(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．００５％、
Ｎｉ：１．０％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、Ｄｉ*＝０．３１６Ｃ1/2（１＋０．７Ｓｉ）（０．３５＋４．１Ｍｎ）（１＋０．３６Ｎｉ）（１＋０．３７Ｃｕ）が０．７〜０．８５１の範囲で制限され、且つ、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）−３．４Ｎの式で定義される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲とし、ＭｇとＡｌからなる０．０１〜０．１μｍの大きさの酸化物を内包する０．０１〜０．３μｍのＴｉＮが３００００個／ｍｍ2以上、およびＭｇとＴｉの平均含有量の和が１５重量％以上である０．５〜５μｍの大きさの酸化物が３０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする低Ｎｉで溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼板。
【請求項２】
重量％で更に、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０５％以下
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１記載の低Ｎｉで溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
小入熱溶接から中入熱溶接の溶接熱影響部（ＨＡＺ）の低温靭性の優れた低コスト鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
鋼板のＨＡＺ靭性を向上させる技術として、粗大なオーステナイト内部にＴｉ酸化物やＴｉＮを微細分散させ、それらを核とした微細な粒内変態フェライトを生成させる技術（例えば特開昭６３−２１０２３５号公報）が知られている。この鋼では溶接後の冷却過程でオーステナイト粒内のＴｉ酸化物よりフェライトを発生させてミクロ組織を微細化して靭性を向上させている。しかし、この技術ではＣＴＯＤ特性や伝播停止特性は、−３０℃程度が限界とされていた。この対応策として特開平０６−０７５５９９号公報ではさらにＴｉ量の制御、硬化組織の制御、相当量のＮｉの添加等により、−４０℃以下でも良好なＨＡＺ靭性が得られる鋼が開発されてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、前記従来の材料では、低温ＨＡＺ靭性の向上をはかるにあたり、マトリックス地の高靭化のため、１〜４％の量のＮｉの添加が必要であった。Ｎｉは高価な金属であるため、このように多くのＮｉを添加することは鋼板の製造コスト高を引き起こしていた。そこで、低Ｎｉによる、低コスト化が強く望まれていた。
【０００４】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は以下の通りである。
【０００５】
（１）  重量％で、
Ｃ：０．０４〜０．１２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．８〜２．０％以下、
Ｐ：０．０２％以下、
Ｓ：０．００３％以下、
Ａｌ：０．００１〜０．００５％、
Ｎｉ：１．０％未満、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２％、
Ｎ：０．００２〜０．００６％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％
を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、Ｄｉ*＝０．３１６Ｃ1/2（１＋０．７Ｓｉ）（０．３５＋４．１Ｍｎ）（１＋０．３６Ｎｉ）（１＋０．３７Ｃｕ）が０．７〜０．８５１の範囲で制限され、且つ、有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）−３．４Ｎの式で定義される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲とし、ＭｇとＡｌからなる０．０１〜０．１μｍの大きさの酸化物を内包する０．０１〜０．３μｍのＴｉＮが３００００個／ｍｍ2以上、およびＭｇとＴｉの平均含有量の和が１５重量％以上である０．５〜５μｍの大きさの酸化物が３０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする低Ｎｉで溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼板。
【０００６】
（２）  重量％で更に、
Ｃｕ：０．０５〜０．５％、
Ｎｂ：０．０５％以下
の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）記載の低Ｎｉで溶接熱影響部の低温靭性に優れた鋼板。
