JPWO2006009299A1 - 溶接熱影響部の低温靱性が優れた溶接構造用鋼およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、複雑な製造法を用いずに低コストにて製造できる、溶接性およびＨＡＺの低温靱性に優れた海洋構造物向け高強度厚鋼板とその製造法を提供するもので、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％を含有した溶鋼を、連続鋳造法により鋳造し、その際の二次冷却における凝固点近傍から８００℃までの冷却速度を０．０６〜０．６℃／ｓとした鋳片を得た後に熱間圧延し、８００℃以上の温度から冷却することを特徴とする溶接熱影響部の低温靱性が優れた溶接構造用鋼とその製造法である。
Description
本発明は、溶接性に優れ、しかもＨＡＺの低温靭性に優れた海洋構造物向け高強度厚鋼板とその製造法に関するものである。また、本発明は、建築、橋梁、造船、建機といった分野にも広く適用できる。
従来、海洋構造物用鋼として用いられている高強度鋼について、溶接性に優れた鋼の製造方法として、熱間圧延後の冷却速度を制御することで溶接性の指標であるＰｃｍを低減させることができる技術が知られている。またＨＡＺ（Ｈｅａｔ Ａｆｌｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ）における靱性に優れた鋼の製造方法として、例えば、特開平５−１７１３４１号公報に記載されているように、鋼材にＴｉを添加することでＴｉ酸化物（以後ＴｉＯ）を核として粒内フェライト（Ｉｎｔｒａｇｒａｎｕｌａｒ Ｆｅｒｒｉｔｅ；ＩＧＦ）の生成を促進させる技術が知られている。さらに、特公昭５５−２６１６４号公報及び特開２００１−１６４３３３号公報などに記載されているように、Ｔｉ窒化物（以後ＴｉＮ）をマトリックスに分散させることで、再熱時のマトリックスの粒成長をピン止め効果によって抑制しＨＡＺ靱性を確保する技術や、特開平１１−２７９６８４号公報に記載されているように、マトリックス中に分散させたＴｉ−Ｍｇ酸化物は、ピン止め効果により再熱時の粒成長を抑制するだけでなく、ＩＧＦの生成促進効果によりフェライトを微細化させ、ＨＡＺ靱性を確保するという技術が知られている。しかしながら、上記のＨＡＺ靱性の優れた鋼を製造する技術は、非常に複雑なプロセスを要し、かつ高コストであるという問題がある。
また、ＴｉＯあるいはＴｉＮを鋼中に均一に分散させ、ＨＡＺ組織を微細化する技術において、最適なＴｉＯおよびＴｉＮ粒子の化学成分値や粒子径についても検討が行われている。例えば、特開２００１−１６４３３３号公報には、ＴｉとＮの比（Ｔｉ／Ｎ）が１．０〜６．０である鋼材において、溶接前の鋼材中に粒子径が０．０１〜０．１０μｍであるＴｉＮ粒子を５×１０５〜１×１０６個／ｍｍ２含有させることで、ＨＡＺ靱性の優れた鋼が製造できると記載されている。
しかしながら、特開２００１−１６４３３３号公報に記載された技術を用いて狙い通りの粒子を分散させるためには、鋳片の冷却段階である９００〜１３００℃間にて１０分以上の時効処理が必要であると記載されている。このような高温での時効処理は非常に困難であり、かつ熱効率や生産能力の観点からも望ましくない。
一方、特開平７−２５２５８６号公報によると、鋼中にＭｎＳが生成した場合、ＨＡＺ組織でＭｎＳを核としてＩＧＦの生成が促進し実効的に結晶粒径が微細化することから、所望の靱性を確保することができる。しかしながら、明確な理由はないものの、実用鋼におけるＭｎ添加量には実際的に上限値が設定されているため、得られるＭｎＳ量はＩＧＦ生成促進効果を最大限に発揮させるには充分ではない。
また、特開平３−２６４６１４号公報では、ＴｉＮおよびＭｎＳ生成の相互作用については、ＴｉＮはＭｎＳの析出核として機能するとされており、また、これらの析出物を有効に活用するための凝固時の冷却速度を１０００〜６００℃の範囲で５．０℃／ｍｉｎ（約０．０８℃／ｓ）以下とすべきとする発明が提案されているが、その理由について定量的には述べられていない。そのため、最適な冷却速度は不明である。
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しかしながら、特開２００１−１６４３３３号公報に記載された技術を用いて狙い通りの粒子を分散させるためには、鋳片の冷却段階である９００〜１３００℃間にて１０分以上の時効処理が必要であると記載されている。このような高温での時効処理は非常に困難であり、かつ熱効率や生産能力の観点からも望ましくない。
一方、特開平７−２５２５８６号公報によると、鋼中にＭｎＳが生成した場合、ＨＡＺ組織でＭｎＳを核としてＩＧＦの生成が促進し実効的に結晶粒径が微細化することから、所望の靱性を確保することができる。しかしながら、明確な理由はないものの、実用鋼におけるＭｎ添加量には実際的に上限値が設定されているため、得られるＭｎＳ量はＩＧＦ生成促進効果を最大限に発揮させるには充分ではない。
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本発明は、複雑な製造法を用いずに低コストにて製造可能な溶接性およびＨＡＺの低温靭性に優れた海洋構造物向け高強度厚鋼板とその製造法を提供する。本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼組織としてベイナイト組織を８０％以上有することを特徴とする溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼。
