JP2005126738A - 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】 溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、具体的には、１４００℃以上であっても、オーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング粒子として作用する粒子を鋼中に残存せしめた鋼材、およびこうした鋼材を製造するための有用な方法を提供する。
【解決手段】 所定の化学成分組成を有する鋼材であり、且つＴｉ窒化物、Ｚｒ窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｚｒ炭化物およびこれら１種以上の複合物で大きさが０．０１〜０．５μｍのものが、１μｍ2当たり１個以上分散したものである。
【解決手段】 所定の化学成分組成を有する鋼材であり、且つＴｉ窒化物、Ｚｒ窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｚｒ炭化物およびこれら１種以上の複合物で大きさが０．０１〜０．５μｍのものが、１μｍ2当たり１個以上分散したものである。
Description
本発明は、橋梁や高層建造物、船舶などに使用される鋼材であって、殊に溶接したときにおける熱影響部（以下、「ＨＡＺ」と称することがある）での靭性を改善した鋼材およびそのような鋼材を製造するための有用な方法に関するものである。
橋梁や高層建造物、船舶などに使用される溶接用鋼材に要求される特性は、近年益々厳しくなっており、鋼材自体の靭性は勿論のこと、溶接したときにおけるＨＡＺでの靭性も良好であることが求められている。その一方で、溶接作業効率を高めるには、例えば、エレクトロガスアーク溶接法やフラックス−銅バッキング溶接法などに代表される大入熱溶接法の採用が望まれている。
ところが、溶接時の入熱が大きくなるほどＨＡＺの冷却速度が遅くなり、焼入性が低下して粗大な島状マルテンサイトを生成することによって、ＨＡＺ靭性が却って低下する傾向がある。こうしたことから、大入熱溶接法を採用した場合でもＨＡＺ靭性の劣化を抑制し得る鋼材の実現が望まれているのが実状である。
これまでにも鋼材のＨＡＺ靭性を改善する技術が様々提案されている。例えば特許文献１には、鋼材中に微細なＴｉＮを分散再析出させることで、大入熱溶接を行ったときのＨＡＺで生じるオーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング粒子として利用し、オーステナイト粒の小径化を図ることが提案されている。
しかし本発明者らが検討したところ、最高到達温度が１４００℃を超える様な高温になる溶接金属との境界（以下、「ボンド部」と称することがある）近傍では、溶接時に受ける熱によって大部分のＴｉＮが固溶消失してしまうので、大入熱溶接においては靭性劣化抑制効果が十分に発揮されないことが分かった。
大入熱溶接においても、溶接ボンド部近傍の靭性を改善する技術として、例えば特許文献２〜４などに開示されるような各種方法も提案されている。これらの方法では、溶鋼をＴｉ脱酸した際に生成するＴｉＯx、Ｃａ脱酸した際に生成するＣａＯ、或はＳｉ−Ｍｎ複合脱酸した際に生成するＭｎＯ−ＳｉＯ2を鋼材に含有させることによって、ＨＡＺのオーステナイト粒の抑制を図るものである。これらＴｉＯx、ＣａＯ或はＭｎＯ−ＳｉＯ2などの酸化物は、１４００℃以上の高温においても鋼材中で固溶消失することなく安定に存在するので、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制する効果を発揮するものとされている。
しかしながら、上記各酸化物は、溶鋼中で酸化物粒子同士が凝集し易く、或は個々の粒子が成長して粗大化し易いのが一般的であるために、オーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング粒子として有効に作用する０．５μｍ以下の粒子を微細に分散させること自体が困難であるという問題があった。
他方、特許文献５、６には、ＺｒやＴｉを含有する酸窒化物、窒化物、炭化物或は炭窒化物等を分散させた溶接用鋼材が提案されている。しかしながら、これらの技術では、Ａｌ含有量を０．０１％以下に制限するものであるので、溶鋼段階でのＺｒやＴｉの添加を溶存酸素が高い状態で実施しなければならず、上記と同様の理由によって、生成酸化物が必ずしも十分に分散しているとはいえない状況である。また、ＴｉやＺｒの一部が脱酸に消費されてしまうので、凝固後に析出するＴｉやＺｒの窒化物或は炭窒化物の量および個数ともに十分とはいえないという問題がある。
特公昭５５−２６１４６号公報 特許請求の範囲等
特許第２０２４６８１号公報 特許請求の範囲等
特開平０５−２８７３７４号公報 特許請求の範囲等
特開平０３−２８７７１１号公報 特許請求の範囲等
特開２０００−５４０６５号公報 特許請求の範囲等
特開２００１−１３７００号公報 特許請求の範囲等
