(57)【要約】本発明は、溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材及びその製造方法に関する。本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．８〜１．５％、Ｍｎ：１５〜２２％、Ｃｒ：５％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記（ａ）及び（ｂ）のうち一つ以上をさらに含み、溶接熱影響部の微細組織が体積分率で９０％以上のオーステナイトを含む溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材及びその製造方法を提供する。  （ａ）Ｍｏ：０．１〜１％及びＢ：０．００１〜０．０２％  （ｂ）Ｔｉ：０．０１〜０．３％及びＮ：０．００３〜０．１％
2016507648.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．８〜１．５％、Ｍｎ：１５〜２２％、Ｃｒ：５％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
下記（ａ）及び（ｂ）のうち一つ以上をさらに含み、
溶接熱影響部の微細組織が体積分率で９０％以上のオーステナイトを含む、溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材。
（ａ）Ｍｏ：０．１〜１％及びＢ：０．００１〜０．０２％
（ｂ）Ｔｉ：０．０１〜０．３％及びＮ：０．００３〜０．１％
【請求項２】
前記鋼材はＣｕ：２％以下をさらに含む、請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材。
【請求項３】
前記オーステナイトは結晶粒のサイズが１００μｍ以下である、請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材。
【請求項４】
前記溶接熱影響部は炭化物が体積分率で１０％以下に形成される、請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材。
【請求項５】
前記溶接熱影響部は−４０℃におけるシャルピー衝撃値が５０Ｊ以上である、請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材。
【請求項６】
前記鋼材は降伏強度が４５０ＭＰａ以上である、請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材。
【請求項７】
重量％で、Ｃ：０．８〜１．５％、Ｍｎ：１５〜２２％、Ｃｒ：５％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
下記（ａ）及び（ｂ）のうち一つ以上をさらに含む鋼スラブを１０５０〜１１２０℃において再加熱する段階と、
前記再加熱された鋼スラブを９５０℃以上において熱間仕上圧延して熱延鋼材を得る段階と、
前記熱延鋼材を１０℃／ｓ以上の速度で５００℃以下まで冷却する段階と、を含む、溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材の製造方法。
（ａ）Ｍｏ：０．１〜１％及びＢ：０．００１〜０．０２％
（ｂ）Ｔｉ：０．０１〜０．３％及びＮ：０．００３〜０．１％
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
オーステナイト系鋼材は、そのものが有する加工硬化能、非磁性などの性質によって多様な用途で用いられている。特に、従来主に用いられていたフェライトまたはマルテンサイトを主組織とする炭素鋼がその特性に限界を示すことにより、これらの短所を克服する代替材としての適用が増加する状況である。
【０００３】
オーステナイト系鋼材の適用分野としては、リニアモーターカー軌道、核融合炉などの超電導応用機器及び一般電子機器の非磁性構造用材料、鉱山産業の採掘、輸送などの鋼材の延性及び耐摩耗性が重要視される産業機械分野、拡管用パイプ用鋼材、スラリーパイプ用鋼材、耐サワー鋼材などの延性、耐摩耗性、及び耐水素脆性などが必要なオイル及びガス産業における採掘、輸送、貯蔵分野などがある。このような産業分野においてオーステナイト系鋼材の需要が持続的に増加している。
【０００４】
