(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.05〜0.15mass％、Si：0.05〜0.50mass％、Mn：1.0〜2.0mass％、Ｐ：0.015mass％以下、Ｓ：0.0050mass％以下、Al：0.005〜0.06mass％、Nb：0.017mass％以下、Ti：0.005〜0.02mass％、Ｎ：0.0035〜0.0075mass％、Ca：0.0005〜0.0030mass％を含み、かつ、Ca、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記(1)式を満たして含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を1050〜1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30％以上かつ、950℃未満の温度域における累積圧下率が30〜70％となる熱間圧延を施し、熱間圧延終了温度から、600〜450℃間とする前段冷却停止温度までの前段冷却を７〜20℃／ｓの冷却速度で、該前段冷却の停止温度から、450未満〜200℃間とする後段冷却停止温度までの後段冷却を１〜７℃／ｓ未満の冷却速度で行い、その後は空冷または徐冷することを特徴とする300kJを超える大入熱溶接における溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼板の製造方法。
記
０ ＜（Ca−(0.18＋130 × Ca)×Ｏ）／1.25／Ｓ ＜ １  ----  (1)
ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（mass％）を表す。
【請求項２】
請求項１において鋼素材が、さらにＢ：0.0003〜0.0025mass％、Cu：1.0mass％以下、Ni：1.5mass％以下、Cr：0.7mass％以下、Mo：0.7mass％以下から選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有する組成になる、300kJを超える大入熱溶接における溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、造船、建築、土木等の各分野で使用される鋼材に係わり、特に溶接入熱が300kJ/cmを超える大入熱溶接での溶接熱影響部靱性に優れる、降伏強さが390Ｎ/mm2以上、板厚が50mm以上の非調質厚肉高張力鋼板(以降、「非調質厚肉高張力鋼」とも言う。)の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
造船、建築、土木等の各分野で使用される鋼材は、一般に、溶接接合により所望の形状の構造物に仕上げられる。こうした構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材靱性はもちろんのこと、溶接熱影響部の靱性に優れることが要求される。その際、最も問題となるのは、溶接熱影響部のボンド部の靱性である。ボンド部は、大入熱溶接時に溶融点直下の高温にさらされて、オーステナイト結晶粒がもっとも粗大化しやすく、引き続く冷却によって、脆弱な上部ベイナイト組織に変態しやすい位置であるからである。また、ボンド部では、ウッドマンステッテン組織や島状マルテンサイトといった脆化組織が生成しやすく、このことも靱性低下の要因となっている。
【０００３】
ところで、ボンド部の靱性改善策として、これまでTiＮの微細分散によるオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核としての利用技術が実用化されてきた。また、特公平０３−５３３６７号公報や入熱量230kJ/cmの溶接ボンド部での靱性改善を目指した特開昭６０−１８４６６３号公報には、希土類元素（ＲＥＭ）をTiと複合添加することにより、鋼中に微細粒子を分散させてオーステナイトの粒成長を防止し、溶接部の靱性向上を図る方法が示されている。さらに、Tiの酸化物を分散させる技術やＢＮのフェライト核生成能を組み合わせる技術も開発されている。このほか、CaやＲＥＭを添加することで硫化物の形態を制御し、より高靱性を得られることが知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、これら従来技術においては、安定した靱性が得られる鋼材の製造が困難であったり、300kJ/cmを超える大入熱溶接部では十分な靱性が得られないという問題があった。すなわち、TiＮを主体に利用する技術においては、TiＮが溶解する温度域に加熱される溶接部でその作用がなくなり、また固溶TiおよびＮによる地の組織の脆化によって著しく靱性の低下が見られた。さらに、Tiの酸化物を使った技術においては、酸化物の微細分散が十分均質にできないという問題があった。
