添加するのが好ましい。しかし、０．０２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って母材靭性や溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるので、上限は０．０２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｔａ：０．０２ｍａｓｓ％以下
Ｔａは、Ｎｂと同様、炭窒化物を形成し、溶接時における熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、溶接熱影響部の靭性改善に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、０．００１ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。しかし、０．０２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って母材靭性や溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるので、上限は０．０２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
Ｔａは、Ｎｂと同様、炭窒化物を形成し、溶接時における熱影響部のオーステナイト粒の粗大化を抑制するので、溶接熱影響部の靭性改善に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、０．００１ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。しかし、０．０２ｍａｓｓ％を超えて添加すると、却って母材靭性や溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるので、上限は０．０２ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
ＲＥＭ：０．０１ｍａｓｓ％以下
ＲＥＭは、Ｃａと同様、溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有する元素である。また、ＲＥＭは、ＭｎＳの球状化効果、言い換えれば介在物の形態制御により異方性を低減する作用があり、溶接熱影響部の靭性を向上させる。このような効果を発現させるためには、０．０００５ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。しかし、０．０１ｍａｓｓ％を超えると、却って母材勒性および溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるので、上限は０．０１ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
ＲＥＭは、Ｃａと同様、溶接熱影響部の靭性を向上させる効果を有する元素である。また、ＲＥＭは、ＭｎＳの球状化効果、言い換えれば介在物の形態制御により異方性を低減する作用があり、溶接熱影響部の靭性を向上させる。このような効果を発現させるためには、０．０００５ｍａｓｓ％以上添加することが好ましい。しかし、０．０１ｍａｓｓ％を超えると、却って母材勒性および溶接熱影響部の靭性を低下させるようになるので、上限は０．０１ｍａｓｓ％とするのが好ましい。
本発明の溶接用鋼材は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。しかし、本発明の効果を害さない範囲内であれば、他の成分の添加を拒むものではない。
次に、本発明の大入熱溶接用鋼材の製造方法について説明する。
本発明の鋼材の製造方法は、本発明に適合する成分組成に調整した鋼素材（スラブ）を、以下に説明する条件で熱間圧延した後、冷却することを特徴とする。したがって、鋼の溶製方法、鋼素材の製造方法については、常法のプロセスで行えばよい。
以下、熱間圧延条件、冷却条件について説明する。
本発明の鋼材の製造方法は、本発明に適合する成分組成に調整した鋼素材（スラブ）を、以下に説明する条件で熱間圧延した後、冷却することを特徴とする。したがって、鋼の溶製方法、鋼素材の製造方法については、常法のプロセスで行えばよい。
以下、熱間圧延条件、冷却条件について説明する。
熱間圧延条件：圧延終了温度がＡｒ３変態点以上で、Ａｒ３変態点〜８５０℃の温度域での累積圧下率が４０％以上
本発明の製造方法においては、熱間圧延後の変態組織を十分に微細化して靭性を向上させるため、熱間圧延における圧延終了温度は、Ａｒ３変態点以上とする必要がある。圧延終了温度が、Ａｒ３変態点未満では、加工フェライトに起因して靭性が低下する場合があり、好ましくない。
また、上記熱間圧延は、オーステナイトの未再結晶温度域であるＡｒ３変態点〜８５０℃の温度域での累積圧下率を４０％以上とする必要がある。この温度域における累積圧下率を４０％以上として、加工歪を導入することで、オーステナイト−フェライト変態後のフェライト粒径を微細化し、靭性の向上を図ることができるからである。
なお、熱間圧延前の鋼素材の加熱温度は、上記熱間圧延条件が確保できればよく、特に制限はない。
ここで、上記Ａｒ３変態点は、実測して求めてもよいが、下記計算式で求めることもできる。また、他の計算式を用いてもよい。
