(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％として
Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.02〜0.50％、Mn：0.60〜2.00％、
Ｓ：0.030 ％以下、Nb：0.005 〜0.05％、Al：0.020 ％以下、
Ti：0.020 ％以下、Ｏ：0.001 〜0.010 ％、Ｎ：0.010 ％以下、
残部がFeおよび不可避的不純物
から成る鋼組成を有し、かつ、下記(1)および(2)式を満たす組成相を有する大きさが１〜10μｍの酸化物粒子が平均分散密度１mm２あたり４個以上分散した鋼片を、
(1)  Mn : 5 〜50at％
(2) (Al+Ti)：50〜95at％
ただし、酸化物を構成する全金属元素に対するMn、Al、Tiの原子比率
1000℃から1200℃の温度域に加熱後、Ar３点以上で圧延を終了し、その後、鋼材表面温度が Ar３−40℃から Ar３−100 ℃の間にある温度域から３℃／秒以上の冷却速度で400 ℃以下の温度まで冷却した後、冷却を停止することを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた降伏比80％以下の引張強さ600N/mm2以上の低降伏比鋼材の製造法。
【請求項２】
前記鋼組成が、強度改善元素群として、質量％で、
Cu：0.05〜0.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、
Cr：0.05〜0.5 ％、Ｖ：0.02〜0.1 ％
の１種または２種以上を含有する請求項１記載の溶接熱影響部靱性の優れた低降伏比鋼材の製造法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建築、土木、造船などの分野において用いられ、エレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接 (溶接入熱 500〜1500KJ/mm)による溶接熱影響部靱性が優れた600 N/mm2 級の低降伏比鋼材の製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、建築、土木分野では建物の高層化、大スパン化により600 N/mm2 級の高強度鋼材を使用する動きが強まり、耐震設計上、鋼材の塑性変形能が重視されるため降伏比を80％程度以下にした高張力鋼板が要求されている。なお、本明細書において鋼材として鋼板をもって以下説明する。
【０００３】
また、造船分野でも鋼材の軽量化の観点から高張力化の要望があるものの、アンモニアタンクなど応力腐食割れが懸念される鋼板に対して、降伏応力の上限規定がなされているため実質的に低降伏比高張力鋼板が要求されるようになってきた。通常これらの鋼板はフェライトの生成により低降伏比化を図るため、所定の強度を確保するには成分の組成割合を高める必要があり、従来より溶接性がやや劣るという問題があった。一方、特に溶接施工の合理化を図るにはエレクトロスラグ溶接などの大入熱溶接を行う必要があり、この場合、上述のような鋼種では継手靱性が著しく劣化する。
【０００４】
従来より、鋼板の溶接部靱性には、▲１▼オーステナイト (以下γと呼ぶ) 結晶粒径、▲２▼変態組織、▲３▼微細な硬化相の析出状態、および▲４▼鋼板中の固溶Ｎ量が大きな影響を及ぼすことが知られており、溶接部靱性改善にはそのような観点から種々の対策が提案されている。
【０００５】
