(57)【要約】【課題】  溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法を提案する。【解決手段】  mass％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.05〜0.70％、Mn：0.6〜2.5％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.0060％以下、Al：0.005〜0.10％、を含み、かつTi：0.005〜0.040％、Ｎ：0.0015〜0.0100％を、Ti／Ｎ：0.8〜4.0を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、1000〜1300℃の範囲の温度に５時間以上加熱したのち、700℃以下の温度まで冷却する鋼素材処理を施したのち、熱間加工を施す。これにより、板厚方向のすべての位置において、溶接入熱の広い範囲にわたり溶接熱影響部靭性が向上する。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼素材を熱間加工して所定寸法形状の鋼材とするにあたり、前記鋼素材を、mass％で、
Ｃ：0.01〜0.15％、                  Si：0.05〜0.70％、
Mn：0.6〜2.5％、                    Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.0060％以下、                  Al：0.005〜0.10％、
を含み、かつ
Ti：0.005〜0.040％、              Ｎ：0.0015〜0.0100％
を、Ti／Ｎ：0.8〜4.0を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間加工に先立ち、前記鋼素材に1000〜1300℃の範囲の温度に５時間以上加熱したのち、700℃以下の温度まで冷却する鋼素材処理を施すことを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。
【請求項２】
鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、mass％で、
Ｃ：0.01〜0.15％、                  Si：0.05〜0.70％、
Mn：0.6〜2.5％、                    Ｐ：0.030％以下、
Ｓ：0.0060％以下、                  Al：0.005〜0.10％、
を含み、かつ
Ti：0.005〜0.040％、              Ｎ：0.0015〜0.0100％
を、Ti／Ｎ：0.8〜4.0を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延に先立ち、前記鋼素材に1000〜1300℃の範囲の温度に５時間以上加熱したのち、700℃以下の温度まで冷却する鋼素材処理を施すことを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
【請求項３】
前記熱間圧延を、1000〜1200℃に再加熱したのち、950℃以下の温度域での累積圧下率が20％以上で、仕上圧延終了温度を680℃以上とする制御圧延とすることを特徴とする請求項２に記載の厚鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記熱間圧延終了後、冷却速度：1.0℃／ｓ以上で冷却停止温度：600℃以下まで冷却する制御冷却を施すことを特徴とする請求項２または３に記載の厚鋼板の製造方法。
【請求項５】
前記熱間圧延終了後、直ちに、250℃以下まで急速冷却する直接焼入れ処理とそれに続く焼戻し処理を行うことを特徴とする請求項２または３に記載の厚鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記熱間圧延終了後、一旦冷却したのち、再加熱し、焼入れ−焼戻し処理を行うことを特徴とする請求項２ないし５のいずれかに記載の厚鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.01〜2.0％、Ni：0.01〜4.0％、Cr：0.01〜2.0％、Mo：0.01〜2.0％、Nb：0.003〜0.1％、Ｖ：0.003〜0.5％、Ｂ：0.0005〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項２ないし６のいずれかに記載の厚鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0001〜0.0060％、Mg：0.0001〜0.0060％、REM：0.0001〜0.0200％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項２ないし７のいずれかに記載の厚鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、造船、橋梁、建築、土木、建設機械、圧力容器等の使途に好適な鋼材の製造方法に係り、とくに溶接が施される使途に好適な鋼材の製造方法に関する。なお、本発明でいう鋼材は、主として厚鋼板を指すが、溶接が施される形鋼、鋼管等をも含むものとする。
