JP4355866B2 - 溶接熱影響部特性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、溶接入熱４０ｋＪ／ｃｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件における、電子ビーム溶接またはレーザー溶接により溶接した鋼材の溶接熱影響部の特性に優れた鋼材に関する。なお、本発明では溶接熱影響部の特性とは、溶接熱影響部の靱性、および耐食性をいい、耐食性は耐硫化物応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣと記す）をいう。
【０００２】
【従来の技術】
一般に鋼材を溶接すると、溶接金属に接する溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）では、結晶粒が粗大化して靱性が劣化することが知られている。特に溶接金属と母材の境界部分（以下、ボンド部と記す）は、組織の粗大化が最も著しく靱性が最も低下する。
【０００３】
また、鋼材は大入熱溶接を施される一方で、しばしば小入熱溶接も実施される。小入熱溶接の場合は、鋼材の成分、板厚および予熱条件等によっては溶接後の溶接部の冷却速度が大きくなり、焼入れ状態になってＨＡＺは著しく硬化してしまう。ＨＡＺの硬化は、溶接部の低温割れや耐食性（耐ＳＳＣ性）の低下を招くのみでなく靱性も劣化させる。
【０００４】
電子ビーム溶接やレーザー溶接という、指向性高エネルギービームによる溶接ではこの傾向が特に顕著である。
【０００５】
このようなＨＡＺの硬化による溶接低温割れを管理する指標として、Pcm がある。このPcm と鋼板の板厚ｔおよび溶接金属中の水素量Ｈできまる溶接低温割れ感受性指数 Pc値（Pc＝Pcm＋Ｈ／６０＋ｔ／６００）を制限することで、溶接部の低温割れを回避することができることは知られている。しかし、このPc値を制限する方法は、合金成分の含有量を削減することによりＨＡＺ硬度を減じる方法であり、成分設計に対して強い制限を与えるため、必ずしも満足できる方法ではない。
【０００６】
特開平１０−８８２７６号公報には、溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼が開示されている。この高張力鋼は、希土類元素，Ｖ，Ｎ，ＯおよびＢの規制によって、小入熱から大入熱溶接に至るまで、ＨＡＺにおけるγ粒の成長抑制とγ粒内核生成による組織微細化を図ったことを特徴としている。このγ粒の成長抑制およびγ粒内核生成サイトの導入のどちらも焼き入れ性を下げる効果があるため、同公報には記載されていないものの、ＨＡＺ硬化の抑制も期待できる。しかし、この方法は高価な希土類元素を使用しなければならず、鋼材のコスト面では必ずしも好ましい方法ではない。
【０００７】
特公平４−２８４７４号公報には、溶接金属の靱性に優れた低合金高張力鋼の溶接方法が開示されている。この方法は、鋼板にＴｉ酸化物を均一に分散させておくことで、電子ビーム溶接時に溶接金属をTi酸化物の働きで微細な針状フェライト組織にして、靱性を改善することを特徴としている。
【０００８】
この方法によれば、溶接金属の組織は微細化され高靱化される。しかし、ＨＡＺには効果がない。小入熱溶接のＨＡＺの組織の微細化には、大入熱溶接に比べて多数の酸化物粒子が分散している必要があり、Ti酸化物では小入熱溶接の熱影響部を微細化するに足るだけの十分な分散密度が確保できない。
【０００９】
また、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を鋼板に付与するためには、Ｓを低減して粗大なＭｎＳ系介在物の生成を防止する必要があるが、脱硫処理をおこないつつＴｉ酸化物の微細分散を図ることは著しく困難である。脱硫元素は脱酸反応も起こし、一般にＳよりもＯの方が反応性が高いため、脱硫処理はより強い脱酸処理となり、酸化物としての安定度が低いＴｉ系酸化物は、還元されて鋼中から失われてしまう。
【００１０】
耐炭酸ガス腐食性向上のためには、Ｃｒ添加が有効なことが知られている（特開平４−３４１５４０号公報）。しかし、Ｃｒの添加は、不可避的にPcm値を高め、小入熱溶接部における硬度を過度に高めてしまう。
【００１１】
生産が容易で、大入熱から小入熱に至る入熱条件で溶接した熱影響部で過度の硬化が起らず、ＨＡＺの靱性および耐食性が優れた鋼材の開発が望まれている。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、溶接入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、４０ｋＪ／ｃｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件の溶接において、電子ビーム溶接やレーザー溶接というであっても、溶接熱影響部の硬化が小さく良好な靱性を有し、かつ耐硫化物応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と記す）に優れた鋼材を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は以下の通りである。
【００１４】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１８％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａｌ：０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５％、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、下記式（１）を満足していることを特徴とする、溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ ０．７ ＜１．８ ・・・・・（１）
（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｂ：0．1％以下およびＭｏ：０．５％以下のうち、１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
（３）さらに、質量％で、Ｎｉ：４％以下を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
（４）さらに、質量％で、Ｃｒ：２％以下を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
【００１５】
（５）上記（１）〜（４）のいずれかの化学組成を有する鋳片を連続鋳造法にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のうちの一方または双方の操作を加えて鋳造し、その後に熱間圧延することを特徴とする、溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材の製造方法。
【００１６】
（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加える。
【００１７】
（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
【００１８】
本発明者らは、小入熱から大入熱で溶接した熱影響部が靱性や耐食性に優れた鋼材を開発するため、実験室および実製造ラインにて様々な試験をおこなった結果、以下のような知見を得て本発明を完成するに至った。
【００１９】
１）Ｔｉ脱酸にて鋼を溶製した鋼は、大入熱溶接をおこなった場合、ＨＡＺ部でγ粒内フェライト析出による組織微細化が起こるが、小入熱のＳＡＷや電子ビーム溶接、レーザー溶接の場合のＨＡＺでは、そのような効果は観察されない。これは、小入熱溶接ＨＡＺでγ粒内フェライトを析出させるためには、大入熱溶接の場合に比して、高い分散粒子密度が必要で、Ti酸化物では十分な分散密度が確保できないためである。
【００２０】
