低温ｃｔｏｄ特性に優れたフラックスコアードアーク溶接金属部及びこの溶接金属部を有する鋼部材

专利摘要:
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使用されるフラックスコアードアーク溶接（Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ；ＦＣＡＷ）を行った際の溶接金属部及びこの溶接金属部を有する鋼部材に関し、ＴｉＯ酸化物及び固溶Ｂを用いて粒内の針状フェライト変態を促進させて、高強度物性を有すると同時に低温ＣＴＯＤ特性に優れたフラックスコアードアーク溶接金属部及びこの溶接金属部を有する鋼部材を提供することにその目的がある。 本発明は、重量％で、Ｃ：０．０１−０．２％、Ｓｉ：０．１−０．５％、Ｍｎ：１．０−３．０％、Ｎｉ：０．５−３．０％、Ｔｉ：０．０１−０．１％、Ｂ：０．００１０−０．０１％、Ａｌ：０．００５−０．０５％、Ｎ：０．００３−０．００６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｏ：０．０３−０．０７％、０．７≦Ｔｉ／Ｏ≦１．３、６≦Ｔｉ／Ｎ≦１２、７≦Ｏ／Ｂ≦１２、１．２≦（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏ≦１．９を満たし、残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物で組成され、その微細組織が８５％以上の針状フェライト及び残部ベイナイト、粒界フェライト及び多角形フェライトのうち１種または２種以上を含むことを特徴とする低温ＣＴＯＤ特性に優れたフラックスコアードアーク溶接金属部及びこの溶接金属部を有する鋼部材をその要旨とする。 本発明によると、高強度物性を有すると同時に優れた低温ＣＴＯＤ特性を有するフラックスコアードアーク溶接金属部及びこの溶接金属部を有する鋼部材が提供される。
公开号:JP2011507707A
申请号:JP2010540572
申请日:2008-12-23
公开日:2011-03-10
发明作者:ホン−チュル ジョン、
申请人:ポスコ；
IPC主号:B23K35-30

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使用されるフラックスコアードアーク溶接（Ｆｌｕｘ Ｃｏｒｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ；ＦＣＡＷ）を行った際の溶接金属部及びこの溶接金属部を有する鋼部材に関し、より詳細には、低温ＣＴＯＤ特性に優れたフラックスコアードアーク溶接金属部及びこの溶接金属部を有する鋼部材に関する。]
背景技術

[0002] 最近、油価などの持続的な上昇によって海洋構造物がなお寒冷地などに建設されて使用されており、用いられる鋼材は、高強度化及び低温ＣＴＯＤ特性が要求されている。]
[0003] このような海洋構造物の安定性確保のためには、海洋構造物の溶接部ＣＴＯＤ特性は最も重要な要素の一つである。]
[0004] 一般的に、海洋構造物のフラックスコアード溶接の場合、入熱範囲が、おおよそ７−２５ｋＪ／ｃｍの入熱量を使っている。]
[0005] 一般的に溶接時に形成される溶接金属（Ｗｅｌｄ Ｍｅｔａｌ）は、凝固しながら粗大な柱状晶組織が形成され、粗大な結晶粒内にオーステナイト結晶粒界によって粗大な粒界フェライト及びＷｉｄｍａｎｓｔａｔｔｅｎフェライトなどが形成される。すなわち、溶接金属部は、溶接部でＣＴＯＤ特性が最も劣化する部位である。]