【背景技術】
【０００２】
造船、海洋構造物、橋梁、建築、土木、建設機械、圧力容器等の分野では、一般に、鋼材を溶接接合して、所望の形状の構造物に仕上げている。このような構造物においては、安全性の観点から、使用される鋼材の母材の強度・靭性はもちろんのこと、溶接継手部の特性をも所定レベル以上に確保することが重要となる。近年、開発されたTMCP（Thermo-Mechanical Control Process）技術を駆使して製造された鋼板は、強度・靭性に優れた母材組織を有している。しかし、溶接継手部では、その母材組織が溶接熱サイクルによって再加熱され変態して、特性が劣化した組織となりやすい。強度は、溶接金属と母材との組合せで適切な継手強度とすることができる。しかし、溶接熱影響部（以下、HAZともいう）では、溶接時に溶融点直下の高温にさらされて、オーステナイトの結晶粒が粗大化しやすく、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く、HAZ靭性の劣化が懸念される。また多層盛溶接では、その後の再加熱によりHAZが、２相域へ再加熱され、島状のマルテンサイトの生成や析出脆化などによってHAZ靭性の著しい劣化が起こる。このため、HAZ靭性を所定レベル以上に安定して確保することは難しい問題として残されていた。
【０００３】
このような問題に対し、古くから研究が進められてきたオーステナイト粒の粗大化抑制技術やフェライト生成の促進技術を利用して、効果的にHAZの靭性を向上させる方法が実用化されている。特にTiNの分散によるオーステナイト粒の粗大化抑制技術は、従来からHAZの組織制御の基本技術として利用されてきたが、さらにこの機能を向上させるために種々の提案がなされている。
【０００４】
例えば、特許文献１には、TiおよびZrの一方または双方0.002〜0.10％、CeおよびLaの一方または双方0.001〜0.1％、CaおよびMgの一方または双方0.004％以下、を含有し、TiとCaやCeとの複合効果を利用して、大入熱溶接での溶接熱影響部、とくにボンド部近傍の靭性を向上させる、大入熱溶接構造用鋼が提案されている。また、特許文献２には、Ｎ：0.006％以下とし、Ｂ：0.0003〜0.0020％、Ti：0.02％以下を、（Ｎ−0.3Ti）：５ppm以上、（Ｎ−0.5Ti）：25ppm以上を満足するように含む、Ｂを含みTi量とＮ量とのバランスを配慮した大入熱溶接構造用鋼が提案されている。また、特許文献３には、粒度５μｍ以下のTiOX （ただし、x：0.65〜1.3）を0.004〜0.06％含む溶接用鋼が提案されている。特許文献３に記載された技術では、TiNよりも高温で安定なTi酸化物のうち、TiOX （ただし、x：0.65〜1.3）が、微細針状フェライトの核生成に有効であり、大入熱溶接部のHAZを高靭性化できるとしている。また、特許文献４には、REM：0.005〜0.015％を含み、Ｎ：0.0008〜0.0030％と、Ti：0.001〜0.004％とを、Ti／Ｎが1.0〜3.4の関係を満たすように含む、溶接ボンド部靭性に優れた大入熱溶接用鋼が提案されている。特許文献４に記載された技術では、REMとTiを複合添加し、 0.0030％以下の低Ｎ鋼においては、Tiを0.004％以下とすることが大入熱溶接部の靭性改善に有効であるとしている。
【０００５】
上記した以外にも、大入熱溶接熱影響部の高靭性化については、TiNとTi酸化物やREM酸・硫化物を組み合わせる技術やＢ添加を同時に行う技術などが数多く提案されている。
【特許文献１】特公昭54−43970号公報
【特許文献２】特開昭60−204863号公報
【特許文献３】特開昭57−51243号公報
【特許文献４】特公平４−14180号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、上記した従来技術によれば、HAZの組織微細化は可能であるが、HAZの
靭性向上が十分に得られない場合があるという問題があった。例えば、TiNを分散させてHAZ靭性を向上させようとする場合に、Ti量、Ｎ量の厳密な調整に加えて、さらにTi／Ｎ比の厳密な制御を行っても、HAZの靭性向上が十分に得られない場合があった。また、Ti、Ｎの含有に加えてＢを含有する場合でも、小入熱溶接では却ってHAZ靭性が劣化する場合があるという問題があった。
【０００７】
