(57)【要約】【課題】４０〜１００ｍｍの厚みと３９０〜５００ＭＰａの降伏強度を有し、大入熱量で溶接されたＨＡＺにおいて、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１００Ｊ以上である厚鋼板を提供する。【解決手段】本発明に係る厚鋼板は、C：0.03〜0.15%、Si：0.1〜0.5%、Mn：0.5〜1.8%、P：≦0.01%、S：0.001〜0.01%、Al：0.01〜0.1%、V：0.01〜0.15%、N：0.002〜0.008%、O：0.001〜0.004%、Ca：0.0003〜0.005%を含有し、かつ、下記式（1）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物によって化学成分が構成され、円相当径0.1〜1μmのV窒化物とCaを含む酸化物または硫化物との複合析出物が100個／mm2以上、1000個／mm2未満含有し、溶接加熱後の旧オーステナイト粒径が200〜800μmである。  3  ≦  V／N  ≦  15  …（１）【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
C：0.03〜0.15%
Si：0.1〜0.5%
Mn：0.5〜1.8%
P：≦0.01%
S：0.001〜0.01%
Al：0.01〜0.1%
V：0.01〜0.15%
N：0.002〜0.008%
O：0.001〜0.004%
Ca：0.0003〜0.005%
を含有し、質量％を用いて計算される式（1）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物によって化学成分が構成され、円相当径0.1〜1μmのV窒化物とCaを含む酸化物及び／または硫化物との複合析出物を100個／mm2以上、1000個／mm2未満含有し、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径が200〜800μmであることを特徴とする、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
3  ≦  V／N  ≦  1  …（１）
【請求項２】
質量％で、
Cu：0.05〜0.8%
Ni：0.05〜2%
Cr：0.05〜0.8%
Mo：0.05〜0.8%
Nb：0.005〜0.03%
Ti：0.005〜0.02%
B：0.0003〜0.003%
の一種または二種以上をさらに含有することを特徴とする、請求項１に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、大入熱溶接継手における溶接熱影響部（Ｈｅａｔ  Ａｆｆｅｃｔｅｄ  Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）の靭性に優れた厚鋼板に関するものである。本発明を適用した厚鋼板は、鉄鋼業において安価に製造することが可能であり、造船をはじめ建築、橋梁、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの溶接構造物に使用され、溶接施工能率の高い大入熱溶接を施され、かつ、溶接部靭性の要求レベルが高い場合に好適である。
【背景技術】
【０００２】
近年、造船や建築などの溶接構造物に対する主要な要求は、構造の大型化、建造の高能率化、破壊に対する安全性向上である。このような動向を受け、溶接構造用の厚鋼板には、高能率な大入熱溶接を適用した場合に、より高いＨＡＺ靭性が求められる。その反面、このような厚鋼板の製造者ならびに使用者の両方において、経済性がますます重要視されており、従来よりも安価な厚鋼板が求められている。
【０００３】
厚鋼板の大入熱溶接ＨＡＺ靭性を高める従来技術は、溶融線近傍ＨＡＺの組織微細化を目指したものが一般的である。ＨＡＺ組織微細化の方法として、γの粒界や粒内に存在する析出物をα変態核として活用してＨＡＺ組織を微細化する方法がある。これを有効に機能させるためには、α変態の核生成能の高い析出物をできるだけ数多く分散させるのが望ましい。
【０００４】
このＨＡＺ組織微細化方法において、α変態の核生成能の高い析出物としてＶＮの効果が知られている。ＶＮはαとの格子整合性が良好なので、γ粒界やγ粒内に析出したＶＮを変態核として数多くのαが生成し、組織が微細化してＨＡＺ靭性が向上する。このようなＶＮ効果を利用した従来の大入熱溶接ＨＡＺ靭性技術として、例えば特許文献１がある。これは、１０〜５００ｎｍのＣａ，Ｍｇを含むＶＮ複合析出物を１０００個／mm2以上含有するものである。詳細には、γ粒内にピン止め用のＣａ，Ｍｇを含む酸化物または硫化物とＶＮを共存させることにより、ＨＡＺにおいてγ粒を７０〜１７０μｍにして、−４０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ−４０）が１００Ｊ以上という靭性を安定して確保する技術である。
【０００５】
