JP4299769B2 - 入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと称す。）の靭性に優れた溶接構造用鋼材に関するものである。

近年、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などの大型構造物に使用される溶接用鋼材の材質特性に対する要望は厳しさを増している。さらに、そのような構造物を建造する際、溶接の効率化を促進するため、エレクトロガス溶接法、エレクトロスラグ溶接法などに代表されるような大入熱溶接法の適用が希望されており、鋼材自身の靭性と同様に、ＨＡＺの靭性への要求も厳しさを増している。

従来から、大入熱溶接法が適用される鋼材のＨＡＺ靭性に注目した提案は、数多くなされてきた。例えば、特許文献１等に開示されるように、微細なＴｉ窒化物を鋼中に確保することによって、ＨＡＺのオーステナイト粒を小さくし、靭性を向上させる方法がある。また、特許文献２ではＴｉ窒化物とＭｎＳとの複合析出物をフェライトの変態核として活用し、ＨＡＺの靭性を向上させる方法が提案されている。さらに、特許文献３ではＴｉ窒化物とＢＮとの複合析出物を粒界フェライトの析出核として活用し、ＨＡＺ靭性を向上させる方法が提案されている。

しかしながら、このＴｉ窒化物は、ＨＡＺのうち最高到達温度が１４００℃を超える溶接金属との境界（以下、溶接ボンド部とも称する。）近傍ではほとんど固溶してしまうので、靭性向上効果が低下してしまうという問題がある。そのため、上記のようなＴｉ窒化物を利用した鋼材では、近年のＨＡＺ靭性に対する厳しい要求や、超大入熱溶接におけるＨＡＺ靭性の必要特性を達成することが困難である。

この溶接ボンド部近傍の靭性を改善する方法として、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が厚板、形鋼などの様々な分野で使用されている。例えば、厚板分野では特許文献４や特許文献５に例示されているように、Ｔｉ酸化物を含有した鋼が大入熱溶接部靭性向上に非常に有効であり、高張力鋼への適用が有望である。この原理は、鋼の融点においても安定なＴｉ酸化物をサイトとして、溶接後の温度低下途中にＴｉ窒化物、ＭｎＳ等が析出し、さらにそれらをサイトとして微細フェライトが生成し、その結果、靭性に有害な粗大フェライトの生成が抑制されて、靭性の劣化が防止できるというものである。

しかしながら、このようなＴｉ酸化物は、鋼中へ分散される個数をあまり多くすることができないという問題がある。その原因は、Ｔｉ酸化物の粗大化や凝集合体であり、Ｔｉ酸化物の個数を増加させようとすれば５μｍ以上の粗大なＴｉ酸化物、いわゆる介在物が増加してしまうためと考えられる。この５μｍ以上の介在物は、構造物の破壊の起点となったり、靭性の低下を引き起こしたりして、有害であるため回避すべきものである。そのため、さらなるＨＡＺ靭性の向上を達成するためには、粗大化や凝集合体が起こりにくく、Ｔｉ酸化物よりも微細に分散する酸化物を活用する必要があった。

また、このようなＴｉ酸化物の鋼中への分散方法としては、Ａｌ等の強脱酸元素を実質的に含まない溶鋼中へのＴｉ添加によるものが多い。しかしながら、単に溶鋼中にＴｉを添加するだけでは鋼中のＴｉ酸化物の個数、分散度を制御することは困難であり、さらには、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の析出物の個数、分散度を制御することも困難である。そのため、Ｔｉ脱酸のみによってＴｉ酸化物を分散させた鋼においては、例えば、Ｔｉ酸化物の個数が充分ではなかったり、厚板の板厚方向の靭性変動を生じたりする問題があった。

さらに、上記特許文献４などの方法では、Ｔｉ酸化物を生成しやすくするために、Ａｌ量の上限を、０．００７％という非常に少ない量で制限している。そのため、鋼材中のＡｌ量が少ない場合、ＡｌＮ析出物量の不足などの原因により、母材の靭性が低下する場合があった。また、通常使用されている溶接材料を用いてＡｌ量の少ない鋼板を溶接した場合、溶接金属の靭性が低下する場合があった。

