JP2022505843A - 溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

Figure 2022505843000001
【課題】溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材及びその製造方法を提供する。
【解決手段】重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．０９％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～１．６％、シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．３％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０２～０．０５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．４～０．５％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下と、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％、銅（Ｃｕ）：０．１～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．１～０．２％、及びモリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．１０％のうち少なくとも１種以上、ボロン（Ｂ）：５ｐｐｍ以下、及び窒素（Ｎ）：６０ｐｐｍ以下のうち１種以上を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる。
【選択図】図１

Description

本発明は、建築構造物、船舶構造物、海洋構造物などの素材として用いられる鋼材に係り、より詳細には、溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材及びその製造方法に関する。
建築構造物の高層化及び大型化の傾向により、これらの素材として用いられる鋼材も大型化されることにより既存の鋼材に比べて厚い厚物鋼材に代替されている。
かかる厚物鋼材は、母材の高い強度と衝撃靭性の他にも低い降伏比が要求されることが一般的であり、高強度及び厚物化されるほど数回の溶接を伴うため、溶接に要する時間と費用が大幅に増加するようになる。
そこで、入熱量の高い大入熱溶接を適用すると、全体溶接のパス（ｐａｓｓ）数が減り溶接の能率が向上するため、費用を節減するという効果が得られるだけでなく、溶接構造物の安定性も向上させることができる。
しかし、大入熱溶接は、一般溶接に比べて鋼材の溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ、ＨＡＺ）の範囲が広くなり、熱影響部の温度が相対的に高い範囲まで上昇してオーステナイト結晶粒が成長し、結果として粗大な組織が生成されて溶接熱影響部の衝撃靭性が低下する可能性が大きい。
一方、上記のような問題を解決するために、高温で安定したＴｉ系炭・窒化物などを鋼材に適切に分布させて、溶接時に溶接熱影響部の結晶粒成長を遅延させようとする技術などが提示されている。
一例として、特許文献１は、ＴｉＮ析出物を用いる技術であり、１００Ｊ／ｃｍの入熱量（最高加熱温度１４００℃）が適用される時、０℃での衝撃靭性が２００Ｊ程度（母材は３００Ｊ程度）である構造用鋼材を開示している。具体的に、ＴｉとＮの含有量比（Ｔｉ／Ｎ）を４～１２に管理して、結晶粒サイズが０．０５μｍ以下のＴｉＮ析出物を５．８×１０３個／ｍｍ２～８．１×１０４個／ｍｍ２、結晶粒サイズが０．０３～０．２μｍのＴｉＮ析出物を３．９×１０３個／ｍｍ２～６．２×１０４個／ｍｍ２で析出させてフェライト微細化を図り溶接部の靭性を確保している。
しかし、上記特許文献１は、炭・窒化物を過度に形成することにより、連続鋳造時にスラブの表面でクラック（ｃｒａｃｋ）の発生が激しくなるという問題があり、このように多数の表面クラックが発生したスラブを用いて厚板製品を生産する場合、最終製品の表面にもクラックなどの欠陥が発生して表面補修などの問題が発生したり、補修自体が難しくなり不良品が製造される可能性が高いという短所がある。
そこで、特許文献２では、表面クラックの敏感度指数（Ｃｓ）を適正水準に管理して、上記特許文献１で発生し得る表面クラックの発生を抑制させ、ＳｉまたはＣｒなどの溶接熱影響部の靭性に否定的な影響を及ぼす元素を制御することにより、溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材を開示している。
しかし、上記特許文献２の鋼材は、溶接熱影響部の靭性の側面では従来に比べて向上した結果を示すが、建築構造物、船舶構造物、海洋構造物などで要求される低い降伏比の特性を満たせないという傾向がある。
これは、ＴｉＮなどの析出物を活用する特許文献１のような鋼材の場合にも発生し得るが、鋼材の製造過程中に析出物が母材にも生成される可能性があり、これによる析出硬化の効果により降伏強度が上昇して低降伏比を実現することが難しい。
また、通常、溶接熱影響部の結晶粒成長を抑制する効果を表す元素の大部分は、結晶粒成長の抑制効果から降伏強度も増加させるため、溶接熱影響部の靭性と母材の低降伏比を同時に実現することができる方案に対する研究が必要な実情である。
特開１９９９－１４０５８２号公報 韓国公開公報第２０１６－００７８７７２号