[0006] 従って、溶接構造物の安定性を確保するためには、溶接金属部の微細組織を制御して、溶接金属部のＣＴＯＤ特性を確保する必要がある。これを解決するための手段としては、溶接材料の成分を規定した技術が提案されている。そのような技術の例は、日本特許公開公報平１１−１７００８５号に開示されている。しかしながら、この技術は溶接金属の微細組織、粒径の制御については不明であり、前記文献に記載の溶接材料では十分な溶接金属部の靭性が得難い。]
[0007] また、日本特許公開特許第２００５−１７１３００号では、重量％で、Ｃ：０．０７％以下、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓを０．１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４〜０．１％、Ｎ：０．００２０〜０．０１％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、及びＢ：０．００５〜０．００５％を含み、ＡＲＭ＝１９７−１４５７Ｃ−１１４０ｓｏｌ．Ａｌ＋１１８５０Ｎ−３１６（Ｐｃｍ−Ｃ）で定義されるＡＲＭが４０〜８０であることを特徴とする組成物が開示されている。しかしながら、規定されているＡＲＭには、溶接部内の酸素含量の制限がないため、ＳＡＷ大入熱溶接金属部の衝撃靭性を確保し難い。]
[0008] また、日本特許公開公報平成１０−１８０４８８号では、重量％で、スラグ生成剤：０．５〜３．０％、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ≦０．１％、Ｍｎ：１．２〜３．５％、Ｍｇ：０．０５〜０．３％、Ｎｉ：０．５〜４．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、及びＢ：０．００２〜０．０１５％を含むことにより良好な衝撃靭性を確保しているが、溶接金属内の酸素及び窒素含量に対する記載がない。このため、溶接金属部のＣＴＯＤ特性を確保し難い。]
発明が解決しようとする課題

[0009] 本発明は、ＴｉＯ酸化物及び固溶Ｂを用いて、粒内の針状フェライト変態を促進させて、高強度物性を有すると同時に低温ＣＴＯＤ特性に優れたフラックスコアードアーク溶接金属部及びこの溶接金属部を有する鋼部材を提供することを目的とする。]
課題を解決するための手段

[0010] 以下、本発明に対して説明する。]
[0011] 本発明の一態様において、本発明は、優れた低温ＣＴＯＤ特性を有するフラックスコアードアーク溶接金属部であって、前記ＦＣＡＷ溶接金属部は、重量％で、Ｃ：０．０１−０．２％、Ｓｉ：０．１−０．５％、Ｍｎ：１．０−３．０％、Ｎｉ：０．５−３．０％、Ｔｉ：０．０１−０．１％、Ｂ：０．００１０−０．０１％、Ａｌ：０．００５−０．０５％、Ｎ：０．００３−０．００６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、及びＯ：０．０３−０．０７％を含み、前記ＦＣＡＷ溶接金属部は、０．７≦Ｔｉ／Ｏ≦１．３、６≦Ｔｉ／Ｎ≦１２、７≦Ｏ／Ｂ≦１２、１．２≦（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏ≦１．９の関係を満たし、かつ残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含み、前記ＦＣＡＷ溶接金属部は、８５％以上の針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）、及び残部ベイナイト、粒界フェライト及び多角形フェライトのうちの１種以上を含むことを特徴とする微細構造を含む、低温ＣＴＯＤ特性に優れたフラックスコアードアーク溶接金属部を提供する。]