２）スラグ組成やＡｌの添加量を調整して、凝固後のｓｏｌ．Ａｌ量が０．０００２〜０．００１２％となるように制御した場合、小入熱溶接したＨＡＺにおいても粒内核生成組織が観察された。この効果により、小入熱溶接したＨＡＺの靱性が向上するだけでなく、ＨＡＺの硬さも低減された。また、小入熱ＨＡＺで良好な特性が得られた場合、大入熱溶接ＨＡＺでも良好な特性が得られた。ただし、sol.Al量の制限だけでは、安定して好ましい特性の鋼材を得ることはできない。
【００２１】
３）ｓｏｌ．Ａｌ量の高精度制御に加えて、鋼材中のＯ（酸素）の全含有量と、ｓｏｌ．Ａｌ量との関係を下記の（１）式を満足させることで、安定して小入熱ＨＡＺ特性を確保することができる。
０．３＜Ｏ（酸素）／ｓｏｌ．Ａｌ０．７＜１．８ ・・・・・（１）
【００２２】
０．３＜Ｏ／ｓｏｌ．Ａｌ 0.7 ＜１．８
４）Ａｌ、ＴｉおよびＭｎの含有量を適正範囲にすると、鋼中には直径０．２〜３μｍ程度の微細なＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物粒子が多数形成され、これらの粒子が小入熱溶接条件から大入熱溶接条件に至る広い入熱条件でγ粒内におけるγ−α核生成サイトとして機能し、組織が微細化される。
【００２３】
５）鋼中の全酸素量Ｏとｓｏｌ．Ａｌとが、上記範囲から外れた場合、鋼中の酸化物はＴｉ 2 Ｏ 3 あるいはＡｌ−Ｔｉ酸化物となって分散密度は減少し、核生成の頻度も低下する。
【００２４】
６）Ａｌ、ＯおよびＴｉの含有量を適正範囲にすると、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎが析出し、凝固組織が微細化され、その結果ＭｎＳも微細化されて耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が改善できる。
【００２５】
７）耐炭酸ガス腐食性を向上させるためには、Ｃｒ添加が有効であるが、ＣｒはＰcmを高めるため通常はＨＡＺ硬さを高める。しかし、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物粒子からの粒内核生成効果によって、ＨＡＺ硬度の上昇が抑制されて靱性劣化も回避される。
【００２６】
８）連続鋳造に際して、鋳型から引き抜かれた鋳片に対して一旦バルジングを起こさせ、鋳片中心部の凝固完了直前に、圧下ロールによって鋳片に対してバルジング量相当の圧下を加えることで、耐サワー特性で最も問題になる鋳片中心部のＭｎ偏析が大きく改善され、６）の効果と相まって、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が改善される。
【００２７】
９）鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置を用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加えることで、やはり鋳片中心部のＭｎ偏析は大きく改善され、８）と同様の効果が得られる。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の鋼材の化学組成を限定した理由を説明する（以下、％表示は質量％を示す）各成分の限定理由に付いて述べる。
【００２９】
Ｃ
Ｃは、強度を確保するために必要な元素で、０．０１５％未満では必要とする強度を確保することができない。望ましくは、０．０２％以上である。一方、０．１８％を超えると、溶接した場合にＨＡＺ、母材共に靱性を確保することが難しくなる。望ましくは、０．１６％未満である。したがって、Ｃの含有量は、０．０１５〜０．１８％とした。
【００３０】
Ｓｉ
Ｓｉは、脱酸作用があると共に鋼板の強度上昇にも寄与する。しかし、１％を超えて含有させた場合、靭性の低下をもたらすため、１％を上限とする。また、鋼の脱酸に支障を来さない限り、Ｓｉは幾ら少なくとも問題はない。
【００３１】
Ｍｎ
Ｍｎは鋼の焼入れ性高める効果があり、強度確保に有効な成分である。含有量が０．５％未満では、焼入れ性の不足によって強度および靱性が得られない。一方、２．５％を超えて含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性が高まりすぎて溶接時にＨＡＺ、母材共に靱性が低下する。従ってＭｎの含有量は０．３〜２．５％とした。
【００３２】
Ｐ
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。０．０５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため０．０５％以下とする必要がある。加えて、Ｐは延性破面率を悪化させ、Ｘ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の低下をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る場合には、０．０２％以下とすることが望ましい。
【００３３】
Ｓ
ＳはＭｎと結合して硫化物を形成し、介在物として鋼中に存在してＨＩＣやＳＳＣの原因となる。鋼材に耐ＨＩＣ性を要求しない場合は厳しく低減する必要はないが、それでも０．００８％を超えると母材靱性の劣化をもたらすので、上限を０．００８％とした。本発明鋼は、後述するようにｓｏｌ．Ａｌ含有量を微量調整することによりＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を鋼中に析出させたことを特徴としているが、その酸化物により凝固組織が微細化され、その結果粗大なＭｎＳが形成されにくくなる。そのため、Ｓ含有量の影響が小さくなって比較的良好な耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を備える。それでも、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が必要な用途に使用する場合は、Ｓ量は０．００６％未満にするのが好ましく、さらに望ましいのは０．００５％未満である。
【００３４】
ｓｏｌ．Ａｌ
ｓｏｌ．Ａｌは、通常のＡｌキルド鋼においては脱酸のためにｓｏｌ．Ａｌの形で０．０３％程度含有させるが、本発明ではＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を鋼中に形成させる必要があるため、ｓｏｌ．Ａｌはより低い値に制御しなければならない。しかし、０．０００２％未満では、鋼中酸化物はＴｉ酸化物あるいはＴｉ−Ｓｉ−Ｍｎ酸化物となってしまうため、有効な酸化物が鋼中に形成されない。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．００１２％を超える場合は、鋼中酸化物はＡｌ酸化物、あるいはＴｉ−Ａｌ酸化物となって鋼中に分散しなくなる。好ましくは０．００１％以下である。
【００３５】
また、適正なＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を形成させるためには、ｓｏｌ．Ａｌ量は、下記式（１）の関係も満足しなければならない。これ以外の範囲では、微細分散する適正な酸化物は得られない。
【００３６】
０．３＜Ｏ（酸素）／ sol. Ａｌ 0.7 ＜１．８ ・・・・・・・ （１）
この酸化物の分散状況は、凝固時の冷却速度が遅いほど低下する様相を示したが、０．２℃／分以上の冷却速度で有れば、溶接ＨＡＺの靱性は良好であった。この冷却速度は、連続鋳造で製造する場合には容易に得られる速度である。
【００３７】
Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸化物やＴｉ酸化物に比べて融点が低く、鋳造時にはＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎを含む液相の酸化物として溶鋼から分離してくると考えている。一般に液相−液相界面は、液相−固相界面よりも界面エネルギーが低いため、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸化物やＴｉ酸化物に比べて遙かに凝集しにくく微細分散し易い。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの各酸化物以外にＭｇ、ＣａやＳｉ等のような酸化物を微量含んでいる。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物の融体は凝固して固体となるが、その際にＴｉ2ＭＯ4やＡｌ2ＭｎＯ4（Galaxite）にちかい組成を有する酸化物に分離する傾向がある。
