(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００６〜０．０３％、ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、ｉｎｓ．Ｚｒ：０．０００７〜０．００４０％、Ｂ：０．００１０〜０．００４０％、Ｏ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００１〜０．００９％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物で構成される厚板鋼材であって、（１）式の組成を満たした円相当径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下の介在物が１ｍｍ２あたり７０個以上分散し、かつ、３．０μｍ超の介在物が１ｍｍ２あたり５．０個以下で分散していることを特徴とする、溶接熱影響部靱性に優れた厚板鋼材。
（％ＺｒＯ２＋％Ｔｉ２Ｏ３）／（％ＺｒＯ２＋％Ｔｉ２Ｏ３＋％Ａｌ２Ｏ３＋％ＭｎＯ）＞０．８０  ・・・（１）
【請求項２】
さらに、質量％でＮｂ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．００１〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｖ：０．０１〜０．５％の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靱性に優れた厚板鋼材。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接熱影響部靱性に優れた厚板鋼材に関する。
【背景技術】
【０００２】
橋梁、造船、海洋構造物、建築等で用いられる溶接用鋼や、製管時に溶接施工が必要となるラインパイプ用鋼の溶接において、施工工程の簡略化のためには入熱量を大きくして一度で溶接することが望ましい。エレクトロスラグ溶接やサブマージアーク溶接等の大入熱溶接を行った場合、溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ、以下「ＨＡＺ」と記す）は高温に達する熱履歴が加わるため、結晶粒の粗大化が生じる。結晶粒が粗大化した部分は靱性が低下し、その影響は低温環境で特に顕著に表れる。このような靱性が低下した鋼を低温環境で使用するのは危険であるため、大入熱溶接した場合であっても低温での靱性が確保できる厚板鋼材が求められている。
【０００３】
ＨＡＺでの靱性を確保するために、鋼材中に不可避的に存在する介在物、特にＺｒを活用した手法が多く提案されている。
【０００４】
例えば、特許文献１では、Ｔｉ窒化物、Ｚｒ窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｚｒ炭化物およびこれら１種以上を含む複合物で、大きさが０．０１〜０．５μｍのものが１μｍ２当たり１個以上分散したものであることを特徴とした溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材が開示されている。この発明は、微細な介在物をピン止め粒子として利用し、大入熱溶接された際に結晶粒が粗大化するのを防ぐ技術である。しかしながら、炭窒化物をピン止め粒子として活用した場合、入熱時の最高到達温度が高いとＨＡＺでは溶融してしまうため、大入熱溶接する場合には入熱量に制限が必要となる。
【０００５】
また、特許文献２では、ＺｒＯ２：５〜５０％、ＲＥＭの酸化物：５〜５０％、ＣａＯ：５０％以下（０％を含まない）を満足し、鋼材に含まれる全介在物のうち、円相当直径で０．１〜２μｍの介在物が観察視野面積１ｍｍ２あたり１２０個以上、円相当直径で３μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ２あたり５．０個以下、円相当直径で５μｍ超の酸化物が観察視野面積１ｍｍ２あたり５．０個以下であることを特徴とする、溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材が開示されている。この発明は、介在物を粒内フェライト変態の核として利用し、大入熱溶接されて粗大化した結晶粒内に、冷却過程でフェライトを生成させることで破面単位を細かくして靱性低下を抑制する技術である。酸化物を活用した技術は炭窒化物を活用する場合に比べて入熱時の最高温度を高くでき、酸化物を多数分散させることで靱性を改善できる。
【０００６】