【特許文献１】特開２００５−２９８９００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、７０〜１７０μｍの細粒γでは、粒界上でのα変態後、粒内への炭素の濃化により焼入れ性が増加しベイナイト変態が先行してしまうため、粒内でα変態が起り難くなってしまう。さらに、γのピン止めに有効な１０〜５００ｎｍの微細な粒子では、粒内変態核として機能し難いため、粒内の微細化が不十分な場合がある。このため、ＨＡＺ靭性が必要な値を示さない場合も出てくる。
【０００７】
本発明の課題は、例えば４０〜１００ｍｍの厚みと３９０〜５００ＭＰａ級の降伏強度を有する厚鋼板において、２０〜１００ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおける−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が、安定して１００Ｊ以上を示すようにすることである。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は、前述の課題を解決するために鋭意検討の結果なされたものであり、その要旨とするところは特許請求の範囲に記載した通りの下記内容である。
（１）質量％で、
C：0.03〜0.15%
Si：0.1〜0.5%
Mn：0.5〜1.8%
P：≦0.01%
S：0.001〜0.01%
Al：0.01〜0.1%
V：0.01〜0.15%
N：0.002〜0.008%
O：0.001〜0.004%
Ca：0.0003〜0.005%
を含有し、質量％を用いて計算される式（1）を満たし、残部が鉄および不可避的不純物によって化学成分が構成され、円相当径0.1〜1μmのV窒化物とCaを含む酸化物及び／または硫化物との複合析出物が100個／mm2以上、1000個／mm2未満含有し、溶接熱影響部の旧オーステナイト粒径が200〜800μmであることを特徴とする、大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
3  ≦  V／N  ≦  15  …（１）
【０００９】
（２）質量％で、
Cu：0.05〜0.8%
Ni：0.05〜2%
Cr：0.05〜0.8%
Mo：0.05〜0.8%
Nb：0.005〜0.03%
Ti：0.005〜0.02%
B：0.0003〜0.003%
の一種または二種以上をさらに含有することを特徴とする、前記（１）に記載の大入熱溶接熱影響部の靭性に優れた厚鋼板。
【発明の効果】
【００１０】
本発明によって、例えば４０〜１００ｍｍの厚みと３９０〜５００ＭＰａ級の降伏強度を有する厚鋼板において、２０〜１００ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおける−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が、安定して１００Ｊ以上を示すようになる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明の狙いは、ＶＮによるα変態核効果を大入熱溶接ＨＡＺで利用するに際して、連続鋳造鋳片の表面割れを回避するために、低いＮ量のもとでＶＮ効果を引き出すことである。この技術的課題に対して、発明者らは基礎研究を行い、以下の新しい知見を得た。
【００１２】
すなわち、低Ｎ量においてもＶを０．０１〜０．１５％、Ｎを０．００２〜０．００８％で、Ｖ／Ｎを３〜１５として、Ｃａ含有酸化物あるいは硫化物とＶ窒化物を複合析出させることにより、α変態核となる円相当径０．１〜１μmの析出物を１００〜１０００個／ｍｍ２と大量に分散させることができることを知見した。さらにＨＡＺにおける旧γ粒径を２００〜８００μmにすることにより、上記した析出物を核として粒界および粒内からのα変態が促進され、粗大なベイナイト組織を抑制してＨＡＺ組織を微細化することが可能であることを知見した。
【００１３】
ＶＮ効果を引き出すためのＶとＮの適正バランスは、次式（１）に示される。
3  ≦  Ｖ／Ｎ  ≦  15  …（１）
Ｖ／Ｎが３より小さいとＶＮ析出物の形成が不十分であり、ＶＮ効果の発現が困難である。また、Ｖ／Ｎが15より大きい、つまり過剰にＮが含まれると、ＶＮ形成後に余ったＮがマトリックスに固溶して脆化をもたらす。したがって、式（１）のバランスでＶとＮを添加する必要がある。
【００１４】
Ｖよりも強力な窒化物形成元素であるＴｉ、Ｎｂ、Ｂなどが添加される場合においては、冷却時のＨＡＺにおけるＶＮの析出に先立って、ＴｉＮ、ＮｂＮ、ＢＮなどがγ相の高温側で析出することを考える必要があるが、本発明に係る成分範囲では、式（１）を目安にＶＮ析出を制御すれば工業的にＨＡＺ組織を微細化でき、ＨＡＺ靭性向上が可能である。
【００１５】
本発明の重要な点は、Ｃａ含有酸化物及び／又は硫化物をＶＮの析出サイトとして利用することにより、ＶＮに加え、ＶＮとＣａ含有酸化物及び／又は硫化物との複合析出物を生成し、この複合析出物をα変態核として用いることにより、α変態核を大幅に増加させることにある。Ｃａ含有酸化物及び／又は硫化物の鋼中への分散は、溶綱精錬においてＳｉ、Ｍｎ、Ａｌを添加して予備脱酸を行った後、Ｃａを添加して最終の脱酸、脱硫を行い、その後連続鋳造することで可能である。