このような問題に対して、特許文献６や特許文献７において、Ｔｉ添加直後のＡｌ添加、あるいはＡｌ、Ｃａ複合添加で、生成するＴｉ−Ａｌ複合酸化物やＴｉ、Ａｌ、Ｃａの複合酸化物を活用する技術が提案されている。このような技術により、大入熱溶接ＨＡＺ靭性を大幅に向上させることが可能となった。

特公昭５５−０２６１６４号公報 特開平０３−２６４６１４号公報 特開平０４−１４３２４６号公報 特開昭６１−０７９７４５号公報 特開昭６２−１０３３４４号公報 特開平０６−２９３９３７号公報 特開平１０−１８３２９５号公報

しかしながら、造船業界、建設業界においては、近年、２０ｋＪ／ｍｍ以上の大入熱溶接、大きいものでは１００ｋＪ／ｍｍにもなる大入熱溶接の適用が検討されるようになり、上記の特許文献５〜７などの従来手法では、特に溶接ボンド部近傍で十分な溶接熱影響部靱性を得ることができず、更なる靭性の向上が必要とされるようになってきた。

そこで、本発明は、ＨＡＺ靭性低下の原因となるＨＡＺ部の硬さの低減と、入熱の増加に伴う冷却速度の低下により粗大化しＨＡＺ靭性の低下の原因となる粒界フェライトの粗大化を抑制することにより、優れたＨＡＺ靭性を実現できる、溶接熱影響部靭性の優れた鋼材を提供することを目的とするものである。

本発明者らは、ＨＡＺ部の硬さの低減に（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ．）の低減を、さらに、粒界フェライトの粗大化抑制にＢを利用することで達成することを着想した。以下に、本発明がなされるまでの経緯を説明する。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ （１）

炭素当量はＨＡＺ硬さ低減の観点から低ければ低いほど良いと考えられるが、母材強度を確保する必要があることから０．３０以上０．３５以下とした。また、溶接時の入熱が高くなると溶融部では、高温に加熱される時間が長くなるため、オーステナイト粒が粗大に成長し、それに付随して最終組織も粗くなるため靭性の低下を招く。従って、靭性改善にはオーステナイト粒の成長を抑制することが必要である。その手段として最も有効な方法は、分散粒子によりオーステナイトの粒界をピンニングし、粒界の移動を止める方法である。このような分散粒子としては、従来、Ｔｉ窒化物（特許文献１〜３参照）や、１４００℃以上の高温で安定なＴｉ酸化物（特許文献４、５参照）がピンニング粒子として活用されてきた。そして、分散粒子による結晶粒界のピンニング効果は、分散粒子の体積率が大きいほど大きいことから、Ａｌ、Ｃａを随時脱酸元素として用いて酸化物の体積分率を大きくし、かつ適正な粒子径とする方法が提案されてきた（特許文献６、７参照）。これにより、オーステナイト粒は細粒化し、ＨＡＺ靭性もそれに伴い向上するが、同時にオーステナイト粒が微細化するに伴い粒界面積が増し、粒界からのフェライト生成能も増し、上述したように、非常に厳しい靭性要求や溶接直後の冷却速度が非常に遅い場合では、粒界に生成するフェライトが粗大化して脆性破壊の発生起点となることから十分なＨＡＺ靭性が得られないという問題点が見出された。

従ってＨＡＺ靭性を改善するためには、粒界に形成するフェライトを抑制することが必要であると考えた。そして、粒界のフェライト成長の抑制にＢを適用した。但し、単にＢを添加するだけではフェライト生成を抑制しない場合がある。そこで本発明者ら更に詳細検討した。その結果、下記の（２）式で示される固溶Ｂ量（ＥＢ）を０．０００１以上とすることにより、ＨＡＺの組織中に占める粒界フェライト分率を２０％以下に抑えられ、延性・脆性遷移温度が−１０℃以下となる良好な靭性が得られることを見出した。さらに、固溶Ｂ量（ＥＢ）の上限に関して検討した結果、０．００１０を超える場合では、ＨＡＺの組織中の粒界フェライトが１％未満となりほぼ全体が上部ベイナイト組織となるために靭性が低下することを見出した。すなわち、図４及び後記実施例の表２本発明鋼Ａ１６に示すように、計算固溶Ｂ量（ＥＢ）を０．０００１以上０．００１０以下とすることによりＨＡＺ組織中の粒界フェライト分率を１〜２０％にさせることができ、靭性を改善できることを見出した。
ＥＢ＝（質量％Ｂ）−０．６９（質量％Ｎ）＋０．１２×（質量％Ｔｉ） （２）