また、TiNと酸化物等と組合せた場合では、HAZの靭性向上が十分に得られないという問題は解消されないうえ、実操業では、酸化物等の十分な微細分散を行うことが難しいため、HAZの組織微細化という観点からも期待した効果が十分に得られないという問題があった。
【０００８】
さらに、連続鋳造製スラブを用いた厚鋼板の場合には、一般的に、板厚中央部に中心偏析部が存在し、この中心偏析部にはMn等の元素が濃化して焼入性が向上するため、上記したようなTiN等の分散制御を行っても、このような中心偏析部ではHAZ靭性の著しい低下が生じ、所望のHAZ靭性が得られないという問題もあった。
【０００９】
このように、上記した従来技術においては、溶接入熱の広い範囲に亘り、板厚方向全ての位置において、組織を安定して微細化し、高いHAZ靭性を得ることは難しい問題として残されていた。
【００１０】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、Ti、Ｎを適正量含有し、溶接入熱の広い範囲に亘り、板厚方向全ての位置において高いHAZ靭性を示す、溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法を提案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、上記した課題を達成するために、Ti、Ｎを含有する鋼材について、小入熱溶接から大入熱溶接までの広い溶接入熱量の範囲で、板厚方向全ての位置において溶接熱影響部靭性におよぼす各種要因について研究、検討を鋭意重ねた。その結果、TiNを分散させてHAZ靭性を向上させようとする場合には、Ti量、Ｎ量の厳密な調整に加えて、さらにTi／Ｎ比の厳密な制御を行っても、析出分散するTiN粒にはある程度の大きさの分布が存在することに思い至った。TiN粒の大きさの平均値は、Ti量とＮ量およびTi／Ｎ比によってほぼ決定されるが、本発明者らは、鋼素材の凝固形態にもより、TiN粒の大きさの分布に大きな幅があることを見出した。
【００１２】
そして、本発明者らは、非常に微細なTiN粒は溶接時に溶接熱で溶解し固溶Ｎ量を増加させ、溶接熱影響部の靭性を著しく低下させるものと推察した。とくに約50nm以下の微細なTiN粒子は小入熱溶接ボンド部近傍のような溶接熱サイクルでも溶解し固溶Ｎ量を増加させ、HAZ靭性を劣化させることを見出した。
【００１３】
このような溶接熱影響部の固溶Ｎ量の増加に対し、Ｂを添加して固溶ＮをBNの形で固定することが考えられる。しかし、本発明者らは、溶接入熱量が少ない場合にはBNが析出する時間的余裕がなく固溶Ｎを固定することできないうえ、添加したＢが焼入れ性元素として作用し、溶接熱影響部組織を硬化組織とするため、かえって溶接熱影響部靭性が劣化するものと考えた。
【００１４】
そして、本発明者らは、Ti、Ｎを含む鋼材の溶接熱影響部靭性を、広い範囲の溶接入熱量に亘り安定して高く維持するためには、溶接時に溶解しやすい、50 nm以下の微細なTiN粒子を、熱間圧延する前の鋼素材の段階で予め除去しておく必要があることを思い付いた。
【００１５】
本発明者らは、更なる検討を行い、熱間圧延前の鋼素材に特殊な熱処理を施し、微細なTiN粒子を一旦溶解させ、その後の冷却過程で再析出させ適度な大きさのTiNに成長させるか、あるいは未溶解のTiN粒子をオストワルド成長させることにより、基地組織中へTi、Ｎを固溶させることなく、微細なTiNを消滅させ、溶接熱影響部靭性の向上に最適なTiNの粒子分布を得ることができることを見出した。
【００１６】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次の通りである。
（１）鋼素材を熱間加工して所定寸法形状の鋼材とするにあたり、前記鋼素材を、mass％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.05〜0.70％、Mn：0.6〜2.5％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.0060％以下、Al：0.005〜0.10％、を含み、かつTi：0.005〜0.040％、Ｎ：0.0015〜0.0100％を、Ti／Ｎ：0.8〜4.0を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間加工に先立ち、前記鋼素材に1000〜1300℃の範囲の温度に５時間以上加熱したのち、700℃以下の温度まで冷却する鋼素材処理を施すことを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた鋼材の製造方法。