【００１６】
粒子径を円相当径で0.1〜1μmとした理由は、0.1μm未満ではα変態核としての効果が小さいからである。また、1μmより大きいと脆性破壊の起点となり、逆に靭性が低下してしまうからである。
粒子の個数密度を１００個／mm2以上、１０００個／mm2未満とした理由は、１００個／mm2より少ないと十分なα変態が起こらないため、ベイナイト組織が発達し、ＨＡＺ組織が微細化しないからである。また、１０００個／mm2以上であると、旧γ粒径がピン止め効果により細かくなり旧γ粒径を２００〜８００μmにすることが困難となる。旧γ粒径を２００〜８００μmにするには９００個／mm2以上ある事が好ましい。
【００１７】
溶接加熱後すなわちＨＡＺの旧γ粒径を２００〜８００μmとした理由は、先に述べたように２００μmより小さいと、粒界上でのα変態後、粒内への炭素の濃化により焼入れ性が増加しベイナイト変態が先行してしまうため、粒内変態が起り難くなってしまうからである。しかし、８００μmより大きいと粒界αが粗大化し、靭性が低下してしまうため、これが上限である。
【００１８】
以下に化学成分の限定理由について詳細に説明する。
Ｃは母材の強度を確保するために０．０３％以上必要であるが、０．１５％を超えると脆化第二相が増加しＨＡＺ靭性が低下するため、その量を０．０３〜０．１５％とした。
【００１９】
Ｓｉは、強度確保のほか脱酸元素として必須の元素であり、その効果を得るためには０．１％以上の添加が必要であり、また０．５％を越えると靭性に有害なＭＡ（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ  ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）生成を助長して大入熱溶接ＨＡＺ靭性を劣化させる傾向があるため、その量を０．１〜０．５％とした。
【００２０】
Ｍｎは母材の強度と靭性を経済的に確保するため０．５％以上必要である。ただし、１．８％を超えてＭｎを添加すると、中心偏析の有害性が顕著となって母材とＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。
【００２１】
Ｐは不純物元素であり、ＨＡＺ靭性を安定的に確保するために０．０１％以下に低減する必要がある。
ＳはＣａ含有硫化物を形成してＶＮの析出サイトとさせるために０．００１％以上必要である。しかし、Ｓが０．０１％を超えて含まれると粗大な硫化物が形成して母材やＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。
【００２２】
Ａｌは脱酸を担い、不純物元素であるＯを０．００４％以下に低減するために必要である。Ａｌ以外にＳｉも脱酸に寄与するが、たとえＳｉが添加される場合でも０．０１％以上のＡｌがないと安定的にＯを０．００４％以下に抑えることは難しい。ただし、Ａｌが０．１％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物やそのクラスターが生成し、母材とＨＡＺの靭性を損なうため、これが上限である。
【００２３】
Ｖは本発明で最も重要な元素である。大入熱溶接の冷却過程において、γ粒界とγ粒内にＶＮとして析出し、これがα変態核として機能することでＨＡＺ組織の微細化をもたらす。そのために必要な下限のＶは０．０１％である。Ｖが０．１５％を超えるとα変態後のＨＡＺにおいてＶ炭化物による析出硬化が顕著となってＨＡＺ靭性が劣化する。したがって、これが上限である。
【００２４】
Ｎは本発明で重要な元素である。連続鋳造鋳片の表面割れを安定的に回避するため、０．００８％以下に抑える必要があり、これが上限である。ただし、ＨＡＺにおいてＶＮを析出させるために０．００２％以上必要であり、これが下限である。
【００２５】
Ｏは酸化物粒子を確保するために０．００１％以上必要である。しかし、０．００４％を超えると粗大酸化物が生成し、これらが脆性破壊の発生起点として作用する有害性が懸念されるため、０．００４％以下に抑える必要がある。
【００２６】
Ｃａは本発明で重要な元素である。先に説明した溶鋼への添加順序を考慮して０．０００３％以上添加することで、Ｃａ含有酸化物および硫化物の形成が可能である。０．０００３％未満ではその量が不足してしまう。しかし、０．００５％を超える過剰な添加は酸化物や硫化物の粗大化により脆性破壊の起点となり靭性が低下してしまうため、これが上限である。
【００２７】
Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｂは要求される母材の強度を確保するために添加される。いずれ元素も厚板圧延後の冷却過程でγ→α変態時の焼入性を高め、母材強度を高める効果がある。これらの元素が効果を発揮する下限は、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏについては０．０５％であり、Ｂについては０．０００３％である。ただし、これらの元素が多すぎるとＨＡＺ靭性や溶接性が劣化するため、上限をもうける必要がある。Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏの上限は０．８％であり、Ｎｉの上限は２％であり、Ｂの上限は０．００３％である。
