JP2017504722A - 溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、船舶、建築、橋梁等の溶接構造物に使用される溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材及びこれを製造する方法に関するものである。【選択図】図１
Description
本発明は、溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材及びその製造方法に係り、より詳しくは、船舶、建築、橋梁等の溶接構造物に使用される溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材及びこれを製造する方法に関する。
最近、建築物及び構造物等が超高層化及び大型化するにつれて、これらに用いられる鋼材に対して既存のものと比較して大型化し、強度はさらに高く求められている。これにより、その厚さも次第に厚くなっている。
このような大型溶接構造物を製造するために、これに用いられる鋼材は強度をさらに高く求められ、さらに優れた耐震性を有するようにする目的で、依然として低い降伏比が求められている。一般に、鋼材の降伏比は、鋼材の金属組織の大部分がフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）のような軟質相（ｓｏｆｔ ｐｈａｓｅ）であり、ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）やマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）等の硬質相（ｈａｒｄ ｐｈａｓｅ）が適当に分散した組織を具現することにより、低くすることができることが知られている。
このような高強度構造用鋼材を溶接して溶接構造物を製造するためには高能率の溶接が必要である。よって、一般に、施工費用の節減及び溶接施工の効率の側面において有利な高効率溶接が使用されている。ところが、このような高効率溶接を行う場合、溶接母材の熱影響を受ける溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、溶接金属と鋼材の界面よりも鋼材側へ数ｍｍの位置）において溶接中に結晶粒が成長するか、または組織が粗大となって靱性が大きく低下するという問題がある。
このような大型溶接構造物を製造するために、これに用いられる鋼材は強度をさらに高く求められ、さらに優れた耐震性を有するようにする目的で、依然として低い降伏比が求められている。一般に、鋼材の降伏比は、鋼材の金属組織の大部分がフェライト（ｆｅｒｒｉｔｅ）のような軟質相（ｓｏｆｔ ｐｈａｓｅ）であり、ベイナイト（ｂａｉｎｉｔｅ）やマルテンサイト（ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ）等の硬質相（ｈａｒｄ ｐｈａｓｅ）が適当に分散した組織を具現することにより、低くすることができることが知られている。
このような高強度構造用鋼材を溶接して溶接構造物を製造するためには高能率の溶接が必要である。よって、一般に、施工費用の節減及び溶接施工の効率の側面において有利な高効率溶接が使用されている。ところが、このような高効率溶接を行う場合、溶接母材の熱影響を受ける溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、溶接金属と鋼材の界面よりも鋼材側へ数ｍｍの位置）において溶接中に結晶粒が成長するか、または組織が粗大となって靱性が大きく低下するという問題がある。
特に、溶融線（ｆｕｓｉｏｎ ｂｏｕｎｄａｒｙ）周りの溶接熱影響部（Ｃｏａｒｓｅ ｇｒａｉｎ ＨＡＺ）は、溶接入熱量によって融点に近い温度まで加熱されるため結晶粒が成長し、溶接入熱の増大によって冷却速度も遅くなるため粗大な組織が形成されやすく、冷却過程でベイナイト及び島状マルテンサイト等靱性に脆弱な微細組織が形成されるため、溶接部のうち溶接熱影響部の靱性が劣化しやすい。
建築物及び構造物等に用いられる構造用鋼材には、安定性の確保という側面で鋼材の強度だけでなく、溶接部の靱性も良好であることが求められる。このため、最終溶接構造物の安定性を確保するために、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を確保する必要があり、特にＨＡＺの靱性劣化の原因となるＨＡＺ微細組織を制御する必要がある。
建築物及び構造物等に用いられる構造用鋼材には、安定性の確保という側面で鋼材の強度だけでなく、溶接部の靱性も良好であることが求められる。このため、最終溶接構造物の安定性を確保するために、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靱性を確保する必要があり、特にＨＡＺの靱性劣化の原因となるＨＡＺ微細組織を制御する必要がある。
このため、特許文献１にはＴｉＮ析出物を活用してフェライトの微細化から溶接部の靱性を確保する技術が開示されている。
より具体的には、Ｔｉ／Ｎの含量比を管理して微細なＴｉＮ析出物を十分に形成させることによりフェライトを微細化させ、その結果、１００ｋＪ／ｃｍの入熱量が適用される際に０℃における衝撃靱性が２００Ｊ程度である構造用鋼材を提供する。
しかし、鋼材の靱性が３００Ｊ程度であるものに比べて溶接熱影響部の靱性が低いため、厚肉化鋼材の大入熱溶接による鋼構造物の信頼性確保に限界がある。さらに、微細なＴｉＮ析出物を確保するために熱間圧延前の加熱工程を２回行う点において製造費用が上昇するという問題がある。
溶接熱影響部が鋼材に対して同等の水準の靱性を有することができれば、建築物及び構造物等の大型厚物鋼材に対しても安定した高効率溶接が可能となる。したがって、溶接熱影響部が鋼材に対して同等またはそれ以上の靱性を有し、安定性及び信頼性が確保された溶接構造用鋼材の開発が求められている。
より具体的には、Ｔｉ／Ｎの含量比を管理して微細なＴｉＮ析出物を十分に形成させることによりフェライトを微細化させ、その結果、１００ｋＪ／ｃｍの入熱量が適用される際に０℃における衝撃靱性が２００Ｊ程度である構造用鋼材を提供する。
しかし、鋼材の靱性が３００Ｊ程度であるものに比べて溶接熱影響部の靱性が低いため、厚肉化鋼材の大入熱溶接による鋼構造物の信頼性確保に限界がある。さらに、微細なＴｉＮ析出物を確保するために熱間圧延前の加熱工程を２回行う点において製造費用が上昇するという問題がある。