またＣａやＲＥＭを添加する技術においても300 kJ/cm を超える大入熱溶接では溶接熱影響部の高靭性を確保することは困難であった。
【０００５】
一方において、近年、船舶や構造物の一層の大型化が進み、使用される鋼材にはより高強度化、厚肉化が求められている。しかしながら、高強度化、厚肉化を行うには合金元素の添加が必要となって、この合金元素の添加は溶接部靱性の低下を招くのが一般的である。したがって、厚肉材のように製造時の冷却速度が比較的遅い場合においても、合金元素添加量を増加させずに、母材の強度を向上させる必要性も高まっている。
そこで、本発明は、板厚が50ｍｍ以上、母材の降伏強さが390 N/mm２以上、−40℃における吸収エネルギーvE-40 が200 J 以上であって、300 kJ/cm を超える大入熱溶接においても十分な靱性が得られる非調質厚肉高張力鋼を安定かつ効果的に製造するための製造方法を提案することを目的とする。なお、本発明が目標とする大入熱溶接での溶接熱影響部靱性は、vE-40 が 41 J 以上である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、大入熱溶接部の靱性とともに、厚肉材の母材強度・靱性を改善する方法について、研究、検討を重ねた。
その結果、まず、大入熱溶接部とくに溶接ボンド部の靱性は脆化組織に影響され、この脆化組織は硫化物の形態制御の役割を担うCaの添加方法を制御することにより大きく改善できることを新たに知見した。すなわち、大入熱溶接部の高靱性化を達成するには、高温に加熱された領域におけるオーステナイトの粗大化抑制と、加熱後の冷却時におけるフェライト変態促進のための変態核の微細分散が必要であり、従来技術ではこれらが不十分であった。
本発明では、鋼を溶製する際の凝固段階でCaＳを晶出させるようにした。CaＳは酸化物に比べて低温で晶出するので、鋼中での微細均一分散が可能となる。そして、Ca、Ｓの添加量および添加時の溶鋼中の溶存酸素量を制御することによって、CaＳの晶出後に固溶Ｓ量を確保すれば、CaＳの表面上にMnＳが析出することを見出した。MnＳにはフェライト核生成能があることが知られており、さらにはその周囲にMnの希薄帯が形成されるとフェライト変態が促進される。また、MnＳ上にTiＮ，ＢＮ，AlＮ等のフェライト生成核が析出することによって、より一層フェライト変態が促進されることも新たに知見した。これらの知見から、高温でも溶解しないフェライト変態生成核を微細分散させることに成功し、大入熱溶接熱影響部の組織微細化、高靱性化が可能となった。
【０００７】
次に、母材特性に及ぼす圧延条件の影響について検討したところ、圧延後の冷却を冷却速度が大きい前段冷却と小さい後段冷却からなる２段階に分け、それぞれの冷却速度を制御すれば、鋼板組織がアシキュラ−フェライト主体の組織となり、母材の強度・靱性に優れた厚肉高張力鋼を製造できることを見出した。
このような知見に基づいて完成した本発明は、以下の構成を要旨とするものである。
【０００８】
(1) Ｃ：0.05〜0.15mass％、Si：0.05〜0.50mass％、Mn：1.0〜2.0mass％、Ｐ：0.015mass％以下、Ｓ：0.0050mass％以下、Al：0.005〜0.06mass％、Nb：0.05mass％以下、Ti：0.005〜0.02mass％、Ｎ：0.0035〜0.0075mass％、Ca：0.0005〜0.0030mass％を含み、かつ、Ca、Ｏ、Ｓの各含有量は、下記(1)式を満たして含有し、残部はFeおよび不可避的不純物からなる鋼素材を1050〜1200℃に加熱後、950℃以上の温度域における累積圧下率が30％以上かつ、950℃未満の温度域における累積圧下率が30〜70％となる熱間圧延を施し、熱間圧延終了温度から、600〜450℃間とする前段冷却停止温度までの前段冷却を７〜20℃／ｓの冷却速度で、該前段冷却の停止温度から、450未満〜200℃間とする後段冷却停止温度までの後段冷却を１〜７℃／ｓ未満の冷却速度で行い、その後は空冷または徐冷することを特徴とする300kJを超える大入熱溶接における溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼板の製造方法。