Ｔｉ
Ｔｉは、主に脱酸元素として利用するが、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｎからなる酸化物相を形成させる。この酸化物相を鋼中に形成させるためには、鋼中のＴｉの総量は０．００３％以上は必要であり、一方０．０２％を超えて含有させた場合には、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるいはＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失われる。このため、Ｔｉ含有量は０．０２％未満でなくてはならない。好ましくは０．０１７％である。
【００３８】
Ｏ（酸素）
酸素は、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ複合酸化物を形成させるための重要な元素であり、、０．００２％未満ではＡｌ酸化物やＴｉ酸化物が形成され、十分な量のＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を形成させることができなくなる。一方０．００５％を超えると清浄度が低下して靱性が劣化する。したがって、酸素含有量は０．００２〜０．００５％とした。
【００３９】
Ｂ
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素で、含有量が０．００２％を超えると靱性の劣化をもたらす。なお、含有させる場合は、０．０００２％以上とするのが好ましい。
【００４０】
Ｎ
鋼中のＮは、多量に存在する場合にはＨＡＺ靭性の悪化原因となる。通常は、鋼にＴｉを添加してＴｉＮの形で固定して無害化しているが、本発明においては、Ｔｉは上限が厳しく制限されている上に、Ｔｉのほとんどの量は酸化物の形成に消費されてしまい、ＴｉＮは殆ど形成されない。そのため、Ｎは０．００７％以下でなければ母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けることができない。望ましくは、０．００６％以下である。
【００４１】
上記の元素以外に、必要により下記のような他の元素を含有させることができる。代表的な元素を以下に示すが、それらに限定されるものではない。
【００４２】
Ｃｕ
Ｃｕは、強度および耐食性をより向上させる場合に含有させる。特に、ｐＨの高い環境では鋼中への水素侵入を抑制して母材の耐ＨＩＣ性を向上させる作用を有する。母材の耐ＨＩＣを向上させるためには、０．５％以下の含有量で効果を得ることができる。一方、強度向上に利用する場合、０．５％以下でも効果があるが、それ以上含有させると焼入れ−焼戻し処理をおこなった場合にＣｕ時効効果が得られ、一層強度が高まる。しかし、１．５％を超えて含有させても、コスト上昇に見合った性能の改善が見られない。
【００４３】
Ｎｉ
Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靭性を高める効果があるので、より優れた靭性を安定して得る必要がある場合に含有させるのがよい。含有量を０．０５％以上とすると焼入性向上効果も得られるので、０．０５％以上とすることが望ましい。特に、Ｃｕを添加する場合は圧延時のひび割れ（Ｃｕチェッキング）を防止するために、０．１％以上のＮｉを含有させる必要がある。しかし、４％を超えると合金コストの上昇に見合った特性の向上が得られないので、上限は４％とするのがよい。
【００４４】
Ｃｒ
Ｃｒは、耐炭酸ガス腐食性を高め、また焼入性を高めるのに有用である。Ｃｒのこの様な効果を積極的に利用しようとする場合、０．２％以上の含有量とするのがよい。しかし、２％を超えて含有させると、他の成分条件を満足させても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなる他、耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。望ましくは、１．５％以下である。
【００４５】
Ｎｂ
Ｎｂは、細粒化と炭化物析出により母材の強度および靱性を向上させる。また、細粒化によって母材の耐ＳＳＣ性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が０．００２％未満では前記効果が得られない。一方、０．１％を超えると母材の性能向上効果が飽和する一方でＨＡＺの靱性を著しく損なう。
【００４７】
Ｍｏ
Ｍｏは、母材の強度と靱性を向上させる効果がある。しかし、含有量が０．０３％未満では前記効果が得られなく、また０．５％を超えると特にＨＡＺの硬度が高まり靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。
【００４８】
次に、製造方法について説明する。
【００４９】
上記の化学組成を有する鋼を連続鋳造設備にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のうちの一方、または双方の操作を加えて鋳造するのがよく、ＨＡＺに一層優れた耐ＳＳＣ性を、また母材に耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性を付与することができる。
【００５０】
（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング部に圧下ロールによりバルジング量相当の圧下を加える。
【００５１】
（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
【００５２】
このような操作をおこなうのは、鋳片の最終凝固部となる鋳片厚さ方向の中心部にＭｎ、ＳおよびＰなどが偏析するのを防止するためである。偏析が生じると偏析部分において靱性の低下や耐食性の劣化が生じやすい。
【００５３】
鋳片にバルジングを起こさせるためには、鋳型の下流側に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向の間隔を、下流側に段階的に増加させるのがよい。また、バルジングを発生させる位置は、鋳片中心部の固相率が０．１以下の位置が好ましい。バルジング量は、鋳片の厚さが２００〜３００ｍｍ程度の場合、鋳片の厚さ（鋳型短辺の長さ）より２０〜１００ｍｍ厚くする量とするのが適当である。
【００５４】
バルジング量相当の圧下は、偏析部分を分散させるためで鋳片中心部の固相率が０．８未満となる凝固完了点の少し前の位置でおこなうのが好ましい。
【００５５】
ここで、固相率とは、液相と固相からなる未凝固部における固相の比率（体積比率）を意味する。この固相率は、鋳片厚さ方向の一次元非定常伝熱解析により求めることができる。溶鋼の凝固中は潜熱が放出されるので、固液共存域における潜熱の放出比率から固相率を求めることができる。
【００５６】
上記（ａ）の他に、一般に使用されている電磁撹拌装置を用いて、鋳片内の未凝固溶鋼に対して撹拌を加え偏析元素を分散させることも有効である。この撹拌は、固相率０．０５〜０．７の範囲の領域でおこなうと効果的である。
【００５７】
【実施例】
表１に示す１７種の化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造設備による鋳片または真空溶解炉による１５０ｋｇインゴットとした。鋳片の寸法は、厚さ２００ｍｍ、長さ２０００ｍｍで、インゴットは真空溶解炉で溶解して１５０ｋｇインゴットとした。連続鋳造では、表２に示すように、鋳型から引き抜かれた後鋳片内部が凝固する前に鋳片をバルジングさせて圧下および／または電磁撹拌をおこなった。バルジングさせた場合の圧下は一対のロールによりおこなった。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】