（２）質量％で、更に、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする（１）記載の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼。
（３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶鋼を、連続鋳造法により鋳造し、その際の二次冷却における凝固点近傍から８００℃までの冷却速度を０．０６〜０．６℃／ｓとした鋳片を得た後に熱間圧延することを特徴とする溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。
（４）質量％で、更に、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする（３）記載の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。
（５）前記熱間圧延条件において、前記鋳片を１２００℃以下の温度に再加熱後、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延をし、８５０℃以上で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することを特徴とする（３）または（４）記載の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。
（６）（５）の製造法において、前記熱間圧延して得られた鋼を冷却し、その後４００〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼組織としてベイナイト組織を８０％以上有することを特徴とする溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼。
（２）質量％で、更に、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする（１）記載の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼。
（３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、Ｍｎ：１．２〜３．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００１〜０．０１５％、Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００２５〜０．００６０％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶鋼を、連続鋳造法により鋳造し、その際の二次冷却における凝固点近傍から８００℃までの冷却速度を０．０６〜０．６℃／ｓとした鋳片を得た後に熱間圧延することを特徴とする溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。
（４）質量％で、更に、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下の一種または二種以上を含有することを特徴とする（３）記載の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。
（５）前記熱間圧延条件において、前記鋳片を１２００℃以下の温度に再加熱後、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延をし、８５０℃以上で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することを特徴とする（３）または（４）記載の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。
（６）（５）の製造法において、前記熱間圧延して得られた鋼を冷却し、その後４００〜６５０℃で焼戻し処理を施すことを特徴とする溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。
図１は、ＭｎおよびＴｉＮの靱性値への影響を模式的に示した図である。
本発明は、前記した課題を解決するために、比較的合金コストの低いＭｎを多量添加することによって、低コストでかつ強度靱性を確保しながら、ＴｉＮのピン止め効果による結晶粒粗大化抑制効果あるいは、ＭｎＳによるＩＧＦ生成促進効果を複合的に使うことで、優れたＨＡＺ靱性を確保しようとする技術である。
図１は、ＭｎおよびＴｉＮの靱性値への影響について模式的に示したものであるが、Ｍｎの増加に伴い靱性は向上し、特にＭｎ添加量が１．２％以上になるとその効果は著しくなる。しかしながら、Ｍｎ添加量が２．５％を超えたところでその効果が飽和し、３．０％を超えると逆に靱性が劣化している。また、高Ｍｎ系鋼の鋳造時における冷却速度を制御してＴｉＮを分散させたものについては、すべてのＭｎ領域において靱性が向上する。