[0012] 前記溶接金属部は、Ｎｂ：０．０００１〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜０．５％、及びＺｒ：０．００５〜０．５％からなる群より選択される１種以上、及び／または、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００５〜０．０５％からなる群より選択される１種以上の元素をさらに含むことができる。]
[0013] 上記溶接金属部には、０．０１〜０．１μｍ（マイクロメーター）のＴｉＯ酸化物が１．０×１０７個／ｍｍ３以上分布されることが好ましい。]
[0014] また、本発明は、上記の溶接金属部を有する鋼部材に関するものである。]
発明の効果

[0015] 本発明は、ＴｉＯ酸化物及び固溶Ｂを用いることで、溶接金属部で針状フェライト変態を促進させて、高強度物性を有すると同時に優れた低温ＣＴＯＤ特性を有するフラックスコアードアーク溶接金属部及びこの溶接金属部を有する鋼部材を提供することができる。]
実施例

[0016] 以下、本発明を詳しく説明する。]
[0017] 本発明者らは、溶接入熱量が７〜３０ｋＪ／ｃｍであるＦＣＡＷ溶接において、高強度物性を有すると同時に優れたＣＴＯＤの確保が可能な溶接金属部を開発するために、溶接金属部のＣＴＯＤに効果的であると知られていた針状フェライトに及ぼす酸化物の種類及びサイズなどに対して調査した。その結果、ＴｉＯ及び固溶Ｂによって溶接金属部の粒界フェライト及び針状フェライトの量が変化し、これにより、溶接金属部のＣＴＯＤ値が変化するという事実が分かった。]
[0018] この研究に基づき、本発明では、
［１］ＦＣＡＷ溶接金属にＴｉＯ酸化物を用い、
［２］０．０１〜０．１μｍ（ｍｉｃｒｏｍｅｔｅｒ）の粒径、および１．０×１０７個／ｍｍ３以上の酸化物を有する溶接金属部内で、針状フェライトを ８５％以上変態させて靭性を向上させ、及び
［３］針状フェライト変態は、ＴｉＯ及び固溶Ｂを確保しすることにより促進される。]
[0019] これらの［１］、［２］、［３］をより具体的に説明する。]
[0020] ［１］ＴｉＯ酸化物の管理
本発明者らは、溶接金属内のＴｉ／Ｏ、Ｏ／Ｂの比を適切に維持すると、適切な数のＴｉＯ酸化物が適切に分布されて、溶接金属の凝固過程でオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、ＴｉＯ酸化物で針状フェライト変態が促進されるという結果を見出した。]
[0021] 本発明者らはまた、ＴｉＯ酸化物がオーステナイト結晶粒内に適切に分布すると、オーステナイトで温度が減少するにつれて、オーステナイト結晶粒内のＴｉＯ酸化物は針状フェライト変態の不均一核生成サイトの役割をするようになり、結晶粒界に形成される粒界フェライトより優先的に結晶粒内にフェライトを形成させることができることを見出した。これにより、溶接金属部のＣＴＯＤ特性を画期的に改善することができる。]
[0022] このためには、ＴｉＯ酸化物を微細に、かつ均一に分布させることが重要である。また、本発明者らは、Ｔｉ／Ｏ、Ｏ／Ｂの比によるＴｉＯ酸化物のサイズと量、そして分布を調査した結果、Ｔｉ／Ｏが０．２〜０．５、Ｏ／Ｂの比が５〜１０である時、０．０１〜０．１μｍ（ｍｉｃｒｏｍｅｔｅｒ）サイズのＴｉＯ酸化物が１．０×１０７個／ｍｍ３以上得られることを見出した。]
[0023] ［２］溶接金属部の微細組織
本発明による、Ｔｉ／Ｏ、Ｏ／Ｂの比によるＴｉＯ酸化物のサイズ、量、及び分布を調査した結果より、Ｔｉ／Ｏが０．２〜０．５、かつＯ／Ｂが５〜１０である時、０．０１〜０．１μｍ（ｍｉｃｒｏｍｅｔｅｒ）サイズのＴｉＯ酸化物が１．０×１０７個／ｍｍ３以上得られることを確認することができた。]
[0024] このようなＴｉＯ酸化物が溶接金属内に適切に分布すれば、溶接金属部の冷却過程で結晶粒界より先に結晶粒内に針状フェライト変態を促進させて、溶接金属部の針状フェライトの構成比を８５％以上確保することができる。]
