大入熱衝撃靭性に優れた溶接継手を含む溶接構造用鋼

专利摘要:
本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎ：０．００４〜０．００８％、Ｐ：０．０３０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．０３０％以下、及びＯ：０．０１〜０．０３％、並びに残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含むことを特徴とする、溶接構造用鋼を提供する。さらに、必要に応じて前記Ｔｉ、Ｏ、Ｎ、Ｂ、Ｍｎ及びＳが、１．３≦Ｔｉ／Ｏ≦〜３．０、７≦Ｔｉ／Ｎ≦１２、０．８≦Ｎ／Ｂ≦１．５、及び１１≦（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｎ≦〜１６の関係を満足する。該溶接構造用鋼の溶接継手の微細組織は、組織分率で針状フェライトが８５％以上であり、組織内にＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物が０．５μｍ以下の間隔で均一に分散され、かつ０．０１〜０．１μｍの範囲の粒径を有する。溶接継手中のＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの個数は、１．０×１０７個／ｍｍ３以上である。本発明によって製造される溶接構造用鋼は、より優れた引張強度、延伸率、硬度特性及び表面特性を有するため、高い活用度及び安定な使用を保障する。
公开号:JP2011506766A
申请号:JP2010537866
申请日:2008-12-12
公开日:2011-03-03
发明作者:ホン−チュル ジョン、；ユン−ファン パク、；スン−ガブ ホン、
申请人:ポスコ；
IPC主号:C22C38-00

专利说明:

[0001] 本発明は、船舶、建築、橋梁、海洋構造物、鋼管、ラインパイプなどの溶接構造物に用いられる大入熱ＳＡＷ溶接を行った場合にもその物性が安定した溶接継手を含む溶接構造用鋼に関し、より詳しくは、微細なＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物を微細分散させることで針状フェライト変態を促進し、大入熱ＳＡＷ溶接継手の衝撃靭性が改善された溶接継手を含む溶接構造用鋼に関する。]
背景技術

[0002] 最近、船舶の大型化及び建築構造物の高層化に伴い構造物がさらに大型化し、使用される鋼材も次第に高強度化鋼材及び厚物鋼材に代替されている傾向にある。よって、従来の溶接方法によりこのような高強度の厚物鋼材を溶接する場合、構造物を与えられた期限内に製作することが困難な場合が増え、高能率溶接が避け難くなった。]
[0003] このような場合、厚肉化した鋼材を溶接する技術としては、サブマージアーク溶接（ＳＡＷ）が最も広く用いられる。該サブマージ溶接法は溶着量が多くなり溶接パス数が減少する。このため、ＳＡＷは一般的なガス金属アーク溶接（ＧＭＡＷ）より生産性の面で格段に有利であるという長所がある。]
[0004] ＳＡＷは、溶接熱影響部に加えられる熱量が非常に大きい大入熱溶接方法である。ＳＡＷ工程においては、溶接金属の溶接継手は組織が凝固しながら粗大な柱状晶組織を形成することができ、粗大な結晶粒内にはオーステナイト結晶粒界に粗大な粒界フェライト、ウィドマンシュテッテンフェライトなどが形成されることができる。したがって、溶接継手は、溶接構造物において衝撃靭性が最も劣る部位となり、クラック、破壊などの危険が常に発生し得る部分である。]
[0005] これによって、溶接構造物の安定性を確保するために溶接継手の微細組織を制御して溶接継手の衝撃靭性を確保する必要がある。このため、特に、溶接材料の成分を規定する様々な技術について、多くの研究が行われた。しかしながら、溶接金属の微細組織及び粒径などを特に制御せずに、合金元素を制限するだけでは、十分な溶接継手の靭性を得ることが困難であった。]
[0006] ＡＲＭ＝１９７−１４５７Ｃ−１１４０ｓｏｌ．Ａｌ＋１１８５０Ｎ−３１６（Ｐｃｍ−Ｃ）で定義されるＡＲＭを４０〜８０に調整することを特徴とする溶接継手の物性向上技術が最近明らかになった。しかしながら、規定されているＡＲＭには溶接継手内の酸素含有量が制限されていないため、ＳＡＷ大入熱溶接継手の衝撃靭性を確保することが難しい。]