（１）で示した化学成分の範囲内で、質量％でＣ：０．０８％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：２．０％、Ｐ：０．００８％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０２１％、Ｔｉ：０．０１％、Ｎｂ：０．０１％、Ｎ：０．００５％を含有した鋳片について、熱力学計算を用いて平衡状態にて生成しうるＴｉＮ量を予測したところ、体積率（ＴｉＮの体積／鋼の体積）で４．０８×１０−４であることが分っ
たＮｉｓｈｉｚａｗａの式１、および先の計算にて得られた体積率（４．０８×１０−４）を用いると、析出物のピン止め効果によって得られる結晶粒径が、優れた靱性を十分に確保できるといわれている１００μｍ以下となるのは、析出物の粒子径が０．４μｍ以下である場合のみであるという結果が得られた。熱的に安定なＴｉＮは、溶接等の高温短時間加熱においても分解せず結晶粒径の粗大化を抑制するため、高いＨＡＺ靱性を得る効果は十分に維持される。
式１によると、結晶粒径１００μｍ以下の組織を有する鋳片を得るためには、析出物の粒子径を０．４μｍ以下にする必要がある。そのため、鋳片の冷却速度を０．０６℃／ｓ以上、望ましくは０．０８℃／ｓ以上、更に望ましくは０．１℃／ｓ以上に制御することが必要となる。板厚の効果により、同一鋳片間でも冷却速度に大きな差異が生じる。特に鋳片表面と鋳片中心部では温度差が大きく、温度履歴もそれぞれ異なる。しかし、冷却速度は一定の範囲にとどまることがわかっている。したがって、鋳片冷却速度を制御することで、従来はＴｉ／Ｎ比でのみ取り決められていたＴｉＮの制御が可能となる。
一方、ＭｎＳによるＩＧＦ生成促進効果は溶接の際のＴｉＮによる粒成長抑制効果が充分に発揮されなかった場合特に有効である。すなわち、ＴｉＮが加熱によって溶解してしまった場合である。本発明鋼には２．０％程度の多量のＭｎが添加されていること、およびＭｎＳが比較的高温域にて生成する事実から、本発明鋼の溶接温度におけるＭｎＳの生成量は従来量のＭｎを添加した鋼に比べて増加し、結果的に溶接後の冷却におけるＩＧＦの生成頻度が増大する。このため、実効的にＨＡＺ組織が微細化される。
また、高強度かつ高靱性を有する厚板の製造については様々な方法があげられるが、靱性を確保するためには熱延後に直接焼入れ（ＤＱ）した後に焼戻し（Ｔ）処理を施すＤＱＴ法が望ましい。しかしながら、Ｔ処理は一旦冷却した後に再加熱してその温度で一定時間保持する工程のためコストが上昇する。コスト低減の観点からは、可能な限りＴ処理は避けたい。ところが、本発明鋼はＴ処理を施すことなく優れた靱性を確保できるために、コストを上昇させることなく高性能鋼板を製造することができる。ただし、特に靱性を要求される場合は、Ｔ処理を施すことにより、さらに優れた靱性を有する鋼材を得ることができる。
以下に本発明の限定理由について説明する。まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。以下の組成についての％は、質量％を意味する。
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．０３％以上の添加が必要であるが、多量の添加はＨＡＺの靱性低下を招くおそれがあるために、その上限値を０．１２％とする。
Ｓｉは脱酸剤として用いられ、また固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．０５％未満の含有量ではその効果が少なく、一方０．３０％を超えて含有させると、ＨＡＺ靱性が劣化する。このため、Ｓｉは０．０５〜０．３０％に限定した。なお、さらに望ましい含有量は０．０５〜０．２５％である。
Ｍｎは、鋼の強度を増加するため高強度化には有効な元素である。またＭｎはＳと結合してＭｎＳを生成するが、これがＩＧＦの生成核となり溶接熱影響部の微細化を促進することで、ＨＡＺ靱性の劣化を抑制する。そのため、所望の強度を維持しつつ、溶接熱影響部の靱性を確保するためには１．２％以上の含有量が必要である。ただし、３．０％を超えるＭｎを添加すると、逆に靱性が劣化すると言われている。このため、Ｍｎは１．２〜３．０％に限定した。なお、Ｍｎ量は１．５〜２．５％が望ましい。
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靱性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、０．０１５％までは許容できるため、０．０１５％以下に限定した。
Ｓは、主にＭｎＳを形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の組織を微細にする作用を有するが、０．０１５％以上の含有は、板厚方向の靱性・延性を低下させる。このため、Ｓは０．０１５％以下であることが必須である。また、ＭｎＳをＩＧＦの生成核として用い細粒化効果を得るためには、Ｓは０．００１％以上の添加が必要である。そのため、Ｓは０．００１〜０．０１５％に限定した。