従来の代表的なオーステナイト系鋼材としては、オーステナイト系ステンレス鋼であるＡＩＳＩ３０４（１８Ｃｒ−８Ｎｉ系）がある。しかし、上記鋼材は、降伏強度が低いため構造材料として適用するには問題点があり、高価な元素であるＣｒ、Ｎｉを多量含有して経済的ではないためその用途及び適用に限界がある。
【０００５】
一方、上記のようなオーステナイト系鋼材の組織をオーステナイトに維持するためにはマンガン含量及び炭素含量が高くなり、特に高強度を維持するためには炭素の含量及びＣｒが非常に高くなる。この場合、オーステナイト粒界に沿ってネットワーク形態の炭化物が高温において形成されて、鋼材の物性、特に延性を急激に低下させる。また、上記炭化物は、母材においてだけでなく、高温に加熱してから冷却される熱影響部においてもさらに激しく形成されて溶接部の靭性を顕著に低下させるようになる。
【０００６】
このようなネットワーク形態の炭化物の析出を抑制するために、高温において溶体化処理をしたり、または熱間加工して常温に急冷させて高マンガン鋼を製造する方法などが提示された。しかし、鋼材の厚さが厚い場合は、急冷による炭化物の抑制効果が十分でないだけでなく、新しい熱履歴を受ける溶接熱影響部における炭化物の析出を防止することはできないという短所がある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、溶接熱影響部において発生する靭性の低下の問題が解消され、さらに耐食性も向上した高強度オーステナイト系鋼材及びその製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の一実施形態は、重量％で、Ｃ：０．８〜１．５％、Ｍｎ：１５〜２２％、Ｃｒ：５％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記（ａ）及び（ｂ）のうち一つ以上をさらに含み、溶接熱影響部の微細組織が体積分率で９０％以上のオーステナイトを含む溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材を提供する。
（ａ）Ｍｏ：０．１〜１％及びＢ：０．００１〜０．０２％
（ｂ）Ｔｉ：０．０１〜０．３％及びＮ：０．００３〜０．１％
【０００９】
本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｃ：０．８〜１．５％、Ｍｎ：１５〜２２％、Ｃｒ：５％以下（０は除く）、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、下記（ａ）及び（ｂ）のうち一つ以上をさらに含む鋼スラブを１０５０〜１１２０℃において再加熱する段階と、上記再加熱された鋼スラブを９５０℃以上において熱間仕上圧延して熱延鋼材を得る段階と、上記熱延鋼材を１０℃／ｓ以上の速度で５００℃以下まで冷却する段階と、を含む溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材の製造方法を提供する。
（ａ）Ｍｏ：０．１〜１％及びＢ：０．００１〜０．０２％
（ｂ）Ｔｉ：０．０１〜０．３％及びＮ：０．００３〜０．１％
【発明の効果】
【００１０】
本発明によると、合金成分及び組成範囲を効果的に制御することにより、溶接部のオーステナイト結晶粒サイズを制御し、オーステナイト結晶粒界の安定度を向上させて炭化物の析出を制御することで、ネットワーク形態の炭化物の形成が抑制された溶接熱影響部の靭性に優れた高強度オーステナイト系鋼材を提供することができる。
【００１１】
また、上記オーステナイト系鋼材は、Ｃｒの添加を通じて耐食性を向上させることにより、腐食環境においても長時間使用することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】フラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を用いて鋼材を溶接した場合のＨＡＺ部の熱サイクルに対して模写したものである。
【図２】本発明の実施例による発明例２の溶接熱影響部を光学顕微鏡で観察した写真である。
【図３】本発明の実施例による発明例６の溶接熱影響部を光学顕微鏡で観察した写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
本発明の発明者らは、鋼材の組織をオーステナイト系に制御するために、マンガン、炭素及びクロムなどを多量添加しても、ネットワーク形態の炭化物による溶接部の靭性の低下の問題を起こさないためには鋼材の成分を適切に制御する必要があることを確認し、本発明を完成させた。
【００１４】