さらに、式（３）で示されるＥＢＮ値を０．０００２以上、または、γ粒径を２５０μｍ以下にするとＨＡＺ靭性は１段と向上し、延性脆性遷移温度で−２０℃以下となることを見出した。
ＥＢＮ＝０．６９×（質量％Ｎ）−０．１２×（質量％Ｔｉ） （３）

本発明は、以上の知見に基づき、さらに検討を重ねてはじめてなされたものであり、その要旨は、下記のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、Ｍｎ：０．４０〜１．５２％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００６５〜０．０２０％、Ａｌ：０．００１〜０．０７０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎ：０．００１０〜０．０１００％、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３０≦Ｃｅｑ≦０．３９を満たし、下記（２）式で示される固溶Ｂ量（ＥＢ）が０．０００１≦ＥＢ≦０．００１０を満たし、かつ、室温から最高加熱温度１４００℃まで４０秒で加熱し、この最高加熱温度に２５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを５分間かけて冷却を施したときの再現ＨＡＺ組織の粒界フェライトが組織中に占める割合（以下「粒界フェライト分率」ともいう。）が１〜２０％であることを特徴とする、入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ （１）
ＥＢ＝Ｂ−０．６９×Ｎ＋０．１２×Ｔｉ （２）
ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の含有量（質量％）である。
（２）さらに、下記（３）式で示されるＢＮ析出量（ＥＢＮ）がＥＢＮ≧０．０００２を満たすことを特徴とする、上記（１）に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
ＥＢＮ＝０．６９×Ｎ−０．１２×Ｔｉ （３）
ただし、Ｎ、Ｔｉは、各元素の含有量（質量％）である。
（３）さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１０〜１．００％、Ｎｉ：０．１０〜４．００％、Ｃｒ：０．０１〜０．６０％、Ｍｏ：０．０１〜０．６０％の１種または２種以上を含有
することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
（４）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．００２〜０．１００％、Ｖ：０．００２〜０．１００％の１種または２種を含有することを特徴とする、上記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
（５）さらに、質量％で、Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、Ｚｒ：０．００１０〜０．１０００％、ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする、上記（１）ないし（４）のいずれか１項に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
（６）２次元円相当粒子径が０．０５〜１．０μｍとなる酸化物粒子を、１００〜３０００個／ｍｍ²含有することを特徴とする、上記（５）に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
（７）４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱サイクルを付与したときの再現ＨＡＺ組織のオーステナイト粒の平均粒径が２５０μｍ以下であることを特徴とする、上記（６）に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。

なお、本発明でいう粒界フェライトとは、粒界に沿って成長するアルトリオモルフ・フェライト（allotriomorphic ferrite）を指し、粒界フェライト分率は、ＨＡＺ組織を１００倍の倍率で撮影（測定範囲：１ｍｍ²以上）し、組織に占める粒界フェライトの分率を画像処理によって求めた。

γ粒径の測定は、ＨＡＺ組織を５０倍の倍率で撮影（測定範囲：１ｍｍ²以上）し、切断法によって求めた。

酸化物の測定は、ＨＡＺ組織を電解研磨してレプリカを作製し、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）にて０．０１ｍｍ²の範囲を観察し、０．０５〜１．０μｍの酸化物をカウントして、１ｍｍ²あたりの粒子密度に換算した。

本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビルなどの破壊に対する厳しい靭性要求を満足する鋼板を供給するものであり、この種の産業分野にもたらす効果は極めて大きく、さらに構造物の安全性の意味から社会に対する貢献も非常に大きい。