Ａｒ３変態点（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
（ここで、各元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。）
本発明の製造方法においては、熱間圧延後の変態組織を十分に微細化して靭性を向上させるため、熱間圧延における圧延終了温度は、Ａｒ３変態点以上とする必要がある。圧延終了温度が、Ａｒ３変態点未満では、加工フェライトに起因して靭性が低下する場合があり、好ましくない。
また、上記熱間圧延は、オーステナイトの未再結晶温度域であるＡｒ３変態点〜８５０℃の温度域での累積圧下率を４０％以上とする必要がある。この温度域における累積圧下率を４０％以上として、加工歪を導入することで、オーステナイト−フェライト変態後のフェライト粒径を微細化し、靭性の向上を図ることができるからである。
なお、熱間圧延前の鋼素材の加熱温度は、上記熱間圧延条件が確保できればよく、特に制限はない。
ここで、上記Ａｒ３変態点は、実測して求めてもよいが、下記計算式で求めることもできる。また、他の計算式を用いてもよい。
Ａｒ３変態点（℃）＝９１０−３１０Ｃ−８０Ｍｎ−２０Ｃｕ−１５Ｃｒ−５５Ｎｉ−８０Ｍｏ
（ここで、各元素記号は、それぞれの元素の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。）
熱間圧延後の冷却条件：（Ａｒ３変態点−３０℃）以上の温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００〜６００℃の温度範囲まで加速冷却
熱間圧延後の鋼材の冷却条件は、本発明の目的とする強度（引張強さＴＳが５１０ＭＰａ以上）を確保するため、（Ａｒ３変態点−３０℃）以上の温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００〜６００℃の温度範囲の冷却停止温度まで加速冷却することが必要である。
冷却開始温度は、低いほど強度が低下し、特に（Ａｒ３変態点−３０℃）未満になると、本発明の目的とする強度が得られなくなる。
また、加速冷却速度は、遅いほど強度が低下し、特に鋼材の平均冷却速度が１０℃／秒未満では、目標とする強度が得られなくなる。
また、加速冷却の停止温度度は、低いほど強度が向上するが、逆に伸びは低下する傾向となる。したがって、本発明では、十分な伸びを確保するため、冷却停止温度を５００℃以上とする。しかし、冷却停止温度が６００℃を超えると、目標とする強度が得られなくなる。よって、冷却停止温度は５００〜６００℃の範囲とする。
熱間圧延後の鋼材の冷却条件は、本発明の目的とする強度（引張強さＴＳが５１０ＭＰａ以上）を確保するため、（Ａｒ３変態点−３０℃）以上の温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００〜６００℃の温度範囲の冷却停止温度まで加速冷却することが必要である。
冷却開始温度は、低いほど強度が低下し、特に（Ａｒ３変態点−３０℃）未満になると、本発明の目的とする強度が得られなくなる。
また、加速冷却速度は、遅いほど強度が低下し、特に鋼材の平均冷却速度が１０℃／秒未満では、目標とする強度が得られなくなる。
また、加速冷却の停止温度度は、低いほど強度が向上するが、逆に伸びは低下する傾向となる。したがって、本発明では、十分な伸びを確保するため、冷却停止温度を５００℃以上とする。しかし、冷却停止温度が６００℃を超えると、目標とする強度が得られなくなる。よって、冷却停止温度は５００〜６００℃の範囲とする。
ここで、本発明の溶接用鋼材の製造方法において重要なことは、上記冷却停止温度を５００〜６００℃という高温度に設定できる理由は、母材の強度−伸びバランスを向上する元素としてＮｂを添加しているからである。すなわち、母材の伸び向上のためには冷却停止温度を高める必要があるが、単に冷却停止温度を高めるだけでは、強度を確保することができない。そこで、本発明は、適正量のＮｂを添加し、母材強度を確保した上で、冷却停止温度を高めて、母材の強度−伸びバランスの向上を図っている。
上記のようにして得られる本発明の溶接用鋼材は、板厚が４０ｍｍ以下で、優れた母材の伸び特性を有しており、例えば、日本海事協会の鋼船規則Ｋ編に規定された全厚引張試験片（ＮＫ−Ｕ１引張試験片）の伸び基準値を大きく上回る値が得られる。具体的には、板厚が３０ｍｍで、降伏点ＹＰが３９０ＭＰａ以上、引張強さＴＳが５１０〜６５０ＭＰａクラスにおける伸び基準値（１８％）を大きく上回る値が得られる。
また、上記のようにして得られる本発明の溶接用鋼材は、入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したとき、溶接部のボンド近傍の熱影響部組織における島状マルテンサイトの面積分率は１％未満であることが必要である。このボンド近傍の熱影響部とは、溶接時に熱影響部の中で最も高温に曝されるため、オーステナイト粒が特に粗大化する領域であり、図１に点線で示したボンド部近傍の熱影響部のことをいう。前述したように、Ｃｅｑが０．３６ｍａｓｓ％を超える鋼の場合には、大入熱溶接の熱影響部の靭性が大きく劣化するが、それは上記ボンド近傍の溶接熱影響部に、脆化相である島状マルテンサイトが生成することが一因である。また、Ｃｅｑ：０．３６ｍａｓｓ％以下の場合でも、Ｎｂを含む成分系の場合には、島状マルテンサイトの生成が促進され易い。