Ｃｕは従来強度を確保するために有効な元素であるが、熱間加工性の低下をもたらす。これを回避するためにＣｕ添加量とほぼ同量のＮｉを添加することが従来行われてきた。ところが、Ｎｉは、非常にコストの高い元素であるため、Ｎｉを多量に添加することは本発明鋼の目的である低コスト化を達成できない要因となりうる。そこで本発明鋼では、Ｍｎにより強度を確保する思想に立ち、ＣｕおよびＮｉは意図的に添加しないこととした。しかし、スクラップを用いてスラブを製造する場合、それぞれ０．０５％程度は不可避的に混入してしまうおそれがあるため、Ｃｕ＋Ｎｉを０．１０％以下に限定した。
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸のため必要な元素であるが、０．００１％未満では脱酸が充分に行われず、０．０５０％を超える過度の添加はＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、Ａｌは０．００１〜０．０５０％に限定した。
Ｔｉは、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるために、０．００５％以上の添加が望まれる。ただし、０．０３０％を超えてＴｉを添加すると、ＴｉＮを粗大化させ、本発明の目的であるＴｉＮによる結晶粒径粗大化抑制効果を低下させるおそれがある。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０３０％に限定した。
Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶域を拡大して、フェライトの細粒化を促進する効果があるとともに、Ｎｂ炭化物を生成し強度の確保をもたらす元素であるため、０．００５％以上の含有が必要である。しかしながら、０．１０％を超えるＮｂを添加すると、Ｎｂ炭化物によるＨＡＺ脆化が生じやすくなるため、Ｎｂは０．００５〜０．１０％に限定した。
Ｎは、Ｔｉと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるために、０．００２５％以上の添加が必要である。ただし、Ｎは固溶強化元素としても非常に大きな効果があるため、多量に添加するとＨＡＺ靱性を劣化するおそれがある。そのため、ＨＡＺ靱性に大きな影響を与えずＴｉＮの効果を最大限に得られるように、Ｎの上限を０．００６０％とした。
Ｍｏ，Ｖ，Ｃｒは、いずれも焼入れ性向上に有効な元素であり、ＴｉＮによる組織細粒化効果を最適化するため、必要に応じ一種または二種以上を選択して含有してもよい。なかでもＶは、ＴｉＮとともにＶＮとして組織微細化効果を最適化することができ、加えて、ＶＮによる析出強化を促進させる効果を有する。さらに、Ｍｏ，Ｖ，Ｃｒの含有によりＡｒ３点が低下することから、フェライト粒の微細化効果がさらに大きくなることが期待される。また、Ｃａの添加により、ＭｎＳの形態が制御でき、低温靱性がさらに向上するため、厳しいＨＡＺ特性を要求される場合はＣａを選択して添加できる。さらに、Ｍｇは、ＨＡＺにおけるオーステナイトの粒成長を抑制し細粒化させる作用があり、その結果ＨＡＺ靱性が向上することから、特にＨＡＺ靱性が厳しい場合にはＭｇを選択して添加できる。その添加量は、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下である。
一方、０．２％を超えるＭｏおよび０．５％を超えるＣｒを添加した場合、溶接性や靱性を損ないかつコストも上昇することが考えられ、０．０３％を超えるＶを添加した場合、溶接性や靱性を損なうため、これらを上限とした。また、０．００３５％を超えるＣａの添加は、鋼の清浄度を損ない、水素誘起割れ感受性を高めてしまうので、０．００３５％を上限とした。Ｍｇは０．００５％を超える添加を行ってもオーステナイト細粒化効果代が小さくコスト上得策ではないため、０．００５％を上限とした。
鋼組織を８０％以上ベイナイト組織とする理由は、低合金鋼でありながらＨＡＺ靱性を確保しつつ、十分な強度を得るためにはベイナイト組織主体であることが必要であり、それが８０％以上であれば達成ができるからである。望ましくは８５％以上、さらに望ましくは９０％以上がベイナイト組織であることがよい。
次に、本発明鋼材の製造条件について説明する。
鋳造後の鋳片の冷却について、凝固点近傍から８００℃までの冷却速度が０．０６〜０．６℃／ｓであることが好ましい。Ｎｉｓｈｉｚａｗａの式によると、析出物によるピン止め効果により結晶粒径を１００μｍ以下に維持するためには、析出物の粒子径が０．４μｍ以下である必要があり、その達成のためには鋳造段階にて０．０６℃／ｓ以上の鋳片冷却速度が必要となる。熱的に安定なＴｉＮは、その後の溶接等の高温短時間加熱でも分解することはなく存在するため、溶接などの加熱時においてもピン止め効果が期待でき、ＨＡＺ靱性を確保することができる。しかしながら、鋳片冷却速度が大きくなりすぎると、微細析出物の量が増大し、鋳片の脆化を引き起こすことが懸念される。そのため、鋳造後の鋳片の冷却については、凝固点近傍から８００℃までの冷却速度を０．０６〜０．６℃／ｓに限定した。なお、０．１０〜０．６℃／ｓが好ましい。
加熱温度については、１２００℃以下の温度であることが必要である。この理由としては、１２００℃超の高温側に加熱されることで、凝固時に冷却速度を制御して造り込んだ析出物が再溶解してしまう可能性があるからである。また、相変態を完了させる目的では１２００℃で充分であり、そのときに生じると考えられる結晶粒の粗大化も、あらかじめ防ぐことができるからである。以上より、加熱温度を１２００℃以下に限定した。