【０００７】
ＨＡＺにおいては溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍では加熱オーステナイト粒が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織の結晶粒が粗大化して靭性が劣化する。このようなＨＡＺ靭性は、結晶粒のサイズ、高炭素マルテンサイト（ＭＡ）、上部ベイナイト（Ｂｕ）などの硬化相の分散状態、析出硬化状態、粒界脆化の有無、元素のミクロ偏析、マトリックス地の靭化、など種々の冶金的要素に支配される。
【０００８】
このため、本発明は（ａ）Ｍｇを添加し、鋼中に微細な酸化物を分散させることによる、加熱オーステナイト粒成長の抑制、（ｂ）ＴｉとＭｇを主成分とする酸化物を変態核とする粒内変態の促進、（ｃ）焼入れ性の制御（Ｄｉ*の限定）による硬化相の生成抑制と分散化、（ｄ）適正なＴｉ量の制御、（ｅ）不純物量の制御による粒界脆化やミクロ偏析の回避、以上の（ａ）〜（ｅ）の５項目について適正な成分の調整を行うこと、その中でも特にＭｇの適正量の添加により低温靭性を向上させることで、高価なＮｉ量の低減を行った。
【０００９】
【発明の実施の形態】
まず、（ａ）の加熱オーステナイト粒成長の抑制について説明する。溶融線近傍のＨＡＺは１４００℃以上に加熱され、炭化物や窒化物は溶解・粗大化することで、オーステナイト粒界の移動をピンニングする力が著しく低下する。そのため、従来鋼ではオーステナイト粒の成長は避けることができなかった。そこで、１４００℃以上の高温でも安定に存在する酸化物によってピンニングすることによりオーステナイト粒成長を抑制することを検討した。その結果、微量のＭｇとＡｌを添加することにより０．０１〜０．１μｍの大きさの極めて微細な（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物が多量に生成することを見いだした。さらに、０．０１〜０．３μｍの大きさの微細なＴｉＮがこの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物上に複合析出し、〜１４００℃の高温でも強力なピンニング効果を発揮し、オーステナイト粒成長を抑制することを発見した。この（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物はＴｉＮとの格子整合性が良いため、ＴｉＮの析出核サイトとして有効に作用する。また、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物が非常に微細に分散しているため、複合析出するＴｉＮも微細なサイズで析出し、より強力なピンニング効果を発現させている。ここで、ピンニングに有効な０．０１〜０．３μｍの大きさのＴｉＮが３００００個／ｍｍ2以下であると、十分なピンニング効果が得られず、オーステナイト粒の粗大化が起こるため、０．０１〜０．３μｍの大きさのＴｉＮの個数を３００００個／ｍｍ2とした。
【００１０】
次に（ｂ）の粒内変態の促進について説明する。オーステナイト粒内でのフェライト変態を促進させると、微細な変態フェライトで覆われたＨＡＺ組織を生成させる事ができる。粒内変態フェライトの生成を促進させるには、粒内変態の核サイトとなる酸化物の個数を増加させることが有効である。鋭意検討した結果、微量のＡｌ量のもとでＴｉと微量のＭｇを含有させることにより、ＴｉとＭｇを主成分とする酸化物が微細に分散し、これを核としてＨＡＺでの粒内変態が顕著に促進され、ＨＡＺ靭性が向上することを見いだした。その際、粒内変態の核として有効なものは、ＴｉとＭｇの平均含有量の和が１５重量％以上の物であり、組織全体に微細な変態フェライトを出すには、上記の酸化物が最低３０個／ｍｍ2必要である。
【００１１】
（ｃ）の焼入れ性の制御による硬化相の生成抑制と分散化について説明する。ＨＡＺでは溶接後急激に冷却されるため、島状マルテンサイトと呼ばれる、硬化組織を形成しやすい。このような硬化組織は焼入れ性が高いほど生じやすく、この焼入れ性は粒径、添加元素によって変化し、一般に添加元素量が多いほど高くなる。しかしながら、強度確保の上である程度の添加元素は不可欠であり、そこで、焼入れ性の指標である、Ｄｉ*＝０．３１６Ｃ1/2（１＋０．７Ｓｉ）（０．３５＋４．１Ｍｎ）（１＋０．３６Ｎｉ）（１＋０．３７Ｃｕ）が０．７〜０．８５１を満たすように成分を制御することにより、強度を確保しつつ、硬化相の析出を回避し、ＨＡＺ靭性を向上させる。
【００１２】