従来の技術の多くは、溶鋼にＺｒを添加し、溶存Ｏおよび懸濁している酸化物と反応して生じる微細なＺｒＯ２を活用するものである。しかしながら、Ｚｒ酸化物を溶鋼段階で分散させるとノズル詰まりが生じることになるため、生産性低下を招いてしまう課題がある。
【０００７】
ノズル詰まりを防止するため、例えば特許文献３では、Ｚｒ添加量と溶鋼中の全酸素濃度の割合を最適化することで、ＺｒＯ２を粒度分布の細かい状態に制御してノズル付着を防止し、生産性と微細化の両立を達成している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２００５−１２６７３８号
【特許文献２】特開２０１１−０３８１８０号
【特許文献３】特開２０１０−２８０９５３号
【非特許文献】
【０００９】
【非特許文献１】日本学術振興会製鋼第１９委員会：製鋼反応の推奨平衡値、１９８４、日本学術振興会
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
上記したように、厚板鋼材の靱性を改善するために介在物を用いる場合、粒内変態能を有する介在物の分散個数を増加させることが重要である。ＺｒＯ２を利用する場合、ノズル閉塞を生じさせることなく微細分散させることが重要である。本発明は上記の問題に鑑みてなされたものであり、ＺｒＯ２を微細分散させることでＨＡＺでの靱性を向上させた厚板鋼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】
【００１１】
本発明者らは、靱性が良好であった厚板鋼材を調査し、ＨＡＺにおいて粒内変態の起点部分で観察される介在物の組成および粒径を調査した。その結果、Ａｌ２Ｏ３または／およびＭｎＯが一定濃度以上含まれた介在物は粒内変態能が著しく低下することを知見した。また、粗大な介在物が一定割合以上存在する場合、その介在物が破壊の基点となり、特に低温環境でのＨＡＺの靱性を著しく低下させることを知見した。一方で、介在物組成が適切に制御され、粒内変態能を有する場合、微細分散させることで低温環境でのＨＡＺの靱性を改善できることを知見した。
【００１２】
介在物中にＡｌ２Ｏ３または／およびＭｎＯが一定濃度含まれていると粒内変態能が低下する。その要因は明確には明らかになっていないものの、介在物にＡｌ２Ｏ３または／およびＭｎＯが一定濃度含まれていると、その介在物自体とフェライトとの格子整合性が低いことから、粒内変態核としての能力が低下すると推定される。
【００１３】
これらを同時に満たすための手段として、厚板鋼材中のＡｌ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｏ、Ｎ濃度を適切に制御するとともに、従来のＺｒ脱酸に代わる手法を検討した。従来は、溶鋼に多量のＺｒを添加することで溶鋼中に微細なＺｒＯ２を生成させ、そのＺｒＯ２を鋳片段階まで維持する手法が主流であった。すなわち、溶鋼にＺｒを添加した際にＺｒＯ２を生成させた場合、生成したＺｒＯ２は微細であるが、溶製中に凝集、浮上除去されることを考慮し、厚板鋼材でのＺｒＯ２分散数を確保するためには比較的多量のＺｒを溶鋼に添加する必要があった。この場合、溶鋼中には微細なＺｒＯ２が懸濁するが、この微細なＺｒＯ２も取鍋からタンディッシュ、タンディッシュから鋳型までの間にはノズルに付着して生産性低下の要因となってしまう。さらに、取鍋からタンディッシュまでの間、もしくはタンディッシュから鋳型までの間のノズルを通過する段階までに、溶鋼中に懸濁するＺｒＯ２は凝集が進むため、凝集して粗大化したＺｒＯ２が厚板鋼材中に含まれることになる。
【００１４】
ここで、溶鋼の温度降下によって溶鋼中に晶出するＺｒＯ２に着目した。すなわち、溶鋼段階でＺｒを添加するものの、Ｚｒ添加量を最適化し、溶存酸素濃度を低下させ過ぎない量に制御することで、ＺｒＯ２の晶出量を確保することを着想した。この時、Ｚｒ添加量が従来技術で添加していたように、溶存酸素量に対して多量であると、Ｚｒ添加直後にＺｒＯ２が生成するとともに、溶存酸素濃度は極僅かとなる。温度降下に伴うＺｒＯ２の晶出を考えた場合、溶鋼に過剰にＺｒを添加する必要は無く、溶存酸素が残存する程度で良い。この時、溶存酸素濃度を低減しないだけのＺｒ添加量は、非特許文献１に記載のＺｒの脱酸平衡反応式をもとに処理中の温度と、Ｚｒ添加時の歩留りを考慮して添加すれば良い。この手法を用いると、厚板鋼材の特性改善に必要なＺｒＯ２は溶鋼温度が降下する減圧精錬後、特に溶鋼が鋳型内に注入される辺りで最もＺｒＯ２生成が顕著になる。