即ち、本発明は、オーステナイト組織を確保するために、マンガン、炭素及びクロムを添加する。このとき、鋼材が溶接のような熱サイクルを受ける際、炭素によって炭化物が形成されるのを最小化するために、マンガンの含量による炭素含量を調節することにより、溶接熱影響部を含む溶接部の靭性を十分に確保することができることを確認した。また、追加的な元素の添加により、オーステナイト結晶粒界の安定度を向上させたり、溶接部のオーステナイト結晶粒サイズを制御することにより、炭化物の形成を積極的に抑制して母材及び溶接部の靭性を十分に確保することができるという知見に基づいて本発明を完成させた。
【００１５】
以下、本発明を説明する。まず、本発明による鋼材の合金組成について説明する。ただし、以下において％は特に言及されていない限り、重量％であることに留意する必要がある。
【００１６】
炭素（Ｃ）：０．８〜１．５％
炭素は、オーステナイトを安定化させて常温においてオーステナイト組織を得ることができるようにする元素で、鋼材の降伏強度を増加させ、特にオーステナイトの内部に固溶されて加工硬化を増加させることで高い引張強度を確保したり、オーステナイト相に起因する非磁性を確保するための重要な元素である。このような効果を確保するためには、上記炭素の含量が０．８％以上であることが好ましい。炭素の含量が０．８％未満である場合は、オーステナイトの安定性が減少し、固溶炭素が不足して高い強度を得ることが困難である。反対に、炭素の含量が多すぎると、特に溶接熱影響部に炭化物が形成されることを抑制することが困難であり、低い融点によって生産性が低下するという短所があるため、上記炭素の含量は１．５％以下に制御することが好ましい。したがって、本発明では、上記炭素の含量が０．８〜１．５％の範囲を有することが好ましく、高強度を得るためには１．０〜１．５％の範囲を有することがより好ましい。
【００１７】
マンガン（Ｍｎ）：１５〜２２％
マンガンは、オーステナイトを安定化させる役割をする元素で、本発明のような高マンガン鋼に添加される最も重要な元素である。本発明は、主組織としてオーステナイトを得ようとする。そのため、上記マンガンが１５％以上含まれることが好ましい。上記マンガンの含量が１５％未満である場合は、オーステナイトの安定性が減少して、低温靭性を十分に確保することができない。一方、マンガンの含量が２２％を超過すると、マンガンの添加による耐食性の低下、製造工程上の困難さ、製造単価の上昇などの問題点があり、加工硬化を減少させて引張強度が低下するという短所がある。
【００１８】
クロム（Ｃｒ）：５％以下（０％を除く）
クロムは、耐食性及び強度を向上させるのに効果的な元素である。本発明では、オーステナイトを安定化させるために、上述の範囲のマンガンを含むが、一般的に、マンガンは鋼材の耐食性を低下させ、特に上記範囲のマンガンの含量では一般の炭素鋼に比べても耐食性が低いという短所がある。これを解決するために、本発明では、５％以下のクロムを添加することにより、耐食性及び強度をともに向上させる。但し、上記クロムの含量が５重量％を超過すると、製造原価の上昇をもたらすだけでなく、材料内に固溶された炭素とともに粒界に沿って炭化物を形成して延性、特に硫化物応力割れ抵抗性を減少させるようになり、フェライトが生成されてオーステナイトを主組織として確保することが困難であるため、上記クロムの含量は５重量％以下に制御することが好ましい。特に、耐食性の向上効果を極大化するためには、上記クロムを２重量％以上添加することがより好ましい。このように、クロムの添加で耐食性を向上させることにより、耐腐食性が必要な分野などにも広く適用することができる。
【００１９】
Ｍｏ：０．１〜１％及びＢ：０．００１〜０．０２％
モリブデン及びボロンは、オーステナイト結晶粒界に偏析されて、結晶粒界の低い安定度を高める元素で、一般的に低い結晶粒界の安定度によって炭化物がオーステナイト結晶粒界において多量析出される現象を制御する役割をする。モリブデンの含量が０．１％未満である場合、結晶粒界の安定度が十分に高くなることができないため炭化物の析出制御に大きな影響を及ぼさなくなり、１％を超過すると、製造原価の上昇及び高強度化に伴う靭性の低下が発生しかねないため、上記モリブデンの含量は０．１〜１％の範囲を有することが好ましい。また、ボロンは、０．００１％未満に添加される場合、結晶粒界の安定度が十分に高くならないため炭化物の析出制御に大きな影響を及ぼさなくなり、０．０２％を超過すると、高強度化に伴う靭性の低下及びＢＮの析出による脆性が発生しかねないため、上記ボロンの含量は０．０１〜０．０２％の範囲を有することが好ましい。