本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、その目的は、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材、具体的には、１４００℃以上の高温であっても、オーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング粒子として作用する析出物粒子を鋼中に残存せしめた鋼材、およびこうした鋼材を製造するための有用な方法を提供することにある。
上記課題を解決することのできた溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材とは、Ｃ：０．０１〜０．２％（「質量％」の意味。以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、Ｚｒ：０．０１〜０．１２％（但し、Ｔｉ＜Ｚｒ）、Ｎ：０．００２〜０．０１％、を夫々含有すると共に、Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｓ：０．００８％以下（０％を含む）に夫々抑制し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材であり、Ｔｉ窒化物、Ｚｒ窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｚｒ炭化物およびこれら１種以上を含む複合物で大きさが０．０１〜０．５μｍのものが１μｍ2当たり１個以上分散したものである点に要旨を有するものである。
本発明の鋼材においては、必要に応じて、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｖ：０．００５〜０．１％、およびＢ：０．０００３〜０．００５％よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／またはＭｇ：０．０００５〜０．００５％、（ｃ）Ｃｅ：０．００１〜０．５％および／またはＬａ：０．００１〜０．５％等を含有させることも有用であり、含有させる成分に応じて本発明の鋼材の特性が更に改善される。
一方、上記のような鋼材を製造するに当たっては、未脱酸溶鋼に対してＡｌを添加し、溶鋼中の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整した後、ＴｉおよびＺｒ並びに他の元素を添加するようにすれば良い。また、この製造方法を実施するに際しては、未脱酸溶鋼に対してＡｌを添加してから３分以上経過後にＴｉおよびＺｒ並びに他の元素を添加することが好ましい。
本発明によれば、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材およびその製法を提供することができ、この鋼材は、小〜中入熱溶接に限らず、大入熱溶接する際にも好適に用いることができる。
実際の溶接ボンド部近傍では、１４００℃以上になっている時間が短いので、全ての窒化物、炭化物等が鋼中に固溶している訳ではないため、窒化物や炭化物を形成する元素を適切な濃度で含有させれば、オーステナイト粒粗大化を抑制できる。
これをＴｉ窒化物やＴｉ炭化物に当てはめた場合、Ｔｉの鋼中含有量を高めれば、Ｔｉ窒化物およびＴｉ炭化物の総析出量が増大することになる。しかしながら、Ｔｉの鋼中濃度が或る一定の値以上となると、個々のサイズが大きくなり、オーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング粒子の個数が減少してしまうだけでなく、粗大な炭化物、窒化物の存在は鋼材の靭性を却って損ねることになる。
そこで本発明者らは、鋼材を製造するに当たり、Ａｌで脱酸した溶鋼に、適切な量のＴｉと共にＺｒを併用添加すれば、Ｔｉ窒化物、Ｚｒ窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｚｒ炭化物およびこれら１種以上の複合物（以下では、これらを総括して「析出物」と呼ぶことがある）の粒子サイズを０．０１〜０．５μmに維持したまま、粒子個数を１μｍ2当たり１個以上分散させることができることが判明した。
尚、上記「複合物」とは、ＴｉおよびＺｒを含む炭化物、窒化物の他、ＴｉおよびＺｒの少なくともいずれかを含む炭窒化物をも含む趣旨である。また、これらの析出物の「粒子サイズ」は最大径を意味し、この粒子サイズが０．０１μｍ未満では、オーステナイト粒の粗大化を抑制するピンニング粒子として機能せず、０．５μｍを超えると靭性の低下を招く原因となる。
図１は、Ａｌで脱酸した後にＴｉおよびＺｒを添加したときの鋼中のＴｉ濃度［％Ｔｉ］およびＺｒ濃度［％Ｚｒ］が析出物（大きさが０．０１〜０．５μｍの析出物）個数に与える影響を示したものであり、図中の各プロットの添え字が析出物個数（個／μｍ2）を意味する。一方、図２は図１に対応した各プロット位置（添え字）における靭性値（０℃での吸収エネルギーｖＥ0：Ｊ）を示したものである。
また図１、２に基づき、析出物個数とＨＡＺ靭性との関係を図３に示すが、これらの結果から明らかなように、析出物個数が１個／μｍ2以上のときに１００Ｊ以上の吸収エネルギーｖＥ0が達成されていることが分かる。
ところで、或る一定濃度のＴｉとＮを含有する溶鋼を冷却して凝固させた場合には、ＴｉＮは１４００℃付近から析出しはじめることになる。これに対して、Ｚｒの場合には、ＴｉほどＮとの親和性が強くないので、ＴｉＮと同程度の含有量であれば、１４００℃よりも低い温度で析出し始める。こうした現象を溶接時における析出挙動に当てはめると、溶接時に鋼材温度が１４００℃まで上昇してもＴｉＮは鋼中に残存しているが、ＺｒＮは消失してしまうことになる。