記
０ ＜（Ca−(0.18＋130 × Ca)×Ｏ）／1.25／Ｓ ＜ １  ----  (1)
ただし、Ca、Ｏ、Ｓは各成分の含有量（mass％）を表す。
【０００９】
(2) 上記(1)において鋼素材が、さらにＢ：0.0003〜0.0025mass％、Cu：1.0mass％以下、Ni：1.5mass％以下、Cr：0.7mass％以下、Mo：0.7mass％以下から選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有する組成になる、300kJを超える大入熱溶接における溶接熱影響部靱性に優れた非調質厚肉高張力鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
はじめに、本発明の基礎となった実験結果を説明する。
質量％で、Ｃ：0.08％、Si：0.2 ％、Mn：1.5 ％を基本成分とする鋼を、1150℃に加熱後、 950℃以上の圧下率を40％、 950℃未満での累積圧下率を50％、圧延終了温度を850 ℃として圧延した後、圧延終了から500 ℃までを冷却速度２〜25℃／ｓで冷却する前段冷却ののち、その後350 ℃までを冷却速度３℃／ｓで冷却する後段冷却を行い、その後空冷して厚鋼板とした。得られた厚鋼板について、アシキュラ−フェライト組織の面積率および強度、靱性を調査した。
図１に、前段冷却の冷却速度が母材特性およびアシキュラ−フェライト面積率に及ぼす影響を示す。図１から、前段冷却の冷却速度が増すに伴い、強度は上昇し、靱性（−40℃における吸収エネルギー vE-40）は低下する。また、アシキュラ−フェライト組織の面積率は冷却速度の増大とともに上昇するが、おおよ10℃／ｓで勾配が緩やかになる傾向となる。このように、前段冷却の冷却速度をある速度以上に高めることにより、比較的高温で生成するポリゴナルフェライトを抑制し、アシキュラーフェライト主体の組織にすると、強度と靱性のバランスのとれた鋼板を製造できることがわかった。
【００１１】
次に各成分の限定理由について説明する。
Ｃ：0.05〜0.15mass％
Ｃ量は、構造用鋼として必要な強度を得るために0.05mass％は必要であり、多すぎると溶接割れの発生を助長するので上限を0.15mass％とする。
【００１２】
Si：0.05〜0.50mass％
Siは、製鋼上0.05mass％以上は必要であり、0.50mass％を超えると母材の靱性を劣化させる。
【００１３】
Mn：1.0 〜2.0 mass％
Mnは、母材の強度を確保するために1.0 mass％以上は必要であり、2.0 mass％を超えると溶接部の靱性を著しく劣化させる。
【００１４】
Ｐ：0.015 mass％以下
Ｐは、0.015 mass％を超えると溶接部の靱性を劣化させる。
【００１５】
Ｓ：0.0050mass％以下
Ｓは、0.0050mass％を超えて含有すると、母材および溶接部の靱性を劣化させる。
【００１６】
Al：0.005 〜0.06mass％
Alは、鋼の脱酸上0.005 mass％以上は必要であり、0.06mass％を超えて含有すると母材の靱性を低下させるとともに、溶接時の希釈で溶接金属部に混入することにより、靱性を劣化させる。
【００１７】
Nb：0.017mass％以下
Nbは、制御圧延を行う鋼で不可欠な元素であり、鋼の強化に有効な元素であるが、0.017mass％を超える含有は溶接部靱性を劣化させる。
【００１８】
Ti：0.005 〜0.02mass％
Tiは、凝固時にTiＮとなって析出し、溶接部でのオーステナイトの粗大化抑制やフェライト変態核となって高靱性化に寄与する。0.005 mass％未満ではその効果が少なく、0.02mass％を超えるとTiＮ粒子の粗大化によって期待する効果が得られなくなる。
【００１９】
Ｎ：0.0035〜0.0075mass％