[0025] ［３］溶接金属部内の固溶ホウ素の役割
本発明の研究で明らかになった事実である溶接金属部に均一分散されている酸化物とは別途に固溶されているホウ素は、結晶粒界に拡散されて結晶粒界のエネルギーを低くする。したがって、固溶ホウ素の分散は、結晶粒界で粒界フェライト変態を抑制するため、結晶粒内で針状フェライト変態を促進させる。このように、固溶ホウ素は、結晶粒界で粒界フェライト変態を抑制し、結晶粒内では針状フェライト変態を促進させて溶接金属部のＣＴＯＤ特性の向上に寄与する。]
[0026] 以下、本発明の溶接金属部の成分を詳しく説明する。]
[0027] ［成分］
炭素（Ｃ）の含量は、０．０１〜０．２％の範囲である。
炭素（Ｃ）は、溶接金属の強度及び溶接硬化性を確保するために必須な元素である。しかし、炭素含量が０．２％を超えると、溶接性が大きく低下し、溶接金属部に低温亀裂が発生し易く、大入熱衝撃靭性が顕著に低下する。]
[0028] ケイ素（Ｓｉ）の含量は、０．１〜０．５％の範囲である。
ケイ素の含量が０．１％未満の場合は、溶接金属内の脱酸効果が不十分であり、溶接金属の流動性が低下する。ケイ素の含量が０．５％を超える場合は、溶接金属内の島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）の変態を促進させて低温衝撃靭性を低下させ、溶接亀裂感受性に影響を及ぼす。]
[0029] マンガン（Ｍｎ）の含量は、１．０〜３．０％の範囲である。
Ｍｎは、鋼中で脱酸作用及び強度を向上させ、かつＴｉＯ酸化物の周りにＭｎＳ形態に析出して、Ｔｉ複合酸化物に溶接金属部の靭性改善に有利な針状フェライトの生成を促進させる役割をする。]
[0030] このようなＭｎは、マトリックス内に置換型固溶体を形成してマトリックスを固溶強化させて、強度及び靭性を確保する。このためには、Ｍｎ含量は１．０％以上が好ましい。しかし、Ｍｎ含量が３．０％を超える場合、好ましくない低温変態組織が形成する。]
[0031] チタン（Ｔｉ）の含量は、０．０１〜０．１％の範囲である。
Ｔｉは、Ｏと結合して、微細なＴｉＯ酸化物及び微細ＴｉＮ析出物を形成する。このため、Ｔｉは必須不可欠な元素である。このような微細なＴｉＯ酸化物及びＴｉＮ複合析出物の効果を得るためには、Ｔｉの含量は０．０１％以上が好ましい。しかしながら、Ｔｉの含量が０．１％を超えると、好ましくない粗大なＴｉＯ酸化物及び粗大なＴｉＮ析出物が形成する。]
[0032] ニッケル（Ｎｉ）の含量は、０．５〜３．０％の範囲である。
Ｎｉは、固溶強化によってマトリックス（ｍａｔｒｉｘ）の強度と靭性を向上させる有効な元素である。このような効果を得るためには、Ｎｉ含量は０．５％以上が好ましい。しかしながら、Ｎｉ含量が３．０％を超える場合は、焼入性を大きく増加させ、高温亀裂を発生させる。]
[0033] ホウ素の含量は、０．００１０−０．０１％の範囲である。
Ｂは、焼入性を向上させる元素である。粒界に偏析されて粒界フェライト変態を抑制するために、Ｂの含量は０．００１０％以上必要である。しかしながら、Ｂの含量が０．０１％以上を超えると、溶接硬化性が大きく増加してマルテンサイト変態を促進させ、溶接低温亀裂の発生及び靭性を低下させる。よって、Ｂの含量は、０．００１０〜０．０１％の範囲である。]
[0034] 窒素（Ｎ）の含量は、０．００３−０．００６％の範囲である。
Ｎは、ＴｉＮ析出物などを形成させることに必須不可欠な元素であり、微細ＴｉＮ析出物の量を増加させる。Ｎは、ＴｉＮ析出物のサイズ及び析出物の間隔、析出物の分布、酸化物との複合析出の頻度数、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の含量は、０．００３％以上が好ましい。]