ＴｉＮと共にＺｒＮをＨＡＺのγ粒粗大化に寄与させるためには、Ｔｉよりも高い濃度のＺｒを含有させる必要がある（Ｔｉ＜Ｚｒ）。これらの効果をもたらすＴｉ，ＺｒおよびＮの鋼中濃度の適正範囲が、Ｔｉ：０．００５〜０．０６、Ｚｒ：０．０１〜０．１２％、Ｎ：０．００２〜０．０１％である。
一方、Ｔｉ炭化物およびＺｒ炭化物については、１０００℃以上で消失してしまうので、ＨＡＺ靭性向上にはそれほど寄与しないが、鋼材の冷却中に１０００℃以下で析出してくることになるので、その結果として室温状態の鋼材には、Ｔｉ窒化物、Ｚｒ窒化物に溶解した状態（炭窒化物として）、隣接した状態、或は単独状態で存在することになる。尚、本発明では靭性向上にそれほど寄与しない上記各炭化物個数をも評価の対象としたのは、炭化物と窒化物を明確に区別できないこと、およびこれらの析出物の個数によって或る一定の確実性をもって、ＨＡＺ靭性を評価できるからである。
ＴｉやＺｒを窒化物として析出させるためには、溶鋼中へのＴｉおよびＺｒの添加を、溶存酸素の極力少ない状態で行うことが推奨される。溶存酸素の多い状態でＴｉやＺｒを添加すると、ＴｉやＺｒは酸素と結合して酸化物を形成し、窒化物の析出個数が減少してしまうからである。ＨＡＺ靭性を向上させるだけの効果を発揮する析出物個数を確保するためには、ＴｉおよびＺｒを添加するときの溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下とする必要がある。図４は、鋼中Ａｌ含有量［％Ａｌ］（最終的な含有量）と、析出物個数（大きさ０．０１〜０．５μmの析出物）の関係を示したものである（但し、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、Ｚｒ：０．０２〜０．１％）。この結果から明らかなように、鋼中Ａｌ含有量［％Ａｌ］が０．０１％以上のときには、析出物の個数１個／μｍ2以上を確保できることが分かる。
溶鋼中へＡｌを添加した後には、脱酸生成物としてのＡｌ2Ｏ3が生成することになるが、このＡｌ2Ｏ3は凝集粗大化しやすいために、鋼材中に残存したＡｌ2Ｏ3は，ＨＡＺ靭性ばかりでなく、鋼材自体の靭性も損ねることになる。また、Ａｌ2Ｏ3は後続析出物の生成核となるので、ＴｉＮやＺｒＮ等を多く分散させる目的からすれば、Ａｌ2Ｏ3は溶鋼から極力排除すべき存在である。こうした観点から、粗大化したＡｌ2Ｏ3を溶鋼から浮上分離させるためには、溶鋼へＡｌを添加してからＴｉおよびＺｒその他の成分を添加するまでの時間を３分以上確保することが好ましい。尚、こうした現象を考慮すると、鋼中で残存するＡｌ含有量が添加時よりも少なくなるので、溶鋼へ添加するＡｌ濃度は、最終的な鋼中Ａｌ含有量が０．０１％以上となるように調整するようにすればよいが、ほぼ０．０２〜０．１％程度となる。
本発明の鋼材は、必須成分として、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、Ｚｒ：０．０１〜０．１％（但し、Ｔｉ＜Ｚｒ）、Ｎ：０．００２〜０．０１％を夫々含有すると共に、Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｓ：０．００８％以下（０％を含む）に夫々抑制したものであるが、これらの成分の範囲限定理由は次の通りである。
Ｃ：０．０１〜０．２％
Ｃは、鋼材の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、この効果を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０２％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｃ含有量量が０．２％を超えるとＨＡＺに島状マルテンサイトが多く生成し、ＨＡＺ靭性の劣化を招くばかりでなく、溶接性にも悪影響を及ぼすため０．２％以下に抑える必要がある。好ましくは０．１５％以下とすることがより推奨される。
Ｃは、鋼材の強度を確保するために欠くことのできない元素であり、この効果を有効に発揮させるには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０２％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｃ含有量量が０．２％を超えるとＨＡＺに島状マルテンサイトが多く生成し、ＨＡＺ靭性の劣化を招くばかりでなく、溶接性にも悪影響を及ぼすため０．２％以下に抑える必要がある。好ましくは０．１５％以下とすることがより推奨される。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは、鋼の脱酸と強化に対して有用な元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、０．０５％以上含有させる必要があるが、過剰に含有されると鋼の溶接性および靭性が劣化するので０．５％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、好ましい上限は０．４％である。