【００２８】
Ｎｂは母材の強度と靭性の両方を確保するために添加される。Ｎｂは圧延γ組織を微細化し、γ→α変態時に焼入性を高め、α変態後に析出することで母材の強靭化に寄与する。この効果を発揮する下限は０．００５％である。ただし、Ｎｂが０．０３％を超えて添加されるとＨＡＺが硬化して脆化するので、これが上限である。
【００２９】
Ｔｉは母材とＨＡＺの靭性を高めるために添加される。ＴｉＮを形成して鋳片加熱時やＨＡＺ（最高加熱温度≦１３５０℃となる領域）のγ粒成長を抑制し、変態後のα組織を微細化して靭性を高める効果がある。この効果を発揮する下限は０．００５％である。ただし、Ｔｉが０．０２％を超えて添加されるとＨＡＺ靭性が硬化して脆化するので、これが上限である。
【００３０】
次に、本発明を適用した鋼板の製造方法の例を説明する。鉄鋼業の製鋼工程において、Si、Mn、Alを溶鋼に添加して予備脱酸を行った後、Caを添加して最終の脱酸と脱硫を行い、連続鋳造によって鋳片を造る。上記したように、Si、Mn、Al及びCaの添加順をこのようにすることにより、Ｃａ含有酸化物および硫化物の鋼中への分散が可能になる。そして、鋳造時の冷却途中あるいは冷却後に鋼片を再加熱し、厚板圧延によって所定の厚みの鋼板を造り、圧延後に空冷するか、あるいは水冷する。水冷途中で水冷を停止して空冷することもある。冷却後に適当な熱処理を行うことで、母材の強度と靭性を調整することもある。
【実施例】
【００３１】
製鋼工程で溶鋼の脱酸、脱硫手順と化学成分を制御して連続鋳造によって鋼片を作製し、これを再加熱して厚板圧延によって40〜100mm厚みの鋼板とし、空冷あるいは水冷を行った。必要に応じて熱処理を施し、降伏強度が390〜500MPaである厚鋼板を製造した。表1に鋼の化学成分とピン止め粒子個数を、表2に鋼板の製造方法と機械的性質と1パス溶接継手のHAZ靭性を示す。表１において成分の単位は質量％である。
【００３２】
【表１】
2007262508.tif 000002
【００３３】
【表２】
2007262508.tif 000003
【００３４】
なお、ピン止め粒子の個数は、次のような方法で測定した。鋼板の任意の場所から抽出レプリカ資料を作成し、これを透過型電子顕微鏡（TEM）を用いて10000〜50000倍で1000μm2以上の面積を観察し、対象となる0.1〜1μmの大きさのV窒化物または／およびV窒化物とCaを含む酸化物または／および硫化物との複合析出物の個数を測定し、単位面積あたりの個数に換算した。
【００３５】
また、図1に示すようにエレクトロガス溶接法を用いて突合せ継手を作製した。そして図1に示す要領で、溶解融線（FL）から1mm離れたHAZ、あるいはFLにノッチを入れ、-40℃でシャルピー衝撃試験を行った。ここでのシャルピー衝撃試験はJIS Z 2242に準拠し、JIS Z 2202のVノッチ試験片を用いた。またシャルピー衝撃試験の結果は３本の試験片の平均値を示しており、降伏応力（ＹＳ）と引張応力（ＴＳ）は２本の試験片の平均値を示している。
【００３６】
鋼１〜５は本発明鋼であり、鋼の化学成分、複合析出物の密度、及び旧γ粒径が適切に制御されているためｖＥ−４０は１００Ｊを超える良好なＨＡＺ靭性が達成されている。
【００３７】
鋼６はＶが過剰に添加されており、Ｖ／Ｎが本発明要件を大きく外れているため、Ｖ炭化物の析出脆化によりｖＥ−４０は大幅に低下している。またＣａ無添加であるため、粒子個数密度が本発明要件を外れていることも靭性低下原因である。
鋼７はＮが過剰に添加されており、Ｖ／Ｎが本発明要件を外れているため、固溶Ｎ脆化によりｖＥ−４０は大幅に低下している。
鋼８はＶが無添加でありＶ／Ｎが本発明要件を大きく外れているため、粒内変態が全く見られず、粒内全体がベイナイト組織となったことからｖＥ−４０は大幅に低下している。
鋼９はＶ／Ｎ比は本発明要件を満足しているものの、Ｃａ無添加であるため粒子個数密度が本発明要件を満足していないため、粒内変態量が不足し、ｖＥ−４０は低下している。
【００３８】
以上示したように、本発明を適用することにより、４０〜１００ｍｍの厚みと３９０〜５００ＭＰａ級の降伏強度を有し、２０〜１００ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量で溶接されたＨＡＺにおいて、−４０℃でのシャルピー衝撃吸収エネルギー平均値が１００Ｊ以上である厚鋼板を提供できることが確認された。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】エレクトロガス溶接突合せ継手におけるシャルピー試験片の採取要領を示す図である。
【図１】
2007262508.tif 000004