次に、インゴットは鍛造してスラブとし、鋳片と共に１１００℃に加熱した後、表３に示す条件で熱間圧延と熱処理を施して鋼板とした。溶接前の特性を調べるため、得られた鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１号引張試験片、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定のＶノッチシャルピー衝撃試験片および腐食試験片を製作した。腐食試験は、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性および耐炭酸ガス腐食性を調べるため下記の方法でおこなった。
【００６１】
【表３】
【００６２】
▲１▼ 耐ＨＩＣ性
米国の規格「ＮＡＣＥ ＴＭ−０２８４ METOD A」に規定されている方法で評価した。すなわち、ＮＡＣＥ浴（０．５％酢酸＋５％食塩水，２５℃，１気圧Ｈ 2 Ｓ飽和）に９６時間浸漬したときの割れ面積率（ＣＡＲ）を測定した。評価は、「ＣＡＲ≦２％」のものが耐ＨＩＣ性に優れるとして０．２％を超えるものは耐ＨＩＣ性に劣るとして×印で示した。
【００６３】
ＨＩＣ試験片の寸法は、厚さ：表３に記載の鋼板厚さ、幅：２０ｍｍ、長さ：１００ｍｍとし、各鋼板毎に３枚採取した。これの試験片を浸漬試験に供した後、超音波探傷法で断面のＨＩＣ面積（ＣＲＡ）を下記式で求め、３枚の平均値で評価した。
【００６４】
ＣＡＲ（％）＝１００×｛ＨＩＣ面積／（試験片幅×試験片長）｝
なお、ＣＡＲは、ＣＬＲ（幅方向の割れ長さ）のほぼ３分の１に対応していることが経験的に知られており、「ＣＡＲ≦２％」は「ＣＬＲ≦５％」に対応する。
【００６５】
図２は、鋼板７から、耐ＨＩＣ性を調べるための腐食試験片を採取した位置を示す図である。
【００６６】
図３は、腐食試験後の試験片の縦断面図で、斜線部は水素誘起割れした部分を示す。
【００６７】
▲２▼ 耐ＳＳＣ
米国の規格「ＮＡＣＥ ＴＭ−０１７７ METHOD A」に規定されている方法で評価した。すなわち、、鋼板の板厚中心部から平行部が６．３５ｍｍ×２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した後、これにＮＡＣＥ浴中で８０％ＳＭＹＳ（規格最小ＹＳ）の引張り応力を付与し、７２０時間が経過するまでの間に破断が生ずるか否かを調べた。そして破断しなかったものを耐ＳＳＣ性に優れるとして○印で、破断したものについては、耐ＳＳＣ性が劣るとして×印で表示した。
【００６８】
▲３▼ 耐炭酸ガス腐食性
耐炭酸ガス腐食性については、各鋼板から切り出した試験片を、１気圧の炭酸ガスを飽和させた５０℃の人工海水中に９６時間浸漬し、その際の腐食減量から計算した腐食速度にて評価した。
【００６９】
これらの試験結果を併せて表３に示す。
【００７０】
鋼番号２〜９は、本発明例の鋼である。鋼番号１０〜１８の鋼は、本発明の鋼に対応する比較例であり、主要な強化元素の含有量は同一であるが、Ａｌ、ＴｉおよびＯ（酸素）の含有量が異なっており、本発明で規定する範囲外になっている。
【００７１】
表３から明らかなように、本発明例の場合は靱性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性ともに良好であるが、比較例１０ａ〜１２ａおよび１６ａは耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の一方または双方とも好ましくない。比較例の１３ａ〜１５ａおよび１７ａ、１８ａは、母材としての特性は良好であるが、後述するＨＡＺの特性が好ましくない。
【００７２】
鋼板番号３ａおよび７ａ、８ａおよび９ａは、本発明の方法により製造されたものである。これに対して、鋼板番号４ａ、５ａおよび６ａは１５０ｋｇインゴットから鋼板にしたものであり、インゴットのサイズが比較的小さくＭｎ、Ｓの偏析が小さいため母材特性は良好である。
【００７３】
Ｃｒを含有している鋼板２ａおよび６ａは、表３に示すように耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性に加えて、耐炭酸ガス腐食性も良好である。これに対し、Ｃｒを含まない鋼板１ａ、９ａは、腐食速度が速く耐炭酸ガス腐食性が好ましくない。
【００７４】
次いで、溶接後のＨＡＺの特性を調べるため、各鋼板から溶接用の縦：４００ｍｍ、横：３００ｍｍの試験片を切り出し、突き合わせ溶接をおこなった。
【００７５】
溶接方法は、レーザー溶接、電子ビーム溶接およびＳＡＷの３種類の方法とした。
【００７６】
ＳＡＷにおいては、ルートギャップ１〜２mmのＶ開先に対して、２０kJ/cmにて多層溶接をおこなった。
【００７７】
レーザー溶接は、出力１０ｋＷの炭酸ガスレーザーを用い、大気圧Ａｒガスシールド雰囲気で、ルートギャップ無しのＩ開先にて実施した。
【００７８】
電子ビーム溶接は、真空チャンバー内で、電圧１５０kV、電流１５０mA、振幅０．８mmにて、ルートギャップ無しのＩ開先に対して、速度２０cm/min〜８０cm/minで溶接した。このレーザー溶接や電子ビーム溶接の溶接入熱は、２０kJ/cmか、あるいはそれよりも小さな入熱に相当する。
【００７９】
また、板厚が３２ｔ以上の鋼板については、Ｘ開先にて、内外面一層ＳＡＷの大入熱溶接も実施して、大入熱ＨＡＺ特性を調査した。
【００８０】
溶接後、各鋼板のＨＡＺを含む位置から硬度測定試験片、シャルピー衝撃試験片、引張試験片および腐食試験片をそれぞれ切り出し、ＨＡＺの最高硬さ、ＨＡＺ靱性、溶接部（溶接金属部およびＨＡＺをいう）の引張り強さおよび溶接部の耐ＳＳＣ性を求めた。
【００８１】
溶接熱影響部の最高硬さは、ビッカース１０ｋｇｆにて測定した。
【００８２】
図１は、突き合わせ溶接した鋼板からシャルピー衝撃試験片および引張試験片を採取した位置を示す図で、図１（ａ）はサブマージアーク溶接した鋼板の場合、図１（ｂ）は電子ビーム溶接およびレーザ溶接した場合の図である。
【００８３】
図１（ａ）および図１（ｂ）に示すように、シャルピー衝撃試験片１は、溶接した鋼板２の溶接金属５とＨＡＺ６の境界であるボンド部にＶノッチ４がくるように採取した。試験片は、ＪＩＳＺ２２０２ Ｖノッチ衝撃試験片とした。ただし、母材厚さが１０ｍｍに満たない鋼材については、５ｍｍ厚のハーフサイズ試験片で代用した。
【００８４】
また、引張試験片は、図１（ａ）および図１（ｂ）に示すように、引張試験片３の平行部の中央に溶接金属がくるように採取した。
【００８５】
溶接部の耐食性については、図１で示した引張り試験片を採取した同等の位置である板厚中心部から溶接金属が中心に位置するようにＳＳＣ試験片を切り出し、母材の場合と同様の試験をおこなってＳＳＣ性を評価した。
【００８６】
なお、各試験方法は前記の方法と同じ方法でおこなった。これらの小入熱溶接した場合の試験結果を表４に示す。
【００８７】
【表４】
【００８８】
鋼板２a〜９aは、本発明例の鋼板であるが、いずれの溶接方法にて溶接した場合でも優れたＨＡＺ靱性を示す。これに対し、比較例の１０a〜１８aの鋼板のＨＡＺ靱性は、軒並み好ましくない。
【００８９】
また、本発明例の鋼板では、耐ＳＳＣも良好であるが、比較例ではＳを低減した１３ａ〜１５ａの鋼板で良好な結果が得られているものの、他の比較例の鋼板では、ＨＡＺ硬さが高いことなどが影響して、耐ＳＳＣも劣悪となっている。１１ａも比較的Ｓは低いが、ＨＡＺ硬さが高いため、耐ＳＳＣ性は好ましくない。
【００９３】
【発明の効果】
接熱影響部の靱性に優れており、また本発明の製造方法で製造した鋼材は、耐硫化物応力腐食割れ性に優れており、溶接施工に対する制限を大きく緩和し、腐食環境を含む多様な環境下で使用に耐える安全な溶接構造物を構築することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】突き合わせ溶接した鋼板から引張り試験片等を採取した位置を示す図である。
【図２】鋼板から腐食試験片を採取した位置を示す図である。
【図３】水素誘起割れ状態を示す試験片の断面図である。
【符号の説明】
１ シャルピー衝撃試験片採取位置
２ 鋼板