以下、本発明の実施の形態について詳細に説明する。

本発明は、船舶、海洋構造物、中高層ビル、橋梁などに使用される溶接構造用鋼材全般に加えて、鋼管用素材の鋼板、棒鋼、条鋼、熱延鋼板などにも適用可能であり、いずれの場合も溶接継手部の靭性の大幅向上が得られるものである。

まず、本発明の基本成分範囲の限定理由について述べる。

Ｃは、鋼の強度を向上させる有効な成分として下限を０．０３％とし、また過剰の添加は、鋼材の溶接性やＨＡＺ靭性などを著しく低下させるので、上限を０．０８％とした。

Ｓｉは、母材の強度確保、脱酸などに必要な成分であり０．０１％以上添加するが、ＨＡＺの硬化により靭性が低下するのを防止するため上限を０．５０％とした。

Ｍｎは、母材の強度、靭性の確保に有効な成分として０．４０％以上の添加が必要であるが、１．５２％より多く添加するとＨＡＺ中に島状マルテンサイト（ＭＡ）が生成しや
すくなり靭性を低下させるため、上限を１．５２％とした。

Ｐは、含有量が少ないほど望ましいが、これを工業的に低減させるためには多大なコストがかかることから、許容範囲を０．０２０％以下とした。

Ｓは、鋼中で硫化物として析出し、粒内フェライトの生成核となるＢＮの析出サイトとなる重要な元素であり、０．００６５％以上添加することが必要である。しかし、添加量が多くなると母材靭性を劣化させることから、０．０２０％を上限とした。

Ａｌは、重要な脱酸元素であり、０．００１％は必要であることから、下限値を０．００１％とした。また、Ａｌが多量に存在すると、鋳片の表面品位が劣化するため、上限を０．０７０％とした。

ＴｉはＮと結合してＴｉ窒化物を形成させるために０．００５％以上添加する。しかし、固溶Ｔｉ量が増加するとＨＡＺ靭性が低下するため、０．０３０％を上限とした。

Ｎは、Ｔｉと結合してＴｉ窒化物を形成させるために０．００１０％以上添加するが、量が増えると固溶Ｎが増大しＨＡＺ靭性の低下を招くことから０．０１００％を上限とした。

Ｂは、加熱オーステナイト粒界に生成するフェライトの成長を抑制する上で有効な元素であり、少なくとも０．０００２％添加する。しかし多量に添加すると母材靭性を劣化させるため、上限を０．００５０％とした。

Ｃｕは、鋼材の強度および耐食性を向上させるために必要に応じて０．１０％以上添加するが、１．００％を越えるとＨＡＺ靭性を低下させることから、１．００％を上限とした。

Ｎｉは、母材靭性の大きく低下させずに強度を向上させ、またＨＡＺ靭性を改善させる傾向があることから必要に応じて０．１０％以上添加するが、４．００％以上の添加は製造コストを上昇させることから、Ｎｉの範囲を０．１０％以上４．００％以下とした。

Ｃｒ、Ｍｏは、母材の強度を向上させるために有効な元素であり必要に応じて０．０１％添加するが、ともに過剰な添加は母材靭性を著しく低下させることから、それぞれ０．６０％、０．６０％を上限とした。

Ｎｂは、焼き入れ性を向上させることにより母材の強度を向上させるために有効な元素であり必要に応じて添加するが、低Ｃｅｑにおいては０．００２％未満の添加では十分な強度上昇が得られず、また０．１００％を超える過剰な添加は母材の靭性を著しく低下させることから、Ｎｂの添加範囲を０．００２％以上０．１００％以下とした。

Ｖは、母材の強度を向上させるために有効な元素であり必要に応じて０．００２％以上添加するが、過剰な添加は母材靭性を著しく低下させることから０．１００％を上限とした。

Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒは、いずれも溶鋼中で強い脱酸力を有し、微細酸化物形成を補助する働きがあることから、必要に応じて添加する。それぞれの脱酸効果を示す添加量は、Ｍｇ：０．０００２、ＲＥＭ：０．００１０％、Ｚｒ：０．００１０％であるが、多量に添加すると、粗大な介在物ができて母材特性を損ねることか、それぞれの添加の上限をＭｇ：０．００５０、ＲＥＭ：０．１０００％、Ｚｒ：０．１０００％とした。