Ｓｉは、鋼の脱酸と強化に対して有用な元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、０．０５％以上含有させる必要があるが、過剰に含有されると鋼の溶接性および靭性が劣化するので０．５％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、好ましい上限は０．４％である。
Ｍｎ：０．５〜２，５％
Ｍｎは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．７％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると鋼材の溶接性を劣化させるので、２．５％以下に抑える必要がある。好ましくは１．８％以下とするのがよい。
Ｍｎは、鋼材の強度を向上させるのに有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．７％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると鋼材の溶接性を劣化させるので、２．５％以下に抑える必要がある。好ましくは１．８％以下とするのがよい。
Ａｌ：０．０１〜０．０８％
Ａｌは、強い脱酸元素であり、ＴｉおよびＺｒを炭化物として析出させるために必要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１５％以上含有させるのがよい。しかし、Ａｌを過剰に含有させてもその効果は飽和するので、０．０８％以下とする必要があり、好ましくは０．０６％以下とするのがよい。
Ａｌは、強い脱酸元素であり、ＴｉおよびＺｒを炭化物として析出させるために必要な元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０１５％以上含有させるのがよい。しかし、Ａｌを過剰に含有させてもその効果は飽和するので、０．０８％以下とする必要があり、好ましくは０．０６％以下とするのがよい。
Ｔｉ：０．００５〜０．０６％
Ｔｉは、ＨＡＺ靭性の向上に効果のある重要な元素であり、鋼組織中に析出したＴｉ炭化物が、溶接時の加熱によって生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性を向上させる有用な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．００５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．００７％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると鋼材の靭性を却って劣化させるので、０．０６％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０５％以下とするのがよい。
Ｔｉは、ＨＡＺ靭性の向上に効果のある重要な元素であり、鋼組織中に析出したＴｉ炭化物が、溶接時の加熱によって生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性を向上させる有用な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、０．００５％以上含有させる必要があり、好ましくは０．００７％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると鋼材の靭性を却って劣化させるので、０．０６％以下に抑えるべきである。好ましくは０．０５％以下とするのがよい。
Ｚｒ：０．０１〜０．１２％（但し、Ｔｉ＜Ｚｒ）
Ｚｒは、Ｔｉと並んでＨＡＺ靭性の向上に効果のある重要な元素であり、鋼組織中に析出したＺｒ析出物が、溶接時の加熱によって生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性を向上させるの有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０２％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｚｒ含有量が過剰になると鋼材の靭性を却って劣化させるので、０．１２％以下に抑えるべきである。好ましくは０．１０％以下とするのがよい。
Ｚｒは、Ｔｉと並んでＨＡＺ靭性の向上に効果のある重要な元素であり、鋼組織中に析出したＺｒ析出物が、溶接時の加熱によって生成するオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性を向上させるの有効な元素である。こうした作用を有効に発揮させるためには、０．０１％以上含有させる必要があり、好ましくは０．０２％以上含有させるのがよい。しかしながら、Ｚｒ含有量が過剰になると鋼材の靭性を却って劣化させるので、０．１２％以下に抑えるべきである。好ましくは０．１０％以下とするのがよい。
Ｎ：０．００２〜０．０１％
Ｎは、ＴｉやＺｒと結合して窒化物を生成させ、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性を向上させる元素である。この作用を有効に発揮させるには、０．００２％以上含有させる必要がある。Ｎ含量が多いほどオーステナイト粒の微細化は促進され、靭性向上に有効であるが、０．０１％を超えると靭性に有害な固溶Ｎ量の増大により却って靭性が劣化する。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下に抑える必要がある。好ましい下限値は０．００３％であり、好ましい上限値は０．００８％である。