例えば、▲１▼および▲２▼に関しては、Tiを微量添加し鋼中にTiN を微細析出させてγ結晶粒の粗大化を抑制する方法 (昭和54年６月発行の「鉄と鋼」第65巻８号1232頁) 、Caを微量添加してCaS およびCaO を生成させ、γ結晶粒の微細化とCaS 、CaO を核とした粒内フェライト (以下αと呼ぶ) の析出とにより組織を微細化する方法 (昭和58年２月発行の「溶接学会誌」第52巻第２号49頁) 、希土類元素 (以下REM と呼ぶ) の酸化物により同様に結晶粒を微細化する方法 (特開昭64−15320 号公報) 、Ti酸化物粒子を核生成サイトとして粒内αを生成させて組織を微細化する方法 (特開昭57−51243 号公報および特開昭61−79745 号公報) 、さらにＶとTiを複合添加することにより冷却過程において析出するVNをαの変態核とする方法 (特開平５−186848号公報) 等が提案されている。
【０００６】
▲３▼に関しては、低炭素当量化や、SiおよびAlを低減することにより硬化相の析出を抑制する方法 (特開平２−190423号公報) 等が提案されている。また、▲４▼に関しては鋼に含まれるＮ量を下げる方法、過剰のAlを添加することによりAlN としてＮを固定する方法等が提案されている。
【０００７】
以上のような方策において、TiN は1400℃以上に加熱される部分では大部分が母材に溶解するとされており、特に大入熱溶接の場合のHAZ 溶融線近傍におけるγ結晶粒の粗大化を免れ得ない。さらに、加熱過程で溶解したTiN は冷却過程において再析出しない。すなわち、TiN が溶解した部分では、冷却過程における粒内でのα変態が起こらず、さらには固溶Ｎの増加をも招き、HAZ 靱性の劣化を避け得ないという欠点がある。
【０００８】
一方、酸化物粒子の利用については、特開昭57−51243 号公報および特開昭61−79745 号公報に、微細に分散させたTiO およびTi2O3 粒子を核として粒内フェライトを生成し組織を微細化する方法が開示されている。Ti酸化物はTiN のように母材に固溶することがないため溶融線近傍のように高温に加熱された領域においてもその効果を持続する点において優れている。しかし、TiO やTi2O3 の分散のみによる靱性改善効果だけでは十分な効果を得ることが困難であり、他の析出粒子との複合利用による靱性改善効果の向上が模索されている。例えば、特開昭62−1842号公報には酸化物とMnS およびTi窒化物の複合利用による靱性改善方法が開示されている。
【０００９】
特開平５−78740 号公報ではTi酸化物を微細に分散した鋼は溶融線近傍のγ粒が粗大化した領域 (粗粒域HAZ: 1400 ℃以上に加熱された領域) のHAZ 組織を微細化する効果は大きいが、γ粒径がやや大きい領域 (亜粗粒域：1200〜1350℃に加熱された領域) では、その効果が小さいとの指摘がなされ、Ce酸化物の利用による粒内フェライトの析出促進が提案されている。しかし、Ce酸化物粒子を微細に安定した状態で溶製時に鋼中に均一分散させることは困難であり、実操業的な面で問題が残る。CaやREM についてもCe同様、これらの酸化物を鋼中に微細分散させることは非常に困難であり実操業的に問題が多い。特開平７−278736号公報ではAl−Mn酸化物粒子の分散により溶接熱影響部靱性を改善する方法が開示されている。そこに開示されたAl−Mn酸化物は比較的容易に鋼中に微細分散させ得るが、その組成範囲が狭く精錬条件の許容範囲が小さいという問題がある。
【００１０】
低炭素当量化や低Si化、低Al化といった方法による微細硬化相の析出形態制御や固溶Ｎ量の低減等の技術は、上述の窒化物もしくは酸化物による靱性改善技術との相乗効果を狙ったものであり、単独でのHAZ 靱性改善効果には自ずと限界があった。
【００１１】
また、特開平６−10043 号公報においては低Ｃ、Ｂ無添加とTi酸化物、Cuの析出硬化を利用した大入熱溶接の場合の溶接熱影響部の靱性に優れた建築用低降伏比600 N/mm2 級鋼板を提案しているが、この場合、確かにFL部の大入熱溶接時の継手靱性は改善されるが上述したようにFLより若干離れたγ粒がやや大きい亜粗粒域では靱性の劣化がおこり、継手全体の靱性向上という問題は未解決のままであった。