３ 引張試験片採取位置
５ 溶接金属
６ 溶接熱影響部（ＨＡＳ）
７ 腐食試験片（耐ＨＩＣ性調査用）
【発明の属する技術分野】
本発明は、溶接入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、溶接入熱４０ｋＪ／ｃｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件における、電子ビーム溶接またはレーザー溶接により溶接した鋼材の溶接熱影響部の特性に優れた鋼材に関する。なお、本発明では溶接熱影響部の特性とは、溶接熱影響部の靱性、および耐食性をいい、耐食性は耐硫化物応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣと記す）をいう。
【０００２】
【従来の技術】
一般に鋼材を溶接すると、溶接金属に接する溶接熱影響部（以下、ＨＡＺと記す）では、結晶粒が粗大化して靱性が劣化することが知られている。特に溶接金属と母材の境界部分（以下、ボンド部と記す）は、組織の粗大化が最も著しく靱性が最も低下する。
【０００３】
また、鋼材は大入熱溶接を施される一方で、しばしば小入熱溶接も実施される。小入熱溶接の場合は、鋼材の成分、板厚および予熱条件等によっては溶接後の溶接部の冷却速度が大きくなり、焼入れ状態になってＨＡＺは著しく硬化してしまう。ＨＡＺの硬化は、溶接部の低温割れや耐食性（耐ＳＳＣ性）の低下を招くのみでなく靱性も劣化させる。
【０００４】
電子ビーム溶接やレーザー溶接という、指向性高エネルギービームによる溶接ではこの傾向が特に顕著である。
【０００５】
このようなＨＡＺの硬化による溶接低温割れを管理する指標として、Pcm がある。このPcm と鋼板の板厚ｔおよび溶接金属中の水素量Ｈできまる溶接低温割れ感受性指数 Pc値（Pc＝Pcm＋Ｈ／６０＋ｔ／６００）を制限することで、溶接部の低温割れを回避することができることは知られている。しかし、このPc値を制限する方法は、合金成分の含有量を削減することによりＨＡＺ硬度を減じる方法であり、成分設計に対して強い制限を与えるため、必ずしも満足できる方法ではない。
【０００６】
特開平１０−８８２７６号公報には、溶接熱影響部靱性に優れた溶接構造用高張力鋼が開示されている。この高張力鋼は、希土類元素，Ｖ，Ｎ，ＯおよびＢの規制によって、小入熱から大入熱溶接に至るまで、ＨＡＺにおけるγ粒の成長抑制とγ粒内核生成による組織微細化を図ったことを特徴としている。このγ粒の成長抑制およびγ粒内核生成サイトの導入のどちらも焼き入れ性を下げる効果があるため、同公報には記載されていないものの、ＨＡＺ硬化の抑制も期待できる。しかし、この方法は高価な希土類元素を使用しなければならず、鋼材のコスト面では必ずしも好ましい方法ではない。
【０００７】
特公平４−２８４７４号公報には、溶接金属の靱性に優れた低合金高張力鋼の溶接方法が開示されている。この方法は、鋼板にＴｉ酸化物を均一に分散させておくことで、電子ビーム溶接時に溶接金属をTi酸化物の働きで微細な針状フェライト組織にして、靱性を改善することを特徴としている。
【０００８】
この方法によれば、溶接金属の組織は微細化され高靱化される。しかし、ＨＡＺには効果がない。小入熱溶接のＨＡＺの組織の微細化には、大入熱溶接に比べて多数の酸化物粒子が分散している必要があり、Ti酸化物では小入熱溶接の熱影響部を微細化するに足るだけの十分な分散密度が確保できない。
【０００９】
また、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を鋼板に付与するためには、Ｓを低減して粗大なＭｎＳ系介在物の生成を防止する必要があるが、脱硫処理をおこないつつＴｉ酸化物の微細分散を図ることは著しく困難である。脱硫元素は脱酸反応も起こし、一般にＳよりもＯの方が反応性が高いため、脱硫処理はより強い脱酸処理となり、酸化物としての安定度が低いＴｉ系酸化物は、還元されて鋼中から失われてしまう。
【００１０】
耐炭酸ガス腐食性向上のためには、Ｃｒ添加が有効なことが知られている（特開平４−３４１５４０号公報）。しかし、Ｃｒの添加は、不可避的にPcm値を高め、小入熱溶接部における硬度を過度に高めてしまう。
【００１１】
生産が容易で、大入熱から小入熱に至る入熱条件で溶接した熱影響部で過度の硬化が起らず、ＨＡＺの靱性および耐食性が優れた鋼材の開発が望まれている。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、溶接入熱２００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接から、４０ｋＪ／ｃｍ以下の小入熱溶接に至る広い入熱条件の溶接において、電子ビーム溶接やレーザー溶接というであっても、溶接熱影響部の硬化が小さく良好な靱性を有し、かつ耐硫化物応力腐食割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と記す）に優れた鋼材を提供することである。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は以下の通りである。
【００１４】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１８％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａｌ：０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５％、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、下記式（１）を満足していることを特徴とする、溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ ０．７ ＜１．８ ・・・・・（１）
（２）さらに、質量％で、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｂ：0．1％以下およびＭｏ：０．５％以下のうち、１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
（３）さらに、質量％で、Ｎｉ：４％以下を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
（４）さらに、質量％で、Ｃｒ：２％以下を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
【００１５】
（５）上記（１）〜（４）のいずれかの化学組成を有する鋳片を連続鋳造法にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のうちの一方または双方の操作を加えて鋳造し、その後に熱間圧延することを特徴とする、溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材の製造方法。
【００１６】
（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加える。
【００１７】
（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
【００１８】
本発明者らは、小入熱から大入熱で溶接した熱影響部が靱性や耐食性に優れた鋼材を開発するため、実験室および実製造ラインにて様々な試験をおこなった結果、以下のような知見を得て本発明を完成するに至った。
【００１９】
１）Ｔｉ脱酸にて鋼を溶製した鋼は、大入熱溶接をおこなった場合、ＨＡＺ部でγ粒内フェライト析出による組織微細化が起こるが、小入熱のＳＡＷや電子ビーム溶接、レーザー溶接の場合のＨＡＺでは、そのような効果は観察されない。これは、小入熱溶接ＨＡＺでγ粒内フェライトを析出させるためには、大入熱溶接の場合に比して、高い分散粒子密度が必要で、Ti酸化物では十分な分散密度が確保できないためである。
【００２０】