そこで、Ｎｂの添加を必須としている本発明では、Ｃｅｑを０．３６ｍａｓｓ％以下に規制すると同時に、ＳｉとＰの含有量を低く抑えることで、島状マルテンサイトの面積分率を１％未満に抑えている。好ましくは０．５％以下である。これによって、本発明の溶接用鋼材は、入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときでも、溶接部靭性に優れる特性を有するものとなる。
そこで、Ｎｂの添加を必須としている本発明では、Ｃｅｑを０．３６ｍａｓｓ％以下に規制すると同時に、ＳｉとＰの含有量を低く抑えることで、島状マルテンサイトの面積分率を１％未満に抑えている。好ましくは０．５％以下である。これによって、本発明の溶接用鋼材は、入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときでも、溶接部靭性に優れる特性を有するものとなる。
表１に示した成分組成を有するＡ〜Ｘの鋼を転炉、真空脱ガス等を経る通常の製錬プロセスで溶製し、連続鋳造し、鋼スラブとした。この鋼スラブを再加熱後、熱間圧延して厚さが１００ｍｍの薄スラブとし、さらに、この薄スラブを１１５０℃に２時間加熱後、再結晶温度域であるオーステナイト域で６０ｍｍまで熱間圧延した後、未再結晶温度域であるＡｒ３変態点〜８５０℃の温度域での累積圧下率を変化させて熱間圧延した後、上記圧延後の鋼材を冷却開始温度、平均冷却速度、冷却停止温度を変えて加速冷却し、板厚が３０ｍｍの厚鋼板とした。なお、鋼Ｃについては、比較例として、Ａｒ３変態点〜８５０℃間の累積圧下率、仕上板厚、冷却開始温度、平均冷却速度および冷却停止温度を変化させた厚鋼板も製造した。なお、熱間圧延条件、冷却条件の詳細は表２に示した。
次いで、上記のようにして得た各厚鋼板について以下の評価試験に供した。
＜母材の特性評価＞
・引張試験
各厚鋼板の圧延直角方向から、ＮＫ−Ｕ１号全伸引張試験片（原点距離：２００ｍｍ、試験片幅：２５ｍｍ）を採取し、母材の降伏点ＹＰ、引張強さＴＳおよび全伸びＥｌを測定した。なお、目標とする引張特性は、引張強さＴＳが５１０ＭＰａ以上、全伸びＥｌが１８％以上とした。
・衝撃試験
各厚鋼板から、長さ方向を圧延方向とする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、−９０〜−４０℃の温度範囲でシャルピー衝撃試験を行って脆性破面率を測定し、脆性破面が５０％となる遷移温度ｖＴｒｓを求めた。なお、目標とする母材の靭性特性は、ｖＴｒｓで−６０℃以下とした。
＜溶接熱影響部の特性評価＞
・衝撃試験
大入熱溶接により熱サイクルを受けた後の溶接熱影響部の靭性特性を評価するため、各厚鋼板（Ｎｏ．２５〜２９を除く）から幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚さ１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後、８００〜５００℃を１℃／ｓで冷却する溶接熱サイクル（入熱量４５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接をしたときの溶接熱影響部の冷却速度に相当）を付与した後、母材と同様にして、長さ方向を圧延方向とする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、０℃〜−８０℃の温度範囲でシャルピー衝撃試験を行い、遷移温度ｖＴｒｓを求めた。なお、目標とする溶接部の靭性特性は、ｖＴｒｓで−３０℃以下とした。
・島状マルテンサイト分率
上記溶接熱サイクル相当の熱処理を施した鋼板の断面を、２段エッテング法で島状マルテンサイトを現出させた後、ＳＥＭで撮影した２０００倍の写真をトレースし、画像解析することにより、島状マルテンサイトの面積分率を測定した。なお、目標とする島状マルテンサイトの面積分率は１％未満とした。
＜母材の特性評価＞
・引張試験
各厚鋼板の圧延直角方向から、ＮＫ−Ｕ１号全伸引張試験片（原点距離：２００ｍｍ、試験片幅：２５ｍｍ）を採取し、母材の降伏点ＹＰ、引張強さＴＳおよび全伸びＥｌを測定した。なお、目標とする引張特性は、引張強さＴＳが５１０ＭＰａ以上、全伸びＥｌが１８％以上とした。
・衝撃試験
各厚鋼板から、長さ方向を圧延方向とする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、−９０〜−４０℃の温度範囲でシャルピー衝撃試験を行って脆性破面率を測定し、脆性破面が５０％となる遷移温度ｖＴｒｓを求めた。なお、目標とする母材の靭性特性は、ｖＴｒｓで−６０℃以下とした。
＜溶接熱影響部の特性評価＞
・衝撃試験
大入熱溶接により熱サイクルを受けた後の溶接熱影響部の靭性特性を評価するため、各厚鋼板（Ｎｏ．２５〜２９を除く）から幅８０ｍｍ×長さ８０ｍｍ×厚さ１５ｍｍの試験片を採取し、１４５０℃に加熱後、８００〜５００℃を１℃／ｓで冷却する溶接熱サイクル（入熱量４５０ｋＪ／ｃｍのエレクトロガス溶接をしたときの溶接熱影響部の冷却速度に相当）を付与した後、母材と同様にして、長さ方向を圧延方向とする２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を採取し、０℃〜−８０℃の温度範囲でシャルピー衝撃試験を行い、遷移温度ｖＴｒｓを求めた。なお、目標とする溶接部の靭性特性は、ｖＴｒｓで−３０℃以下とした。
・島状マルテンサイト分率