[0035] しかし、窒素含量が０．００６％を超えると、それ以上の効果は期待できず、溶接金属内に存在する固溶窒素量の増加によって靭性低下をもたらし得る。]
[0036] リン（Ｐ）の含量は、０．０３０％以下である。
Ｐは、溶接時に高温亀裂を助長する不純元素である。このため、Ｐの含量は低いほうが好ましい。靭性向上及び亀裂低減のためには、Ｐの含量は０．０３％以下が良い。]
[0037] アルミニウム（Ａｌ）の含量は、０．００５−０．０５％の範囲である。
Ａｌは、脱酸剤としての役割を担い、かつ溶接金属内の酸素量を減少させるために必要な元素である。また、固溶窒素と結合して微細なＡｌＮ析出物を形成させるためには、Ａｌの含量を０．００５％以上にする。しかし、Ａｌの含量が０．０５％を超えると、粗大なＡｌ２Ｏ３を形成させて、靭性改善に必要なＴｉＯ酸化物の形成を妨害する。このため、Ａｌの含量を０．０５％以下にすること。]
[0038] 硫黄（Ｓ）の含量は、０．０３０％以下に制限する。
Ｓは、ＭｎＳ形成のために必要な元素である。ＭｎＳの複合析出物を析出させるためには、Ｓの含量を０．０３％以下にする。Ｓの含量が０．０３％以上の場合、ＦｅＳなどの低融点化合物を形成させて高温亀裂を誘発させ得る。]
[0039] 酸素（Ｏ）の含量は、０．０３−０．０７％の範囲である。
Ｏは、溶接金属部の凝固過程でＴｉと反応してＴｉ酸化物を形成させる元素である。Ｔｉ酸化物は、溶接金属内で針状フェライトの変態を促進させる。Ｏ含有量が０．０３％未満であると、Ｔｉ酸化物を溶接金属部に適切に分布させることができない。Ｏの含量が０．０７％を超えると、粗大なＴｉＯ酸化物及びその他にＦｅＯなどの酸化物が生成されて溶接金属部に影響を及ぼす。]
[0040] Ｔｉ／Ｏの比は、０．７〜１．３の範囲である。
Ｔｉ／Ｏ比が０．７未満の場合は、溶接金属内に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酸化物が不十分である。さらに、ＴｉＯ酸化物内に含有するＴｉ比率が減少し、ＴｉＯ酸化物は針状フェライト核生成サイトとしての機能を失い、溶接熱影響部の靭性改善に有効な針状フェライト相の分率が低下される。Ｔｉ／Ｏの比が１．３を超える場合は、溶接金属内のオーステナイト結晶粒の成長をこれ以上抑制することができない。むしろ、酸化物内に含有される合金成分の比率が小さくなって、酸化物は針状フェライトの核生成サイトとしての機能を失う。]
[0041] Ｔｉ／Ｎの比は、６〜１２の範囲である。
本発明において、Ｔｉ／Ｎ比が６未満の場合、ＴｉＯ酸化物に形成されるＴｉＮ析出物の量が減少して、靭性改善に効果的な針状フェライト変態に悪い影響を及ぼす。Ｔｉ／Ｎ比が１２を超える場合、それ以上の効果は期待できず、固溶窒素量が増加し、衝撃靭性を低下させる。]
[0042] Ｏ／Ｂの比は、７〜１２の範囲である。
本発明において、Ｏ／Ｂ比が７未満であれば、溶接後に冷却過程中にオーステナイト結晶粒界に拡散して、粒界フェライト変態を抑制する固溶Ｂの量が不十分となる。Ｏ／Ｂ比が１２を超える場合は、それ以上の効果は期待できず、固溶窒素量が増加して、溶接熱影響部の靭性を低下させる。]
[0043] （Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏの比は、１．２〜１．９の範囲である。
本発明において、（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏの比が１．２未満の場合は、固溶窒素量が増加するため、溶接金属部の靭性改善に効果的ではない。（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏの比が１．９を超える場合、ＴｉＮ、ＢＮ析出物の個数が不十分となる。]