取鍋からタンディッシュまでの間、もしくはタンディッシュから鋳型までの間のノズルに付着するＺｒＯ２は溶鋼段階で生じるＺｒＯ２が主体と考えられるため、この手法ではノズル閉塞に対して優位である。さらに、本手法ではこの溶鋼段階で生じるＺｒＯ２生成を抑制するため、予め真空脱酸により溶存酸素濃度を低減した状態で、熱力学的にＺｒＯ２が生成しない、すなわち添加したＺｒのほとんどが溶存Ｚｒとなる量のＺｒを添加し、ＺｒＯ２が生成するまでの量は添加しないことで、Ｚｒ添加直後の溶鋼中のＺｒＯ２生成量を低減する。このことで、鋼材中に存在するＺｒＯ２のほとんどはＺｒを添加した直後に生成するＺｒＯ２ではなく、温度降下に伴って晶出するＺｒＯ２となるため、溶鋼中で凝集して粗大化したＺｒＯ２がほとんど含まれない鋼材が得られる。この時、鋼に含まれるＡｌ、Ｔｉ、Ｏ、Ｚｒ濃度を適切に制御することで、介在物中のＡｌ２Ｏ３およびＭｎＯ濃度を低減できる。
【００１５】
本発明は、上記した手法を用いることで、溶製プロセスが異なることで、厚板鋼材成分に大きな差異が見られなくとも、ＺｒＯ２の微細化および溶鋼段階でのノズル閉塞の抑制の両立を可能とすることができる。本発明者らは、上記した考え方に基づき減圧精錬時のＯ濃度およびＺｒ添加量を調整して、厚板鋼材中の化学組成が所定の条件を満たすときに、その調整に伴って生成される厚板鋼材中の介在物の組成および分散数が低温環境でのＨＡＺの靱性が確保できるものとなることを知見して、本発明を完成するに至った。
【００１６】
本発明は以下の通りである。
【００１７】
（１）質量％でＣ：０．０５〜０．２％、Ｓｉ：０．０２〜０．２０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００８％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以下、Ｔｉ：０．００６〜０．０３％、ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、ｉｎｓ．Ｚｒ：０．０００７〜０．００４０％、Ｂ：０．００１０〜０．００４０％、Ｏ：０．００１０〜０．００４０％、Ｎ：０．００１〜０．００９％を含有し、残部Ｆｅおよび不純物で構成される厚板鋼材であって、（１）式の組成を満たした円相当径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下の介在物が１ｍｍ２あたり７０個以上分散し、かつ、３．０μｍ超の介在物が１ｍｍ２あたり５．０個以下で分散していることを特徴とする、溶接熱影響部靱性に優れた厚板鋼材。
【００１８】
（％ＺｒＯ２＋％Ｔｉ２Ｏ３）／（％ＺｒＯ２＋％Ｔｉ２Ｏ３＋％Ａｌ２Ｏ３＋％ＭｎＯ）＞０．８０  ・・・（１）
（２）さらに、質量％でＮｂ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．００１〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．０％、Ｖ：０．０１〜０．５％の１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の溶接熱影響部靱性に優れた厚板鋼材。
【発明の効果】
【００１９】
本発明によれば、ＨＡＺにて冷却過程で粒内変態の起点となり得る介在物の組成が制御されるとともに、靱性を確保できるだけの微細な介在物の個数密度が確保され、靱性低下要因となる粗大な介在物の個数密度を制限されていることで、大入熱溶接した場合であっても、低温環境でのＨＡＺの靱性を確保された厚板鋼材が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００２０】
【図１】図１は、破面遷移温度が−４０℃以下であった条件と介在物分散数の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
１．用語の定義
「製鋼炉」とは、転炉または電気炉を指し、製鋼炉から出鋼された「溶鋼」とは、脱硫、脱りんもしくは脱炭といった一次精錬処理が実施された状態であるものとする。
【００２２】
「環流型脱ガス装置」とは、真空槽を有する溶鋼処理装置であって、代表的な装置としてＲＨがある。
【００２３】
「真空脱酸」とは、環流型脱ガス装置を用いて溶鋼を減圧処理することで溶鋼中のＣとＯを反応させ、溶鋼中の溶存Ｏ濃度を低減させる処理である。
【００２４】
２．厚板鋼材組成