発明が解決しようとする課題

[0007] したがって、本発明者は上述した問題点を解決するとともに、大入熱溶接時に溶接構造用鋼の成分系及び微細組織を効率的に制御して優れた引張強度、延伸率、硬度特性及び表面特性を有する溶接継手を含む溶接構造用鋼を提供する。]
課題を解決するための手段

[0008] 本発明の一態様において、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎ：０．００４〜０．００８％、Ｐ：最大０．０３０％、Ａｌ：０．００５〜０．０５％、Ｓ：最大０．０３０％、及びＯ：０．０１〜０．０３％、並びに残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含む溶接構造用鋼を提供する。上記Ｔｉ、Ｏ、Ｎ、Ｂ、Ｍｎ及びＳは、Ｔｉ／Ｏ：１．３〜３．０、Ｔｉ／Ｎ：７〜１２、Ｎ／Ｂ：０．８〜１．５、及び（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｎ：１１〜１６の関係を満たす。]
[0009] 本発明の溶接構造用鋼は、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｂ：０．０００１〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜０．５％、及びＺｒ：０．００５〜０．５％からなるグループから選択される１種または２種以上の成分をさらに含むことができる。また、本発明の溶接構造用鋼は、０．０００５〜０．０５％のＣａ、０．００５〜０．０５％のＲＥＭ、またはその両方（０．０００５〜０．０５％のＣａ及び０．００５〜０．０５％のＲＥＭ）をさらに含むことができる。]
[0010] また、本発明の溶接構造用鋼の溶接継手の微細組織は、組織分率で針状フェライトが８５％以上であり、残部はポリゴナルフェライト及びその他の粒界に不可避に析出できるフェライトである。ＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物は、組織内に０．５μｍ以下の間隔で均一に分散されることが好ましい。]
[0011] 本発明のＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の粒径は、０．０１〜０．１μｍであることができる。本発明の溶接継手内のＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の粒子数は、１．０×１０７個／ｍｍ３以上であることができる。]
発明の効果

[0012] 本発明によって製造される溶接構造用鋼は、より優れた引張強度、延伸率、硬度特性及び表面特性を有することができる。そのため、本発明の溶接構造用鋼は活用度が高く、かつ安定して使用可能である。]
[0013] 溶接継手の靭性に効果的であると知られている針状フェライトに影響を及ぼす酸化物の種類及び大きさなどに対して鋭意検討した結果、本発明者は、ＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の大きさ、個数などに応じて溶接継手の針状フェライトの量が変化し、存在する針状フェライトの量によって溶接継手の靭性が変化することを見出した。]
[0014] 研究結果に基づき、本発明は、
（１）ＳＡＷ溶接金属にＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物を用い、
（２）酸化物の個数（１．０×１０７個／ｍｍ３以上）及び大きさ（０．０１〜０．１μｍ）を夫々制限するステップと、そして、溶接継手の微小構造中の針状フェライトを８０％以上に変態及び維持し、
（３）ＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物と固溶ホウ素（Ｂ）を確保することで針状フェライト変態を促進する
ことによって特徴付けられる。]
[0015] 以下、本発明を詳しく説明する。]
[0016] １．ＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の管理