Ｎは、ＴｉやＺｒと結合して窒化物を生成させ、ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を防止してフェライト変態を促進し、ＨＡＺ靭性を向上させる元素である。この作用を有効に発揮させるには、０．００２％以上含有させる必要がある。Ｎ含量が多いほどオーステナイト粒の微細化は促進され、靭性向上に有効であるが、０．０１％を超えると靭性に有害な固溶Ｎ量の増大により却って靭性が劣化する。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下に抑える必要がある。好ましい下限値は０．００３％であり、好ましい上限値は０．００８％である。
Ｐ：０．０２％以下（０％を含む）
Ｐは、鋼材中の結晶粒界に偏析しやすい元素であり、この偏析により靭性を劣化させる。こうした不都合を発生させないためには、Ｐ含有量は０．０２％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００６％以下とすることが推奨される。
Ｐは、鋼材中の結晶粒界に偏析しやすい元素であり、この偏析により靭性を劣化させる。こうした不都合を発生させないためには、Ｐ含有量は０．０２％以下に抑制する必要があり、好ましくは０．００６％以下とすることが推奨される。
Ｓ：０．００８％以下（０％を含む）
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物を生成し、鋼材の靭性や板厚方向の延性を劣化させる有害な元素である。こうしたことから、Ｓ含有量は０．０８％以下に抑制すべきであり、好ましくは０．００６％以下とするのがよい。
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳ介在物を生成し、鋼材の靭性や板厚方向の延性を劣化させる有害な元素である。こうしたことから、Ｓ含有量は０．０８％以下に抑制すべきであり、好ましくは０．００６％以下とするのがよい。
本発明の鋼材は、上記元素を必須成分として含有するものであり、残部はＦｅおよび不可避不純物（例えば、ＳｎやＺｎ，Ａｓ，Ｓｅなど）であるが、更に他の元素として、（ａ）Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｖ：０．００５〜０．１％、およびＢ：０．０００３〜０．００５％よりなる群から選択される１種以上、（ｂ）Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／またはＭｇ：０．０００５〜０．００５％、（ｃ）Ｃｅ：０．００１〜０．５％および／またはＬａ：０．００１〜０．５％等を含有させることも有用であり、含有させる成分に応じて本発明の鋼材の特性が更に改善される。
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、Ｎｉ：０．０５〜３．５％、Ｃｒ：０．０１〜１．５％、Ｍｏ：０．０１〜１％、Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、Ｖ：０．００５〜０．１％、およびＢ：０．０００３〜０．００５％よりなる群から選択される１種以上
これらの元素は鋼材の強化に有効である。このうちＣｕは、０．０５％以上含有させることによって鋼材を固溶強化させることができる。また、Ｃｕを０．６％以上含有させると時効析出強化も発揮し、大幅な強度向上が可能となる。しかし、Ｃｕが２．０％を超えて含有されると、靭性を低下させる原因となる。そのためＣｕ含量は２％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは１．５％以下とすることが推奨される。
これらの元素は鋼材の強化に有効である。このうちＣｕは、０．０５％以上含有させることによって鋼材を固溶強化させることができる。また、Ｃｕを０．６％以上含有させると時効析出強化も発揮し、大幅な強度向上が可能となる。しかし、Ｃｕが２．０％を超えて含有されると、靭性を低下させる原因となる。そのためＣｕ含量は２％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは１．５％以下とすることが推奨される。
Ｎｉは、鋼材（母材）の強度を高めると共に、鋼材の靭性を向上させるのに有効な元素であり、この作用を有効に発揮させるには、０．０５％以上含有させるのが好ましい。Ｎｉ含有量は多いほど好ましいが、高価な元素であるため経済的観点から３．５％以下にするのがよい。より好ましくは３．０％以下とするのがよい。
Ｃｒも母材強度を高めるのに有効な元素であり、こうした作用を発揮させるためには０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上含有させるのがよい。しかし、Ｃｒ含有量が１％を超えると溶接性を阻害するようになるので、Ｃｒ含有量は１．５％以下に抑えるのが好ましい。より好ましくは１．２％以下に抑制するのがよい。