溶接熱影響部が鋼材に対して同等の水準の靱性を有することができれば、建築物及び構造物等の大型厚物鋼材に対しても安定した高効率溶接が可能となる。したがって、溶接熱影響部が鋼材に対して同等またはそれ以上の靱性を有し、安定性及び信頼性が確保された溶接構造用鋼材の開発が求められている。
本発明の目的とするところは、溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材及びこれを製造する方法を提供することにある。
本発明の溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１５％、珪素（Ｓｉ）：０．１〜０．６％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、銅（Ｃｕ）：０．１〜０．４％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０３％、ホウ素（Ｂ）：０．０００３〜０．００４％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．００６％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、Ｔｉ及びＮの成分含量は下記関係式１を満たし、Ｎ及びＢの成分含量は下記関係式２を満たし、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＮｂの成分含量は下記関係式３を満たし、面積分率で、３０〜４０％の針状フェライト、６０〜７０％のベイナイトからなる微細組織を有することを特徴とする。
〔数１〕
３．５≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０ （関係式１）
〔数２〕
１．５≦Ｎ／Ｂ≦４．０ （関係式２）
〔数３〕
４．０≦２Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋３Ｎｂ≦７．０ （関係式３）
上記関係式１〜３において、それぞれの成分単位は重量％である。
〔数１〕
３．５≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０ （関係式１）
〔数２〕
１．５≦Ｎ／Ｂ≦４．０ （関係式２）
〔数３〕
４．０≦２Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋３Ｎｂ≦７．０ （関係式３）
上記関係式１〜３において、それぞれの成分単位は重量％である。
本発明の溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材の製造方法は、上述の成分組成を満たすスラブを１１００〜１２００℃で加熱する段階と、加熱されたスラブを８７０〜９００℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、熱延鋼板を４〜１０℃／ｓの冷却速度で４２０〜４５０℃まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする。
本発明によると、超高強度物性を有するとともに大入熱溶接熱影響部の物性を確保することができる超高強度溶接構造用鋼材を提供することができる。
また、本発明の溶接構造用鋼材は、安定性及び信頼性が確保された状態で大入熱溶接を可能にする効果があり、建築物及び構造物等に用いられる大型厚物鋼材に適用いることができる。
また、本発明の溶接構造用鋼材は、安定性及び信頼性が確保された状態で大入熱溶接を可能にする効果があり、建築物及び構造物等に用いられる大型厚物鋼材に適用いることができる。
本発明者らは、次第に大型化し、超高強度を求める建築物または構造物等に用いられる大型厚物鋼材の優れた溶接部靱性を確保するために深く研究した結果、溶接熱影響部の微細組織を制御することにより、衝撃靱性に優れた溶接熱影響部を有する溶接構造用鋼材を提供することができることを確認して本発明を完成させた。
以下、本発明の一側面による溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材について詳細に説明する。
本発明による溶接構造用鋼材は、その成分が、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１５％、珪素（Ｓｉ）：０．１〜０．６％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、銅（Ｃｕ）：０．１〜０．４％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０３％、ホウ素（Ｂ）：０．０００３〜０．００４％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．００６％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。
以下、上述のとおり、溶接構造用鋼材の成分を制限する理由について詳細に説明する。ここで、各成分の含量単位は、特に言及しない限り重量％を意味する。
本発明による溶接構造用鋼材は、その成分が、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１５％、珪素（Ｓｉ）：０．１〜０．６％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、銅（Ｃｕ）：０．１〜０．４％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０３％、ホウ素（Ｂ）：０．０００３〜０．００４％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．００６％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含む。
以下、上述のとおり、溶接構造用鋼材の成分を制限する理由について詳細に説明する。ここで、各成分の含量単位は、特に言及しない限り重量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．１５％