Ｎは、TiＮの必要量を確保するうえで必要な元素であり、0.0035mass％未満では十分なTiＮ量が得られず、0.0075mass％を超えると溶接熱サイクルによってTiＮが溶解する領域における固溶Ｎ量の増加のために靱性を著しく低下させる。
【００２０】
Ca：0.0005〜0.0030mass％
Caは、Ｓの固定による靱性改善効果を有する元素である。このような効果を発揮させるには少なくとも0.0005mass％は含有することが必要であるが、0.0030mass％を超えて含有しても効果が飽和する。このため、本発明では、0.0005mass％から0.0030mass％の範囲に限定する。
【００２１】
０＜(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ＜１（ここに、Ca，Ｏ，Ｓ：各元素の含有量（mass％））
CaおよびＳは、０＜(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ＜１の関係を満足するように含有する必要がある。この場合、CaＳ上にMnＳが析出した複合硫化物の形態となる。(Ca −(0.18 ＋130 ×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓ≦0 の場合には、CaＳが晶出しないためにＳはMnＳ単独の形態で析出する。このMnＳは鋼板製造時の圧延で伸長されて母材の靱性の低下を引き起こすとともに、本発明の主眼である溶接熱影響部での微細分散が達成されない。一方、１≦(Ca −(0.18 ＋130×Ca) ×Ｏ) ／1.25／Ｓの場合には、Ｓが完全にCaによって固定され、フェライト生成核として働くMnＳがCaＳ上に析出しないために十分な機能が発揮されない。
【００２２】
本発明では、さらに強度および靱性を高めるために、Ｂ、Cu、Ni、Cr、Moから選ばれる少なくとも１種または２種以上を含有することができる。
Ｂ：0.0003〜0.0025mass％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析することで粒界からのフェライト変態を抑え、高強度化する効果があるが、0.0025％を超えて添加すると逆に靱性が劣化する。
【００２４】
Ni：1.5 mass％以下
Niは、母材の高靱性を保ちつつ強度を上昇させるが、高価であるため上限を1.5%とした。
【００２５】
Cu：1.0 mass％以下
Cuは、Niと同様の働きを有しているが、1.0 ％を超えると熱間脆性を生じ、鋼板の表面性状を劣化させる。
【００２６】
Cr：0.7 mass％以下
Crは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に含有すると靱性に悪影響を与えるので上限を0.7 mass％とする。
【００２７】
Mo：0.7 mass％以下
Moは、母材の高強度化に有効な元素であるが、多量に含有すると靱性に悪影響を与えるので上限を0.7 mass％とする。
【００２８】
次に、本発明の製造工程について説明する。上記組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常の方法で溶製し、連続鋳造法、造塊法など通常の鋳造方法でスラブ等の圧延素材とする。この素材から以下の工程により厚肉の高張力鋼を製造する。すなわち、上述した基本組成に成分調整した鋼素材を、まず1050〜1200℃の温度範囲に加熱する。1050℃以上に加熱するのはNb炭窒化物を完全に固溶するためであり、一方1200℃を超える温度に加熱するとTiＮが粗大化することにより溶接部の靱性が劣化する。したがって、加熱温度は1050〜1200℃の範囲とする。
【００２９】
鋼素材の加熱に次いで、950 ℃以上の温度域における累積圧下率30％以上となる、熱間圧延を施す。この温度域では、圧延によってオーステナイト粒が再結晶するため、組織を微細にすることができる。30％未満では、加熱時の異常粗大粒が残存し、母材の靱性に悪影響を及ぼすので下限を30％とする。
【００３０】
引き続き、950 ℃未満の温度域における累積圧下率30〜70％で熱間圧延する。この温度域ではオーステナイト粒の再結晶は起こらず、オーステナイト粒は扁平に変形し、かつ内部に変形帯などの欠陥が導入される。この蓄積された内部エネルギーがその後のフェライト変態の駆動力に加えられる。圧下率が30％未満では蓄積される内部エネルギーが十分ではないために、フェライト変態が起こりにくく、ベイナイト組織が生成する。また、70％以上では、逆にポリゴナルフェライトの生成が促進され、アシキュラ−フェライトの生成が抑制される。