Ｍｏは母材強度を高めるのに有効な元素であり、こうした作用を発揮させるためには０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上含有させるのがよい。しかし、Ｍｏ含有が１％を超えると溶接性を悪化させるので、Ｍｏ含量は1％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．８％以下に抑えることが推奨される。
Ｎｂも母材強度を高めるのに有効な元素であり、こうした作用を発揮させるためには０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００６％以上含有させるのがよい。しかし、Ｎｂ含有量が０．０６％を超えるとＮｂＣが析出して母材の靭性を劣化させるので、Ｎｂ含有量は０．０６％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．５％以下に抑えることが推奨される。
Ｖも母材強度を高めるのに有効な元素であり、こうした作用を発揮させるためには０．００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００６％以上含有させるのがよい。しかし、Ｖ含有量が０．１％を超えると溶接性および母材靭性を劣化させるので、Ｖ含有量は０．１％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．０８％以下に抑えることが推奨される。
Ｂは母材強度を高めると共に、冷却過程でＢＮを析出させ、オーステナイト粒内からのフェライト変態を促進させる。これらの効果を有効に発揮させるには、０．０００３％以上含有させるのが好ましい。しかし、Ｂ含有量が０．００５％を超えると靭性を劣化させるので、Ｂ含有量は０．００５％以下とするのが好ましい。より好ましくは０．００３％以下に抑えるのがよい。
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／またはＭｇ：０．０００５〜０．００５％
ＣａおよびＭｇは、母材強度の異方性を生じるＭｎＳの球状化形態制御に有効な元素である。こうした作用を発揮させるためには、いずれも０．０００５％含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００８％以上含有させるのがよい。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると単独のＣａＳやＭｇＳ等が生成し、母材靭性を却って低下させることになる。より好ましくは０．００４％以下に抑えるのがよい。
ＣａおよびＭｇは、母材強度の異方性を生じるＭｎＳの球状化形態制御に有効な元素である。こうした作用を発揮させるためには、いずれも０．０００５％含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００８％以上含有させるのがよい。しかしながら、これらの元素の含有量が過剰になると単独のＣａＳやＭｇＳ等が生成し、母材靭性を却って低下させることになる。より好ましくは０．００４％以下に抑えるのがよい。
Ｃｅ：０．００１〜０．５％および／またはＬａ：０．００１〜０．５％
ＣｅおよびＬａは、母材強度の異方性を生じるＭｎＳの球状化形態制御に有効な元素である。こうした作用を発揮させるためには、いずれも０．０００１％含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００２％以上含有させるのがよい。しかしながら、これらの元素を多量に含有させることは経済上の理由から好ましくない。従って、いずれも０．５％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下に抑えるのがよい。
ＣｅおよびＬａは、母材強度の異方性を生じるＭｎＳの球状化形態制御に有効な元素である。こうした作用を発揮させるためには、いずれも０．０００１％含有させることが好ましく、より好ましくは０．０００２％以上含有させるのがよい。しかしながら、これらの元素を多量に含有させることは経済上の理由から好ましくない。従って、いずれも０．５％以下にすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下に抑えるのがよい。
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
電解鉄：１７０ｋｇをＡｒ雰囲気下で溶解し、成分調整を行った。成分調整は下記（Ａ）または（Ｂ）のいずれかの手順で行った。成分調整後、平均直径：２２０ｍｍ、高さ：５００ｍｍの円筒径鋳型に注入し、鋼塊を得た。下記表１に、成分調整手順、Ａｌの添加時濃度、Ａｌ添加からＴｉおよびＺｒ添加までの時間、ＴｉおよびＺｒ添加時の溶存酸素量を示す。また下記表２に鋼材の最終的な化学成分組成を、夫々示す。
［手順］
（Ａ）：所定量のＡｌを溶鋼に添加した後、ＴｉおよびＺｒその他の成分を添加して成分調整する。
（Ａ）：所定量のＡｌを溶鋼に添加した後、ＴｉおよびＺｒその他の成分を添加して成分調整する。
（Ｂ）：ＴｉおよびＺｒその他の成分を添加した後、所定量のＡｌを溶鋼に添加して成分調整する。