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を向上させるのに非常に有利な元素で、特に島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）組織のサイズ及び分率を決定する最も重要な元素である。
このようなＣの含量が０．０５％未満であればＭ−Ａ組織の生成が極めて制限され、目標強度を十分に確保することが難しいという問題がある。これに対し、その含量が０．１５％を超過すると構造用鋼材として用いられる板材の溶接性が低下するおそれがある。
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度を向上させるのに非常に有利な元素で、特に島状マルテンサイト（Ｍ−Ａ）組織のサイズ及び分率を決定する最も重要な元素である。
このようなＣの含量が０．０５％未満であればＭ−Ａ組織の生成が極めて制限され、目標強度を十分に確保することが難しいという問題がある。これに対し、その含量が０．１５％を超過すると構造用鋼材として用いられる板材の溶接性が低下するおそれがある。
Ｓｉ：０．１〜０．６％
珪素（Ｓｉ）は、脱酸剤として用いられる元素で、強度上昇の効果も有する。特に、ＳｉはＭ−Ａ組織の安定性を高めるため、炭素の含量が少なく含まれてもＭ−Ａ組織の分率を高めることができる。
このようなＳｉの含量が０．１％未満であれば脱酸の効果が不十分となり、その含量が０．６％を超過すると逆に鋼材の低温靭性を低下させるとともに溶接性も悪化させるという問題がある。
珪素（Ｓｉ）は、脱酸剤として用いられる元素で、強度上昇の効果も有する。特に、ＳｉはＭ−Ａ組織の安定性を高めるため、炭素の含量が少なく含まれてもＭ−Ａ組織の分率を高めることができる。
このようなＳｉの含量が０．１％未満であれば脱酸の効果が不十分となり、その含量が０．６％を超過すると逆に鋼材の低温靭性を低下させるとともに溶接性も悪化させるという問題がある。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化によって強度を向上させるのに有用な元素であり、Ｍ−Ａ組織の生成を促進させる役割もする。特に、Ｔｉ酸化物の周りに析出して溶接熱影響部の靱性の改善に有効な針状型フェライトの生成に影響を及ぼす。
このようなＭｎの含量が１．５％未満であればＭ−Ａ組織の分率を十分に確保することが難しい。これに対し、３．０％を超過すると、Ｍｎの偏析による組織不均一によって溶接熱影響部の靱性に有害な影響を及ぼし、過度な硬化能の増加によって溶接部の靱性を大きく低下させるおそれがある。
マンガン（Ｍｎ）は、固溶強化によって強度を向上させるのに有用な元素であり、Ｍ−Ａ組織の生成を促進させる役割もする。特に、Ｔｉ酸化物の周りに析出して溶接熱影響部の靱性の改善に有効な針状型フェライトの生成に影響を及ぼす。
このようなＭｎの含量が１．５％未満であればＭ−Ａ組織の分率を十分に確保することが難しい。これに対し、３．０％を超過すると、Ｍｎの偏析による組織不均一によって溶接熱影響部の靱性に有害な影響を及ぼし、過度な硬化能の増加によって溶接部の靱性を大きく低下させるおそれがある。
Ｎｉ：０．１〜０．５％
ニッケル（Ｎｉ）は、固溶強化によって鋼材の強度及び靱性を向上させる有効な元素である。このような効果を得るためにはＮｉを０．１％以上添加する必要があるが、その含量が０．５％を超過すると焼入性を増加させて溶接熱影響部の靱性を低下させる可能性があり、高価な元素であるため経済性が顕著に低下するおそれがある。
ニッケル（Ｎｉ）は、固溶強化によって鋼材の強度及び靱性を向上させる有効な元素である。このような効果を得るためにはＮｉを０．１％以上添加する必要があるが、その含量が０．５％を超過すると焼入性を増加させて溶接熱影響部の靱性を低下させる可能性があり、高価な元素であるため経済性が顕著に低下するおそれがある。
Ｍｏ：０．１〜０．５％
モリブデン（Ｍｏ）は、少量の添加のみで硬化能を大きく向上させるとともに、強度を向上させる元素である。このような効果を得るためにはＭｏを０．１％以上添加することが好ましい。但し、その含量が０．５％を超過すると、溶接部の硬度を過度に増加させて靱性を阻害するため、０．５％以下に限定することが好ましい。
モリブデン（Ｍｏ）は、少量の添加のみで硬化能を大きく向上させるとともに、強度を向上させる元素である。このような効果を得るためにはＭｏを０．１％以上添加することが好ましい。但し、その含量が０．５％を超過すると、溶接部の硬度を過度に増加させて靱性を阻害するため、０．５％以下に限定することが好ましい。
Ｃｒ：０．１〜１．０％
クロム（Ｃｒ）は、硬化能を増加させて強度の向上を図る元素で、このためにＣｒを０．１％以上添加する必要がある。但し、その含量が１．０％を超過すると鋼材だけでなく、溶接部の靱性を劣化させるおそれがあるため、１．０％以下に限定することが好ましい。
クロム（Ｃｒ）は、硬化能を増加させて強度の向上を図る元素で、このためにＣｒを０．１％以上添加する必要がある。但し、その含量が１．０％を超過すると鋼材だけでなく、溶接部の靱性を劣化させるおそれがあるため、１．０％以下に限定することが好ましい。
Ｃｕ：０．１〜０．４％
銅（Ｃｕ）は、鋼材の靱性低下を最小化するとともに強度を高めることができる元素で、このような効果のためにはＣｕを０．１％以上添加することが好ましい。但し、その含量が０．４％を超過すると、溶接熱影響部で焼入性を増加させて靱性を阻害するという問題があり、製品の表面品質を劣化させる可能性が大きいため、０．４％以下に限定することが好ましい。
銅（Ｃｕ）は、鋼材の靱性低下を最小化するとともに強度を高めることができる元素で、このような効果のためにはＣｕを０．１％以上添加することが好ましい。但し、その含量が０．４％を超過すると、溶接熱影響部で焼入性を増加させて靱性を阻害するという問題があり、製品の表面品質を劣化させる可能性が大きいため、０．４％以下に限定することが好ましい。
Ｔｉ：０．００５〜０．１％
チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合して高温で安定し、微細なＴｉＮ析出物を形成させる。このようなＴｉＮ析出物は、鋼スラブの再加熱時に粒子成長を抑制するという効果がある。これにより、低温靭性を大きく向上させることができる。