溶接金属内のＴｉ／Ｏ、Ｔｉ／Ｎ、Ｂ／Ｎ、Ｍｎ／Ｓの比を適切に維持すると、ＴｉＯ酸化物及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の個数が適切に分布されるため、溶接金属の凝固過程においてオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、針状フェライト変態を促進する。これは、ＴｉＯ酸化物及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物がオーステナイト結晶粒内に適切に分布すると、温度の減少によってオーステナイトで不均一核生成サイトの役割をする粒界フェライトより先に、針状フェライト変態が発生するためである。したがって、このような結果から溶接継手の靭性を画期的に改善できるようになる。]
[0017] そのためには、ＴｉＯ酸化物及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物を微細かつ均一に分布させることが重要である。また、Ｔｉ／Ｏ、Ｔｉ／Ｎ、Ｂ／Ｎ及びＭｎ／Ｓの比に従って、ＴｉＯ酸化物及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の大きさと含有量及び分布を最適化する必要がある。本発明においては、Ｔｉ／Ｏは１．３〜３．０の範囲に、Ｔｉ／Ｎは７〜１２の範囲に、Ｎ／Ｂは０．８〜１．５の範囲に、（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｎは１１〜１６の範囲に、及びＭｎ／Ｓは２２０〜４００に限定した。この場合、大きさが０．０１〜０．１μｍであるＴｉＯ酸化物及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物は、１．０×１０７個／ｍｍ３以上形成される。従って、より安定した微細酸化物を多量に確保できるようになる。]
[0018] ２．溶接継手内の固溶ホウ素（Ｂ）の役割
本発明者は、溶接継手に均一に分散される酸化物とは別に、固溶されているＢが、結晶粒界に拡散されて、かつ結晶粒界のエネルギーを減少させることにより、結晶粒界において粒界フェライト変態を抑制する役割をすることを見出した。また、Ｂが酸化物に拡散されて酸化物の周囲にＢ欠乏域（Ｂ−ｄｅｐｌｅｔｅｄ ｚｏｎｅ）を形成することによって、複合酸化物の周囲の硬化を抑制して針状フェライト変態を促進させることも分かった。]
[0019] ３．溶接継手の微細組織
上述した複合酸化物及び固溶Ｂを用いることにより、本発明で示される微細組織の種類及びその分率を限定する必要性がある。溶接継手の冷却過程において結晶粒界変態よりも先に結晶粒内に針状フェライト変態を促進させることできることなどの、ＴｉＯ酸化物及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物を溶接金属内に適切に分布させることが重要である。この場合、溶接継手は８５％以上の針状フェライト並びに残部のポリゴナルフェライト及びその他の粒界に不可避に析出されるフェライト組織を有する。]
[0020] 上述したように、本発明においては、効率的な微細酸化物及び固溶Ｂの使用は、結晶粒界に粒界フェライトの形成を抑制し、かつ結晶粒内に針状フェライト形成を促進させるため、溶接継手の衝撃靭性をさらに向上させることができる。]
[0021] 以下に、所望の溶接継手が形成され得る溶接構造用鋼の合金化元素について詳しく説明する（以下、％は重量％）。]
[0022] 炭素（Ｃ）含有量は、０．０１〜０．２％の範囲である。]
[0023] Ｃは、溶接金属の強度及び溶接硬化性を確保するために０．０１％以上を添加する。Ｃの含有量が０．２％を超過すると、溶接性が大きく低下して溶接継手に低温割れが発生し、大入熱衝撃靭性も低下する。Ｃの含有量を０．０１〜０．２％に制限する。]
[0024] ケイ素（Ｓｉ）含有量は、０．１〜０．５％の範囲である。]
[0025] Ｓｉは、脱酸効果を有する元素であり、０．１％以上を添加する。Ｓｉの含有量が０．１％未満であると、十分な脱酸効果が得られず、溶接金属の流動性が低下する。一方で、Ｓｉの添加量が０．５％を超過すると、溶接金属内のマルテンサイトオーステナイト（Ｍ−Ａ）構造（Ｍ−Ａ組成）の変態が促進されて低温衝撃靭性が低下し溶接割れ感受性に悪影響を及ぼす。このため、Ｓｉの含有量を０．１〜０．５％に限定する。]