本発明では、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行う必要がある。その理由として、未再結晶温度域における圧下量の増加は、圧延中のオーステナイト粒の微細化に寄与し、結果としてフェライト粒を微細化し機械的性質を向上させる効果があるからである。このような効果は、未再結晶域での累積圧下率が４０％以上で顕著になる。このため、未再結晶域での累積圧下量を４０％以上に限定した。
また、鋳片は８５０℃以上で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却する必要がある。８００℃以上から冷却する理由として、８００℃未満より冷却を開始すると焼入れ性の観点から不利となり、所要の強度が得られない可能性があるからである。また、冷却速度が５℃／ｓ未満では、均一なミクロ組織を有した鋼を得ることが期待できないため、結果的に加速冷却の効果が小さい。また、一般に４００℃以下まで冷却すれば変態は充分に完了する。さらに、本発明鋼においては、５℃／ｓ以上の冷却速度にて４００℃以下まで冷却を続けても充分な靱性を確保できるため、特にＴ処理を施さずに鋼材として使用できる。上記の理由により、本発明鋼の製造条件として、鋼片を８５０℃以上までに熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することに限定した。
特に高い靱性値が要求され、熱間圧延後に焼戻し処理を施す場合は、４００〜６５０℃の焼戻し温度で行う必要がある。焼戻し処理を行う場合、焼戻し温度が高温になるほど結晶粒成長の駆動力が大きくなるが、６５０℃を超えると粒成長が顕著になる。また、４００℃未満の焼戻し処理では、その効果が充分に得られないことが考えられる。これらの理由により、熱間圧延後に焼戻し処理をする場合は、４００〜６５０℃の焼戻し処理条件にて行うことに限定した。
図１は、ＭｎおよびＴｉＮの靱性値への影響について模式的に示したものであるが、Ｍｎの増加に伴い靱性は向上し、特にＭｎ添加量が１．２％以上になるとその効果は著しくなる。しかしながら、Ｍｎ添加量が２．５％を超えたところでその効果が飽和し、３．０％を超えると逆に靱性が劣化している。また、高Ｍｎ系鋼の鋳造時における冷却速度を制御してＴｉＮを分散させたものについては、すべてのＭｎ領域において靱性が向上する。
（１）で示した化学成分の範囲内で、質量％でＣ：０．０８％、Ｓｉ：０．１５％、Ｍｎ：２．０％、Ｐ：０．００８％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０２１％、Ｔｉ：０．０１％、Ｎｂ：０．０１％、Ｎ：０．００５％を含有した鋳片について、熱力学計算を用いて平衡状態にて生成しうるＴｉＮ量を予測したところ、体積率（ＴｉＮの体積／鋼の体積）で４．０８×１０−４であることが分っ
一方、ＭｎＳによるＩＧＦ生成促進効果は溶接の際のＴｉＮによる粒成長抑制効果が充分に発揮されなかった場合特に有効である。すなわち、ＴｉＮが加熱によって溶解してしまった場合である。本発明鋼には２．０％程度の多量のＭｎが添加されていること、およびＭｎＳが比較的高温域にて生成する事実から、本発明鋼の溶接温度におけるＭｎＳの生成量は従来量のＭｎを添加した鋼に比べて増加し、結果的に溶接後の冷却におけるＩＧＦの生成頻度が増大する。このため、実効的にＨＡＺ組織が微細化される。
また、高強度かつ高靱性を有する厚板の製造については様々な方法があげられるが、靱性を確保するためには熱延後に直接焼入れ（ＤＱ）した後に焼戻し（Ｔ）処理を施すＤＱＴ法が望ましい。しかしながら、Ｔ処理は一旦冷却した後に再加熱してその温度で一定時間保持する工程のためコストが上昇する。コスト低減の観点からは、可能な限りＴ処理は避けたい。ところが、本発明鋼はＴ処理を施すことなく優れた靱性を確保できるために、コストを上昇させることなく高性能鋼板を製造することができる。ただし、特に靱性を要求される場合は、Ｔ処理を施すことにより、さらに優れた靱性を有する鋼材を得ることができる。
以下に本発明の限定理由について説明する。まず、本発明鋼材の組成限定理由について説明する。以下の組成についての％は、質量％を意味する。
Ｃは強度を確保するために必要な元素であり、０．０３％以上の添加が必要であるが、多量の添加はＨＡＺの靱性低下を招くおそれがあるために、その上限値を０．１２％とする。
Ｓｉは脱酸剤として用いられ、また固溶強化により鋼の強度を増加させるのに有効な元素であるが、０．０５％未満の含有量ではその効果が少なく、一方０．３０％を超えて含有させると、ＨＡＺ靱性が劣化する。このため、Ｓｉは０．０５〜０．３０％に限定した。なお、さらに望ましい含有量は０．０５〜０．２５％である。
Ｍｎは、鋼の強度を増加するため高強度化には有効な元素である。またＭｎはＳと結合してＭｎＳを生成するが、これがＩＧＦの生成核となり溶接熱影響部の微細化を促進することで、ＨＡＺ靱性の劣化を抑制する。そのため、所望の強度を維持しつつ、溶接熱影響部の靱性を確保するためには１．２％以上の含有量が必要である。ただし、３．０％を超えるＭｎを添加すると、逆に靱性が劣化すると言われている。このため、Ｍｎは１．２〜３．０％に限定した。なお、Ｍｎ量は１．５〜２．５％が望ましい。