上記溶接熱サイクル相当の熱処理を施した鋼板の断面を、２段エッテング法で島状マルテンサイトを現出させた後、ＳＥＭで撮影した２０００倍の写真をトレースし、画像解析することにより、島状マルテンサイトの面積分率を測定した。なお、目標とする島状マルテンサイトの面積分率は１％未満とした。
表２に、上記母材の機械的特性（引張特性、靭性）と溶接熱影響部の靭性、島状マルテンサイトの分率の測定結果を併記した。この結果から、本発明に適合する発明例の鋼材は、いずれも良好な母材強度と伸びが得られているとともに、大入熱溶接後の溶接熱影響部も良好な靭性特性が得られている。これに対し、化学成分組成、Ｃｅｑ、ＡＣＲおよび熱間圧延条件、冷却条件のいずれか１以上が本発明の範囲を外れる比較例の厚鋼板では、母材特性および溶接熱影響部特性のいずれかが劣っていることがわかる。
Claims (6)
- Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：１．２〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｎｉ：０．１〜０．６ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００３５〜０．００７０ｍａｓｓ％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、
上記成分が下記式で定義されるＣｅｑ：０．３６以下、ＡＣＲ：０〜１を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、溶接入熱量が２００ｋＪ／ｃｍを超える大入熱溶接を施したときのボンド近傍の熱影響部における島状マルテンサイトの面積分率が１％未満である板厚が４０ｍｍ以下の大入熱溶接用鋼材。
記
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
ＡＣＲ＝｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）
（ここで、上記式中の各元素記号は、当該成分の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。） - 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の大入熱溶接用鋼材。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｍｇ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｔａ：０．０２ｍａｓｓ％以下およびＲＥＭ：０．０１ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の大入熱溶接用鋼材。
- Ｃ：０．０３〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｓｉ：０．０１〜０．１５ｍａｓｓ％、
Ｍｎ：１．２〜２．０ｍａｓｓ％、
Ｐ：０．０１ｍａｓｓ％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００４０ｍａｓｓ％、
Ａｌ：０．００５〜０．１ｍａｓｓ％、
Ｎｉ：０．１〜０．６ｍａｓｓ％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２ｍａｓｓ％、
Ｎ：０．００３５〜０．００７０ｍａｓｓ％、
Ｃａ：０．０００５〜０．００３０ｍａｓｓ％、
Ｂ：０．０００３〜０．００２５ｍａｓｓ％を含有し、かつ、
上記成分が下記式で定義されるＣｅｑ：０．３６以下、ＡＣＲ：０〜１を満たして含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼素材を加熱後、Ａｒ３変態点以上８５０℃以下の温度域での累積圧下率を４０％以上、圧延終了温度をＡｒ３変態点以上とする熱間圧延し、その後、（Ａｒ３変態点−３０℃）以上の温度から１０℃／ｓ以上の平均冷却速度で５００〜６００℃の温度範囲まで加速冷却する大入熱溶接用鋼材の製造方法。
記
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
ＡＣＲ＝｛Ｃａ−（０．１８＋１３０×Ｃａ）×Ｏ｝／（１．２５×Ｓ）
（ここで、上記式中の各元素記号は、当該成分の含有量（ｍａｓｓ％）を表す。） - 上記成分組成に加えてさらに、Ｃｒ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％、Ｍｏ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０１〜０．２ｍａｓｓ％およびＣｕ：０．１〜０．５ｍａｓｓ％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。
- 上記成分組成に加えてさらに、Ｍｇ：０．００５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．０２ｍａｓｓ％以下、Ｔａ：０．０２ｍａｓｓ％以下およびＲＥＭ：０．０１ｍａｓｓ％以下のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４または５に記載の大入熱溶接用鋼材の製造方法。
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