[0026] マンガン（Ｍｎ）含有量は、１．０〜３．０％の範囲である。]
[0027] Ｍｎは、鋼中で脱酸作用及び強度を向上させるのに有効であり、かつＴｉＯ酸化物の周囲にＭｎＳ析出物の形態で形成されることにより、Ｔｉ複合酸化物が溶接継手の靭性改善に有利な針状フェライトの生成に促進を引き起こす。また、Ｍｎは、マトリックス組織内に置換型固溶体を形成することによって、マトリックスを強化させ、強度及び靭性を確保する。このため、Ｍｎを１．０％以上添加する。しかし、Ｍｎの含有量が３．０％を超過すると、低温変態組織が生成されるおそれがある。このため、Ｍｎの含有量を１．０〜３．０％に制限する。]
[0028] チタン（Ｔｉ）含有量は、０．０１〜０．１％の範囲である。]
[0029] Ｔｉは、酸素（Ｏ）と結合して微細なＴｉ酸化物を形成する。微細ＴｉＮ析出物の形成に必要であるため、Ｔｉは本発明においては最も重要な元素である。Ｔｉは０．０１％以上添加する必要がある。しかし、Ｔｉの含有量が多すぎると、粗大なＴｉＯ酸化物及び粗大なＴｉＮ析出物が形成されるおそれがある。このため、Ｔｉを最大０．１％添加する。]
[0030] ニッケル（Ｎｉ）含有量は、０．５〜３．０％の範囲である。]
[0031] Ｎｉは、固溶強化によるマトリックスの強度と靭性を向上させるのに有効な元素である。Ｎｉは０．５％以上添加する。しかし、Ｎｉ含有量が多すぎると、焼入れ性を大きく増加させ高温割れが発生する可能性が高い。このため、Ｎｉを最大３．０％添加する。]
[0032] ホウ素（Ｂ）含有量は、０．０００３〜０．０１％の範囲である。]
[0033] Ｂは、焼入れ性を向上させる。本発明においては、Ｂは粒界に偏析して、粒界フェライトへの変態を抑制する。このため、Ｂを０．０００３％添加する。しかし、過剰なＢ含有量は、さらなる効果を保障せず、かつ溶接硬化性が大きく増加するため、Ｍ−Ａ構造への変態を促進する。これは、溶接低温割れの発生及び靭性を低下させる原因となり得る。このため、Ｂを最大０．０１％添加する。]
[0034] 窒素（Ｎ）含有量は、０．００４〜０．００８％の範囲である。]
[0035] Ｎは、ＴｉＮ析出物などを形成するのに必要な元素であり、微細ＴｉＮ析出物の量を増加させる。特に、ＮはＴｉＮ析出物の大きさ、析出物の間隔、及び分布、酸化物との複合析出頻度数、析出物自体の高温安定性などに顕著な影響を及ぼす。このため、Ｎの含有量を０．００４％以上に設定する。しかし、０．００８％を超過するＮの含有量は、さらなる効果を保障せず、かつ溶接金属内に存在する固溶Ｎの量が増加するため、靭性が低下する。このため、Ｎを最大０．００８％添加する。]
[0036] リン（Ｐ）含有量は、０．０３０％以下である。]
[0037] Ｐは、溶接時に高温割れを助長する不純物元素である。このため、Ｐの含有量はできる限り低く管理することが好ましい。特に、靭性向上及び割れ低減のためには、Ｐ含有量は０．０３％以下であり得る。]
[0038] アルミニウム（Ａｌ）含有量は、０．００５〜０．０５％の範囲である。]
[0039] Ａｌは、脱酸素剤であり、かつ溶接金属内の酸素（Ｏ）の量を減少させるのに必要な元素である。また、Ａｌは固溶Ｎと結合して、微細ＡｌＮ析出物を形成する。このため、Ａｌを０．００５％以上添加する。しかし、Ａｌの含有量が多すぎると、靭性改善に必要なＴｉＯ酸化物の形成を妨げる、粗大なＡｌ２Ｏ３の形成をもたらす。このため、Ａｌを最大０．０５％添加する。]
[0040] モリブデン（Ｍｏ）含有量は、０．０５〜１．０％の範囲である。]
[0041] Ｍｏは、Ｃｒと同様に、強度向上と同時に、焼入れ性を増加させる。Ｍｏを０．０５％以上添加した場合、その効果が得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が多すぎると、溶接継手の硬化及び溶接時の低温割れが発生する可能性がある、このため、Ｍｏを最大１．０％添加する。]
[0042] 硫黄（Ｓ）含有量は、０．０３０％以下である。]
[0043] Ｓは、ＭｎＳ複合析出物を形成するために、０．０３０％以下添加し得る。０．０３０％を超過するＳ含有量は、高温割れを誘発する、ＦｅＳなどの低融点化合物を形成する。このため、Ｓ含有量を制限する必要がある。]