得られた鋼塊の底から高さ：約１００ｍｍの位置から円板状（直径：２００ｍｍ）に切り出し、さらにこの中央部から１０ｍｍ角のサンプルを切り出し、析出物調査に供した。このサンプルから抽出レプリカを作成し、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察し、最大径が０．０１〜０．５μｍの析出物個数を測定した。このとき、１視野２．５μｍ×３．０μｍを３００００倍で観察し、１６視野（全視野面積：１２０μｍ2）に対して個数計測を行い、１μｍ2当たりの個数に換算した。またＴＥＭに付属する特性Ｘ線エネルギー分散分光分析により、観察される析出物が、Ｔｉおよび／またはＺｒを含む窒化物、炭化物、炭窒化物であることを確認した。
次に、溶接時に熱影響を受けるＨＡＺの靭性を評価するために、大入熱溶接を模擬して下記に示す溶接再現試験を行なった。
（溶接再現試験）
上記円板状鋼材中央部から切り出したサンプル全体が１４００℃になるように加熱し、この温度で５秒間保持した後、冷却した。このときの冷却速度は、８００℃から５００℃への冷却時間が３００秒となるように調整した。
上記円板状鋼材中央部から切り出したサンプル全体が１４００℃になるように加熱し、この温度で５秒間保持した後、冷却した。このときの冷却速度は、８００℃から５００℃への冷却時間が３００秒となるように調整した。
上記の熱履歴を付与したサンプルを、Ｖノッチシャルピー試験に供し、０℃での吸収エネルギー（ｖＥ0）を測定して靭性を評価した。このｖＥ0値が高いほど靭性の良好な鋼材と評価できる。各鋼材の析出個数および吸収エネルギー（ｖＥ0）を下記表３に示す。
これらの結果から、次のように考察できる。まずＮｏ．１〜１５のものは、本発明で規定する要件を満足する例であり、溶接熱影響部の靭性が良好な鋼材（ｖＥ0で１００Ｊ以上）が得られている。このうち特にＡｌ添加からＴｉおよびＺｒの添加までの時間を３分以上とした例（Ｎｏ．１〜８）では、ｖＥ0値が１５０Ｊ以上の鋼材が得られていることが分かる。これに対して、Ｎｏ．９〜１３のものは、Ａｌ添加からＴｉおよびＺｒの添加までの時間が３分未満の例、Ｎｏ．１４〜１５のものは、Ａｌ添加前にＺｒおよびＴｉを添加した例であるが、Ｎｏ．１〜８のものに比べると、析出物個数やｖＥ0値が若干劣っていることが分かる。
一方、Ｎｏ．１６〜２５のものは、本発明で規定するのいずれかの要件を外れる例であり、いずれも析出個数が１個／μｍ2未満であり、溶接熱影響部の靭性が劣っていることが分かる。
Claims (6)
- Ｃ ：０．０１〜０．２％（「質量％」の意味。以下同じ）、
Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
Ｍｎ：０．５〜２．５％、
Ａｌ：０．０１〜０．０８％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０６％、
Ｚｒ：０．０１〜０．１２％（但し、Ｔｉ＜Ｚｒ）、
Ｎ ：０．００２〜０．０１％、を夫々含有すると共に、
Ｐ ：０．０２％以下（０％を含む）、
Ｓ ：０．００８％以下（０％を含む）、
に夫々抑制し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材であり、
Ｔｉ窒化物、Ｚｒ窒化物、Ｔｉ炭化物、Ｚｒ炭化物およびこれら１種以上を含む複合物で、大きさが０．０１〜０．５μｍのものが１μｍ2当たり１個以上分散したものであることを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材。 - 更に他の元素として、
Ｃｕ：０．０５〜２．０％、
Ｎｉ：０．０５〜３．５％、
Ｃｒ：０．０１〜１．５％、
Ｍｏ：０．０１〜１％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０６％、
Ｖ ：０．００５〜０．１％、および、
Ｂ ：０．０００３〜０．００５％、
よりなる群から選択される１種以上を含むものである請求項１に記載の鋼材。 - 更に他の元素として、
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％および／またはＭｇ：０．０００５〜０．００５％を含むものである請求項１または２に記載の鋼材。 - 更に他の元素として、
Ｃｅ：０．００１〜０．５％および／またはＬａ：０．００１〜０．５％を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の鋼材。 - 請求項１〜４のいずれかに記載の鋼材を製造するに当たり、未脱酸溶鋼に対してＡｌを添加して溶鋼中の溶存酸素量を１０ｐｐｍ以下に調整した後、ＴｉおよびＺｒ並びに他の元素を添加することを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材の製造方法。
- 未脱酸溶鋼に対してＡｌを添加してから３分以上経過後にＴｉおよびＺｒ並びに他の元素を添加する請求項５に記載の製造方法。
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|---|---|---|---|---|
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-
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