[0044] 本発明においては、機械的性質をより向上させるために、上記のように組成を有する鋼にＮｂ、Ｖ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｗ及びＺｒからなる群より選択される、１種以上の元素をさらに添加することができる。]
[0045] 銅（Ｃｕ）の含量は、０．１〜２．０％の範囲である。
Ｃｕは、マトリックスに固溶されて固溶強化の効果によって強度及び靭性を確保するために有効な元素である。このためには、Ｃｕ含量が０．１％以上を必要とする。しかしながら、Ｃｕ含量が２．０％を超える場合は、溶接金属部で硬化性を増加させて靭性を低下させ、溶接金属で高温亀裂を助長させる。]
[0046] また、ＣｕとＮｉを複合添加する場合、これらの合計を３．５％未満にする。ＣｕとＮｉの含量が３．５％を超えると焼入性が大きくなり、靭性及び溶接性に悪影響をもたらす。]
[0047] Ｎｂの含量は、０．０００１−０．１％の範囲である。
Ｎｂは、焼入性を向上させるための必須元素である。特にＡｒ３温度を低くして、冷却速度が低い範囲でもベイナイト生成範囲を広げる効果があり、Ｎｂはベイナイト組織を得るために必要である。]
[0048] 強度向上の効果を期待するためには、０．０００１％以上のＮｂ含量が必要である。しかし、Ｎｂ含量が０．１％を超えると、溶接時に溶接金属部で島状マルテンサイトの形成を促進して、溶接金属部の靭性に悪い影響を及ぼす。]
[0049] Ｖの含量は、０．００５−０．１％の範囲である。
Ｖは、ＶＮ析出物を形成させてフェライト変態を促進する元素である。Ｖの含量は０．００５％以上が必要である。しかしながら、Ｖの含量が０．１％を超えると、溶接金属部に炭化物（Ｃａｒｂｉｄｅ）のような硬化相を形成させて溶接金属部の靭性に悪影響を及ぼす。]
[0050] クロム（Ｃｒ）は、０．０５〜１．０％の範囲である。
Ｃｒは、焼入性および強度を向上させる。Ｃｒの含量が０．０５％未満の場合は強度が得られない。Ｃｒの含量が１．０％を超える場合は溶接金属部の靭性劣化をもたらす。]
[0051] モリブデン（Ｍｏ）は、０．０５〜１．０％の範囲である。
Ｍｏも焼入性を増加させると同時に強度を向上させる元素である。Ｍｏの含量は、強度確保のために０．０５％以上にする。溶接金属部の硬化及び溶接低温亀裂の発生を抑制するためには、Ｃｒと同様にＭｏ含量を１．０％以下にする。]
[0052] Ｗの含量は、０．０５−０．５％の範囲である。
Ｗは、高温強度を向上させるだけでなく析出強化にも効果的な元素である。しかし、Ｗの含量が０．０５％未満だと強度上昇の効果が微弱である。Ｗの含量が０．５％以上だと溶接金属部の靭性に悪影響を及ぼす。]
[0053] Ｚｒの含量は、０．００５−０．５％の範囲である。
Ｚｒは、強度上昇に効果があるため、０．００５％以上添加することが好ましい。Ｚrの含量が０．５％を超える場合、溶接金属部の靭性に悪影響を及ぼす。]
[0054] また、本発明では、一次オーステナイトの結晶粒成長の抑制のために、Ｃａ及びＲＥＭのうち１種または両方をさらに添加することができる。]
[0055] Ｃａ及びＲＥＭは、溶接時にアークを安定させ、溶接金属部で酸化物を形成させるのに好ましい元素である。また、Ｃａ及びＲＥＭは、冷却過程でオーステナイト結晶粒の成長を抑制し、粒内のフェライト変態を促進させて溶接金属部の靭性を向上させる。このために、カルシウム（Ｃａ）は０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００５％以上添加することが良い。しかしながら、Ｃａが０．００５％、ＲＥＭが０．０５％を超える場合、大型酸化物を形成して靭性に悪影響を及ぼし得る。ＲＥＭとしては、１種以上のＣｅ、Ｌａ、Ｙ及びＨｆを用いてもよく、いずれも上記の効果を得ることができる。]