[0044] 酸素（Ｏ）含有量は、０．０１〜０．０３％の範囲である。]
[0045] Ｏは、溶接継手の凝固中、Ｔｉと反応してＴｉ酸化物を形成する元素である。Ｔｉ酸化物は、溶接金属中において針状フェライトの変態を促進する。しかしながら、０．０３％を超過するＯ含有量は、粗大なＴｉ酸化物及びＦｅＯなどの、その他の酸化物の形成をもたらす。このため、Ｏは最大０．０３％添加する。また、Ｏ含有量を０．０１％未満にすることは工程上の原因により達成するのが困難であり、かつ本発明に有利な酸化物の形成が制限される。このため、Ｏ含有量の下限を０．０１％とする。]
[0046] Ｔｉ／Ｏは、１．３〜３．０の範囲である。]
[0047] Ｔｉ／Ｏ比が１．３未満であると、溶接金属内のオーステナイト結晶粒の成長抑制、及び針状フェライト変態に要求されるＴｉＯ酸化物の個数の不足をもたらし、かつＴｉＯ酸化物内に含まれるＴｉの分率が減少するため、針状フェライト核生成位置としてのＴｉＯの機能を失う。その結果、不十分なＴｉ／Ｏ比は、溶接熱影響部の靭性の改善に有効な針状フェライトの相分率を低下し得る。一方、３．０を超過するＴｉ／Ｏ比は、溶接金属内のオーステナイト結晶粒成長抑制のそれ以上の効果を保障せず、その代わりに、酸化物内に含有されるＭｎなどの元素の比率がむしろ小さくるため、針状フェライトの核生成部としての機能が失われる。このため、本発明ではＴｉ／Ｏの比率を１．３〜３．０にの範囲に制御する。]
[0048] Ｔｉ／Ｎは、７〜１２の範囲である。]
[0049] ７未満のＴｉ／Ｎ比では、ＴｉＯ酸化物に形成されるＴｉＮ析出物の量が減少し、靭性改善に効果的な針状フェライトへの変態に悪影響を与える。一方、１２を超過するＴｉ／Ｎ比では、その効果はそれ以上保障されず、固溶Ｎ量が増加するため、衝撃靭性が低下する。このため、Ｔｉ／Ｎ比を７〜１２の範囲に限定する。]
[0050] Ｎ／Ｂは、０．８〜１．５の範囲である。]
[0051] ０．８未満のＮ／Ｂ比では、溶接後の冷却過程でオーステナイト結晶粒界に拡散する固溶Ｂの量の不足をもたらすため、粒界フェライトへの変態の抑制レベルが低くなる。一方、１．５を超過するＮ／Ｂ比は、その効果はそれ以上保障されず、固溶Ｎ量が増加するため、溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Ｎ／Ｂ比を０．８〜１．５の範囲に限定する。]
[0052] （Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｎは、１１〜１６の範囲である。]
[0053] １１未満の（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｎ比では、溶接継手の靭性改善に効果的でない固溶Ｎの量が増加する。１６を超過する（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｎでは、ＴｉＮ、ＢＮなどの析出物生成が不十分である。このため、（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｎ比を１１〜１６の範囲に制限する。]
[0054] Ｍｎ／Ｓは、２２０〜４００の範囲である]
[0055] ４００を超過するＭｎ／Ｓ比では、強度が急激に上昇するため、割れが発生したり、低温靭性が低下したりする。一方、２２０未満のＭｎ／Ｓ比では、高温割れが発生する可能性がある。このため、Ｍｎ／Ｓ比を２２０〜４００の範囲に制限する。]
[0056] 本発明においては、上述した合金性元素に基づき鋼板を組成する。機械的性質をより向上させる目的で、ニオブ（Ｎｂ）、バナジウム（Ｖ）、銅（Ｃｕ）、クロム（Ｃｒ）、タングステン（Ｗ）及びジルコニウム（Ｚｒ）からなる群より選択された１種または２種以上の元素はさらに添加される。]
[0057] Ｃｕ含有量は、０．０１〜２．０％の範囲である。]
[0058] Ｃｕは、マトリックスに固溶して、マトリックスの強度を増加する。このため、Ｃｕは強度及び靭性を確保できる有効な元素である。Ｃｕは、０．０１％以上添加される。しかし、Ｃｕ含有量が多すぎると、溶接継手の硬化性を増加させるため、溶接金属の靭性を低下させ、かつ高温割れの原因となる。]