（２）鋼素材を熱間圧延して厚鋼板とするにあたり、前記鋼素材を、mass％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：0.05〜0.70％、Mn：0.6〜2.5％、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.0060％以下、Al：0.005〜0.10％、を含み、かつTi：0.005〜0.040％、Ｎ：0.0015〜0.0100％を、Ti／Ｎ：0.8〜4.0を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記熱間圧延に先立ち、前記鋼素材に1000〜1300℃の範囲の温度に５時間以上加熱したのち、700℃以下の温度まで冷却する鋼素材処理を施すことを特徴とする溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板の製造方法。
（３）（２）において、前記熱間圧延を、1000〜1200℃に再加熱したのち、950℃以下の温度域での累積圧下率が20％以上で、仕上圧延終了温度を680℃以上とする制御圧延とすることを特徴とする厚鋼板の製造方法。
（４）（２）または（３）において、前記熱間圧延終了後、冷却速度：1.0℃／ｓ以上で冷却停止温度：600℃以下まで冷却する制御冷却を施すことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
（５）（２）または（３）において、前記熱間圧延終了後、直ちに、250℃以下まで急速冷却する直接焼入れ処理とそれに続く焼戻し処理を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
（６）（２）ないし（５）のいずれかにおいて、前記熱間圧延終了後、一旦冷却したのち、再加熱し、焼入れ−焼戻し処理を行うことを特徴とする厚鋼板の製造方法。
（７）（２）ないし（６）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：0.01〜2.0％、Ni：0.01〜4.0％、Cr：0.01〜2.0％、Mo：0.01〜2.0％、Nb：0.003〜0.1％、Ｖ：0.003〜0.5％、Ｂ：0.0005〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚鋼板の製造方法。
（８）（２）ないし（７）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.0001〜0.0060％、Mg：0.0001〜0.0060％、REM：0.0001〜0.0200％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする厚鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、Ti、Ｎを含有し、溶接入熱の広い範囲に亘り、板厚方向全ての位置において高いHAZ靭性を示す、溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板等の鋼材を、比較的容易な方法で製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成におけるmass％は単に％と記す。
【００１９】
Ｃ：0.01〜0.15％
Ｃは、鋼材の強度を増加させる元素であり、構造用鋼として必要な強度を得るために、本発明では0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.15％を超える過剰な含有は溶接部の靭性を劣化させる。このため、Ｃは0.01〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.05〜0.11％である。
【００２０】
Si：0.05〜0.70％
Siは、脱酸剤として作用するとともに固溶して鋼材の強度を増加させる元素であり、製鋼上0.05％以上の含有を必要とする。一方、0.70％を超える含有は母材靭性を劣化させる。このため、Siは0.05〜0.70％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.10〜0.30％である。
【００２１】
Mn：0.6〜2.5％
Mnは、固溶して鋼材の強度を増加させる元素であり、本発明では母材の強度を確保するために、0.6％以上の含有を必要とする。一方、2.5％を超える含有は、溶接部の靭性を著しく劣化させる。このようなことから、Mnは0.6〜2.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは、1.0〜1.8％である。
【００２２】
Ｐ：0.030％以下
Ｐは、本発明では不純物元素としてできるだけ低減することが好ましい。本発明では0.030％を超える含有は溶接部の靭性を劣化させるため、0.030％を上限とした。なお、好ましくは、0.020％以下である。
【００２３】
Ｓ：0.0060％以下
Ｓは、鋼中では介在物として存在し、鋼の延性、靭性を低下させるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。0.0060％を超える含有は、母材および溶接部の靭性を劣化させるため0.0060％を上限とした。なお、好ましくは、0.0040％以下である。