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
以上のような現状に鑑み、本発明の目的とするところは、大入熱溶接においてHAZ 全域にわたって溶接熱影響部の靱性に優れた600 N/mm2 級の低降伏比鋼材の製造法を提供することにある。
【００１３】
より具体的には、本発明の目的は、各ノッチ位置でのシャルピー吸収エネルギー vE0≧47J である溶接熱影響部の靱性に優れた600 N/mm2 級の低降伏比鋼材の製造法を提供することにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは酸化物利用による粒内フェライトの析出促進作用による溶接熱影響部の靱性改善機構を詳細に検討するため、種々の組成の酸化物粒子を分散させた鋼材を実験室規模で溶解し分散した酸化物粒子と粒内フェライトの析出状況について基礎的な検討を行った。その結果、大入熱溶接熱サイクルの冷却途中に多量の粒内フェライトを生成する鋼中には、Mn、Al、Tiを主成分とする複合酸化物粒子が存在することを知見した。また、粒内フェライトの生成核となっている複合酸化物粒子中には種々の組成比率を有するMn−Ti−Al酸化物相が複雑に複合して存在する。
【００１５】
ここに、特定組成のAl、Mn、Tiからなる複合酸化物粒子 (以下、単に酸化物粒子という）を微細に分散させることにより、粒内フェライトの析出を促進し大入熱溶接時のHAZ における低温靱性を改善できることを知り、本発明を完成した。本発明は、上記知見に基づきなされてものであり、その要旨は次の通りである。
【００１６】
(1) 質量％として
Ｃ：0.05〜0.20％、Si：0.02〜0.50％、Mn：0.60〜2.00％、
Ｓ：0.030 ％以下、Nb：0.005 〜0.05％、Al：0.020 ％以下、
Ti：0.020 ％以下、Ｏ：0.001 〜0.010 ％、Ｎ：0.010 ％以下、
残部がFeおよび不可避的不純物
から成る鋼組成を有し、かつ、下記(1)および(2)式を満たす組成相を有する大きさが１〜10μｍの酸化物粒子が平均分散密度１mm２あたり４個以上分散した鋼片を、
(1)  Mn : 5 〜50at％
(2) (Al+Ti)：50〜95at％
ただし、酸化物を構成する全金属元素に対するMn、Al、Tiの原子比率
1000℃から1200℃の温度域に加熱後、Ar３点以上で圧延を終了し、その後、鋼材表面温度が Ar３−40℃から Ar３−100 ℃の間にある温度域から３℃／秒以上の冷却速度で400 ℃以下の温度まで冷却した後、冷却を停止することを特徴とする溶接熱影響部靱性の優れた降伏比80％以下の引張強さ600N/mm2以上の低降伏比鋼材の製造法。
【００１７】
(2) 前記鋼組成が、強度改善元素群として、質量％で、
Cu：0.05〜0.5 ％、Ni：0.05〜0.5 ％、
Cr：0.05〜0.5 ％、Ｖ：0.02〜0.1 ％
の１種または２種以上を含有する請求項１記載の溶接熱影響部靱性の優れた低降伏比鋼材の製造法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
次に、本発明において鋼組成および酸化物粒子の組成、分散状態、さらには熱処理条件を上述のように限定した理由をその作用とともに説明する。
【００１９】
本発明によれば、分散した酸化物粒子がMn：５〜50at％、(Al+Ti):50〜95at％の組成域を有していることから溶接後の冷却中に粒内フェライトの析出核となるのである。本発明者らの詳細な実験の結果によれば、分散した酸化物粒子の組成のMnが５at％より小さい場合や50at％より大きい場合、さらに (Al+Ti)が50at％より小さい場合や95at％より大きい場合には、酸化物粒子はフェライトの析出サイトとして機能せず、Mn：５〜50at％、(Al+Ti):50〜95at％の組成のとき初めて析出サイトとして機能する。好ましくはそれぞれMn：20〜35at％、(Al+Ti):60〜70at％である。