【００２０】
チタニウム（Ｔｉ）：０．０１〜０．３％及び窒素（Ｎ）：０．００３〜０．１％
チタニウム及び窒素は、高温においてＴｉＮを形成する元素で、オーステナイト結晶粒の成長時に結晶粒の移動を防ぐ役割をする。一般に、Ｔｉ：Ｎの比率が３：１より小さい場合、粗大なＴｉＮが晶出されて結晶粒の微細化に悪影響を及ぼすため、Ｔｉ：Ｎの比率を３：１からＮの含量を増やす方向に添加することが好ましい。Ｔｉを０．０１％未満に添加する場合、ＴｉＮの量が減少することにより、結晶粒の成長の妨げに大きな影響を及ぼさないため、０．０１％以上添加することが好ましい。また、０．３％を超過すると、製鋼時に酸化物を形成することにより、生産性を下げるようになるため、その含量を０．３％以下に制御することが好ましい。なお、Ｎは、０．００３％未満に添加する場合、ＴｉＮの量が減少することにより、結晶粒の成長の妨げに大きな影響を及ぼさないため、０．００３％以上添加することが好ましく、０．１％を超過して添加する場合、強度は上昇するようになるが、母材の延性が低下するという短所があるため、０．１％以下に添加することが好ましい。
【００２１】
本発明による鋼材の残りの成分はＦｅで、製造工程上不可避に混入される不純物を含むことができる。一方、本発明の鋼材は、上述のような合金組成を有することにより、優れた強度及び低温靭性を確保することができるが、炭化物の形成をより抑制することで上記効果をより向上させるために、２％以上のＣｕをさらに含むことができる。
【００２２】
銅（Ｃｕ）：２％以下
銅は、炭化物内の固溶度が非常に低く、オーステナイト内の拡散が遅くて炭化物を抑制するという効果がある。しかし、２％を超過して添加される場合、製造原価の上昇をもたらすだけでなく、製造時に板材の亀裂を発生させる原因（ｈｏｔ  ｓｈｏｒｔｎｅｓｓ）になり得るため、その含量を２％以下に制御することが好ましい。
【００２３】
本発明の鋼材は、母材の微細組織がオーステナイトからなる鋼材で、溶接熱影響部もオーステナイトが体積分率で９０％以上含まれる鋼材である。上記溶接熱影響部においてオーステナイト分率が９０体積％未満に形成される場合、耐摩耗性及び衝撃靱性が低下する可能性がある。一方、上記オーステナイト分率は、炭化物を微細組織の１種類として含ませた場合を意味する。即ち、炭化物を微細組織の含量範囲に含ませない場合、本発明の鋼材はオーステナイト単相組織を有する。また、本発明の鋼材は、単に鋼材そのものの材料だけを意味するのではなく、溶接された状態で最終の製品に適用された鋼材までも含む。
【００２４】
また、本発明の鋼材は、上記オーステナイト結晶粒のサイズが１００μｍ以下（０は除く）であることが好ましい。上記のようにオーステナイト結晶粒のサイズを微細化することにより、炭化物の析出が可能である場所を多量に提供して、ネットワーク形態の炭化物ではない分散された炭化物を形成させることができ、これにより、靭性を向上させることができる。上記オーステナイト結晶粒サイズは微細であるほど本発明の効果の確保に有利であるため、下限に対しては特に限定しない。
【００２５】
また、本発明が提供する鋼材は、溶接熱影響部に形成される炭化物が１０体積％以下に制御されることが好ましい。上記炭化物の分率が１０体積％を超過すると、炭化物によって溶接熱影響部の靭性が低下するという問題を起こしかねない。
【００２６】
上述の通り、提供される本発明の鋼材は、−４０℃において溶接熱影響部のシャルピー衝撃値が５０Ｊ以上で、降伏強度が４５０ＭＰａ以上であり、優れた溶接熱影響部の靭性及び高強度を有する。
【００２７】
以下、本発明によるオーステナイト系鋼材の製造方法の一実施形態について説明する。
【００２８】
まず、上述のような合金組成を有する鋼スラブを１０５０〜１１２０℃において再加熱する。上記再加熱温度が１１２０℃を超過すると、鋼材が部分的に溶融される可能性があり、１０５０℃未満である場合は、カーバイドが融解されず衝撃靱性が低下するおそれがある。
【００２９】
上記のように再加熱された鋼スラブを９５０℃以上において熱間仕上圧延して熱延鋼材を得る。上記熱間仕上圧延温度が９５０℃未満である場合は、部分再結晶が行われて非均質な結晶粒が形成されることがある。一方、本発明の鋼材は、オーステナイト系鋼材として上記熱間仕上圧延が再加熱温度の範囲内で行われても、目標とする組織または物性の確保には大きな問題がない。したがって、上記熱間仕上圧延温度の上限に対しては特に限定しない。よって、上記熱間仕上圧延は９５０〜１１２０℃の範囲で行われることができる。