本発明を実施するに当たって、厚板鋼材に含まれる元素について説明する。以下、断りが無い限り全て質量％とする。なお、本発明では、「厚板鋼材組成」は「溶鋼組成」と基本的に同一であるが、真空精錬炉での処理後からの再酸化および温度降下に伴う晶析出により、酸化物や窒化物は溶存もしくは介在物のどちらかの形態となる場合がある。このため、例えば減圧処理後の「溶鋼中Ｔｏｔａｌ．Ｚｒ濃度］≒「厚板鋼材中Ｔｏｔａｌ．Ｚｒ濃度］であるが、「溶鋼中ｓｏｌ．Ｚｒ濃度］≧「厚板鋼材中ｓｏｌ．Ｚｒ濃度］となる場合もある。なお、「溶鋼中」とは基本的に特に断りが無い限り、環流型脱ガス装置での精錬処理が完了した段階を指す。
【００２５】
［Ｃ：０．０５〜０．２％］
Ｃは、鋼の製造過程において不可避的に含有される元素である。厚板鋼材としては当然ある程度の強度が求められ、最低限必要な引張り強度および疲労強度を得るには、Ｃの含有率を０．０５％以上とする。一方、Ｃ含有率が０．２％を超えると、母材の加工性が悪化する。したがって、厚板鋼材中のＣ含有率の適正範囲を０．０５〜０．２％とする。厚板鋼材中のＣ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＣは０．０５〜０．２％の範囲であることが望ましい。
【００２６】
［Ｓｉ：０．０２〜０．２０％］
Ｓｉは、鋼の脱酸作用および固溶強化作用を有する元素である。Ｓｉ濃度が０．０２％よりも少ないと厚板鋼材として必要な鋼材特性が得られない。また、厚板鋼材中では一部のＳｉがＳｉＯ２としてＨＡＺに存在すると、ＨＡＺ靭性を低下させる。また、Ｓｉの含有率が０．２０％を超えると、脱酸が強く効きすぎ、溶存酸素の過度の低下および介在物への影響が生じてしまう。したがって、Ｓｉ含有率の適正範囲を０．０２〜０．２０％とする。厚板鋼材中のＳｉ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＳｉは０．０２〜０．２０％の範囲であることが望ましい。
【００２７】
［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは、鋼の脱酸および焼き入れ性を向上させる元素である。厚板鋼材の強度および靱性を高めるのにも必要な元素であり、厚板鋼としての強度を得るために１．０％以上含まれている必要がある。一方、２．０％を超えて添加しても効果が飽和してしまうことから、Ｍｎ含有率の適正範囲を１．０〜２．０％とする。厚板鋼材中のＭｎ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＭｎは１．０〜２．０％の範囲であることが望ましい。
【００２８】
［Ｐ：０．０５％以下］
Ｐは、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させる傾向があり、厚板鋼材の母材靭性の低下を引き起こすと同時に、ＨＡＺ靭性にも影響を及ぼす。このため、Ｐ濃度は０．０５％以下とする。厚板鋼材中のＰ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＰは０．０５％以下であることが望ましい。
【００２９】
［Ｓ：０．００８％以下］
Ｓは、不可避的不純物であり、大量に存在するとＨＡＺ靭性を著しく低下させる元素であるため、０．００８％を超えて存在してはならない。ＨＡＺ靭性の確保のためには、０．００４％未満であることが望ましい。厚板鋼材中のＳ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＳは０．００８％以下であることが望ましい。
【００３０】
［ｓｏｌ．Ａｌ：０．００２％以下］
Ａｌは脱酸剤として有用な元素であるが、本発明において介在物にＡｌ２Ｏ３が含まれると介在物の粒内変態能が著しく低下する。また、多量に含まれると溶鋼中の溶存酸素濃度が、ＺｒＯ２形成のために必要な濃度よりも低くなってしまう。さらに、ｓｏｌ．Ａｌが高い場合には、晶析出する介在物の中のＡｌ２Ｏ３の割合が高くなり、厚板鋼材の靱性が低下してしまう。このため、厚板鋼材中のｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００２％以下であることが必要である。また、溶鋼段階でＺｒ添加前には０．００２％以下であることが望ましい。ただし、Ｚｒ添加より以前にＡｌを用いた昇熱処理を行う場合には、一時的にｓｏｌ．Ａｌ濃度が０．００２％を超えても良いが、Ｚｒ添加する段階でｓｏｌ．Ａｌ濃度は０．００２％以下となっていることが望ましい。
【００３１】
［Ｔｉ：０．００６〜０．０３％］