上述の効果を得るためにはＴｉを０．００５％以上添加する必要があるが、その含量が多すぎると連鋳ノズルの詰まり、または中心部の晶出による低温靭性の減少問題があるため、その含量を０．１％以下に制限することが好ましい。
チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合して高温で安定し、微細なＴｉＮ析出物を形成させる。このようなＴｉＮ析出物は、鋼スラブの再加熱時に粒子成長を抑制するという効果がある。これにより、低温靭性を大きく向上させることができる。
上述の効果を得るためにはＴｉを０．００５％以上添加する必要があるが、その含量が多すぎると連鋳ノズルの詰まり、または中心部の晶出による低温靭性の減少問題があるため、その含量を０．１％以下に制限することが好ましい。
Ｎｂ：０．０１〜０．０３％
ニオブ（Ｎｂ）は、組織の粒子微細化による靱性を向上させる役割をするとともに、ＮｂＣ、ＮｂＣＮまたはＮｂＮの形態で析出して母材及び溶接部の強度を大きく向上させるという効果がある。
このような効果を得るためにはＮｂを０．０１％以上添加する必要がある。しかし、その含量が多すぎると、鋼材の角に脆性クラックをもたらす可能性が大きく、製造単価も大きく上昇させるおそれがあるため、その含量を０．０３％以下に制限することが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）は、組織の粒子微細化による靱性を向上させる役割をするとともに、ＮｂＣ、ＮｂＣＮまたはＮｂＮの形態で析出して母材及び溶接部の強度を大きく向上させるという効果がある。
このような効果を得るためにはＮｂを０．０１％以上添加する必要がある。しかし、その含量が多すぎると、鋼材の角に脆性クラックをもたらす可能性が大きく、製造単価も大きく上昇させるおそれがあるため、その含量を０．０３％以下に制限することが好ましい。
Ｂ：０．０００３〜０．００４％
ホウ素（Ｂ）は、結晶粒内で靱性に優れた針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）を生成させるとともに、ＢＮ析出物を形成して粒子の成長を抑制する役割をする。
このような効果を得るためにはＢを０．０００３％以上添加する必要があるが、その含量が多すぎると、逆に硬化能及び低温靭性を低下させるという問題があるため、Ｂの含量を０．００４％以下に制限することが好ましい。
ホウ素（Ｂ）は、結晶粒内で靱性に優れた針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）を生成させるとともに、ＢＮ析出物を形成して粒子の成長を抑制する役割をする。
このような効果を得るためにはＢを０．０００３％以上添加する必要があるが、その含量が多すぎると、逆に硬化能及び低温靭性を低下させるという問題があるため、Ｂの含量を０．００４％以下に制限することが好ましい。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、溶鋼を安価で脱酸することができる元素で、このためには０．００５％以上添加することが好ましい。これに対し、その含量が０．１％を超過すると連続鋳造時のノズル詰まりをもたらすため好ましくない。
アルミニウム（Ａｌ）は、溶鋼を安価で脱酸することができる元素で、このためには０．００５％以上添加することが好ましい。これに対し、その含量が０．１％を超過すると連続鋳造時のノズル詰まりをもたらすため好ましくない。
Ｎ：０．００１〜０．００６％
窒素（Ｎ）は、ＴｉＮやＢＮ等の析出物を形成させるのに必須不可欠な元素で、大入熱溶接時の溶接熱影響部の粒子成長を最大限に抑制させるという効果がある。このような効果のためには０．００１％以上のＮが必要であるが、その含量が０．００６％を超過すると逆に靱性を大きく低下させるため好ましくない。
窒素（Ｎ）は、ＴｉＮやＢＮ等の析出物を形成させるのに必須不可欠な元素で、大入熱溶接時の溶接熱影響部の粒子成長を最大限に抑制させるという効果がある。このような効果のためには０．００１％以上のＮが必要であるが、その含量が０．００６％を超過すると逆に靱性を大きく低下させるため好ましくない。
Ｐ：０．０１５％以下
リン（Ｐ）は、圧延時の中心偏析及び溶接時の高温亀裂を助長する不純元素で、できる限り低く管理することが有利であるため、その上限を０．０１５％以下に制御することが好ましい。
リン（Ｐ）は、圧延時の中心偏析及び溶接時の高温亀裂を助長する不純元素で、できる限り低く管理することが有利であるため、その上限を０．０１５％以下に制御することが好ましい。
Ｓ：０．０１５％以下
硫黄（Ｓ）は、多量存在する場合、ＦｅＳ等の低融点化合物を形成させるため、できる限り低く管理することが有利であり、その上限を０．０１５％以下に制御することが好ましい。
硫黄（Ｓ）は、多量存在する場合、ＦｅＳ等の低融点化合物を形成させるため、できる限り低く管理することが有利であり、その上限を０．０１５％以下に制御することが好ましい。
上述の成分のうち、Ｔｉ及びＮの成分含量は下記関係式１を満たし、Ｎ及びＢの成分含量は下記関係式２を満たすことが好ましい。また、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＮｂの成分含量は下記関係式３を満たすことが好ましい。
〔数１〕
３．５≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０ （関係式１）
〔数２〕
１．５≦Ｎ／Ｂ≦４．０ （関係式２）
〔数３〕
４．０≦２Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋３Ｎｂ≦７．０ （関係式３）
〔数１〕
３．５≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０ （関係式１）
〔数２〕
１．５≦Ｎ／Ｂ≦４．０ （関係式２）
〔数３〕
４．０≦２Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋３Ｎｂ≦７．０ （関係式３）
本発明においてＴｉとＮの含量比及びＮとＢの含量比を制御する理由は以下の通りである。