（ｄ）の適正なＴｉ量の制御について説明する。本願では、さらにＴｉ量について他の合金元素との関係から制限を設けている。これは、ＴｉとＯ、Ｎ量とのバランスから導かれるものであるが、ＡｌやＭｇはＴｉよりＯとの結合力が強いため、Ａｌ、Ｍｇとの酸化物を生成して残存したＯがＴｉと結合して酸化物を生成する。酸素と結合して余ったＴｉはＮと結合し、オーステナイト粒の粒成長抑制に効果的なＴｉＮを形成し、鋼板の靭性を向上させる。この際、Ｔｉ、Ｎともに少なすぎると十分なＴｉＮが発生せず、オーステナイト粒が粗大化して靭性の低下が発生する。逆にＴｉが過剰に存在すると、ＴｉＣを形成し、靭性は著しく劣化する。また、有効Ｔｉ量の範囲を超えてＮが過剰に存在すると、固溶Ｎが増加して、やはり靭性は劣化する。このため、有効Ｔｉ量を−０．０１０〜＋０．００５％の範囲で制御することで、ＴｉＣ脆化を回避しつつ、オーステナイト粒成長を抑制することが可能となり、優れた靭性が得られることをつきとめた。
【００１３】
次に各化学成分の限定理由について説明する。
【００１４】
Ｃは、母材および溶接部の強度確保のために最低０．０４％は必要である。しかし、Ｃが多すぎると、母材の低温靭性や溶接性、ＨＡＺ靭性も低下させるので上限を０．１２％とした。
【００１５】
Ｓｉは脱酸を行うために、添加される元素であるが、多量に添加すると、やはり溶接性、ＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．４％とした。ＨＡＺ靭性を改善するという観点からは０．１５％以下が望ましい。
【００１６】
Ｍｎは母材、および溶接部の強度、靭性の確保に不可欠な元素であり、また、Ｓと結合してＴｉとＭｇを主成分とする酸化物上にＭｎＳとして析出することで粒内変態の生成を促進するため、下限を０．８％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとスラブの中心偏析を助長し、ＨＡＺ靭性、溶接性を劣化させるので上限を２．０％とする。
【００１７】
Ｐは多量に存在すると、中心偏析を助長し、さらに結晶粒界に粒界偏析する事により粒界脆化を引き起こし、著しい靭性の低下を引き起こす。このため、Ｐは０．０２％以下とする。
【００１８】
Ｓについても多量に存在すると、中心偏析を助長し、また伸長したＭｎＳが多量に生成し、母材およびＨＡＺの靭性を劣化させるため、その上限を０．００３％とする。
【００１９】
Ａｌはオーステナイト粒成長抑制のピンニング粒子であるＴｉＮの析出核である（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物を形成するため、下限として０．００１％が必要である。しかしながら、Ａｌが過剰に存在すると、粒内変態核サイトとなる酸化物のＡｌの含有量が増加し、ＴｉとＭｇの含有率が低下し、酸化物からの粒内変態能が低下する。従って、上限を０．００５％とする。
【００２０】
従来、マトリックスの靭性を上げる目的でＮｉが１．０〜４．０％添加されていたがＮｉ鋼は高価であるため多量のＮｉ添加はコスト高へとつながる。本願ではＭｇの微少量添加をはじめ、合金元素の成分を適正量に規制することにより、高価なＮｉに頼らなくとも、低温でのＨＡＺの高靭化を達成できる。本願の規定するＮｉ含有量を１．０％未満に低減することにより、大きな合金コストの削減が図れる。
【００２１】
Ｔｉは適正な有効Ｔｉ量によって狭い濃度範囲で制御されるべき元素である。また、Ｔｉはピンニング粒子であるＴｉＮや粒内変態の核となる酸化物の形成に不可欠な元素であり、これらを十分量析出させるため、下限を０．００５％とする。一方、Ｔｉが０．０２％を超える場合、適正有効Ｔｉ量の範囲内であっても実質的にＴｉＣが多量に生成しＨＡＺ靭性が低下する。
【００２２】
Ｎはピンニング粒子である複合析出ＴｉＮの個数を確保する上で必要であり、有効Ｔｉ量の適正範囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｎが０．００２％未満の場合、ＴｉＮの個数が確保できない。一方、Ｎが０．００６％を超えると、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあっても実質的に固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靭性は低下する。
【００２３】
Ｏは、適正な有効Ｔｉ量の領域であっても、Ｏが多過ぎると、酸化物のサイズが大きくなり、破壊の起点となる≧５μｍの大きさの酸化物数が増加する。また、逆に少ない場合には粒内フェライトの変態核となる０．５〜５μｍの酸化物の個数が不足するため、十分な靭性の向上は得られない。そのため、Ｏは０．００１〜０．００４％とする。
【００２４】
Ｍｇは本願における高靭化でもっとも重要な元素であり、ＴｉＮの析出核サイトである０．０１〜０．１μｍの（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物を形成する。また、０．５〜５μｍの酸化物が、ＴｉとＭｇを平均で１５重量％以上、且つＭｇを３重量％以上含有することで、Ｔｉ系酸化物と同等もしくはそれ以上に粒内変態の生成を促進させる。これらの２種類の大きさの酸化物を十分に生成させるため、Ｍｇは０．０００１％以上添加する必要がある。一方、酸化物として消費されるＭｇは０．００３％あれば十分であり、これ以上のＭｇは冶金学的に効果を持たず、コスト高につながり、本願の趣旨に反する。
【００２５】
ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を持ち０．０５％以上で、耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があるが、０．５％を超えると熱間圧延時にＣｕクラックが発生し、製造困難となる。このため、上限を０．５％とした。
【００２６】
Ｎｂはオーステナイト粒界に生成するフェライトを抑制し、母材組織の微細化に有効な元素であり、母材の機械的性質を向上させる。しかしながら、多すぎるとＨＡＺ靭性が劣化するため０．０５％以下とした。
【００２７】
本発明で規定した介在物の分散状態は、たとえば以下のような方法で定量的に測定される。（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物（ＭｇとＡｌとからなる酸化物以下同様）とＴｉＮが複合する０．０１〜０．５μｍの介在物の分散状態は、母材鋼板の任意の場所から抽出レプリカ試料を作成し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの複合介在物の個数を測定し、単位面積あたりの個数に換算する。このとき、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定するすべての複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的に次の手段をもちいる。まず、四角い形状の介在物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさのＴｉＮ中に介在物が複合しているものの個数を少なくとも１０個以上について上記の要領で同定を行い、（Ｍｇ，Ａｌ）酸化物とＴｉＮが複合的に存在している割合を算出する。そして、はじめに測定された複合介在物の個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複合介在物の観察を容易にすることができる。
【００２８】
ＴｉとＭｇを主成分とする０．５〜５μｍ酸化物の個数の測定例を次に示す。母材鋼鈑の任意の場所から小片試料を切りだし、これを１４００〜１４５０℃で１０分間以上保持することで酸化物以外の０．５〜５μｍの介在物を溶体化させ、その後水冷する。これを鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で少なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの酸化物のうち少なくとも１０個以上についてＸ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）に付属の波長分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物の平均組成におけるＴｉとＭｇの含有量の和を重量％で求め、またそれらの和を求める。このとき、酸化物組成の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合には、分析値からＦｅを除外して酸化物の平均組成を求める。
【００２９】
【実施例】
表１に化学成分と成分制御の指標となる有効Ｔｉ量およびＤｉ*の値、及び表２に鋼板の製造条件と靭化に有効な介在物の分散状態及び機械的性質を示す。また、図１に本発明鋼と従来鋼についてＨＡＺ部でのシャルピー試験の結果を添加Ｎｉ量に対してプロットした図を示す。
【００３０】
図１を見ても分かるように、本願で得られた鋼はＮｉ量が１．０％以下と少ないにもかかわらず、Ｎｉ量が１．０〜４．０％の従来鋼と同等の良好なＨＡＺ靭性を示しているのが分かる。鋼１９，２０はＭｇを添加しないでＮｉ量を減少させた物であるがシャルピーの吸収エネルギーは１００ｋＪ／ｃｍ以下であり、十分なＨＡＺ靭性は得られていない。鋼２１ではＤｉ*が小さくＹＳにして３７７ＭＰａと十分な強度が得られていない。逆に鋼２２ではＤｉ*が高すぎるため、硬化相が出現し、良好なＨＡＺ靭性が得られていない。鋼２３では、添加アルミニウム量が多すぎるため、Ｔｉと結びつくＯが減少し有効Ｔｉ量が大きくなり過ぎてしまったためＴｉＣが生成し、良好なＨＡＺ靭性が得られていない。鋼２４では十分な量のピンニング粒子が得られなかったため、オーステナイト粒の粗大化を引き起こし、ＨＡＺ靭性の低下を招いている。鋼２５では粒内変態を促進させるＴｉとＭｇを主成分とする酸化物が組成、数量ともに適正量に存在せず、十分な粒内変態フェライトが得られておらず、良好なＨＡＺ靭性が得られていない。
【００３１】
【表１】
0003898842.tif 000002
【００３２】
【表２】
0003898842.tif 000003
【００３３】
【発明の効果】
本発明により溶接熱影響部の低温靭性の優れた鋼がより安価に作成することが可能となった。
【図面の簡単な説明】
【図１】ＨＡＺ部でのシャルピー試験の結果を添加Ｎｉ量に対してプロットした図である。
【図１】
0003898842.tif 000004