Ｐは、粒界に偏析して鋼の靱性を劣化させるので、できるだけ低減することが望ましいが、０．０１５％までは許容できるため、０．０１５％以下に限定した。
Ｓは、主にＭｎＳを形成して鋼中に存在し、圧延冷却後の組織を微細にする作用を有するが、０．０１５％以上の含有は、板厚方向の靱性・延性を低下させる。このため、Ｓは０．０１５％以下であることが必須である。また、ＭｎＳをＩＧＦの生成核として用い細粒化効果を得るためには、Ｓは０．００１％以上の添加が必要である。そのため、Ｓは０．００１〜０．０１５％に限定した。
Ｃｕは従来強度を確保するために有効な元素であるが、熱間加工性の低下をもたらす。これを回避するためにＣｕ添加量とほぼ同量のＮｉを添加することが従来行われてきた。ところが、Ｎｉは、非常にコストの高い元素であるため、Ｎｉを多量に添加することは本発明鋼の目的である低コスト化を達成できない要因となりうる。そこで本発明鋼では、Ｍｎにより強度を確保する思想に立ち、ＣｕおよびＮｉは意図的に添加しないこととした。しかし、スクラップを用いてスラブを製造する場合、それぞれ０．０５％程度は不可避的に混入してしまうおそれがあるため、Ｃｕ＋Ｎｉを０．１０％以下に限定した。
Ａｌは、Ｓｉと同様に脱酸のため必要な元素であるが、０．００１％未満では脱酸が充分に行われず、０．０５０％を超える過度の添加はＨＡＺ靱性を劣化させる。このため、Ａｌは０．００１〜０．０５０％に限定した。
Ｔｉは、Ｎと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるために、０．００５％以上の添加が望まれる。ただし、０．０３０％を超えてＴｉを添加すると、ＴｉＮを粗大化させ、本発明の目的であるＴｉＮによる結晶粒径粗大化抑制効果を低下させるおそれがある。このため、Ｔｉは０．００５〜０．０３０％に限定した。
Ｎｂは、オーステナイトの未再結晶域を拡大して、フェライトの細粒化を促進する効果があるとともに、Ｎｂ炭化物を生成し強度の確保をもたらす元素であるため、０．００５％以上の含有が必要である。しかしながら、０．１０％を超えるＮｂを添加すると、Ｎｂ炭化物によるＨＡＺ脆化が生じやすくなるため、Ｎｂは０．００５〜０．１０％に限定した。
Ｎは、Ｔｉと結合して鋼中にＴｉＮを形成させるために、０．００２５％以上の添加が必要である。ただし、Ｎは固溶強化元素としても非常に大きな効果があるため、多量に添加するとＨＡＺ靱性を劣化するおそれがある。そのため、ＨＡＺ靱性に大きな影響を与えずＴｉＮの効果を最大限に得られるように、Ｎの上限を０．００６０％とした。
Ｍｏ，Ｖ，Ｃｒは、いずれも焼入れ性向上に有効な元素であり、ＴｉＮによる組織細粒化効果を最適化するため、必要に応じ一種または二種以上を選択して含有してもよい。なかでもＶは、ＴｉＮとともにＶＮとして組織微細化効果を最適化することができ、加えて、ＶＮによる析出強化を促進させる効果を有する。さらに、Ｍｏ，Ｖ，Ｃｒの含有によりＡｒ３点が低下することから、フェライト粒の微細化効果がさらに大きくなることが期待される。また、Ｃａの添加により、ＭｎＳの形態が制御でき、低温靱性がさらに向上するため、厳しいＨＡＺ特性を要求される場合はＣａを選択して添加できる。さらに、Ｍｇは、ＨＡＺにおけるオーステナイトの粒成長を抑制し細粒化させる作用があり、その結果ＨＡＺ靱性が向上することから、特にＨＡＺ靱性が厳しい場合にはＭｇを選択して添加できる。その添加量は、Ｍｏ：０．２％以下、Ｖ：０．０３％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｃａ：０．００３５％以下、Ｍｇ：０．００５０％以下である。
一方、０．２％を超えるＭｏおよび０．５％を超えるＣｒを添加した場合、溶接性や靱性を損ないかつコストも上昇することが考えられ、０．０３％を超えるＶを添加した場合、溶接性や靱性を損なうため、これらを上限とした。また、０．００３５％を超えるＣａの添加は、鋼の清浄度を損ない、水素誘起割れ感受性を高めてしまうので、０．００３５％を上限とした。Ｍｇは０．００５％を超える添加を行ってもオーステナイト細粒化効果代が小さくコスト上得策ではないため、０．００５％を上限とした。
鋼組織を８０％以上ベイナイト組織とする理由は、低合金鋼でありながらＨＡＺ靱性を確保しつつ、十分な強度を得るためにはベイナイト組織主体であることが必要であり、それが８０％以上であれば達成ができるからである。望ましくは８５％以上、さらに望ましくは９０％以上がベイナイト組織であることがよい。
次に、本発明鋼材の製造条件について説明する。
鋳造後の鋳片の冷却について、凝固点近傍から８００℃までの冷却速度が０．０６〜０．６℃／ｓであることが好ましい。Ｎｉｓｈｉｚａｗａの式によると、析出物によるピン止め効果により結晶粒径を１００μｍ以下に維持するためには、析出物の粒子径が０．４μｍ以下である必要があり、その達成のためには鋳造段階にて０．０６℃／ｓ以上の鋳片冷却速度が必要となる。熱的に安定なＴｉＮは、その後の溶接等の高温短時間加熱でも分解することはなく存在するため、溶接などの加熱時においてもピン止め効果が期待でき、ＨＡＺ靱性を確保することができる。しかしながら、鋳片冷却速度が大きくなりすぎると、微細析出物の量が増大し、鋳片の脆化を引き起こすことが懸念される。そのため、鋳造後の鋳片の冷却については、凝固点近傍から８００℃までの冷却速度を０．０６〜０．６℃／ｓに限定した。なお、０．１０〜０．６℃／ｓが好ましい。