[0059] ＣｕとＮｉとを複合添加する場合、これらの合計を３．５％以下に制限する。３．５％を超過するＣｕ及びＮｉの合計含有量では、焼入れ性が顕著に増加し、靭性及び溶接性に悪影響を及ぼす。]
[0060] Ｎｂ含有量は、０．０００１〜０．１％の範囲である。]
[0061] Ｎｂは、焼入れ性を向上させることができる元素である。特に、Ｎｂは、Ａｒ３の温度を下げ、冷却速度が低い範囲においてもベイナイトの生成範囲を広げる効果がある。このため、Ｎｂは、ベイナイト組織を安定して得るのに貢献できる。よって、この効果を得るためには、Ｎｂを０．０００１％以上添加する必要がある。しかしながら、０．１％を超過するＮｂ含有量は、溶接継手でＭ−Ａ構造の形成を促進し、溶接継手の靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｎｂ含有量の上限を０．１％に制限する。]
[0062] Ｖ含有量は、０．００５〜０．１％の範囲である。]
[0063] Ｖは、ＶＮ析出物を形成してフェライトの変態を促進させる元素である。Ｖは０．００５％以上添加することができる。しかしながら、過剰なＶ含有量は、溶接継手にカーバイドのような硬化相を形成して、溶接継手の靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｖの上限を０．１％に設定する。]
[0064] Ｃｒ含有量は、０．０５〜１．０％の範囲である。]
[0065] Ｃｒは、焼入れ性を増加させ、かつ強度を向上させる元素である。Ｃｒは０．０５％以上添加することができる、しかしながら、過剰なＣｒ含有量は、溶接継手の靭性劣化を招く。このため、Ｃｒ含有量の上限を１．０％に設定する。]
[0066] Ｗ含有量は、０．０５〜０．５％の範囲である。]
[0067] Ｗは、高温強度向上と析出強化に効果的な元素である。このため、Ｗを０．０５％以上添加する。しかし、０．５％を超過するＷ含有量は、溶接継手の靭性に悪影響を及ぼす。]
[0068] Ｚｒ含有量は、０．００５〜０．５％の範囲である。]
[0069] Ｚｒは、強度上昇に効果がある。このため、Ｚｎは０．００５％以上添加することができる。しかしながら、０．５％を超過するＺｎ含有量は、溶接継手の靭性に有害であるため、その上限を０．５％に設定する。]
[0070] 本発明において、残留オーステナイトの結晶粒成長を抑制するために、Ｃａ及び／またはＲＥＭをさらに添加する。]
[0071] Ｃａ及び／またはＲＥＭは、溶接時に溶接アークを安定させ、溶接継手で酸化物を形成させることができる元素である。また、Ｃａ及び／またはＲＥＭは、冷却過程においてオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、かつ粒内フェライト変態を促進するため、溶接継手の靭性を向上させる。このため、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００５％以上添加することができる。しかしながら、０．０５％を超過するＣａ含有量、及び０．０５％を超過するＲＥＭ含有量は、靭性を低下させる大型酸化物の形成を引き起こす。ＲＥＭにはセリウム（Ｃｅ）、ランタン（Ｌａ）、イットリウム（Ｙ）、ハフニウム（Ｈｆ）からなる群より選択される１種以上の元素を用いることができる。]
[0072] 以下に、本発明鋼板を構成する微細組織について詳しく説明する。]
[0073] 本発明において、大入熱溶接後に形成される溶接継手の微細組織は針状フェライトであり、その相分率は８５％以上である必要がある。その理由は、針状フェライト組織が高強度と高靭性を同時に得るのに貢献するためである。フェライトとベイナイトとの混合組織は、衝撃靭性には有利である一方、溶接継手の強度が低い。ベイナイトとＭ−Ａ構造との混合組織は、溶接継手の強度は高いが、溶接継手の靭性などの機械的性質を損ない、かつ低温割れ感受性が増加する。よって、本発明の組織は針状フェライトを主組織とし、かつ残部組織はポリゴナルフェライト及びその他の粒界に不可避に析出されるフェライト組織で構成される。]