次に、粒界フェライト成長の抑制条件について述べる。本発明では粒界フェライト成長の抑制としてＢを用いるが、Ｂを添加するだけでは粒界フェライト生成を抑制しない場合があることを見出した。そこで本発明者らは更に詳細検討した。その結果、粗大化した粒界フェライトの抑制には、フェライトを抑制する固溶状態のＢの存在が必要であるが、過剰に存在すると粒界フェライトが消滅してしまい組織全体が上部ベイナイト組織になり靭性が低下する。一方、Ｔｉ、Ｎ添加鋼においては、Ｂ添加量中に占める固溶Ｂ量はＮ、Ｔｉ量によっても変化する。このことから本発明者らはＨＡＺ靭性に影響を及ぼす粒界フェライト分率と、固溶Ｂ量をＴｉ、Ｎを含めて（２’）式のように化学量論的に求めた値（ＥＢ’値）との関係を検討した。

検討には熱サイクル試験片を用いて、板厚６５ｍｍの鋼板を入熱４５ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接を施した際に得られるＨＡＺのいくつかの部位から得られた熱履歴をもとに解析した板厚中心の溶融線での熱履歴（室温から最高加熱温度１４００℃まで４０秒で加熱し、この最高加熱温度に２５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを５分間かけて冷却）を施した時の再現ＨＡＺ組織を用いた。

その結果、図１に示すように、ＥＢ’値が０．０００４以上０．００２０以下の範囲であれば粒界フェライトの量が最適範囲の１〜２０％となり、ＨＡＺ靭性が飛躍的に向上し、延性・脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）で−１０℃以下に向上することを見出した。

さらに、発明者らはオーステナイト粒の粒径を２５０μｍ以下に抑制することで再現ＨＡＺ靭性は一層向上させることができ、ｖＴｒｓで−２０℃以下に改善させることを見出した。
ＥＢ’＝（質量％Ｂ）−０．７７×（質量％Ｎ）＋０．２３×（質量％Ｔｉ）（２’）

なお、オーステナイト粒を細粒化させる方法としては、通常脱酸後、より酸化力の強いＭｇ、ＲＥＭ、Ｚｒを、粗大な介在物が生成しないように、鋼中の酸素濃度を１０〜４０ｐｐｍに制御し、かつ添加量を上述の範囲に制限することで達成させる。例えば、溶解時にＡｌにより逐次脱酸することで微細酸化物を多数分散させ、酸化物のピンニングによる方法等がある。これらの方法によって２次元円相当粒子径が０．０５〜１．０μｍとなる酸化物粒子を１００〜３０００個／ｍｍ含有させることによって、オーステナイト粒径を２５０μｍ以下に抑えることができる。また、微細酸化物を多数分散させずに、熱サイクルで最高加熱温度を低く抑えたり、最高加熱温度での保持時間を短くしたりしてオーステナイト粒を２５０μｍに抑えることができる。

次に発明者らは、粒界フェライト（α）生成前のＢの存在状態と再現ＨＡＺの組織および靭性との関係をより明確にするため、Ｂの存在状態との関係を詳細検討した。図２は、上述の熱履歴の冷却途中である変態前の実測固溶Ｂ量と、室温まで冷却させたときの再現ＨＡＺ組織の粒界α分率（上図）と靭性（下図）を示したものである。オーステナイト（γ）中のＢの存在状態は、上述の熱履歴の冷却途中である変態前（この場合は７５０℃）で水冷したものを化学分析して、固溶Ｂ、析出Ｂに分類したものである。析出Ｂは更にＢ窒化物（ＢＮ）とＢ炭化物の分類を行った。図２から、粒界α分率が、変態前のオーステナイト中での固溶Ｂ量によって一義的に減少し靭性が向上することが確認できる。さらに、靭性が向上する固溶Ｂ量が２ｐｐｍから１０ｐｐｍであることを確認した。ここで化学分析による固溶Ｂ量は、本結果から、含有するＴｉ量、Ｂ量およびＮ量を用いて（２）式で算出されるＥＢで示され、０．０００１≦ＥＢ≦０．００１０の条件ではＨＡＺ靭性がｖＴｒｓで−１０℃以下となる。