加熱温度については、１２００℃以下の温度であることが必要である。この理由としては、１２００℃超の高温側に加熱されることで、凝固時に冷却速度を制御して造り込んだ析出物が再溶解してしまう可能性があるからである。また、相変態を完了させる目的では１２００℃で充分であり、そのときに生じると考えられる結晶粒の粗大化も、あらかじめ防ぐことができるからである。以上より、加熱温度を１２００℃以下に限定した。
本発明では、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延を行う必要がある。その理由として、未再結晶温度域における圧下量の増加は、圧延中のオーステナイト粒の微細化に寄与し、結果としてフェライト粒を微細化し機械的性質を向上させる効果があるからである。このような効果は、未再結晶域での累積圧下率が４０％以上で顕著になる。このため、未再結晶域での累積圧下量を４０％以上に限定した。
また、鋳片は８５０℃以上で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却する必要がある。８００℃以上から冷却する理由として、８００℃未満より冷却を開始すると焼入れ性の観点から不利となり、所要の強度が得られない可能性があるからである。また、冷却速度が５℃／ｓ未満では、均一なミクロ組織を有した鋼を得ることが期待できないため、結果的に加速冷却の効果が小さい。また、一般に４００℃以下まで冷却すれば変態は充分に完了する。さらに、本発明鋼においては、５℃／ｓ以上の冷却速度にて４００℃以下まで冷却を続けても充分な靱性を確保できるため、特にＴ処理を施さずに鋼材として使用できる。上記の理由により、本発明鋼の製造条件として、鋼片を８５０℃以上までに熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することに限定した。
特に高い靱性値が要求され、熱間圧延後に焼戻し処理を施す場合は、４００〜６５０℃の焼戻し温度で行う必要がある。焼戻し処理を行う場合、焼戻し温度が高温になるほど結晶粒成長の駆動力が大きくなるが、６５０℃を超えると粒成長が顕著になる。また、４００℃未満の焼戻し処理では、その効果が充分に得られないことが考えられる。これらの理由により、熱間圧延後に焼戻し処理をする場合は、４００〜６５０℃の焼戻し処理条件にて行うことに限定した。
次に、本発明の実施例について述べる。
表１の化学成分を有する溶鋼を表２に示す二次冷却速度で鋳造したスラブを、表２にて示す条件にて熱間圧廷を行い鋼板とした後、機械的性質を評価するために各種試験を行った。引張試験片は各鋼板の板厚の１／４ｔ部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、ＹＳ（０．２％耐力）、ＴＳ，ＥＩを評価した。母材靱性は各鋼板の板厚１／４ｔより２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い得られる衝撃吸収エネルギー値にて評価した。ＨＡＺ靱性は、溶接入熱１０ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクル試験を実施した鋼材を、−４０℃でのシャルピー衝撃試験により得られる衝撃吸収エネルギー値によって評価した。なお、表２に示す鋳造時の冷却速度は、凝固実績より計算にて算出した二次冷却時の冷却速度である。また、表３に示すベイナイト分率は、ナイタールにてエッチングした鋼材の組織を光学顕微鏡で観察することによって評価した。便宣的に粒界フェライトおよびＭＡ以外の部分をベイナイト組織とみなした。
表３には、各鋼における機械的性質をまとめたものを示す。鋼１〜２２は本発明の例である鋼板について示したものである。表１および表２から明らかなように、これらの鋼板は化学成分と製造条件の各要件を満足しており、表３に示すように、母材特性が優れ、大入熱溶接においても−４０℃でのシャルピー衝撃エネルギー値は１５０Ｊ以上と高靱性を有していることがわかる。また、規定範囲内であれば、Ｍｏ，Ｖ，Ｃｒ，Ｃａ，Ｍｇを添加しても、焼戻し処理を施しても良好な靱性が得られることがわかる。
一方、鋼２３〜３６は本発明から逸脱した比較例を示したものである。これらの鋼は、それぞれＭｎ量（鋼２３，２８）、Ｃ量（鋼３２，３３）、Ｎｂ量（鋼２４，３５）、Ｔｉ量（鋼２５）、Ｓｉ量（鋼２６）、Ａｌ量（鋼３４）、Ｎ量（鋼２７）、Ｍｏ，Ｖ量（鋼２９）、Ｃｒ量（鋼２７）、Ｃａ，Ｍｇ量（鋼３１）、鋳造時の冷却速度（鋼２５）、焼戻し処理（鋼３０）、累積圧下率（鋼２８，３２）、再加熱温度（鋼３１）、圧延後の冷却開始温度（鋼３６）、ベイナイト分率（鋼３２，３５）の条件が発明のものと異なっているため、ＨＡＺ靱性が劣っているといえる。