Ｔｉは粒内変態の核となる酸化物およびＴｉＮといった窒化物を形成する重要な元素である。このため、厚板鋼材中に少なくとも０．００６％以上含有している必要がある。また、Ｔｉ濃度が低すぎる場合、晶析出する介在物中のＡｌ２Ｏ３の割合が相対的に高くなり、厚板鋼材の靱性が低下してしまう。ただし、Ｔｉが過剰に含まれていると、製板中にＣと反応し、靭性の低下を招くＴｉＣを形成してしまうため、Ｔｉの含有率は０．０３％を超えてはならない。厚板鋼材中のＴｉ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＴｉは０．００６〜０．０３％の範囲であることが望ましい。
【００３２】
［ｓｏｌ．Ｚｒ：０．００１０％以下、ｉｎｓ．Ｚｒ：０．０００７〜０．００４０％］
Ｚｒは粒内変態の核となる酸化物を形成する重要な元素である。しかしながら、厚板鋼材中にｓｏｌ．Ｚｒが０．００１０％を超えて含有していると、靱性が著しく低下する。また、ｉｎｓ．Ｚｒが０．０００７％よりも少ないと、靱性確保に必要な酸化物組成とならない。一方で、ｉｎｓ．Ｚｒが０．００４０％を超えて含有されている場合、その多くが溶鋼段階で生成したＺｒＯ２であり、ノズル閉塞が生じる頻度が高くなる。このため、厚板鋼材中のｓｏｌ．Ｚｒは０．００１０％以下、厚板鋼材中のｉｎｓ．Ｚｒの適正範囲は０．０００７〜０．００４０％とする。厚板鋼材中のｓｏｌ．Ｚｒは望ましくは０．０００３％以下である。なお、溶鋼段階ではｓｏｌ．Ｚｒおよびｉｎｓ．Ｚｒの制限は特に無いが、溶存酸素に対して過剰に添加されていると、厚板鋼材までｓｏｌ．Ｚｒが残存することに加え、溶存酸素濃度が低下してしまう。このため、溶鋼段階でのｓｏｌ．Ｚｒ濃度は０．００２０％以下であることが望ましい。また、ノズル閉塞を生じさせないためにも、溶鋼段階でのｉｎｓ．Ｚｒ濃度は０．００２０％以下であることが望ましい。
【００３３】
［Ｂ：０．００１０〜０．００４０％］
Ｂは厚板鋼材の焼き入れ性を向上させるとともに、介在物周囲にＢＮとして析出して介在物の粒内変態能を向上させる元素である。介在物周囲にＢＮとして析出させるには、Ｂが少なくとも０．００１０％含まれている必要がある。一方、０．００４０％を超えて含有されていても効果が飽和するため、Ｂ含有率の適正範囲は０．００１０〜０．００４０％とする。厚板鋼材中のＢ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＢは０．００１０〜０．００４０％の範囲であることが望ましい。
【００３４】
［Ｏ：０．００１０〜０．００４０％］
Ｏは鋼の製造過程において不可避的に含有される元素であり、溶存、もしくは酸化物として存在する。両者を明確に分離することは困難であることから、本発明でのＯ濃度は両者を合わせた全酸素濃度（Ｔ．Ｏとも記載する。）とする。厚板鋼材中の酸素濃度が０．００１０％未満になると、靱性確保に必要な酸化物分散数が得られない。一方、厚板鋼在中に０．００４０％を超えて含有されると溶鋼の清浄性が悪化するとともに、溶鋼段階にてノズル閉塞といった生産性が低下する要因となり得る。このため、厚板鋼材中のＯ含有率の適正範囲は、０．００１０〜０．００４０％とする。また、溶鋼にＺｒを添加する前に溶存酸素が０．００２０％を超えて含有されていた場合、Ｚｒ添加により生成するＺｒＯ２量が多くなり、ノズル閉塞のリスクが高くなるため、溶鋼段階でＺｒ添加前に０．００２０％以下に低減しておくことが望ましい。
【００３５】
［Ｎ：０．００１〜０．００９％］
Ｎは鋼中で窒化物を形成して結晶粒界、酸化物周囲に偏在、もしくは窒化物として存在し、厚板鋼材の靱性に影響する元素である。Ｎを工業的に０．００１％よりも少なくすることは困難であり、Ｎが０．００９％を超えて存在するとフリー窒素が増加して靱性が低下する。このため、Ｎ含有量の適正範囲は０．００１〜０．００９％とする。厚板鋼材中のＮ濃度を左記の範囲とするため、溶鋼段階においてもＮは０．００１〜０．００９％の範囲であることが望ましい。
【００３６】
本発明に係る厚板鋼材は、上記元素を有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。ここで、不純物とは、厚板鋼材を工業的に製造する際に鉱石やスクラップ等のような原料をはじめ、耐火物からの混入、取鍋付着物からの混入等、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。不純物の代表的なものとしては、Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭ（周期表の３族に属するＳｃ、Ｙ、ランタノイド（Ｌａ，Ｃｅ等、原子番号５７〜７１の１５元素）から選ばれた１種以上の金属元素を意味し、特に、Ｃｅ、Ｌａ、ＰｒまたはＮｄのうちの１種以上の元素が該当）が挙げられる。これらの元素はそれぞれの濃度が０．００１０％以下であることが望ましい。