【００２４】
Al：0.005〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、本発明では鋼の脱酸上、0.005％以上の含有を必要とするが、0.10％を超えて含有すると、母材靭性の低下を招く。このため、Alは0.005〜0.10％の範囲に限定した。
【００２５】
Ti：0.005〜0.040％
Tiは、凝固時にＮと結合しTiNとして析出し、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制しあるいはフェライトの変態核となって、組織を微細化し溶接熱影響部の高靭性化に寄与する。このような効果は、0.005％以上の含有で認められる。一方、0.040％を超えて含有すると、TiN粒子が粗大化し、所期した靭性向上効果が得られない。このため、Tiは0.005〜0.040％の範囲に限定した。なお、靭性の観点から、好ましくは、0.008〜0.020％であり、より好ましくは0.010〜0.018％である。
【００２６】
Ｎ：0.0015〜0.0100％
Ｎは、溶接熱影響部でのオーステナイト粒の粗大化を抑制しあるいはフェライトの変態核となるTiNの必要量を確保するうえで、本発明では0.0015％以上の含有を必要とする。一方、0.0100％を超える含有は、TiN粒子の粗大化を招き、所期した靭性向上効果が期待できなくなる。このため、Ｎは0.0015〜0.0100％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.0025〜0.0070％であり、より好ましくは0.0040〜0.0060％である。
【００２７】
Ti／Ｎ：0.8〜4.0
Ti、Ｎは、本発明では、上記各範囲内でかつTi／Ｎが0.8〜4.0となるように、含有する。Ti／Ｎが0.8未満では、TiN粒子の平均粒子径が微細となりすぎて、鋼材内での好ましいTiN粒子分布が得られない。一方、Ti／Ｎが4.0を超えると、TiN粒子が粗大となりすぎて、鋼材内での好ましいTiN粒子分布が得られない。このため、Ti／Ｎを0.8〜4.0の範囲に限定した。なお、好ましくは1.5〜3.5、より好ましくは2.5〜3.5である。
【００２８】
上記した基本成分に加えて本発明では、さらに、Cu：0.01〜2.0％、Ni：0.01〜4.0％、Cr：0.01〜2.0％、Mo：0.01〜2.0％、Nb：0.003〜0.1％、Ｖ：0.003〜0.5％、Ｂ：0.0005〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ca：0.0001〜0.0060％、Mg：0.0001〜0.0060％、REM：0.0001〜0.0200％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。
【００２９】
Cu：0.01〜2.0％、Ni：0.01〜4.0％、Cr：0.01〜2.0％、Mo：0.01〜2.0％、Nb：0.003〜0.1％、Ｖ：0.003〜0.5％、Ｂ：0.0005〜0.0040％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、Ｖ、Ｂは、いずれも鋼材の強度を増加させる作用を有する元素であり、必要に応じ１種または２種以上を選択して含有できる。
【００３０】
Cuは、強度を増加させる作用を有する元素であるが、このような効果は0.01％以上の含有で認められが、2.0％を超える含有は、熱間脆性により鋼板表面の性状を劣化させるとともに母材の靭性を低下させる。このため、Cuは0.01〜2.0％の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは、0.20〜1.0％である。
【００３１】
Niは、母材の靭性を低下させることなく強度を増加させることができる元素であり、このような効果は0.01％以上の含有で顕著となるが、4.0％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果を期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、Niは0.01〜4.0％の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは、0.10〜1.50％である。
【００３２】
Cr、Moは、いずれも、母材の強度を効果的に増加させる元素であり、0.01％以上の含有で効果が顕著となる。一方、いずれも2.0％を超えて含有すると、靭性を著しく低下させる。このため、Cr：0.01〜2.0％、Mo：0.01〜2.0％の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは、Crは0.10〜0.50％、Moは0.05〜0.80％である。