[0056] ［溶接金属部の微細組織］
本発明において、ＦＣＡＷ溶接後に形成される溶接金属部の微細組織は、針状フェライトであり、８５％以上の相分率を有する。針状フェライト組織は、高強度と低温ＣＴＯＤを同時に得ることができる。]
[0057] 残部は、ベイナイト、粒界フェライト及び多角形フェライトのうち１種以上を含む。]
[0058] フェライトとベイナイト組織が混合されている場合、ＣＴＯＤには有利であるが、溶接金属部の強度が低くなる。また微細組織がマルテンサイトとベイナイト混合組織である場合は、溶接金属部の強度は高いが、溶接金属部のＣＴＯＤなどの機械的性質が低下し、低温亀裂感受性が増加する。]
[0059] ［酸化物］
溶接金属部に存在する酸化物は、溶接後の溶接金属部の微細組織の変態に大きな影響を及ぼす。即ち、微細組織の変態は、分布する酸化物の種類、サイズ及びその個数に大きく影響される。]
[0060] 特に、ＦＣＡＷ溶接金属部の場合、凝固過程で結晶粒が粗大化され、結晶粒界から粗大な粒界フェライト、Ｗｉｄｍａｎｓｔａｔｔｅｎフェライト、ベイナイトなどの組織が形成されて、溶接金属部の物性を低下させる。]
[0061] これを防止するためには、溶接金属内にＴｉＯ酸化物を０．５μｍ（ｍｉｃｒｏｍｅｔｅｒ）以下の間隔で、均一に分散させることが重要である。]
[0062] また、ＴｉＯ酸化物の粒径は０．０１〜０．１μｍ（ｍｉｃｒｏｍｅｔｅｒ）の範囲であり、かつ臨界個数は１．０×１０７個／ｍｍ３以上である。粒径が０．０１μｍ（ｍｉｃｒｏｍｅｔｅｒ）未満では、ＴｉＯ酸化物はＦＣＡＷ溶接金属部で針状フェライトの変態を促進させることができない。また、粒径が０．１μｍ（ｍｉｃｒｏｍｅｔｅｒ）を超える場合は、オーステナイト結晶粒に対するピンニング（ｐｉｎｎｉｎｇ、結晶粒成長抑制）の効果が少なくなり、ＴｉＯ酸化物は粗大な非金属介在物のような挙動をして、溶接金属部のＣＴＯＤ特性に悪影響を及ぼす。]
[0063] また、本発明は、上記の溶接金属部を有する鋼部材を提供する。]
[0064] 本発明において、ＦＣＡＷ以外の他の溶接方法によっても製造することができる。この時、溶接金属部の冷却速度が速ければ、酸化物は微細分散されて、微細組織が得られる。このため、冷却速度の速い大入熱溶接方法が好ましい。]
[0065] また、同一の理由で、溶接部の冷却速度を向上させるために、鋼材冷却及びＣｕ−バッキング（ｂａｃｋｉｎｇ）方法も有利である。]
[0066] しかし、このように公知の技術を本発明に適用しても、これは本発明の単純な変更であり、実質的に本発明の技術思想の範囲内であると解釈することは当然である。]
[0067] 以下、本発明を実施例を通じて具体的に説明する。]
[0068] ［実施例］
下記の表１及び表２のような成分組成を有する溶接金属部を、７〜３０ｋＪ／ｃｍ以上の溶接入熱量を適用して、ＦＣＡＷによって製造した。]
[0069] 上記のように溶接された溶接金属部の中央部から試片を採取して、引張試験及びＣＴＯＤ試験を行い、その結果を下記表３に示した。]
[0070] 上記引張試験の試験片は、ＫＳ規格（ＫＳ Ｂ ０８０１）４号試験片を用いて、引張試験は、クロスヘッドスピード（ｃｒｏｓｓ ｈｅａｄ ｓｐｅｅｄ）１０ｍｍ／分で実施した。]
[0071] 上記ＣＴＯＤ試験片は、ＢＳ７４４８−１規格に準じて製造し、疲労亀裂はＳＡＷ溶接金属部中央に位置させた。]
[0072] 溶接金属部のＣＴＯＤに重要な影響を及ぼす酸化物のサイズと個数、そして間隔は、画像分析機（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、その結果を、下記表３に示した。]
[0073] この時、被検面は、１００ｍｍ２を基準として評価した。]