化学量論的にＴｉとＮの比（Ｔｉ／Ｎ）は３．４であるが、平衡状態の溶解度積（ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ ｐｒｏｄｕｃｔ）を計算してみると、Ｔｉ／Ｎの値が３．４より高い場合は高温で固溶するＴｉの含量が減少してＴｉＮ析出物の高温安定性が増加するようになる。但し、ＴｉＮを形成して残った固溶Ｎが存在するようになると、時効性を助長するおそれがあるため、残っている固溶ＮをＢＮに複合析出させることによりＴｉＮ析出物の安定性をさらに向上させることができる。このために、本発明ではＴｉ／Ｎの比及びＮ／Ｂの比を管理する必要がある。
まず、Ｔｉ／Ｎの比は３．５〜７．０を満たすことが好ましい。Ｔｉ／Ｎの比が７．０を超過すると、製鋼過程で溶鋼中に粗大なＴｉＮが晶出するためＴｉＮの均一な分布が得られず、ＴｉＮに析出せず残った固溶Ｔｉが溶接部靱性に悪い影響を及ぼすため好ましくない。これに対し、Ｔｉ／Ｎの比が３．５未満であると、鋼材の固溶Ｎの量が急激に増加して溶接熱影響部の靱性に有害な影響を及ぼすため好ましくない。
化学量論的にＴｉとＮの比（Ｔｉ／Ｎ）は３．４であるが、平衡状態の溶解度積（ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ ｐｒｏｄｕｃｔ）を計算してみると、Ｔｉ／Ｎの値が３．４より高い場合は高温で固溶するＴｉの含量が減少してＴｉＮ析出物の高温安定性が増加するようになる。但し、ＴｉＮを形成して残った固溶Ｎが存在するようになると、時効性を助長するおそれがあるため、残っている固溶ＮをＢＮに複合析出させることによりＴｉＮ析出物の安定性をさらに向上させることができる。このために、本発明ではＴｉ／Ｎの比及びＮ／Ｂの比を管理する必要がある。
まず、Ｔｉ／Ｎの比は３．５〜７．０を満たすことが好ましい。Ｔｉ／Ｎの比が７．０を超過すると、製鋼過程で溶鋼中に粗大なＴｉＮが晶出するためＴｉＮの均一な分布が得られず、ＴｉＮに析出せず残った固溶Ｔｉが溶接部靱性に悪い影響を及ぼすため好ましくない。これに対し、Ｔｉ／Ｎの比が３．５未満であると、鋼材の固溶Ｎの量が急激に増加して溶接熱影響部の靱性に有害な影響を及ぼすため好ましくない。
Ｎ／Ｂの比は１．５〜４．０を満たすことが好ましい。Ｎ／Ｂの比が１．５未満であると粒子の成長を抑制するのに有効なＢＮ析出物の量が不十分となるという問題がある。これに対し、Ｎ／Ｂの比が４．０を超過すると、その効果が飽和し、固溶Ｎの量が急激に増加して溶接熱影響部の靱性を低下させるという問題がある。
また、本発明は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＮｂ間の成分関係（２Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋３Ｎｂ）を制御する。このとき、これらの成分関係式が４．０未満であると溶接熱影響部の強度が不十分となって溶接構造物の強度確保が困難である。これに対し、７．０を超過すると溶接硬化性が増加して溶接熱影響部の衝撃靱性に悪い影響を及ぼすため好ましくない。
したがって、本発明では、溶接部の強度及び溶接熱影響部の最適な衝撃靱性を確保するためには、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの成分含量を上述のように制御することが好ましい。
また、本発明は、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＮｂ間の成分関係（２Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋３Ｎｂ）を制御する。このとき、これらの成分関係式が４．０未満であると溶接熱影響部の強度が不十分となって溶接構造物の強度確保が困難である。これに対し、７．０を超過すると溶接硬化性が増加して溶接熱影響部の衝撃靱性に悪い影響を及ぼすため好ましくない。
したがって、本発明では、溶接部の強度及び溶接熱影響部の最適な衝撃靱性を確保するためには、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｉの成分含量を上述のように制御することが好ましい。
上述の本発明の有利な合金組成を有する鋼材は、上述の含量範囲の合金元素を含むだけで十分な効果を得ることができるが、鋼材の強度及び靱性、溶接熱影響部の靱性及び溶接性等のような特性をより向上させるためには下記合金元素を適切な範囲内で添加することもできる。下記合金元素を１種のみ添加してもよく、必要に応じて２種以上ともに添加してもよい。
Ｖ：０．００５〜０．２％
バナジウム（Ｖ）は、他の微細合金に比べて固溶する温度が低く、溶接熱影響部にＶＮとして析出して強度の下落を防止する効果がある。このような効果のためにはＶを０．００５％以上添加する必要があるが、Ｖは非常に高価な元素であるため多量添加すると経済性が低下するのはもちろんであり、逆に靱性を阻害するという問題があるため、その上限を０．２％に制限することが好ましい。
バナジウム（Ｖ）は、他の微細合金に比べて固溶する温度が低く、溶接熱影響部にＶＮとして析出して強度の下落を防止する効果がある。このような効果のためにはＶを０．００５％以上添加する必要があるが、Ｖは非常に高価な元素であるため多量添加すると経済性が低下するのはもちろんであり、逆に靱性を阻害するという問題があるため、その上限を０．２％に制限することが好ましい。
Ｃａ及びＲＥＭ：それぞれ０．０００５〜０．００５％、０．００５〜０．０５％
カルシウム（Ｃａ）及び希土類（ＲＥＭ）は、高温安定性に優れた酸化物を形成させて鋼材内の加熱時に粒子の成長を抑制し、冷却過程でフェライト変態を促進させて溶接熱影響部の靱性を向上させる。また、Ｃａは製鋼時に粗大なＭｎＳの形成を制御する効果がある。このために、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００５％以上添加することがよいが、Ｃａが０．００５％を超過したり、またはＲＥＭが０．０５％を超過すると、大型介在物及びクラスター（ｃｌｕｓｔｅｒ）を生成させて鋼の清浄度を害する。ＲＥＭとしては、Ｃｅ、Ｌａ、Ｙ及びＨｆ等の１種または２種以上を用いてもよく、いずれも上記効果を得ることができる。
残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。
上述の成分組成をともに満たす本発明の溶接構造用鋼材は、微細組織が、３０〜４０％の針状フェライト及び６０〜７０％のベイナイト組織を含むことが好ましい。