【００２０】
酸化物粒子の組成調整は、精錬条件、例えば脱酸元素の種類、添加時期、順序、スラグ組成等を種々変えることによって行うことができる。
このような組成相を備えた酸化物粒子はフェライトとの結晶整合性が高いためフェライトの析出サイトとして機能しやすいのではないかと思われる。
【００２１】
さらに上記の組成を満たす酸化物粒子が存在する鋼材において、大きさ１〜10μｍの粒子が１mm2 あたり４個以上分散していることが必要である。ここに、粒子の「大きさ」とは、分散粒子の平均径 (＝粒径の和／粒子数) を言う。
【００２２】
粒子の大きさおよび数は、精錬後の凝固過程、特に凝固時の冷却条件を調整することで変更することができる。
本発明者らの詳細な実験結果によれば、酸化物粒子の大きさが１μｍ未満ではフェライトの析出サイトとしては小さすぎ、逆に10μｍより大きい場合は大きすぎていずれもフェライトの析出サイトとして機能しない。
【００２３】
また、そのような酸化物粒子の分散数が１mm2 あたり４個未満の場合には組織改善作用が十分に現れずHAZ 靱性が改善されないため個数の下限を４個に限定した。上限は特に制限はなく、通常の条件下では、80個以下程度となる。
【００２４】
次に、本発明において鋼組成を上記のように限定した理由について述べる。なお、鋼組成を規定する「％」は、上記の酸化物粒子の場合と異なり、「質量％」である。
【００２５】
Ｃ：
Ｃは強度確保のために添加される。このため、0.05％未満ではその効果不足となる。しかし過剰に添加すると溶接熱影響部にマルテンサイト (α')や疑似パーライト (α/Fe3C)を生成してHAZ 靱性を劣化させるとともに母材の靱性および溶接性にも悪影響を及ぼす。そこで、上限を0.20％とする。好ましくは、0.08〜0.15％である。
【００２６】
Si：
Siは強度確保の点から有効な元素であり、このため鋼中に0.02％以上の添加が必要である。一方、Siはセメンタイト中に固溶しないため、多量に添加されると未変態γがαとセメンタイトに分解するのを阻害し、微細な硬化組織である島状マルテンサイトの生成を助長しHAZ 靱性を劣化させる。このためその上限を0.50％とする。好ましくは、0.15〜0.30％である。
【００２７】
Mn：
Mnは溶鋼の脱酸に有効な元素であり、本発明においてはフェライト析出核となる複合酸化物の構成元素としても必須の元素である。また、強度靱性の確保にも有効な元素である。このため、0.60％以上の添加が必要である。しかし、2.00％を超えた過剰な添加は焼入性をまして溶接性およびHAZ 靱性を劣化させる。好ましくは、1.00〜1.70％である。
【００２８】
Ｓ：
ＳもＰと同様に鋼に不可避的に含有される不純物元素であるが、特にＳが多量に存在する場合、MnS 等の溶接割れ起点となる析出物を形成する。このためＳの含有量は低いほど好ましいが、経済的観点を考慮して0.030 ％を上限とした。さらに母材靱性、HAZ 靱性を向上させ、スラブ中心偏析も低減するには、0.01％以下とすることが望ましい。
【００２９】
Nb：
Nbは結晶粒微細化作用を有し、析出強化により強度を高める元素である。その効果を得るためには、0.005 ％以上の添加が必要であるが0.05％を超えて添加すると溶接性、靱性を劣化させるため0.005 〜0.05％の範囲とする。好ましくは、0.010 〜0.030 ％である。
【００３０】
Al：
Alは本発明においてフェライト析出核となる複合酸化物の構成元素としても必須の元素である。ただし、複合酸化物形成に必要なAl量は計算上では0.0001％程度で十分機能しうるが、この値は分析精度の限界に近いことから特に下限は限定しない。好ましい下限は0.0001％である。一方、Alの過剰な添加は複合酸化物の形成を困難にし、また溶接熱影響部における島状マルテンサイトの増加を招くことからその上限を0.020 ％とした。好ましくは、0.01％以下である。