２）スラグ組成やＡｌの添加量を調整して、凝固後のｓｏｌ．Ａｌ量が０．０００２〜０．００１２％となるように制御した場合、小入熱溶接したＨＡＺにおいても粒内核生成組織が観察された。この効果により、小入熱溶接したＨＡＺの靱性が向上するだけでなく、ＨＡＺの硬さも低減された。また、小入熱ＨＡＺで良好な特性が得られた場合、大入熱溶接ＨＡＺでも良好な特性が得られた。ただし、sol.Al量の制限だけでは、安定して好ましい特性の鋼材を得ることはできない。
【００２１】
３）ｓｏｌ．Ａｌ量の高精度制御に加えて、鋼材中のＯ（酸素）の全含有量と、ｓｏｌ．Ａｌ量との関係を下記の（１）式を満足させることで、安定して小入熱ＨＡＺ特性を確保することができる。
０．３＜Ｏ（酸素）／ｓｏｌ．Ａｌ０．７＜１．８ ・・・・・（１）
【００２２】
０．３＜Ｏ／ｓｏｌ．Ａｌ 0.7 ＜１．８
４）Ａｌ、ＴｉおよびＭｎの含有量を適正範囲にすると、鋼中には直径０．２〜３μｍ程度の微細なＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物粒子が多数形成され、これらの粒子が小入熱溶接条件から大入熱溶接条件に至る広い入熱条件でγ粒内におけるγ−α核生成サイトとして機能し、組織が微細化される。
【００２３】
５）鋼中の全酸素量Ｏとｓｏｌ．Ａｌとが、上記範囲から外れた場合、鋼中の酸化物はＴｉ 2 Ｏ 3 あるいはＡｌ−Ｔｉ酸化物となって分散密度は減少し、核生成の頻度も低下する。
【００２４】
６）Ａｌ、ＯおよびＴｉの含有量を適正範囲にすると、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎが析出し、凝固組織が微細化され、その結果ＭｎＳも微細化されて耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が改善できる。
【００２５】
７）耐炭酸ガス腐食性を向上させるためには、Ｃｒ添加が有効であるが、ＣｒはＰcmを高めるため通常はＨＡＺ硬さを高める。しかし、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物粒子からの粒内核生成効果によって、ＨＡＺ硬度の上昇が抑制されて靱性劣化も回避される。
【００２６】
８）連続鋳造に際して、鋳型から引き抜かれた鋳片に対して一旦バルジングを起こさせ、鋳片中心部の凝固完了直前に、圧下ロールによって鋳片に対してバルジング量相当の圧下を加えることで、耐サワー特性で最も問題になる鋳片中心部のＭｎ偏析が大きく改善され、６）の効果と相まって、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が改善される。
【００２７】
９）鋳片の凝固完了前に、電磁撹拌装置を用いて未凝固溶鋼に対して撹拌を加えることで、やはり鋳片中心部のＭｎ偏析は大きく改善され、８）と同様の効果が得られる。
【００２８】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の鋼材の化学組成を限定した理由を説明する（以下、％表示は質量％を示す）各成分の限定理由に付いて述べる。
【００２９】
Ｃ
Ｃは、強度を確保するために必要な元素で、０．０１５％未満では必要とする強度を確保することができない。望ましくは、０．０２％以上である。一方、０．１８％を超えると、溶接した場合にＨＡＺ、母材共に靱性を確保することが難しくなる。望ましくは、０．１６％未満である。したがって、Ｃの含有量は、０．０１５〜０．１８％とした。
【００３０】
Ｓｉ
Ｓｉは、脱酸作用があると共に鋼板の強度上昇にも寄与する。しかし、１％を超えて含有させた場合、靭性の低下をもたらすため、１％を上限とする。また、鋼の脱酸に支障を来さない限り、Ｓｉは幾ら少なくとも問題はない。
【００３１】
Ｍｎ
Ｍｎは鋼の焼入れ性高める効果があり、強度確保に有効な成分である。含有量が０．５％未満では、焼入れ性の不足によって強度および靱性が得られない。一方、２．５％を超えて含有させると、偏析が増すと共に焼入れ性が高まりすぎて溶接時にＨＡＺ、母材共に靱性が低下する。従ってＭｎの含有量は０．３〜２．５％とした。
【００３２】
Ｐ
Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。０．０５％を超えると、粒界に偏析して靭性を低下させるのみならず、溶接時に高温割れを招くため０．０５％以下とする必要がある。加えて、Ｐは延性破面率を悪化させ、Ｘ７０（ＡＰＩ規格）以上の高強度で延性破面率の低下をもたらす。したがって、Ｘ７０以上の強度を得る場合には、０．０２％以下とすることが望ましい。
【００３３】
Ｓ
ＳはＭｎと結合して硫化物を形成し、介在物として鋼中に存在してＨＩＣやＳＳＣの原因となる。鋼材に耐ＨＩＣ性を要求しない場合は厳しく低減する必要はないが、それでも０．００８％を超えると母材靱性の劣化をもたらすので、上限を０．００８％とした。本発明鋼は、後述するようにｓｏｌ．Ａｌ含有量を微量調整することによりＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を鋼中に析出させたことを特徴としているが、その酸化物により凝固組織が微細化され、その結果粗大なＭｎＳが形成されにくくなる。そのため、Ｓ含有量の影響が小さくなって比較的良好な耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性を備える。それでも、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性が必要な用途に使用する場合は、Ｓ量は０．００６％未満にするのが好ましく、さらに望ましいのは０．００５％未満である。
【００３４】
ｓｏｌ．Ａｌ
ｓｏｌ．Ａｌは、通常のＡｌキルド鋼においては脱酸のためにｓｏｌ．Ａｌの形で０．０３％程度含有させるが、本発明ではＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を鋼中に形成させる必要があるため、ｓｏｌ．Ａｌはより低い値に制御しなければならない。しかし、０．０００２％未満では、鋼中酸化物はＴｉ酸化物あるいはＴｉ−Ｓｉ−Ｍｎ酸化物となってしまうため、有効な酸化物が鋼中に形成されない。一方、ｓｏｌ．Ａｌが０．００１２％を超える場合は、鋼中酸化物はＡｌ酸化物、あるいはＴｉ−Ａｌ酸化物となって鋼中に分散しなくなる。好ましくは０．００１％以下である。
【００３５】
また、適正なＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ酸化物を形成させるためには、ｓｏｌ．Ａｌ量は、下記式（１）の関係も満足しなければならない。これ以外の範囲では、微細分散する適正な酸化物は得られない。
【００３６】
０．３＜Ｏ（酸素）／ sol. Ａｌ 0.7 ＜１．８ ・・・・・・・ （１）
この酸化物の分散状況は、凝固時の冷却速度が遅いほど低下する様相を示したが、０．２℃／分以上の冷却速度で有れば、溶接ＨＡＺの靱性は良好であった。この冷却速度は、連続鋳造で製造する場合には容易に得られる速度である。
【００３７】
Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸化物やＴｉ酸化物に比べて融点が低く、鋳造時にはＡｌ、Ｔｉ、Ｍｎを含む液相の酸化物として溶鋼から分離してくると考えている。一般に液相−液相界面は、液相−固相界面よりも界面エネルギーが低いため、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ酸化物やＴｉ酸化物に比べて遙かに凝集しにくく微細分散し易い。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｎの各酸化物以外にＭｇ、ＣａやＳｉ等のような酸化物を微量含んでいる。Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物の融体は凝固して固体となるが、その際にＴｉ2ＭＯ4やＡｌ2ＭｎＯ4（Galaxite）にちかい組成を有する酸化物に分離する傾向がある。
Ｔｉ