カルシウム（Ｃａ）及び希土類（ＲＥＭ）は、高温安定性に優れた酸化物を形成させて鋼材内の加熱時に粒子の成長を抑制し、冷却過程でフェライト変態を促進させて溶接熱影響部の靱性を向上させる。また、Ｃａは製鋼時に粗大なＭｎＳの形成を制御する効果がある。このために、Ｃａは０．０００５％以上、ＲＥＭは０．００５％以上添加することがよいが、Ｃａが０．００５％を超過したり、またはＲＥＭが０．０５％を超過すると、大型介在物及びクラスター（ｃｌｕｓｔｅｒ）を生成させて鋼の清浄度を害する。ＲＥＭとしては、Ｃｅ、Ｌａ、Ｙ及びＨｆ等の１種または２種以上を用いてもよく、いずれも上記効果を得ることができる。
残りはＦｅ及び不可避不純物を含む。
上述の成分組成をともに満たす本発明の溶接構造用鋼材は、微細組織が、３０〜４０％の針状フェライト及び６０〜７０％のベイナイト組織を含むことが好ましい。
溶接構造用鋼材の強度及び靱性をともに確保するためにはその微細組織を針状フェライトとベイナイトの複合組織とする必要がある。このとき、針状フェライトの分率が４０％を超過すると溶接熱影響部の靱性確保には有利であるが強度確保に問題がある。また、ベイナイトの分率が６０％未満であれば強度確保が困難であるため好ましくない。したがって、本発明の構造用鋼材は、微細組織が、針状フェライト及びベイナイトをそれぞれ適正分率含むことが好ましい。
具体的には、３０〜４０％の針状フェライト及び６０〜７０％のベイナイトを含む場合は目的とする物性を満たすことができ、特に針状フェライト３５％及びベイナイト６５％の微細組織の構成がより好ましい。
また、本発明の溶接構造用鋼材は、０．０１〜０．０５μｍサイズのＴｉＮ析出物を含み、ＴｉＮ析出物は１ｍｍ２当たりに１．０×１０３個以上の析出物が５０μｍ以下の間隔で分布することが好ましい。
具体的には、３０〜４０％の針状フェライト及び６０〜７０％のベイナイトを含む場合は目的とする物性を満たすことができ、特に針状フェライト３５％及びベイナイト６５％の微細組織の構成がより好ましい。
また、本発明の溶接構造用鋼材は、０．０１〜０．０５μｍサイズのＴｉＮ析出物を含み、ＴｉＮ析出物は１ｍｍ２当たりに１．０×１０３個以上の析出物が５０μｍ以下の間隔で分布することが好ましい。
ＴｉＮ析出物のサイズが小さすぎると、高効率溶接時に母材に大部分が容易に再固溶して溶接熱影響部で粒子の成長を抑制する効果が低下する。これに対し、そのサイズが大きすぎると粗大な非金属介在物のような挙動をして機械的性質に影響を及ぼすだけでなく、粒子成長の抑制効果が少ないという問題がある。したがって、本発明ではＴｉＮ析出物のサイズを０．０１〜０．０５μｍに制御することが好ましい。
また、サイズが制御されたＴｉＮ析出物は１ｍｍ２当たりに１．０×１０３個以上の析出物が５０μｍ以下の間隔で分布することが好ましい。
１ｍｍ２当たりの析出物の個数が１．０×１０３個／ｍｍ２未満では高効率溶接後に溶接熱影響部の粒子サイズを微細に形成させるのが困難である。より好ましくは１．０×１０３個／ｍｍ２〜１．０×１０４個／ｍｍ２で分布することがよい。
また、サイズが制御されたＴｉＮ析出物は１ｍｍ２当たりに１．０×１０３個以上の析出物が５０μｍ以下の間隔で分布することが好ましい。
１ｍｍ２当たりの析出物の個数が１．０×１０３個／ｍｍ２未満では高効率溶接後に溶接熱影響部の粒子サイズを微細に形成させるのが困難である。より好ましくは１．０×１０３個／ｍｍ２〜１．０×１０４個／ｍｍ２で分布することがよい。
上述のとおり、微細なＴｉＮ析出物を十分に有する本発明の鋼材は、大入熱溶接時のオーステナイト結晶粒サイズが２００μｍ以下であり、微細組織が、面積分率で、３０〜４０％の針状フェライト及び６０〜７０％のベイナイトを有する溶接熱影響部を有することを特徴とする。
大入熱溶接時の溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒サイズが２００μｍを超過すると、所望する靱性を有する溶接熱影響部を得ることができない。
微細組織として針状フェライトの分率が４０％を超過すると衝撃靱性には有利である一方で、十分な強度を確保することが難しいため好ましくない。これに対し、３０％未満であれば溶接熱影響部の靱性に悪い影響を及ぼすため好ましくない。また、ベイナイトの分率が６０％未満であれば強度の確保が難しい。これに対し、７０％を超過すると溶接熱影響部の靱性確保が困難であるため好ましくない。
大入熱溶接時の溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒サイズが２００μｍを超過すると、所望する靱性を有する溶接熱影響部を得ることができない。
微細組織として針状フェライトの分率が４０％を超過すると衝撃靱性には有利である一方で、十分な強度を確保することが難しいため好ましくない。これに対し、３０％未満であれば溶接熱影響部の靱性に悪い影響を及ぼすため好ましくない。また、ベイナイトの分率が６０％未満であれば強度の確保が難しい。これに対し、７０％を超過すると溶接熱影響部の靱性確保が困難であるため好ましくない。
溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒は、鋼材に分布する析出物のサイズ、個数及び分布から大きな影響を受けるようになる。鋼材を大入熱溶接する場合は、鋼材に分布する析出物の一部が再固溶してオーステナイト結晶粒の成長を抑制する効果が減少する。
したがって、大入熱溶接時の溶接熱影響部で微細なオーステナイト結晶粒を得るとともに、靱性に影響を及ぼす微細組織を形成させるためには鋼材内に分布する析出物の制御が非常に重要となる。
本発明では、既に言及した条件でＴｉＮ析出物を含む鋼材を用いて大入熱溶接を行う場合、上述のような靱性に優れた溶接熱影響部を得ることができるだけでなく、鋼材の強度が８７０ＭＰａ以上と超高強度を有し、−２０℃における衝撃靱性が４７Ｊ以上と低温靭性に優れるため、溶接構造用鋼材として非常に適して適用することができる。
したがって、大入熱溶接時の溶接熱影響部で微細なオーステナイト結晶粒を得るとともに、靱性に影響を及ぼす微細組織を形成させるためには鋼材内に分布する析出物の制御が非常に重要となる。
本発明では、既に言及した条件でＴｉＮ析出物を含む鋼材を用いて大入熱溶接を行う場合、上述のような靱性に優れた溶接熱影響部を得ることができるだけでなく、鋼材の強度が８７０ＭＰａ以上と超高強度を有し、−２０℃における衝撃靱性が４７Ｊ以上と低温靭性に優れるため、溶接構造用鋼材として非常に適して適用することができる。