[0074] 溶接継手に存在する酸化物は、溶接後の溶接継手の微細組織の変態に、大きな影響を及ぼす。即ち、組織の生成及び性質は、分布する酸化物の種類、大きさ及びその個数に大きな影響を受けるようになる。特に、大入熱溶接継手は溶接継手の冷却速度が遅いため、結晶粒が粗大化し、結晶粒界から粗大な粒界フェライト、ウィドマンシュテッテンフェライト、ベイナイトなどの組織が形成されて溶接継手の物性を低下させる。物性低下を防止するためには、溶接金属内にＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物を０．５μｍ以下の間隔で均一に分散させることが重要である。]
[0075] さらに、ＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の粒径を０．０１〜０．１μｍに限定する。０．０１μｍ未満の粒径では、大入熱溶接継手で針状フェライト変態を促進させるのには不十分である。一方で、０．１μｍを超過する粒径では、オーステナイト結晶粒に対するピン止め効果（ｐｉｎｎｉｎｇ、結晶粒成長抑制）が弱まり、粗大な非金属介在物のような振る舞いをして、大入熱溶接継手の機械的性質を損なう。]
[0076] また、上記の効果を十分に得るためには十分な酸化物数も必要である。したがって、ＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の臨界数は、１ｍｍ３当たり１．０×１０７個以上である必要がある。]
[0077] 以下で、本発明によって形成された溶接継手を含む溶接構造用鋼について詳しく説明する。]
[0078] 上記本発明によって提供される大入熱溶接継手は、８５％以上の針状フェライト組織を含む。溶接継手においては、０．０１〜０．１μｍの範囲の大きさのＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物は、０．５μｍ以下の間隔で微細に分布している。（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の数は、で１．０×１０７個／ｍｍ３以上である。]
[0079] このような溶接継手を含む溶接構造用鋼は、大入熱ＳＡＷのみならず、他の大入熱溶接プロセスにおいても使用できる。大入熱溶接継手の冷却速度が速いと、酸化物が微細分散されて組織が微細化されるため、冷却速度が速い大入熱溶接プロセスが使用できる。同様の理由で、溶接継手の冷却速度を向上させるための鋼材の冷却及びＣｕバッキング法（Ｃｕ−ｂａｃｋｉｎｇ）も使用できる。しかし、このような公知の技術が本発明に適用されても、これは本発明の単なる変更として実質的に本発明の技術思想の範囲内のことと解釈することができる。]
[0080] 以下、実施例を通じて本発明をさらに詳しく説明する。]
[0081] 表１のような成分組成を有する溶接構造用鋼を、１００ｋＪ／ｃｍ以上の大入熱溶接入熱量を適用し、ＳＡＷにより製造した。本発明の効果を奏することができる溶接継手内のＴｉ／Ｏ、Ｔｉ／Ｎ、Ｎ／Ｂ、Ｍｎ／Ｓ及び（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｎの値を、表２に示した。]
[0082] ]
[0083] ]
[0084] 上記のように溶接された溶接継手の機械的性質を評価するための試片は、溶接継手の中央部から採取した。引張試片はＫＳ規格（ＫＳ Ｂ ０８０１）４号の試片を用いた。引張試験はクロスヘッドスピード（ｃｒｏｓｓ ｈｅａｄ ｓｐｅｅｄ）１０ｍｍ／ｍｉｍで試験した。衝撃試片はＫＳ（ＫＳ Ｂ ０８０９）３号の試片に準じて製造した。]
[0085] 溶接継手の靭性に重要な影響を与える酸化物及び複合酸化物の大きさと個数、そして間隔は画像分析器（ｉｍａｇｅ ａｎａｌｙｚｅｒ）と電子顕微鏡を用いたポイントカウンティング（ｐｏｉｎｔ ｃｏｕｎｔｉｎｇ）法で測定した。この際、被検面は１００ｍｍ２を基準に評価した。大入熱溶接継手の衝撃靭性評価は、衝撃試片に加工して、−２０℃でシャルピー衝撃試験を行い評価した。]
[0086] 上述したように溶接継手の物性を評価し、その結果を下記の表３に示した。]
[0087] ]