Ｔｉは、主に脱酸元素として利用するが、Ａｌ，Ｔｉ，Ｍｎからなる酸化物相を形成させる。この酸化物相を鋼中に形成させるためには、鋼中のＴｉの総量は０．００３％以上は必要であり、一方０．０２％を超えて含有させた場合には、形成される酸化物がＴｉ酸化物、あるいはＴｉ−Ａｌ酸化物となって分散密度が低下し、特に小入熱溶接部熱影響部における組織を微細化する能力が失われる。このため、Ｔｉ含有量は０．０２％未満でなくてはならない。好ましくは０．０１７％である。
【００３８】
Ｏ（酸素）
酸素は、Ａｌ−Ｔｉ−Ｍｎ複合酸化物を形成させるための重要な元素であり、、０．００２％未満ではＡｌ酸化物やＴｉ酸化物が形成され、十分な量のＡｌ−Ｔｉ−Ｍｎ系複合酸化物を形成させることができなくなる。一方０．００５％を超えると清浄度が低下して靱性が劣化する。したがって、酸素含有量は０．００２〜０．００５％とした。
【００３９】
Ｂ
Ｂは、焼入れ性を向上させる元素で、含有量が０．００２％を超えると靱性の劣化をもたらす。なお、含有させる場合は、０．０００２％以上とするのが好ましい。
【００４０】
Ｎ
鋼中のＮは、多量に存在する場合にはＨＡＺ靭性の悪化原因となる。通常は、鋼にＴｉを添加してＴｉＮの形で固定して無害化しているが、本発明においては、Ｔｉは上限が厳しく制限されている上に、Ｔｉのほとんどの量は酸化物の形成に消費されてしまい、ＴｉＮは殆ど形成されない。そのため、Ｎは０．００７％以下でなければ母材、ＨＡＺとも靱性が劣化するのを避けることができない。望ましくは、０．００６％以下である。
【００４１】
上記の元素以外に、必要により下記のような他の元素を含有させることができる。代表的な元素を以下に示すが、それらに限定されるものではない。
【００４２】
Ｃｕ
Ｃｕは、強度および耐食性をより向上させる場合に含有させる。特に、ｐＨの高い環境では鋼中への水素侵入を抑制して母材の耐ＨＩＣ性を向上させる作用を有する。母材の耐ＨＩＣを向上させるためには、０．５％以下の含有量で効果を得ることができる。一方、強度向上に利用する場合、０．５％以下でも効果があるが、それ以上含有させると焼入れ−焼戻し処理をおこなった場合にＣｕ時効効果が得られ、一層強度が高まる。しかし、１．５％を超えて含有させても、コスト上昇に見合った性能の改善が見られない。
【００４３】
Ｎｉ
Ｎｉは固溶状態において鋼のマトリックス（生地）の靭性を高める効果があるので、より優れた靭性を安定して得る必要がある場合に含有させるのがよい。含有量を０．０５％以上とすると焼入性向上効果も得られるので、０．０５％以上とすることが望ましい。特に、Ｃｕを添加する場合は圧延時のひび割れ（Ｃｕチェッキング）を防止するために、０．１％以上のＮｉを含有させる必要がある。しかし、４％を超えると合金コストの上昇に見合った特性の向上が得られないので、上限は４％とするのがよい。
【００４４】
Ｃｒ
Ｃｒは、耐炭酸ガス腐食性を高め、また焼入性を高めるのに有用である。Ｃｒのこの様な効果を積極的に利用しようとする場合、０．２％以上の含有量とするのがよい。しかし、２％を超えて含有させると、他の成分条件を満足させても、ＨＡＺの硬化の抑制が難しくなる他、耐炭酸ガス腐食性向上効果も飽和する。望ましくは、１．５％以下である。
【００４５】
Ｎｂ
Ｎｂは、細粒化と炭化物析出により母材の強度および靱性を向上させる。また、細粒化によって母材の耐ＳＳＣ性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が０．００２％未満では前記効果が得られない。一方、０．１％を超えると母材の性能向上効果が飽和する一方でＨＡＺの靱性を著しく損なう。
【００４７】
Ｍｏ
Ｍｏは、母材の強度と靱性を向上させる効果がある。しかし、含有量が０．０３％未満では前記効果が得られなく、また０．５％を超えると特にＨＡＺの硬度が高まり靱性と耐ＳＳＣ性を損なう。
【００４８】
次に、製造方法について説明する。
【００４９】
上記の化学組成を有する鋼を連続鋳造設備にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のうちの一方、または双方の操作を加えて鋳造するのがよく、ＨＡＺに一層優れた耐ＳＳＣ性を、また母材に耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性を付与することができる。
【００５０】
（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング部に圧下ロールによりバルジング量相当の圧下を加える。
【００５１】
（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
【００５２】
このような操作をおこなうのは、鋳片の最終凝固部となる鋳片厚さ方向の中心部にＭｎ、ＳおよびＰなどが偏析するのを防止するためである。偏析が生じると偏析部分において靱性の低下や耐食性の劣化が生じやすい。
【００５３】
鋳片にバルジングを起こさせるためには、鋳型の下流側に配列されたガイドロールの鋳片厚さ方向の間隔を、下流側に段階的に増加させるのがよい。また、バルジングを発生させる位置は、鋳片中心部の固相率が０．１以下の位置が好ましい。バルジング量は、鋳片の厚さが２００〜３００ｍｍ程度の場合、鋳片の厚さ（鋳型短辺の長さ）より２０〜１００ｍｍ厚くする量とするのが適当である。
【００５４】
バルジング量相当の圧下は、偏析部分を分散させるためで鋳片中心部の固相率が０．８未満となる凝固完了点の少し前の位置でおこなうのが好ましい。
【００５５】
ここで、固相率とは、液相と固相からなる未凝固部における固相の比率（体積比率）を意味する。この固相率は、鋳片厚さ方向の一次元非定常伝熱解析により求めることができる。溶鋼の凝固中は潜熱が放出されるので、固液共存域における潜熱の放出比率から固相率を求めることができる。
【００５６】
上記（ａ）の他に、一般に使用されている電磁撹拌装置を用いて、鋳片内の未凝固溶鋼に対して撹拌を加え偏析元素を分散させることも有効である。この撹拌は、固相率０．０５〜０．７の範囲の領域でおこなうと効果的である。
【００５７】
【実施例】
表１に示す１７種の化学組成の鋼を溶製し、連続鋳造設備による鋳片または真空溶解炉による１５０ｋｇインゴットとした。鋳片の寸法は、厚さ２００ｍｍ、長さ２０００ｍｍで、インゴットは真空溶解炉で溶解して１５０ｋｇインゴットとした。連続鋳造では、表２に示すように、鋳型から引き抜かれた後鋳片内部が凝固する前に鋳片をバルジングさせて圧下および／または電磁撹拌をおこなった。バルジングさせた場合の圧下は一対のロールによりおこなった。
【００５８】
【表１】
【表２】
次に、インゴットは鍛造してスラブとし、鋳片と共に１１００℃に加熱した後、表３に示す条件で熱間圧延と熱処理を施して鋼板とした。溶接前の特性を調べるため、得られた鋼板からＪＩＳ Ｚ ２２０１号引張試験片、ＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定のＶノッチシャルピー衝撃試験片および腐食試験片を製作した。腐食試験は、耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性および耐炭酸ガス腐食性を調べるため下記の方法でおこなった。
【００６１】
【表３】
▲１▼ 耐ＨＩＣ性
米国の規格「ＮＡＣＥ ＴＭ−０２８４ METOD A」に規定されている方法で評価した。すなわち、ＮＡＣＥ浴（０．５％酢酸＋５％食塩水，２５℃，１気圧Ｈ 2 Ｓ飽和）に９６時間浸漬したときの割れ面積率（ＣＡＲ）を測定した。評価は、「ＣＡＲ≦２％」のものが耐ＨＩＣ性に優れるとして０．２％を超えるものは耐ＨＩＣ性に劣るとして×印で示した。
【００６３】
ＨＩＣ試験片の寸法は、厚さ：表３に記載の鋼板厚さ、幅：２０ｍｍ、長さ：１００ｍｍとし、各鋼板毎に３枚採取した。これの試験片を浸漬試験に供した後、超音波探傷法で断面のＨＩＣ面積（ＣＲＡ）を下記式で求め、３枚の平均値で評価した。
【００６４】
ＣＡＲ（％）＝１００×｛ＨＩＣ面積／（試験片幅×試験片長）｝
なお、ＣＡＲは、ＣＬＲ（幅方向の割れ長さ）のほぼ３分の１に対応していることが経験的に知られており、「ＣＡＲ≦２％」は「ＣＬＲ≦５％」に対応する。
【００６５】
図２は、鋼板７から、耐ＨＩＣ性を調べるための腐食試験片を採取した位置を示す図である。
【００６６】
図３は、腐食試験後の試験片の縦断面図で、斜線部は水素誘起割れした部分を示す。