以下、本発明の他の一側面である溶接構造用鋼材の製造方法について詳細に説明する。
簡略に説明すると、本発明の溶接構造用鋼材を製造する方法は、上述の成分組成をすべて満たす鋼スラブを再加熱する段階と、これを熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、冷却する段階と、を含むことができる。
まず、成分組成をすべて満たす鋼スラブを１１００〜１２００℃の温度で再加熱する。
簡略に説明すると、本発明の溶接構造用鋼材を製造する方法は、上述の成分組成をすべて満たす鋼スラブを再加熱する段階と、これを熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、冷却する段階と、を含むことができる。
まず、成分組成をすべて満たす鋼スラブを１１００〜１２００℃の温度で再加熱する。
一般に、製鋼及び連鋳を経て半製品として製作されたスラブは熱間圧延前に再加熱工程を行う。これは、合金の溶解及びオーステナイト（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ）相の成長を抑制するのにその目的がある。即ち、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ等のような微量の合金元素の溶解量を調節するとともに、ＴｉＮのような微細析出物を用いてオーステナイト相の結晶粒成長を最小化する。
このとき、再加熱温度が１１００℃未満であるとスラブ内の合金成分の偏析を除去することが難しい。これに対し、１２００℃を超過すると析出物が分解したり成長してオーステナイトの結晶粒が過度に粗大となるという問題がある。
上述のように再加熱した鋼スラブを８７０〜９００℃で仕上げ圧延して熱延鋼板を製造することができる。
このとき、再加熱温度が１１００℃未満であるとスラブ内の合金成分の偏析を除去することが難しい。これに対し、１２００℃を超過すると析出物が分解したり成長してオーステナイトの結晶粒が過度に粗大となるという問題がある。
上述のように再加熱した鋼スラブを８７０〜９００℃で仕上げ圧延して熱延鋼板を製造することができる。
このとき、鋼スラブに対して粗圧延を行った後、仕上げ圧延を行うことが好ましい。このとき、粗圧延は１パス当たりに５〜１５％の圧下率で行うことが好ましい。
また、仕上げ圧延温度が８７０℃未満であったり９００℃を超過すると粗大なベイナイトが形成されて好ましくない。このとき、１０〜２０％の圧下率で行うことが好ましい。
製造された熱延鋼板を４〜１０℃／ｓの冷却速度で４２０〜４５０℃まで冷却することが好ましい。
また、仕上げ圧延温度が８７０℃未満であったり９００℃を超過すると粗大なベイナイトが形成されて好ましくない。このとき、１０〜２０％の圧下率で行うことが好ましい。
製造された熱延鋼板を４〜１０℃／ｓの冷却速度で４２０〜４５０℃まで冷却することが好ましい。
冷却速度が４℃／ｓ未満であると組織が粗大となるため好ましくない。これに対し、冷却速度が１０℃／ｓを超過すると過度な冷却によってマルテンサイトが形成されるという問題がある。
また、冷却終了温度が４２０℃未満であるとマルテンサイトが形成されて好ましくない。これに対し、冷却終了温度が４５０℃を超過すると組織が粗大化するため好ましくない。
上述の方法によって行う場合、本発明が目的とする溶接構造用鋼材を製造することができる。
また、冷却終了温度が４２０℃未満であるとマルテンサイトが形成されて好ましくない。これに対し、冷却終了温度が４５０℃を超過すると組織が粗大化するため好ましくない。
上述の方法によって行う場合、本発明が目的とする溶接構造用鋼材を製造することができる。
以下、実施例を通じて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を例示してより詳細に説明するためのものであるだけで、本発明の権利範囲を限定するためのものではないことに留意する必要がある。本発明の権利範囲は特許請求の範囲に記載された事項とそこから合理的に類推される事項によって決定される。
（実施例）
下記表１及び表２に示した成分組成及び成分関係を有する鋼スラブを本発明が提案する方法によって再加熱−熱間圧延−冷却してそれぞれの熱延鋼板を製造した。
上述のように製造されたそれぞれの熱延鋼板に対して実際の溶接入熱量に相当する溶接条件、即ち、最高加熱温度１３５０℃で加熱した後、８００〜５００℃で冷却時間４０秒の溶接熱サイクルを付与してから、試験片の表面を研磨し、機械的物性を測定するための試験片に加工して物性を評価し、その結果を下記表３に示した。
下記表１及び表２に示した成分組成及び成分関係を有する鋼スラブを本発明が提案する方法によって再加熱−熱間圧延−冷却してそれぞれの熱延鋼板を製造した。
上述のように製造されたそれぞれの熱延鋼板に対して実際の溶接入熱量に相当する溶接条件、即ち、最高加熱温度１３５０℃で加熱した後、８００〜５００℃で冷却時間４０秒の溶接熱サイクルを付与してから、試験片の表面を研磨し、機械的物性を測定するための試験片に加工して物性を評価し、その結果を下記表３に示した。
このとき、引張試験片はＫＳ規格（ＫＳ Ｂ ０８０１）４号試験片に準じて製造し、引張試験はクロスヘッド速度（ｃｒｏｓｓ ｈｅａｄ ｓｐｅｅｄ）１０ｍｍ／ｍｉｎで行った。
また、衝撃試験片はＫＳ規格（ＫＳ Ｂ ０８０９）３号試験片に準じて製造し、衝撃試験は−２０℃でシャルピー衝撃試験を通じて評価した。
また、溶接熱影響部の微細組織を観察し、溶接熱影響部の靱性に重要な影響を及ぼす析出物のサイズと個数に対して光学顕微鏡及び電子顕微鏡を用いた点算法（ｐｏｉｎｔ ｃｏｕｎｔｉｎｇ）で測定し、その結果を表３に示した。このとき、被検面は１００ｍｍ２を基準に評価した。
また、衝撃試験片はＫＳ規格（ＫＳ Ｂ ０８０９）３号試験片に準じて製造し、衝撃試験は−２０℃でシャルピー衝撃試験を通じて評価した。
また、溶接熱影響部の微細組織を観察し、溶接熱影響部の靱性に重要な影響を及ぼす析出物のサイズと個数に対して光学顕微鏡及び電子顕微鏡を用いた点算法（ｐｏｉｎｔ ｃｏｕｎｔｉｎｇ）で測定し、その結果を表３に示した。このとき、被検面は１００ｍｍ２を基準に評価した。