【００３３】
Nb、Ｖは、いずれも母材の強度を向上させ、同時に靭性をも向上させる元素であり、いずれも0.003％以上の含有で効果が顕著となる。一方、Nbを0.1％、Ｖを0.5％をそれぞれ超えて含有すると、かえって靭性が低下する。このため、Nbは0.003〜0.1％、Ｖは0.003〜0.5％の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは、Nbは0.010〜0.060％、Ｖは0.005〜0.050％である。
【００３４】
Ｂは、焼入れ性の向上を介して鋼材の強度を増加させる元素であり、このような効果は0.0005％以上の含有で顕著になるが、0.0040％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、Ｂは0.0005〜0.0040％の範囲に限定することが好ましい。より好ましくは、0.0008〜0.0020％である。
【００３５】
Ca：0.0001〜0.0060％、Mg：0.0001〜0.0060％、REM：0.0001〜0.0200％のうちから選ばれた１種または２種以上
Ca、Mg、REMは、いずれも鋼中のSを固定して鋼材の靭性を向上させるとともに、微細な酸化物や硫化物あるいはそれらが複合した介在物を形成し、TiNの析出核として作用しTiNの微細分散に効果的に寄与する元素であり、必要に応じ１種または２種以上含有できる。このような効果は、それぞれの0.0001％以上の含有で顕著となるが、Caが0.0060％、Mgが0.0060％、REMが0.0200％をそれぞれ超えて含有すると、効果が飽和するとともに鋼中の介在物が粗大化しかつ介在物量が増加して、かえって靭性を劣化させる。このため、Ca：0.0001〜0.0060％、Mg：0.0001〜0.0060％、REM：0.0001〜0.0200％の範囲にそれぞれ限定することが好ましい。より好ましくは、Ca：0.0010〜0.0030％、Mg：0.0005〜0.0020％、REM：0.0020〜0.0100％である。
【００３６】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
【００３７】
本発明で使用する鋼素材は、上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常の方法で溶製したのち、連続鋳造法、造塊法などの通常公知の鋳造方法で鋳造され、スラブ等の鋼素材とされる。
【００３８】
このようにして得られた鋼素材を熱間加工して、厚鋼板等の鋼材とする。本発明では、熱間加工の前に、これら鋼素材に、1000〜1300℃の範囲の温度に５時間以上加熱したのち、700℃以下の温度まで冷却する鋼素材処理を施す。
【００３９】
この鋼素材処理により、鋼素材中に析出した微細な、好ましくは50nm以下のTiNを溶解させて、オストワルド成長させる。
【００４０】
鋼素材の加熱温度が、1000℃未満では微細なTiNを溶解することができない。一方、1300℃を超えると、有効なTiNまでも溶解するとともに鋼素材表面が酸化により著しく損なわれる。このため、鋼素材処理温度は1000〜1300℃の範囲に限定した。なお、好ましくは、1150〜1250℃である。
【００４１】
また、本発明の鋼素材処理では、上記した範囲内の温度に５時間以上保持する。保持時間が５時間未満では、溶解したTiNがオストワルド成長するために必要な時間が不足する。なお、40時間を超える長時間の保持は、効果が飽和するうえ、材質上の劣化は認められないが、生産性が低下するなど、経済的に不利となるため、40時間を上限とすることが好ましい。また、本発明における鋼素材処理を施すことにより、連続鋳造製スラブなどで見られる中心偏析部において成分の均質化が進み、従来から問題であった母材および溶接熱影響部の板厚１／２t部での靭性の劣化を改善できる。この中心偏析部の均質化は上記した範囲内のできるだけ高温で長時間であればその効果は増大する。
【００４２】
本発明では、上記した温度、時間で処理したのち、鋼素材を、700℃以下の温度まで冷却する。冷却の停止温度が700℃より高いと、オーステナイト−フェライト変態が完全に完了せず、その後の処理で結晶粒の微細化が達成できない。
【００４３】
上記した鋼素材処理を施されたのち、ついで鋼素材は、再加熱され、通常の厚板圧延、形鋼圧延、穿孔圧延等の熱間加工を施され、所望の寸法形状の厚鋼板、形鋼、シームレス鋼管等の鋼材とされる。以下、厚鋼板の製造を例に、好ましい熱間加工について説明する。
【００４４】
本発明では、厚鋼板の製造における熱間加工の条件、すなわち熱間圧延の条件は、所望の寸法形状が確保できる条件であればとくに限定されないが、高強度・高靭性が要求される場合には、制御圧延および／または制御冷却を施すことが好ましい。
【００４５】