【００３１】
Ti：
TiもAl同様、複合酸化物の構成元素として必須である。ただし、Alと同様に複合酸化物形成に必要なTi量は分析限界値に近く特に下限は限定しない。一方、過剰なTiの添加は粗大なTiC の単独析出を招きHAZ 、母材の靱性に有害であるため上限を0.020 ％とする。好ましくは、0.015 ％以下である。
【００３２】
Ｎ：
Ｎは不可避的に鋼に含有される不純物元素であり、過剰に存在すると靱性を低下させる。本発明においても0.01％以下であればその影響が少ないため、上限を0.010 ％とした。
【００３３】
Ｏ：
Ｏはフェライト析出核となる複合酸化物生成のために最低0.001 ％は必要である。しかし、鋼中に過剰にＯが存在する場合には母材靱性に悪影響を及ぼすため上限を0.010 ％とした。
【００３４】
本発明の対象とする低降伏比鋼の基本成分は以上のとおりであり、それにより十分に目的を達成できるが、さらにその特性を高めるため、以下に述べる強度改善元素、すなわちCu、Ni、Cr、Ｖを選択的に添加すると強度、元素によってはさらに靱性の向上について一層好ましい結果が得られる。
【００３５】
Ｖ：0.02〜0.1 ％
Ｖは少量の添加により、焼入れ性を増し、焼戻し軟化抵抗を高める元素であり、その効果を得るためには、0.02％以上の添加が必要であるが、0.1 ％を超えて添加すると溶接性を害する。したがってＶ含有量は0.02〜0.1 ％の範囲とする。
【００３６】
Ni：0.05〜0.5 ％
Niは溶接性、HAZ 靱性に悪影響を及ぼすことなく、母材の強度、靱性を向上させるが、0.05％未満では効果が薄く、0.5 ％超の添加は建築用鋼材として極めて高価になるため経済性を失うので、上限は0.5 ％とした。
【００３７】
Cu：0.05〜0.5 ％
CuはNiとほぼ同様な効果を持つほか、Cu析出物による高温強度の増加や耐食性、耐候性の向上にも効果を有する。しかし、Cuが0.5 ％を超えると熱間圧延時にCu割れが発生し製造が困難になり、0.05％未満では効果がないのでCu量は0.05〜0.5 ％と限定する。
【００３８】
Cr：0.05〜0.5 ％
Crは母材および溶接部の強度を高める元素であり、耐候性の向上にも効果があるが、0.5 ％を超えると溶接性やHAZ 靱性を劣化させ、一方、0.05％未満では効果が薄い。従って、Cr量は0.05〜0.5 ％とする。
【００３９】
次に、本発明によれば、特にそれだけに制限されないが、まず、上記成分系の鋼を転炉、電気炉等で溶製し、連続鋳造あるいは造塊・分塊法により鋼片を鋳造する。鋼片の鋳造にあたっては冷却速度が速い方が複合酸化物粒子の微細分散の観点からは好ましく、鋳造方法は連続鋳造法の方が好ましい。また、同様の理由から連続鋳造におけるスラブ厚は薄い方が、より好ましい。
【００４０】
このようにして調製した本発明にかかる鋼組成および酸化物粒子を分散させた鋼片は、熱間圧延を行い、さらに必要により冷間加工を行って最終形状の鋼材として用いられるが、その際に、前述のような粒内フェライトの析出作用、Nb添加による結晶粒微細化の効果を最大限に発揮するには、本発明によれば、厚板加熱、熱間圧延を行い、次いで加速冷却を施し所定の厚みの鋼板を製造するが、その際に最終の熱間圧延の加熱条件、その後の冷却条件を次のように規定する。
【００４１】
まず、最終圧延前の加熱温度は添加した元素の固溶のため1000℃以上とする。しかし、1200℃を超えるとオーステナイト粒が粗大化しすぎて圧延により細粒化を図ることが困難になるため1200℃以下とする。
【００４２】
これに続く熱間圧延にあっては、圧延終了温度をAr3 以上の高温とする。その理由はAr3 の温度未満の圧延によりフェライト粒が微細化すると、常温の降伏点、YRが大きくなるためである。
【００４３】