【００３０】
その後、上記熱延鋼材を１０℃／ｓ以上の速度で５００℃以下まで冷却する。上記冷却速度が１０℃／ｓ未満であったり、５００℃を超過する場合は、カーバイドの析出によって衝撃靱性が低下する可能性がある。上記冷却速度は、１０℃／ｓ以上であれば本発明が目標とする組織及び物性の確保には問題がないため、その上限に対しては特に限定しないが、設備の問題により、１００℃／ｓを超過するのは困難である。冷却停止も５００℃以下の温度範囲で行われるようになると、本発明が目標とする組織または物性を容易に確保することができるため、その下限に対しては特に限定せず、例えば、常温まで冷却が停止されてもよい。
【実施例】
【００３１】
以下、実施例を通じて本発明をより詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示であるだけで、本発明の権利範囲を限定しない。
【００３２】
（実施例１）
下記表１に記載された化学組成を有する鋼スラブを１１２０℃において再加熱した後、１１００℃において粗圧延を開始し、９５０℃において仕上圧延した後、２０℃／ｓの冷却速度で常温まで冷却して熱延鋼板を製造した。このように製造された熱延鋼板に対し、図１に示す条件で溶接を模写した。図１はフラックスコアードアーク溶接（ＦＣＡＷ）を用いて２０ＫＪ／ｃｍの入熱量で４０ｍｍの厚さを有する鋼材を溶接する場合のＣＧ（Ｃｏａｒｓｅ  Ｇｒａｉｎ）ＨＡＺ部の熱サイクルに対して模写したものである。上記のように得られた溶接熱影響部（ＨＡＺ）に対し、微細組織及び機械的物性などを測定した後、その結果を下記表２に示した。
【００３３】
【表１】
2016507648.tif 000003
【００３４】
【表２】
2016507648.tif 000004
【００３５】
上記表１及び２から分かるように、本発明が提案する合金組成を満たす発明例１から５の場合は、溶接熱影響部のオーステナイト分率を９０％以上確保することにより、−４０℃において１００Ｊ以上の優れた衝撃靱性を確保することが確認できる。
【００３６】
図２は発明例２を光学顕微鏡で観察した写真である。図２に示されているように、発明例２の溶接熱影響部は、９０％以上のオーステナイトを含むことが確認できる。
【００３７】
しかし、本発明が提案する合金組成を満たさない比較例１及び２の場合は、本発明が提案する結晶粒界に１０％以上の炭化物が析出されることにより、適正量のオーステナイト分率を確保できず、これにより、衝撃靱性が５０Ｊ未満に低下することが確認できる。
【００３８】
（実施例２）
下記表３に記載された化学組成を有する鋼スラブを１１２０℃において再加熱した後、１１００℃において粗圧延を開始し、９５０℃において仕上圧延した後、２０℃／ｓの冷却速度で常温まで冷却して熱延鋼板を製造した。このように製造された熱延鋼板に対し、図１に示す条件で溶接を模写した。上記のように得られた溶接熱影響部（ＨＡＺ）に対し、微細組織及び結晶粒のサイズ、機械的物性などを測定した後、その結果を下記表４に示した。
【００３９】
【表３】
2016507648.tif 000005
【００４０】
【表４】
2016507648.tif 000006
【００４１】
上記表３及び４から分かるように、本発明が提案する合金組成を満たす発明例６から１０の場合は、溶接熱影響部のオーステナイト分率を９０％以上確保することにより、１００μｍ以下の微細な結晶粒を有することが確認でき、これにより、−４０℃において１００Ｊ以上の優れた衝撃靱性を確保することが確認できる。
【００４２】
図３は発明例６を光学顕微鏡で観察した写真である。図３に示されているように、発明例１の溶接熱影響部は、９０％以上のオーステナイトを含むことが確認できる。
【００４３】
しかし、本発明が提案する合金組成を満たさない比較例３及び４の場合は、本発明が提案するオーステナイト分率を確保できず、オーステナイト結晶粒が１００μｍを超過して成長することにより、結晶粒界に１０％以上の炭化物が析出されるため、衝撃靱性が５０Ｊ未満に低下することが分かる。
【図１】
2016507648.tif 000007
【図２】
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【図３】
2016507648.tif 000009
【国際調査報告】
2016507648.tif 000010
2016507648.tif 000011
2016507648.tif 000012
2016507648.tif 000013