表１の化学成分を有する溶鋼を表２に示す二次冷却速度で鋳造したスラブを、表２にて示す条件にて熱間圧廷を行い鋼板とした後、機械的性質を評価するために各種試験を行った。引張試験片は各鋼板の板厚の１／４ｔ部位からＪＩＳ４号試験片を採取し、ＹＳ（０．２％耐力）、ＴＳ，ＥＩを評価した。母材靱性は各鋼板の板厚１／４ｔより２ｍｍＶノッチ試験片を採取し、−４０℃でシャルピー衝撃試験を行い得られる衝撃吸収エネルギー値にて評価した。ＨＡＺ靱性は、溶接入熱１０ｋＪ／ｍｍ相当の再現熱サイクル試験を実施した鋼材を、−４０℃でのシャルピー衝撃試験により得られる衝撃吸収エネルギー値によって評価した。なお、表２に示す鋳造時の冷却速度は、凝固実績より計算にて算出した二次冷却時の冷却速度である。また、表３に示すベイナイト分率は、ナイタールにてエッチングした鋼材の組織を光学顕微鏡で観察することによって評価した。便宣的に粒界フェライトおよびＭＡ以外の部分をベイナイト組織とみなした。
表３には、各鋼における機械的性質をまとめたものを示す。鋼１〜２２は本発明の例である鋼板について示したものである。表１および表２から明らかなように、これらの鋼板は化学成分と製造条件の各要件を満足しており、表３に示すように、母材特性が優れ、大入熱溶接においても−４０℃でのシャルピー衝撃エネルギー値は１５０Ｊ以上と高靱性を有していることがわかる。また、規定範囲内であれば、Ｍｏ，Ｖ，Ｃｒ，Ｃａ，Ｍｇを添加しても、焼戻し処理を施しても良好な靱性が得られることがわかる。
一方、鋼２３〜３６は本発明から逸脱した比較例を示したものである。これらの鋼は、それぞれＭｎ量（鋼２３，２８）、Ｃ量（鋼３２，３３）、Ｎｂ量（鋼２４，３５）、Ｔｉ量（鋼２５）、Ｓｉ量（鋼２６）、Ａｌ量（鋼３４）、Ｎ量（鋼２７）、Ｍｏ，Ｖ量（鋼２９）、Ｃｒ量（鋼２７）、Ｃａ，Ｍｇ量（鋼３１）、鋳造時の冷却速度（鋼２５）、焼戻し処理（鋼３０）、累積圧下率（鋼２８，３２）、再加熱温度（鋼３１）、圧延後の冷却開始温度（鋼３６）、ベイナイト分率（鋼３２，３５）の条件が発明のものと異なっているため、ＨＡＺ靱性が劣っているといえる。
本発明によれば溶接によるＨＡＺの結晶粒粗大化を抑制し、極めてＨＡＺ靱性の安定な高水準の鋼材が得られる。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：１．２〜３．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０１５％、
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１０％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、鋼組織としてベイナイト組織を８０％以上有することを特徴とする溶接熱影響部の低温靱性が優れた溶接構造用鋼。 - 質量％で、更に、
Ｍｏ：０．２％以下、
Ｖ：０．０３％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｃａ：０．００３５％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下
の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の溶接熱影響部の低温靱性が優れた溶接構造用鋼。 - 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．０５〜０．３０％、
Ｍｎ：１．２〜３．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．００１〜０．０１５％、
Ｃｕ＋Ｎｉ：０．１０％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．１００％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６０％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる溶鋼を、連続鋳造法により鋳造し、その際の二次冷却における凝固点近傍から８００℃までの冷却速度を０．０６〜０．６℃／ｓとした鋳片を得た後に熱間圧延することを特徴とする溶接熱影響部の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。 - 質量％で、更に、
Ｍｏ：０．２％以下、
Ｖ：０．０３％以下、
Ｃｒ：０．５％以下、
Ｃａ：０．００３５％以下、
Ｍｇ：０．００５０％以下
の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項３記載の溶接熱影響部の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。 - 前記熱間圧延条件において、前記鋳片を１２００℃以下の温度に再加熱後、未再結晶温度域において累積圧下率で４０％以上の熱間圧延をし、８５０℃以上で熱間圧延を完了させた後、８００℃以上の温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することを特徴とする請求項３または４に記載の溶接熱影響部の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。
- 請求項５の製造法において、前記熱間圧延して得られた鋼を冷却し、その後４００〜６５０℃で焼戻し処理を施すこと特徴とする溶接熱影響部の低温靱性が優れた溶接構造用鋼の製造法。
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