【００３７】
本発明に係る厚板鋼材は、上記元素の他に、製品に必要な機能を付加する目的で、Ｆｅの一部に換えて、以下の元素の中から一種類以上を選択して含有させてもよい。以下、厚板鋼材中に含まれる成分の望ましい範囲を示すが、厚板鋼材中の成分を満たすために、溶鋼段階でも同じ範囲に制御されることが望ましい。
【００３８】
［Ｎｂ：０．０３５％以下］
Ｎｂは、厚板鋼材の結晶粒微細化効果ならびに結晶粒の粗大化温度を上昇させる効果を奏する元素である。ただし、Ｎｂ濃度が０．０３５％を超えて添加しても効果が飽和する一方、ＨＡＺの靱性を著しく損なうようになるため、Ｎｂ濃度は０．０３５％以下とすることが望ましい。Ｎｂ添加の効果を得るためのＮｂ濃度の望ましい下限は０．００５％である。
【００３９】
［Ｃｒ：０．０５〜１．５％］
Ｃｒは、厚板鋼材の焼き入れ性、耐食性を向上させる効果を奏する元素である。Ｃｒ添加の効果を得るためにはＣｒを０．０５％以上添加することが望ましい。Ｃｒ濃度が１．５％を超えて添加すると母材の硬度が高まり過ぎることでＨＡＺの靱性劣化に繋がるため、Ｃｒ含有量の望ましい範囲は０．０５〜１．５％とする。
【００４０】
［Ｍｏ：０．００１〜１．５％］
Ｍｏは、厚板鋼材の焼き入れ性を向上させ、結晶粒の粗大化温度を上昇させる効果を奏する元素である。Ｍｏ添加の効果を得るためにはＭｏを０．００１％以上添加することが望ましい。ただし、Ｍｏ濃度が１．５％を超えて添加するとＨＡＺの硬度が高まり、靱性を低下させることから、Ｍｏ含有量の望ましい範囲は０．００１〜１．５％とする。
【００４１】
［Ｃｕ：０．０５〜２．０％］
Ｃｕは、厚板鋼材の強度および耐食性を向上させる元素である。ただし、Ｃｕ濃度が２．０％を超えて添加しても効果が飽和し、合金コスト増加に繋がることから、Ｃｕ濃度は２．０％以下とすることが望ましい。Ｃｕ添加の効果を得るためのＣｕ濃度の望ましい下限は０．２％である。
【００４２】
［Ｎｉ：０．０５〜３．０％］
Ｎｉは、厚板鋼材の硬さ，強さ，靱性，焼き入れ性，耐食性を向上させる効果を奏する元素である。ただし、Ｎｉ濃度が３．０％を超えて添加しても、合金コストに見合った効果は得られなくなるため、Ｎｉ濃度は３．０％以下とする。Ｎｉ添加の効果を得るためのＮｉ濃度の望ましい下限は０．０５％である。
【００４３】
［Ｖ：０．０１〜０．５％］
Ｖは、厚板鋼材の焼き入れ性を向上させる効果を奏する元素である。ただし、Ｖ濃度が０．５％を超えて添加しても効果が飽和し、母材の硬度が高まり過ぎることでＨＡＺの靱性劣化に繋がるため、Ｖ濃度は０．５％以下とすることが望ましい。Ｖ添加の効果を得るためのＶ濃度の望ましい下限は０．０１％である。
【００４４】
上記以外の残部はＦｅ及び不純物である。
【００４５】
３．厚板鋼材中の酸化物粒子
後述する方法で製造した厚板鋼材からサンプルを採取し、板幅方向に垂直な断面を鏡面加工した後、研磨面上で観察される酸化物を、走査電子顕微鏡（以下、「ＳＥＭ」と記す。）およびエネルギー分散型Ｘ線マイクロアナライザー（以下、「ＥＤＳ」と記す。）を用いて厚板鋼材中の酸化物粒子を測定できる。通常、連続鋳造で得られた半製品である板厚３００から４００ｍｍ程度の鋳片から圧延して板厚１０から１００ｍｍ程度の厚板鋼材を得るが、圧下に伴う破砕といったことを除き、圧下前後で鋳片と厚板鋼材中の酸化物密度は変わらない。本発明に係る所定性状の介在物であれば、通常の厚板圧延で破砕されることは実質的にない。
【００４６】
この時、ＥＤＳで得られた構成成分の半定量分析結果から酸化物に換算して酸化物濃度（質量％）を算出できるし、ＳＥＭ−ＥＤＳによる酸化物の自動測定装置を適用できる。酸化物粒径は、測定画像の介在物面積から円相当直径に換算できる。０．５μｍ以上の酸化物を少なくとも１００個以上測定し、観察した領域の面積から個数密度（平均分散密度）ならびに酸化物組成（平均組成）を算出できる。
【００４７】