さらに、発明者らは、図３にも示されるように、α分率が１〜２０％に規定した上で、Ｂの析出物であるＢＮがＢ量で２ｐｐｍ以上析出する場合にＨＡＺ靭性がさらに向上し、ｖＴｒｓで−２０℃以下になることを見出した。このＢＮとしてのＢ量は、本結果から、含有するＴｉ量やＮ量を用いて（３）式で算出されるＥＢＮで示され、ＥＢＮ≧０．０００２のときＨＡＺ靭性が更に改善する。

なお、図１で示した鋼に関して、固溶Ｂ量を上述の（２）式を用いて再現ＨＡＺ靭性を整理し直すと図４となり、ＥＢ値が、０．０００１≦ＥＢ≦０．００１０の条件でｖＴｒｓで−１０℃以下となることが確認できる。さらに、γ粒径が２５０μｍ以下、もしくは、上述のＥＢＮ値がＥＢＮ≧０．０００２となる場合では、ｖＴｒｓが−２０℃以下となり靭性がさらに向上することが確認できる。

本発明は、（１）式で示すＣｅｑが０．３０以上０．３９以下であれば、入熱４５ｋＪ相当入熱の場合だけでなく、入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの場合でも同様な傾向を示すことを上述のサンプルを用いた再現熱サイクル試験によって確認している。すなわち、γ中での固溶Ｂ量が２ｐｐｍ以上１０ｐｐｍ以下で靭性が向上し、さらにＥＢＮ値が０．０００１以上であればＨＡＺ靭性が一層向上する結果が得られる。なお、Ｃ量が０．０８以上になるとＢ析出物の一部はＢ炭化物になるが、この場合もＢＮが２ｐｐｍ以上析出する場合には、靭性は改善する。

表１に示した化学成分で試験材を試作した。Ａ１１〜Ａ１７が本発明鋼、Ｂ１〜Ｂ１１が比較鋼である。試験材は真空溶解で溶製している。Ｂ１〜Ｂ８の脱酸は、Ｔｉ投入前に溶鋼の溶存酸素をＣで調整し、その後Ｔｉ、Ａｌ、Ｃａを順に添加し脱酸を行った。Ａ１１〜Ａ１４およびＢ９の脱酸は、溶鋼中の酸素を１０〜３０ｐｐｍに制御した後、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒを１種類もしくは２種類以上添加し脱酸を行った。Ａ１６、Ａ１７およびＢ１０〜Ｂ１１はＡｌ脱酸である。その後これらを１２００℃に加熱し１５ｍｍの圧延材とし、熱サイクル試験片を採取した。

得られた試験片に４５ｋＪ／ｍｍ相当の大入熱溶接を模擬した熱サイクル（室温から最高加熱温度１４００℃まで４０秒で加熱し、この最高加熱温度に２５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを５分間かけて冷却）を付与しシャルピー衝撃試験による靭性を評価した。また同時に再現ＨＡＺ組織をナイタール腐食し光学顕微鏡により観察し、オーステナイト粒径の測定は５０倍の倍率で撮影した写真（１６０ｍｍ×２００ｍｍ）から切断法により測定し、粒界フェライトの分率は１００倍の倍率で撮影した写真（１６０ｍｍ×２００ｍｍ）を用いて画像解析から求めた。さらに、２次元円相当粒子径が０．０５〜１．０μｍの酸化物粒子の密度を測定するため、再現ＨＡＺ組織を電解研磨してレプリカを作製し、ＴＥＭにて０．０１ｍｍ²の範囲を観察し、０．０５〜１．０μｍの酸化物をカウントして１ｍｍ²あたりの粒子密度に換算した。

表２には、式（１）で示されるＣｅｑ値、式（２）、（３）、（２’）で示されるＥＢ値、ＥＢＮ値、ＥＢ’値、オーステナイト粒径、ＨＡＺ組織に占める粒界フェライト分率、２次元円相当粒子径が０．０５〜１．０μｍの酸化物粒子の密度、およびＨＡＺ靭性値（延性・脆性遷移温度（ｖＴｒｓ））を示す。