【００３１】
熱間圧延後の冷却は、前段冷却と後段冷却に分け、前者の冷却速度を後者のそれよりも相対的に大きくする。すなわち、前段冷却では、熱間圧延終了温度から600 〜450 ℃の間とする前段冷却停止温度まで、好ましくは熱間圧延終了温度から580 〜480 ℃の間とする前段冷却停止温度までの温度域を７〜20℃／s 、好ましくは 8〜16℃／s の冷却速度で冷却する。そして、後段冷却では、前段冷却の停止温度から450 未満〜200 ℃の間とする後段冷却停止温度まで、好ましくは前段冷却の停止温度から 400〜 300℃の間とする後段冷却停止温度までの温度域を１〜７℃／s 未満、好ましくは 2〜 6℃／s の冷却速度で冷却する。
前段冷却において、停止温度が停止温度域の上限よりも高いと強度の増加がほとんどなく、下限よりも低いと靱性が劣化する。また、冷却速度が上記範囲の下限に満たないとポリゴナルフェライト主体の組織となって強度上昇効果が得られず、上記範囲の上限を超えると靱性が劣化する。
また、後段冷却において、冷却停止温度が停止温度域の上限よりも高いと強度上昇量が不十分となり、下限よりも低くなると水素の除去が不十分となり水素起因の欠陥が発生する。また、冷却速度が上記範囲の下限に満たないと強度上昇効果がなく、上記範囲の上限よりも大きいと冷却停止温度が板内で不均一となる。上述したように、熱間圧延の圧下率と圧延後の２段冷却条件の制御、とくに前段冷却の冷却速度を大きくすることにより、母材がアシキュラーフェライト主体の組織となり、強度・靱性に優れた鋼材が製造可能となる。
【００３２】
【実施例】
次に本発明の効果を実施例に基づいて説明する。
表１に示す種々の成分組成に調整した鋼スラブを用いて、表２および表３に示す条件にしたがって、板厚55又は65ｍｍの厚鋼板（熱間圧延後は水冷）を製造した。かくして、得られた各厚鋼板について、母材の引張試験及びシャルピー試験を実施した。引張試験は、各鋼板の板厚1/4 位置から、JIS ４号引張試験片を採取し、降伏強さYP、引張強さTSを求めた。シャルピー衝撃試験は、各鋼板の板厚1/4 位置から、JIS ４号衝撃試験片を採取し、−40℃での吸収エネルギー（vE−40）を求めた。
【００３３】
また、各鋼板から採取した継手用試験板に、Ｖ開先を施し、エレクトロガスアーク溶接（350 又は450 kJ/cm ）により、溶接継手を作製した。これら溶接継手から切り欠き位置をボンド部とするJIS ４号衝撃試験片を採取し、試験温度−40℃でシャルピー衝撃試験を実施し、吸収エネルギー（vE−40）を求めた。
【００３４】
【表１】
0003644398.tif 000002
【００３５】
【表２】
0003644398.tif 000003
【００３６】
【表３】
0003644398.tif 000004
【００３７】
これらの表から、本発明例は、降伏強さ390 N/mm２以上の強度とvE−40が200J以上の吸収エネルギーを有して、母材の強度・靱性に優れる上、さらにエレクトロガスアーク溶接継手ボンド部のvE−40が85J 以上と、大入熱溶接を施しても優れた溶接熱影響部靱性を有する鋼材となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、母材の強度不足（降伏応力390 N/mm２以下）、母材の靱性不良、溶接熱影響部の靱性不良、水素割れ、材質のばらつきの少なくとも一つの特性が劣っている。
【００３８】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、300kJ/cmを超える大入熱溶接の場合でも優れた溶接熱影響部靱性が得られる、降伏強さ390 N/mm２以上、板厚50mm超えの厚肉非調質鋼材を安価に製造することができる。したがって、本発明は構造物の大型化や施工能率の向上に寄与するところ大である。
【図面の簡単な説明】
【図１】前段冷却の冷却速度（600 〜450 ℃の温度域までの冷却速度）がアシキュラーフェライト面積率、強度および靱性に及ぼす影響を示すグラフである。
【図１】
0003644398.tif 000005