[0088] 上記表３に示すように、本発明により製造された大入熱溶接構造用鋼は、ＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の個数は２×１０８個／ｍｍ３以上である。これに対して、比較鋼は４．３×１０ ６個／ｍｍ３以下であった。したがって、比較鋼より発明鋼がかなり均一でありながらも微細な複合析出物の大きさを有し、その個数も顕著に増加することが分かる。]
[0089] また、発明鋼の微細組織は針状フェライトを主組織としてポリゴナルフェライト及びその他の粒界に不可避に析出されるフェライトを含む。針状フェライト相分率が８５％以上と高いため、大入熱ＳＡＷ溶接時に比較鋼より優れた溶接継手の衝撃靭性を示す。]
[0090] 本発明の実施例によると、本発明によって製造される溶接継手を含む溶接構造用鋼は、より優れた引張強度、延伸率、硬度特性及び表面特性を有することが分かる。]
実施例

[0091] 本発明は好ましい態様の組合せで示し、かつ記載されたが、以下の請求項で定義する発明の精神及び範囲から逸脱することなく、改良及び変更することができることは、当業者にとって明らかである。]

权利要求:

請求項1
重量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：１．０〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｎｉ：０．５〜３．０％、Ｂ：０．０００３〜０．０１％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎ：０．００４〜０．００８％、Ｐ：０．０３０％以下、Ａｌを０．００５〜０．０５％、Ｓ：０．０３０％以下、及びＯ：０．０１〜０．０３％、並びに残部Ｆｅ及び不可避な不純物を含むことを特徴とする、溶接構造用鋼。
請求項2
前記Ｔｉ、Ｏ、Ｎ及びＢが、１．３≦Ｔｉ／Ｏ≦３．０、７≦Ｔｉ／Ｎ≦１２、０．８≦Ｎ／Ｂ≦１．５、及び１１≦（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｎ≦１６の関係を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の溶接構造用鋼。
請求項3
前記Ｍｎ及びＳが、２２０≦Ｍｎ／Ｓ≦４００の関係を満たすことを特徴とする、請求項１に記載の溶接構造用鋼。
請求項4
前記溶接構造用鋼は、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｎｂ：０．０００１〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜０．５％、及びＺｒ：０．００５〜０．５％からなるグループから選択された１種以上の元素をさらに含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接構造用鋼。
請求項5
前記溶接構造用鋼にＣｕとＮｉが複合添加される場合、これらの合計含有量は重量％で３．５％以下であることを特徴とする、請求項４に記載の溶接構造用鋼。
請求項6
前記溶接構造用鋼は、０．０００５〜０．０５％のＣａ、０．００５〜０．０５％のＲＥＭ、またはその両方をさらに含むことを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接構造用鋼。
請求項7
前記溶接構造用鋼の溶接継手の微細組織は、組織分率で針状フェライトが８５％以上であり、残部はポリゴナルフェライト及びその他の粒界フェライト組織であることを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接構造用鋼。
請求項8
前記溶接構造用鋼の溶接継手は、組織内にＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物が０．５μｍ以下の間隔で均一に分散されていることを特徴とする、請求項１または２に記載の溶接構造用鋼。
請求項9
前記ＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物は、０．０１〜０．１μｍの範囲の粒径を有することを特徴とする、請求項８に記載の溶接構造用鋼。
請求項10
前記溶接構造用鋼の溶接継手内のＴｉＯ及びＴｉＯ−（Ｔｉ，Ｂ）Ｎ−ＭｎＳの複合酸化物の粒子数は、１．０×１０７個／ｍｍ３以上であることを特徴とする、請求項８に記載の溶接構造用鋼。