上記した鋼素材処理を施された鋼素材は、1000〜1200℃に再加熱されたのち、950℃以下の温度域での累積圧下率が20％以上で、仕上圧延終了温度を680℃以上とする制御圧延を施すことが好ましい。加熱温度が、1000℃未満では、鋼板温度が低くなりすぎて変形抵抗が高くなり、圧延負荷が最大となる。一方、1200℃を超えて高くなると、結晶粒が粗大化し靭性が劣化する傾向となる。このようなことから、熱間圧延の加熱温度は1000〜1200℃とすることが好ましい。
【００４６】
また、950℃以下の温度域での累積圧下率が20％未満では、結晶粒の微細化効果が不足し、所望の強度・靭性を確保することが難しくなる。
【００４７】
また、強度向上のために、熱間圧延後、直ちに冷却速度：1.0℃／ｓ以上で冷却停止温度：600℃以下まで冷却する制御冷却を施すことが好ましい。熱間圧延後の冷却速度が1.0℃／ｓ未満、また、冷却停止温度が600℃を超えて高くなると、組織が粗大となり、強度・靭性を確保することが難しくなる。
【００４８】
また、強度・靭性向上のために、熱間圧延後、直ちに急速冷却（急冷）を施して、250℃以下まで冷却する直接焼入れ処理を施してもよい。直接焼入れしたのち、710℃以下の温度で焼戻し処理を施すことが好ましい。これにより強度と靭性を兼ね備えた高強度厚鋼板が安価に製造できる。また、直接焼入れ−焼戻し処理に代えて、再加熱したのち焼入れ焼戻しする再加熱焼入れ焼戻し処理としてもよい。なお、焼入れのための再加熱温度は、強度・靭性の観点から、870〜1000℃の範囲とすることが好ましい。
【００４９】
以下、実施例に基づき、さらに本発明をさらに詳細に説明する。
【実施例】
【００５０】
表1に示す組成の鋼素材（スラブ；250mm厚）に、表２に示す条件で鋼素材処理を施した。得られた鋼素材に、さらに表３に示す条件で熱間圧延を施し空冷するか、あるいはさらに表３に示す条件で制御冷却、直接焼入れ−焼戻し、再加熱焼入れ焼戻しを施し、板厚25mmtの厚鋼板とした。
【００５１】
得られた厚鋼板の板厚位置：１／２t部から、引張試験片（JIS 4号試験片）、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ試験片）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験、JIS Z 2242の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、母材の強度靭性を評価した。得られた結果を表４に示す。
【００５２】
また、得られた厚鋼板から、溶接継手作製用試験片（500ｌ×250ｗmm）を一対採取し開先を加工して、エレクトロガス溶接（入熱：100〜400kJ/cm）、またはガスシールドアーク溶接（シールドガス：20vol.％炭酸ガス−80vol.％Ａｒガス）（入熱：10〜30kJ/cm）を用いて各溶接継手を作製した。エレクトロガス溶接は摺動式水冷銅当て金を用い、溶接ワイヤとしてJIS Z 3319 YFEG-22Cに相当する1.6mmφを用い、１パスの立向き溶接とした。なお、エレクトロガス溶接では、開先のルートギャップを調整することにより、溶接入熱を100〜400kJ/cmに種々変化させた。
【００５３】
また、ガスシールドアーク溶接（入熱：10〜30kJ/cm）では、溶接ワイヤはJIS Z 3313 YFW-A502Bに相当を用い、積層：12層の多層盛とした。
【００５４】
得られた溶接継手のボンド部（１／４tあるいは１／２t）から、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ試験片）を採取し、JIS Z 3128の規定に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、破面遷移温度vTrsを求め、溶接熱影響部の靭性を評価した。得られた結果を表４に示す。
【００５５】
【表１】
2005213534.tif 000002
【００５６】
【表２】
2005213534.tif 000003
【００５７】
【表３】
2005213534.tif 000004
【００５８】
【表４】
2005213534.tif 000005
【００５９】
本発明例はいずれも、母材の強度靭性に優れるうえ、幅広い入熱の溶接を施されても溶接熱影響部靭性に優れた厚鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、溶接熱影響部靭性が劣化している。なお、本発明例では、中心偏析が存在する板厚中央部でも優れた溶接熱影響部靭性を示し、板厚方向各位置での靭性ばらつきが少ない。
【００６０】
以上のように、鋼素材に本発明の鋼素材処理を施すことにより、その後に通常用いられる、制御圧延・制御冷却、直接焼入れ処理、あるいは再加熱焼入れ焼戻し処理等の、如何なる厚鋼板の製造方法を適用しても、TiNの機能が有効に働き、幅広い入熱の溶接継手の溶接熱影響部を従来に比べて格段に高靭化することができる。