本発明の一側面は、母材の低い降伏比及び高靭性と共に溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材及びこれを製造する方法を提供することを目的とする。
本発明の課題は上述した内容に限定されない。本発明の追加的な課題は、本明細書の内容全般に記述されており、本発明が属する技術分野における通常の知識を有する者であれば、本発明の明細書に記載された内容から、本発明の追加的な課題を理解するのに何ら問題がない。
本発明の一側面は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．０９％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～１．６％、シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．３％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０２～０．０５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．４～０．５％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下と、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％、銅（Ｃｕ）：０．１～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．１～０．２％、及びモリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．１０％のうち少なくとも１種以上、ボロン（Ｂ）：５ｐｐｍ以下、及び窒素（Ｎ）：６０ｐｐｍ以下のうち１種以上を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
２０～１００ｍｍの厚さを有し、上記厚さが２０～４０ｍｍの時、微細組織が面積分率で４０～５０％の低温ベイナイト、３～６％の島状マルテンサイト（ＭＡ）及び残部針状フェライトを含み、上記厚さが４０ｍｍ超～６０ｍｍの時、微細組織が面積分率で３５～４０％の低温ベイナイト、３～５％の島状マルテンサイト（ＭＡ）及び残部針状フェライトを含み、上記厚さが６０ｍｍ超～１００ｍｍの時、微細組織が面積分率で３０～３５％の低温ベイナイト、３～５％の島状マルテンサイト（ＭＡ）及び残部針状フェライトを含む溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材を提供する。
本発明の他の一側面は、上述した合金組成を満たす鋼スラブを１１００～１２５０℃で再加熱する段階と、上記再加熱されたスラブを９００～１０００℃で粗圧延を行う段階と、上記粗圧延後、８３０～８７０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、上記熱延鋼板を２５０～５００℃まで３～２００℃／ｓの冷却速度で冷却する段階と、上記冷却の後に常温まで空冷する段階とを含む溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材の製造方法を提供する。
本発明によると、母材の強度及び靭性に優れるだけでなく、大入熱溶接時に溶接熱影響部の靭性に優れた鋼材を提供することができる。また、上記本発明の鋼材は、低い降伏比を有することで構造用鋼材として適合に適用することができる。
本発明の一側面による発明例及び比較例の微細組織を観察した写真を示すものである。 本発明の一側面による発明例の島状マルテンサイト相を観察した写真を示すものである。 本発明の一側面による発明鋼の溶接後の溶接部及び溶接熱影響部の位置別の衝撃靭性（－１０℃）を測定した結果を示すものである。
本発明者らは、既存の建築構造用などの素材として用いるための厚物鋼材の製造時に母材の降伏比が高く、大入熱溶接を適用する場合は溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性が脆弱になる問題点を根本的に解決するために深く研究した。その結果、鋼の合金組成及び製造条件を最適化することにより、母材強度、降伏比及び靭性だけでなく、溶接時に形成された溶接熱影響部の組織を制御することによって靭性に優れた溶接熱影響部が確保可能なことを確認して、本発明を完成するに至った。
特に、本発明は、サブマージアーク溶接（Ｓｅｂｍｅｒｇｅｄ Ａｒｃ Ｗｅｌｄｉｎｇ、ＳＡＷ）のような大入熱溶接時に溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を優秀に確保することができるため、構造用鋼材として適合に適用することができる鋼材を提供するという効果がある。
以下、本発明について詳しく説明する。
本発明の一側面による溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材は、重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．０９％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～１．６％、シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．３％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０２～０．０５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．４～０．５％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下と、チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％、銅（Ｃｕ）：０．１～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．１～０．２％、及びモリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．１０％のうち少なくとも１種以上、ボロン（Ｂ）：５ｐｐｍ以下、及び窒素（Ｎ）：６０ｐｐｍ以下のうち１種以上を含むことが好ましい。