厚板鋼材中の酸化物は、分母をＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３、Ａｌ２Ｏ３、ＭｎＯの和とし、分子をＺｒＯ２、Ｔｉ２Ｏ３の和とした値が０．８０よりも大きい（（１）式を満たす。）ことが必要である。ＺｒＯ２およびＴｉ２Ｏ３からなる酸化物はフェライトとの格子整合性が良く、この値が０．８０以下の場合、介在物とフェライトの格子整合性が低下する。靱性を確保するためには、上記組成の円相当径が０．５μｍ以上３．０μｍ以下の介在物が１ｍｍ２あたり７０個以上分散している必要がある。この粒径の介在物の分散数が７０個よりも少ない場合、粒内変態の生成頻度が低下することから、低温環境での靱性が確保できなくなる。１ｍｍ２あたり１００個以上分散していることが望ましい。さらに、靱性を確保するためには、円相当径が３．０μｍ超の介在物が１ｍｍ２あたり５．０個以下で分散している必要がある。この粒径の介在物の分散数が５．０個超で分散している場合、粒内変態の起点として作用して靱性を改善する効果よりも、粗大な介在物が破壊の基点となり靱性が低下する影響の方が大きくなる。１ｍｍ２あたり３．０個以下で分散していることが望ましい。
【００４８】
前記した鋼材の化学組成の下、上記条件を全て満足する介在物の組成および分散状態において、低温環境でのＨＡＺの靱性の確保が可能となる。
【００４９】
４．厚板鋼材の製造方法
本発明において、溶鋼は、製鋼炉から取鍋に出鋼された後、環流型脱ガス装置にて減圧処理される。取鍋に出鋼された後、環流型脱ガス装置まで搬送される間に、合金等を添加して成分調整してもよい。
【００５０】
環流型脱ガス装置での精錬処理では、Ｚｒを除く溶鋼成分を調整した後、処理末期にＺｒを添加する。Ｚｒを添加する前段階で、真空脱酸により溶存酸素を０．００２０％以下に制御しておくことが望ましい。ｓｏｌ．Ａｌは０．００２０％以下に制御されていることが望ましい。溶鋼温度を調整する目的で、環流型脱ガス装置での処理前半で、Ａｌの酸化反応を利用した溶鋼昇熱処理を行っても良い。その場合、一時的にｓｏｌ．Ａｌ濃度が０．００２０％を超えても良い。昇熱処理を行った場合であっても、Ｚｒ添加前までに溶存酸素を０．００２０％以下に、ｓｏｌ．Ａｌを０．００２０％以下に制御しておくことが望ましい。
【００５１】
この状態の溶鋼に対して、課題を解決するための手段として説明した考え方に基づき、溶存酸素濃度を低減し過ぎない量のＺｒを添加する。その溶存酸素濃度を低減しないだけのＺｒ添加量は、溶鋼温度と溶存酸素濃度を考慮した上で、非特許文献１に記載のＺｒの脱酸平衡反応式をもとに、Ｚｒ添加時の歩留りを考慮して決めれば良い。溶存酸素濃度は、酸素濃淡電池を原理とする酸素濃度プローブで測定した値を用いることができる。
【００５２】
ここでＺｒを添加し過ぎると、Ｚｒ添加に伴いＺｒＯ２が生成し、ノズル閉塞といった生産性低下の要因となる場合がある。また、多量のＺｒを添加すると、溶存酸素濃度が低下しすぎてしまい微細介在物の晶析出に支障をきたすことに加え、厚板鋼材中にｓｏｌ．Ｚｒが残存してしまうことになる。一方、Ｚｒ添加量が少な過ぎると、厚板鋼板中のｉｎｓ．Ｚｒが確保できず、微細介在物生成量が少なくて十分な靱性が得られない。
【００５３】
また、ｓｏｌ．Ｚｒ低下を狙ってＺｒ添加後の環流時間を伸ばすと、溶鋼温度低下および処理時間延長といった生産性悪化が生じる。このため、溶鋼段階で添加するＺｒは溶鋼１ｔ当たり０．０４ｋｇ未満であることが望ましい。Ｚｒは金属として添加する手法に加え、Ｆｅ−Ｚｒといった合金として添加しても良い。溶鋼に添加されたＺｒは時間経過に従って徐々に減少することから、Ｚｒ添加後は均一に混合されたことを確認した後に速やかに環流処理を終わるのが良い。
【００５４】
精錬処理後の溶鋼は、連続鋳造法によって、半製品としてスラブといった板厚３００〜４００ｍｍ程度の鋳片に加工できる。また、その後の圧延工程によって、板厚１０〜１００ｍｍ程度の厚板鋼材を得ることができる。
【００５５】
５．発明の効果の確認方法
上記した手法で得た厚板鋼板から採取したサンプルに対し、エレクトロガス溶接適用を想定し、大入熱溶接を模擬した再現熱サイクル試験を適用する。再現熱サイクルは、５０ｍｍ厚の板厚をエレクトロガス溶接により１パスで溶接することを模擬し、室温から１４００℃まで３５秒で昇温し、１４００℃で１０秒保持、１４００℃から８００℃まで１００秒、８００℃から５００℃まで２００秒、５００℃から２００℃まで６００秒かけて冷却する。厚板鋼材に熱サイクルを付与した後、ＪＩＳ４号シャルピー試験片へと加工し、各鋼材３片ずつ−２０℃から−６０℃の範囲内で試験温度を変えてシャルピー試験を実施し、吸収エネルギーを測定した結果から、脆性−延性破面遷移温度を算出した。
【００５６】
本発明において、脆性−延性破面遷移温度が−４０℃以下であった場合を発明の効果有りと判断した。
【実施例】
【００５７】
高炉から出銑された溶銑を、溶銑予備処理で脱硫処理し、転炉型精錬容器にて脱Ｐおよび脱Ｃ処理した後、取鍋に受鋼した。出鋼の際、合金元素を添加し、保温用のカバースラグを添加した。溶鋼量は２７０ｔｏｎ規模である。