表２から明らかなように、Ａ１〜Ａ１８の本発明鋼は、延性・脆性遷移温度（ｖＴｒｓ）が−１０℃以下であり、優れたＨＡＺ靭性を有することが判る。この中でオーステナイト粒径を２５０μｍに制御しており、また、２次元円相当粒子径が０．０５〜１．０μｍの酸化物粒子の密度が１００〜３０００個あるＡ１〜Ａ１５、およびＥＢＮが０．０００２以上であるＡ１６はＨＡＺ靭性がさらに高く、ｖＴｒｓで−２０℃以下になっている。

一方、比較例のＢ１〜１１は、いずれも延性・脆性遷移温度が０℃以上となっておりＨＡＺ靭性が低い。これらの原因はＢ１〜８、Ｂ１０、Ｂ１１では、ＥＢ値が本発明範囲から外れ、そのため粒界フェライト分率が本発明範囲から外れるためである。

（２’）式から算出した固溶Ｂ量（ＥＢ’値）と再現ＨＡＺ靭性の関係を示す図である。 実測固溶Ｂ量と粒界フェライト分率、再現ＨＡＺ靱性の関係を示す図である。 粒界フェライト分率と再現ＨＡＺ靭性の関係を示す図である。 （２）式から算出した固溶Ｂ量（ＥＢ値）と再現ＨＡＺ靭性の関係を示す図である。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．０３〜０．０８％、
   Ｓｉ：０．０１〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．４０〜１．５２％、
   Ｐ ：０．０２０％以下、
   Ｓ ：０．００６５〜０．０２０％、
   Ａｌ：０．００１〜０．０７０％、
   Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
   Ｎ ：０．００１０〜０．０１００％、
   Ｂ ：０．０００２〜０．００５０％
   を含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、下記（１）式で示される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．３０≦Ｃｅｑ≦０．３９を満たし、下記（２）式で示される固溶Ｂ量（ＥＢ）が０．０００１≦ＥＢ≦０．００１０を満たし、かつ、室温から最高加熱温度１４００℃まで４０秒で加熱し、この最高加熱温度に２５秒間保持した後、８００℃から５００℃までを５分間かけて冷却を施したときの再現ＨＡＺ組織の粒界フェライトが組織中に占める割合（以下「粒界フェライト分率」ともいう。）が１〜２０％であることを特徴とする、入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
   Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５ （１）
   ＥＢ＝Ｂ−０．６９×Ｎ＋０．１２×Ｔｉ （２）
   ただし、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｂ、Ｎ、Ｔｉは、各元素の含有量（質量％）である。
2. さらに、下記（３）式で示されるＢＮ析出量（ＥＢＮ）がＥＢＮ≧０．０００２を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
   ＥＢＮ＝０．６９×Ｎ−０．１２×Ｔｉ （３）
   ただし、Ｎ、Ｔｉは、各元素の含有量（質量％）である。
3. さらに、質量％で、
   Ｃｕ：０．１０〜１．００％、
   Ｎｉ：０．１０〜４．００％、
   Ｃｒ：０．０１〜０．６０％、
   Ｍｏ：０．０１〜０．６０％
   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または請求項２に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
4. さらに、質量％で、
   Ｎｂ：０．００２〜０．１００％、
   Ｖ ：０．００２〜０．１００％
   の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１ないし請求項３のいずれか１項に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
5. さらに、質量％で、
   Ｍｇ：０．０００２〜０．００５０％、
   Ｚｒ：０．００１０〜０．１０００％、
   ＲＥＭ：０．００１０〜０．１０００％
   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ないし請求項４のいずれか１項に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
6. ２次元円相当粒子径が０．０５〜１．０μｍとなる酸化物粒子を、１００〜３０００個／ｍｍ²含有することを特徴とする、請求項５に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。
7. ４５ｋＪ／ｍｍ相当の溶接熱サイクルを付与したときの再現ＨＡＺ組織のオーステナイト粒の平均粒径が２５０μｍ以下であることを特徴とする、請求項６に記載の入熱２０〜１００ｋＪ／ｍｍの大入熱溶接用高ＨＡＺ靭性鋼材。

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