表３に示したとおり、本発明が提案する成分組成及び成分関係を満たして製造された鋼材（実施例１〜５）の溶接熱影響部は、その微細組織が針状フェライトを３０％以上、ベイナイトを６０％以上含むとともに、十分な量のＴｉＮ析出物が形成されるため、優れた強度及び衝撃靱性がともに確保された。
これに対し、合金の成分組成及び成分関係を満たさない比較例１〜５は、全ての場合においてＴｉＮ析出物の個数が十分ではないだけでなく、針状フェライトの分率も４０％を超過したり、３０％未満確保されるため、強度及び衝撃靱性のうち一つ以上の物性が劣位であることが確認できる。
これに対し、合金の成分組成及び成分関係を満たさない比較例１〜５は、全ての場合においてＴｉＮ析出物の個数が十分ではないだけでなく、針状フェライトの分率も４０％を超過したり、３０％未満確保されるため、強度及び衝撃靱性のうち一つ以上の物性が劣位であることが確認できる。
図１は本発明の実施例３によって製造された溶接部微細組織を光学顕微鏡で観察した結果を示したもので、微細組織が主に針状フェライト及びベイナイト（下部ベイナイト）からなることが確認できる。
Claims (7)
- 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１５％、珪素（Ｓｉ）：０．１〜０．６％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、銅（Ｃｕ）：０．１〜０．４％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０３％、ホウ素（Ｂ）：０．０００３〜０．００４％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．００６％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
前記Ｔｉ及びＮの成分含量は下記関係式１を満たし、前記Ｎ及びＢの成分含量は下記関係式２を満たし、前記Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＮｂの成分含量は下記関係式３を満たし、
面積分率で、３０〜４０％の針状フェライト、６０〜７０％のベイナイトからなる微細組織を有することを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材。
〔数１〕
３．５≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０ （関係式１）
〔数２〕
１．５≦Ｎ／Ｂ≦４．０ （関係式２）
〔数３〕
４．０≦２Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋３Ｎｂ≦７．０ （関係式３）
（前記関係式１〜３においてそれぞれの成分単位は重量％である。） - 前記鋼材は、重量％で、バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．２％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５〜０．００５％、及び希土類（ＲＥＭ）：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材。
- 前記鋼材は０．０１〜０．０５μｍサイズのＴｉＮ析出物を含み、
前記ＴｉＮ析出物は１ｍｍ２当たりに１．０×１０３個以上の析出物が５０μｍ以下の間隔で分布して存在することを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材。 - 前記鋼材は大入熱溶接時の溶接熱影響部のオーステナイト結晶粒サイズが２００μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材。
- 前記溶接熱影響部は、微細組織が、面積分率で、３０〜４０％の針状フェライト及び６０〜７０％のベイナイトからなることを特徴とする請求項４に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材。
- 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５〜０．１５％、珪素（Ｓｉ）：０．１〜０．６％、マンガン（Ｍｎ）：１．５〜３．０％、ニッケル（Ｎｉ）：０．１〜０．５％、モリブデン（Ｍｏ）：０．１〜０．５％、クロム（Ｃｒ）：０．１〜１．０％、銅（Ｃｕ）：０．１〜０．４％、チタン（Ｔｉ）：０．００５〜０．１％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１〜０．０３％、ホウ素（Ｂ）：０．０００３〜０．００４％、アルミニウム（Ａｌ）：０．００５〜０．１％、窒素（Ｎ）：０．００１〜０．００６％、リン（Ｐ）：０．０１５％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１５％以下、残部Ｆｅ及び不可避不純物を含み、
前記Ｔｉ及びＮの成分含量は下記関係式１を満たし、前記Ｎ及びＢの成分含量は下記関係式２を満たし、前記Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ及びＮｂの成分含量は下記関係式３を満たすスラブを１１００〜１２００℃で加熱する段階と、
前記加熱されたスラブを８７０〜９００℃で熱間仕上げ圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
前記熱延鋼板を４〜１０℃／ｓの冷却速度で４２０〜４５０℃まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材の製造方法。
〔数１〕
３．５≦Ｔｉ／Ｎ≦７．０ （関係式１）
〔数２〕
１．５≦Ｎ／Ｂ≦４．０ （関係式２）
〔数３〕
４．０≦２Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｎｉ＋３Ｎｂ≦７．０ （関係式３） - 前記スラブは、重量％で、バナジウム（Ｖ）：０．００５〜０．２％、カルシウム（Ｃａ）：０．０００５〜０．００５％、及び希土類（ＲＥＭ）：０．００５〜０．０５％のうち１種または２種以上をさらに含むことを特徴とする請求項６に記載の溶接熱影響部の靱性に優れた超高強度溶接構造用鋼材の製造方法。
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