熱間圧延後の冷却条件は、鋼板表面温度が Ar3−40から Ar3−100 ℃の間にあるときから３℃／秒以上の冷却速度で400 ℃以下の温度まで冷却した後、冷却を停止する必要がある。鋼材の低降伏比化を図るために、適量の初析フェライトを生成させるのである。一方、この場合、強度確保のため３℃／秒以上、好ましくは７℃／秒以上の冷却速度が必要となる。なお、このときの冷却条件の上限は特に規定されないが、通常の処理条件によれば、25℃／秒以下となる。
【００４４】
水冷開始、停止温度の限定理由は水冷開始が Ar3−40℃超ではフェライトの生成量が少なく一方、 Ar3−100 ℃未満では逆にフェライトの生成量が多く強度低下が起こるためである。また、400 ℃より停止温度が高いと強度不足となる。
【００４５】
【実施例】
表１および表２に示す母材鋼組成、分散酸化物粒子の分散密度および組成を有する供試鋼を実験室規模の真空精錬炉を用いて作製した。分散粒子の酸化物組成を変化させるため、脱酸元素の添加時期、順序を種々変化させた。
鋳造は造塊・分塊法により行い、得られた鋳片を表３に示す条件で熱間圧延し、次いで冷却して鋼板とした。
【００４６】
このようにして得られた鋼板について、大きさ１〜10μｍの酸化物粒子の分散密度、酸化物粒子組成を調査した。酸化物粒子の平均分散密度は500 倍の光学顕微鏡にてミクロ試料の表面を観察し計測した。
【００４７】
酸化物粒子中の本発明が規定する組成の酸化物相の存在の有無は、分散した酸化物粒子をSEM-EDX 装置にて観察し、組成比率を各相ごとに同定することにより確認した。これらの結果は同じく表１、２に示す。
【００４８】
このようにして得られた鋼板母材の強度・靱性を調査し、エレクトロスラグ溶接を行い、t/4 よりF.L 、F.L+１mm、F.L+３mmのノッチ位置よりJIS4号シャルピー試験片を加工して衝撃試験に供した。但し、ｔ：板厚、F.L : Fusion Line である。結果は表４にまとめて示す。
【００４９】
分散した酸化物粒子の組成変化による母材性能および継手靱性を調査するため、同一の精錬条件で精錬した溶鋼を凝固させるにあたって鋳型寸法を変更することにより、酸化物粒子の分散密度を変化させた。精錬条件を同一とした結果、酸化物粒子の組成はほぼ同一のものが得られた。
【００５０】
本発明が規定する組成領域にある組成相を有し、さらに本発明が規定する分散密度を満たしている場合、優れた母材靱性を有するとともに再現溶接熱サイクル条件においても優れた靱性を示した。一方、酸化物粒子の分散数の少ない鋼では、母材の強度および靱性については本発明例と同等の性能を示すが再現HAZ 靱性が著しく劣化することが明らかである。鋼中のＳ量を低減させてMnS の影響を検討した実施例ではMnS の析出はほとんど観察されなかったが、再現HAZ 靱性は良好な値を示した (本発明例No.8) 。
【００５１】
本発明に対応する実施例ではいずれも鋼も本発明の規定する１〜10μｍの大きさの酸化物粒子を含有しており、500 〜1500 KJ/mmの大入熱 (エレクトロスラグ溶接) においても安定して高いHAZ 靱性を示す。
【００５２】
【表１】
0003820639.tif 000002
【００５３】
【表２】
0003820639.tif 000003
【００５４】
【表３】
0003820639.tif 000004
【００５５】
【表４】
0003820639.tif 000005
【００５６】
【発明の効果】
このように、本発明によれば、溶接入熱500KJ/cm以上の大入熱溶接においてHAZ 全域にわたってシャルピー吸収エネルギー vE0≧47J である溶接熱影響部の靱性に優れた600 N/mm2 級の低降伏比鋼材が容易に製造できることが分かる。
したがって、今日特に求められている溶接熱影響部の靱性に優れた低降伏比鋼材を建築、土木、造船などの各産業分野に効率的に供給できるという優れた作用効果が発揮される。