【００６７】
▲２▼ 耐ＳＳＣ
米国の規格「ＮＡＣＥ ＴＭ−０１７７ METHOD A」に規定されている方法で評価した。すなわち、、鋼板の板厚中心部から平行部が６．３５ｍｍ×２５．４ｍｍの丸棒試験片を採取した後、これにＮＡＣＥ浴中で８０％ＳＭＹＳ（規格最小ＹＳ）の引張り応力を付与し、７２０時間が経過するまでの間に破断が生ずるか否かを調べた。そして破断しなかったものを耐ＳＳＣ性に優れるとして○印で、破断したものについては、耐ＳＳＣ性が劣るとして×印で表示した。
【００６８】
▲３▼ 耐炭酸ガス腐食性
耐炭酸ガス腐食性については、各鋼板から切り出した試験片を、１気圧の炭酸ガスを飽和させた５０℃の人工海水中に９６時間浸漬し、その際の腐食減量から計算した腐食速度にて評価した。
【００６９】
これらの試験結果を併せて表３に示す。
【００７０】
鋼番号２〜９は、本発明例の鋼である。鋼番号１０〜１８の鋼は、本発明の鋼に対応する比較例であり、主要な強化元素の含有量は同一であるが、Ａｌ、ＴｉおよびＯ（酸素）の含有量が異なっており、本発明で規定する範囲外になっている。
【００７１】
表３から明らかなように、本発明例の場合は靱性、耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性ともに良好であるが、比較例１０ａ〜１２ａおよび１６ａは耐ＨＩＣ性および耐ＳＳＣ性の一方または双方とも好ましくない。比較例の１３ａ〜１５ａおよび１７ａ、１８ａは、母材としての特性は良好であるが、後述するＨＡＺの特性が好ましくない。
【００７２】
鋼板番号３ａおよび７ａ、８ａおよび９ａは、本発明の方法により製造されたものである。これに対して、鋼板番号４ａ、５ａおよび６ａは１５０ｋｇインゴットから鋼板にしたものであり、インゴットのサイズが比較的小さくＭｎ、Ｓの偏析が小さいため母材特性は良好である。
【００７３】
Ｃｒを含有している鋼板２ａおよび６ａは、表３に示すように耐ＨＩＣ性、耐ＳＳＣ性に加えて、耐炭酸ガス腐食性も良好である。これに対し、Ｃｒを含まない鋼板１ａ、９ａは、腐食速度が速く耐炭酸ガス腐食性が好ましくない。
【００７４】
次いで、溶接後のＨＡＺの特性を調べるため、各鋼板から溶接用の縦：４００ｍｍ、横：３００ｍｍの試験片を切り出し、突き合わせ溶接をおこなった。
【００７５】
溶接方法は、レーザー溶接、電子ビーム溶接およびＳＡＷの３種類の方法とした。
【００７６】
ＳＡＷにおいては、ルートギャップ１〜２mmのＶ開先に対して、２０kJ/cmにて多層溶接をおこなった。
【００７７】
レーザー溶接は、出力１０ｋＷの炭酸ガスレーザーを用い、大気圧Ａｒガスシールド雰囲気で、ルートギャップ無しのＩ開先にて実施した。
【００７８】
電子ビーム溶接は、真空チャンバー内で、電圧１５０kV、電流１５０mA、振幅０．８mmにて、ルートギャップ無しのＩ開先に対して、速度２０cm/min〜８０cm/minで溶接した。このレーザー溶接や電子ビーム溶接の溶接入熱は、２０kJ/cmか、あるいはそれよりも小さな入熱に相当する。
【００７９】
また、板厚が３２ｔ以上の鋼板については、Ｘ開先にて、内外面一層ＳＡＷの大入熱溶接も実施して、大入熱ＨＡＺ特性を調査した。
【００８０】
溶接後、各鋼板のＨＡＺを含む位置から硬度測定試験片、シャルピー衝撃試験片、引張試験片および腐食試験片をそれぞれ切り出し、ＨＡＺの最高硬さ、ＨＡＺ靱性、溶接部（溶接金属部およびＨＡＺをいう）の引張り強さおよび溶接部の耐ＳＳＣ性を求めた。
【００８１】
溶接熱影響部の最高硬さは、ビッカース１０ｋｇｆにて測定した。
【００８２】
図１は、突き合わせ溶接した鋼板からシャルピー衝撃試験片および引張試験片を採取した位置を示す図で、図１（ａ）はサブマージアーク溶接した鋼板の場合、図１（ｂ）は電子ビーム溶接およびレーザ溶接した場合の図である。
【００８３】
図１（ａ）および図１（ｂ）に示すように、シャルピー衝撃試験片１は、溶接した鋼板２の溶接金属５とＨＡＺ６の境界であるボンド部にＶノッチ４がくるように採取した。試験片は、ＪＩＳＺ２２０２ Ｖノッチ衝撃試験片とした。ただし、母材厚さが１０ｍｍに満たない鋼材については、５ｍｍ厚のハーフサイズ試験片で代用した。
【００８４】
また、引張試験片は、図１（ａ）および図１（ｂ）に示すように、引張試験片３の平行部の中央に溶接金属がくるように採取した。
【００８５】
溶接部の耐食性については、図１で示した引張り試験片を採取した同等の位置である板厚中心部から溶接金属が中心に位置するようにＳＳＣ試験片を切り出し、母材の場合と同様の試験をおこなってＳＳＣ性を評価した。
【００８６】
なお、各試験方法は前記の方法と同じ方法でおこなった。これらの小入熱溶接した場合の試験結果を表４に示す。
【００８７】
【表４】
鋼板２a〜９aは、本発明例の鋼板であるが、いずれの溶接方法にて溶接した場合でも優れたＨＡＺ靱性を示す。これに対し、比較例の１０a〜１８aの鋼板のＨＡＺ靱性は、軒並み好ましくない。
【００８９】
また、本発明例の鋼板では、耐ＳＳＣも良好であるが、比較例ではＳを低減した１３ａ〜１５ａの鋼板で良好な結果が得られているものの、他の比較例の鋼板では、ＨＡＺ硬さが高いことなどが影響して、耐ＳＳＣも劣悪となっている。１１ａも比較的Ｓは低いが、ＨＡＺ硬さが高いため、耐ＳＳＣ性は好ましくない。
【００９３】
【発明の効果】
接熱影響部の靱性に優れており、また本発明の製造方法で製造した鋼材は、耐硫化物応力腐食割れ性に優れており、溶接施工に対する制限を大きく緩和し、腐食環境を含む多様な環境下で使用に耐える安全な溶接構造物を構築することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】突き合わせ溶接した鋼板から引張り試験片等を採取した位置を示す図である。
【図２】鋼板から腐食試験片を採取した位置を示す図である。
【図３】水素誘起割れ状態を示す試験片の断面図である。
【符号の説明】
１ シャルピー衝撃試験片採取位置
２ 鋼板
３ 引張試験片採取位置
５ 溶接金属
６ 溶接熱影響部（ＨＡＳ）
７ 腐食試験片（耐ＨＩＣ性調査用）
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．１８％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、sol.Ａｌ：０．０００２〜０．００１２％、Ｔｉ：０．００３〜０．０２％、Ｏ（酸素）：０．００２〜０．００５％、Ｂ：０．００２％以下、Ｎ：０．００７％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなり、下記式（１）を満足していることを特徴とする、溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
０．３＜Ｏ（酸素）／sol.Ａｌ０．７＜１．８ ・・・・・（１） - さらに、質量％で、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｂ：0．1％以下およびＭｏ：０．５％以下のうち、１種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
- さらに、質量％で、Ｎｉ：４％以下を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
- さらに、質量％で、Ｃｒ：２％以下を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材。
- 請求項１から４までのいずれかに記載の化学組成を有する鋳片を連続鋳造法にて鋳造するに際して、下記の（ａ）および（ｂ）のうちの一方または双方の操作を加えて鋳造し、その後に熱間圧延することを特徴とする、溶接熱影響部特性に優れた電子ビーム溶接用またはレーザー溶接用鋼材の製造方法。
（ａ）鋳型から引き抜かれた鋳片にバルジングを生じさせ、鋳片の凝固完了前にバルジング量相当の圧下を加える。
（ｂ）鋳型から引き抜いた鋳片の未凝固部を、電磁撹拌装置を用いて撹拌する。
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