【００５８】
取鍋内の溶鋼をＲＨ真空脱ガス装置にて減圧処理を行った。溶製中は適宜溶鋼サンプルを採取し、分析に供して溶鋼成分を得た。溶鋼温度は１５６０℃から１６１０℃で推移した。ＲＨ処理前半でＺｒを除く合金を添加して成分調整を実施するとともに真空脱酸を行い、溶存酸素濃度を調整した。溶存酸素濃度は、酸素濃度プローブを用いて測定した。その後、溶鋼温度と溶存酸素濃度に応じて、非特許文献１に記載の脱酸反応平衡式に基づき、Ｚｒ添加歩留まりを経験値により考慮してＺｒを添加し、均一に混合するために環流処理を行った。
【００５９】
ＲＨ真空脱ガス装置で処理した後は、連続鋳造法によって、半製品として２５０ｍｍ厚のスラブを得た。その後、圧延工程により２５ｍｍ厚まで加工し厚板鋼材を製造した。
【００６０】
表１に厚板鋼材成分、表２にＺｒ添加前の溶存酸素濃度、Ｚｒ添加量、介在物の平均組成、個数密度および破面遷移温度をまとめて示す。なお、Ｚｒ添加前のｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．００２０％以下であることを確認した。
【表１】
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【表２】
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表１に示すようにＮｏ１からＮｏ１２までは本発明が規定する要件を全て満たしており、いずれも破面遷移温度は−４０℃以下と良好な低温靱性を有していることが分かる。
【００６１】
また、Ｎｏ１からＮｏ１２まで、連続鋳造中にノズル閉塞が発生することは無かった。
【００６２】
一方、Ｎｏ１３からＮｏ２０までは本発明が規定する要件のいずれかが満たされておらず、破面遷移温度は高かった。
【００６３】
Ｎｏ１３は、厚板鋼材中のｓｏｌ．Ａｌ濃度が高過ぎて晶析出する介在物の中のＡｌ２Ｏ３の割合が多くなり、（１）式で示す介在物組成が本発明で規定する範囲外であるとともに微細介在物数が少ないため、破面遷移温度が−４０℃を上回った。
【００６４】
Ｎｏ１４は、（１）式を満たさず介在物とフェライトの格子整合性が低下したため、破面遷移温度が−４０℃を上回った。
【００６５】
Ｎｏ１５からＮｏ１７までは、微細な介在物の密度が低いため、破面遷移温度が−４０℃を上回った。これらのうち、Ｎｏ１６は、Ｚｒ添加前酸素濃度が同等の本発明例のＮｏ５，６，８および１１に比べてＺｒ添加量が多かったため、ｓｏｌ．Ｚｒが高めに残存していることと併せて考えて、溶鋼中の溶存酸素濃度を低下させ過ぎてしまったものと考えられる。一方、Ｎｏ１７は、それらに比べてＺｒ添加量が少なかったため、ｓｏｌ．Ｚｒもｉｎｓ．Ｚｒも低いことと併せて考えて、（１）式で示す介在物組成は満たしていたものの、微細な介在物密度が低くなってしまったと考えられる。
【００６６】
Ｎｏ１８は、微細な介在物密度が低く、かつ粗大な介在物密度が高い。さらにＴ．Ｏ（全酸素濃度）も本発明の規定範囲を超えているため、破面遷移温度が−４０℃を上回った。Ｚｒ添加前の酸素濃度が比較的に高かったために、Ｚｒ添加によってＺｒＯ２が多く生成されたことが影響していると考えられる。
【００６７】
Ｎｏ．１９は、ｓｏｌ．Ｚｒもｉｎｓ．Ｚｒも高く、介在物密度は本発明の要件を満たしていたものの、破面遷移温度が−４０℃を上回った。Ｚｒ添加量が多かったため、溶鋼中にＺｒＯ２が多く生成されたことが影響していると考えられる。この溶鋼の連続鋳造中には、浸漬ノズルが閉塞気味であった。
【００６８】
Ｎｏ２０は、３μｍ超の介在物密度が高く、破面遷移温度が−４０℃を上回った。他の例に比べてＺｒ添加量が多かったため、ＺｒＯ２の生成量が多かったものと考えられる。
【００６９】
図１に破面遷移温度が−４０℃以下であった条件と介在物分散数の関係を示す。図１において、○印は介在物円相当径が０．５〜３．０μｍの個数密度が１ｍｍ２あたり７０個以上、３．０μｍ超の個数密度が１ｍｍ２あたり５．０個以下の条件を含め、本発明要件を全て満たしており、破面遷移温度は−４０℃以下であった。▲印は、介在物分散数は本発明要件を満たしていたものの、介在物組成もしくは厚板鋼材中Ｚｒ濃度が本発明要件を外れており、破面遷移温度は高かった。また、×印は介在物分散数が本発明要件を外れており、破面遷移温度は高かった。
【００７０】
上記した通り、本発明要件を全て満たすことで、低温靱性が良好な厚板鋼材が得られることが分かる。
【図１】
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