[0074] ＦＣＡＷ溶接金属部のＣＴＯＤ評価は、ＦＣＡＷ溶接後にＣＴＯＤ試験片で加工して、−１０℃でＣＴＯＤ試験機を通じて評価した。]
[0075] ]
[0076] ]
[0077] ]
[0078] 上記表３に示したように、本発明によって製造された溶接金属部は、３×１０８個／ｍｍ３以上のＴｉＯ酸化物であるのに対し、比較鋼の場合は、４．３×１０６個／ｍｍ３以下であった。比較鋼と対比した場合、発明鋼が非常に均一でかつ微細な複合析出物のサイズを有し、またその個数も顕著に増加されたことが分かる。]
[0079] 一方、本発明鋼の微細組織の場合、も８５％以上の高い針状フェライト相分率をふくんでいた。]
[0080] 従って、ＦＣＡＷ溶接時に、本発明鋼は、粒内に針状フェライト及び多角形フェライトを含んでいた。その中でも、針状フェライトは、８５％以上の相分率を有しており、比較鋼と比較した場合、発明鋼は優れた溶接金属部ＣＴＯＤ特性を有していた。]

权利要求:

請求項1
低温ＣＴＯＤ特性に優れたフラックスコアードアーク（ＦＣＡＷ）溶接金属部であって、前記ＦＣＡＷ溶接金属部は、重量％で、Ｃ：０．０１−０．２％、Ｓｉ：０．１−０．５％、Ｍｎ：１．０−３．０％、Ｎｉ：０．５−３．０％、Ｔｉ：０．０１−０．１％、Ｂ：０．００１０−０．０１％、Ａｌ：０．００５−０．０５％、Ｎ：０．００３−０．００６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、及びＯ：０．０３−０．０７％を含み、前記ＦＣＡＷ溶接金属部は、０．７≦Ｔｉ／Ｏ≦１．３、６≦Ｔｉ／Ｎ≦１２、７≦Ｏ／Ｂ≦１２、１．２≦（Ｔｉ＋４Ｂ）／Ｏ≦１．９の関係を満たし、かつ残部Ｆｅ及びその他不可避な不純物を含み、前記ＦＣＡＷ溶接金属部は、８５％以上の針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒｆｅｒｒｉｔｅ）、及び残部ベイナイト、粒界フェライト及び多角形フェライトのうち１種以上を含む微細組織を含むことを特徴とする、ＦＣＡＷ溶接金属部。
請求項2
Ｎｂ：０．０００１〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．００５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％及びＲＥＭ：０．００５〜０．０５％からなる群より選択される少なくとも１種がさらに含まれることを特徴とする、請求項１に記載のＦＣＡＷ溶接金属部。
請求項3
前記溶接金属部には、０．０１〜０．１μｍ（ｍｉｃｒｏｍｅｔｅｒ）のＴｉＯ酸化物が１．０×１０７個／ｍｍ３以上分布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ＦＣＡＷ溶接金属部。
請求項4
請求項１に記載された低温ＣＴＯＤ特性に優れたフラックスコアードアーク溶接金属部を有する、鋼部材。
請求項5
Ｎｂ：０．０００１〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％、Ｃｕ：０．０１〜２．０％、Ｃｒ：０．０５〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｗ：０．０５〜０．５％、Ｚｒ：０．００５〜０．５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％及びＲＥＭ：０．００５〜０．０５％からなる群より選択される少なくとも１種がさらに含まれることを特徴とする、請求項４に記載の鋼部材。
請求項6
前記溶接金属部には、０．０１〜０．１μｍ（ｍｉｃｒｏｍｅｔｅｒ）のＴｉＯ酸化物が１．０×１０７個／ｍｍ３以上分布されていることを特徴とする、請求項４または５に記載の鋼部材。