以下では、本発明で提供する鋼材の合金組成を上記のように制御する理由について詳しく説明する。この時、特に言及しない限り、各成分の含有量は重量％を意味し、組織の割合は面積を基準とする。
炭素（Ｃ）：０．０５～０．０９％
炭素（Ｃ）は、鋼材の強度確保に最大の影響を及ぼす元素であるため、適切な含有量で鋼中に含有される必要がある。
本発明において、上記Ｃの含有量が０．０５％未満の場合には、鋼材の強度が過度に低下して構造用鋼材としての使用が難しくなる。これに対し、その含有量が０．０９％を超えると、炭素当量（Ｃｅｑ）が過度に大きくなり母材及び溶接部の硬化能が大きく増加することにより溶接部の靭性が低下するという問題がある。
したがって、本発明では、上記Ｃの含有量が０．０５～０．０９％であることが好ましく、より有利には、０．０６～０．０８％で含むことができる。
マンガン（Ｍｎ）：１．５～１．６％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の硬化能を高めて強度確保に有用な元素であるが、本発明においては、溶接熱影響部（ＨＡＺ）の靭性を確保するための側面でその含有量を適切に制限する必要がある。
一般的にＭｎは溶接熱影響部の靭性を大きく損なわないが、鋼板の厚さ中心部に偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）される傾向があり、このようにＭｎが偏析された部位は、Ｍｎ含有量が平均含有量に比べて非常に高くなるため、溶接熱影響部の靭性を大きく損なう脆性組織を容易に生成させるという問題がある。これを考慮して、本発明では、１．６％以下でＭｎを添加することが好ましく、但し、その含有量が低すぎると鋼板の強度確保が困難になるという問題があるため、その下限を１．５％に制限することが好ましい。
シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．３％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼板の強度を高め、溶鋼の脱酸のために必要な元素である。そこで、０．２％以上に含有することが好ましい。但し、上記Ｓｉは、不安定なオーステナイトが分解される時にセメンタイトが形成されることを抑制するため、島状マルテンサイト（ＭＡ）組織の生成を促進させ、これは、溶接熱影響部の靭性を大きく低下させるという問題があるため、これを考慮して上記Ｓｉの含有量を０．３％以下に制限することが好ましい。もし、上記Ｓｉの含有量が０．３％を超えると、粗大なＳｉ酸化物が形成され、かかる介在物を基点として脆性破壊が発生するおそれがあるため、好ましくない。
アルミニウム（Ａｌ）：０．０２～０．０５％
アルミニウム（Ａｌ）は、溶鋼を安価に脱酸することができる元素であり、そのためには０．０２％以上に含有することが好ましい。但し、その含有量が０．０５％を超えると、連続鋳造時にノズル詰めを引き起こすという問題がある。また、固溶されたＡｌが溶接部に島状マルテンサイトの生成を助長するおそれがあり、それにより溶接部の靭性を阻害する可能性が高い。
ニッケル（Ｎｉ）：０．４～０．５％
ニッケル（Ｎｉ）は、母材の強度と靭性を同時に向上させるのに有利な元素であり、そのためには０．４％以上でＮｉを含むことができる。但し、上記Ｎｉは高価の元素であり、その含有量が０．５％を超えると、経済的に不利になり、溶接性が劣化するおそれがある。
リン（Ｐ）：０．０２％以下
リン（Ｐ）は、強度向上及び耐食性の確保に有利な側面があるが、衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、可能な限り低く含有することが有利であり、その上限を０．０２％にすることが好ましい。但し、不可避に添加される水準を考慮して０％は除外することができる。
硫黄（Ｓ）：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、ＭｎＳなどを形成して衝撃靭性を大きく阻害する元素であるため、可能な限り低く含有することが有利であり、その上限を０．０１％にすることが好ましい。但し、不可避に添加される水準を考慮して０％は除外することができる。
本発明の低降伏比鋼材は、上述した合金組成の他にチタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％、銅（Ｃｕ）：０．１～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．１～０．２％、及びモリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．１０％のうち少なくとも１種以上をさらに含むことができる。
チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％
チタン（Ｔｉ）は、窒素（Ｎ）と結合して微細な窒化物を形成して溶接溶融線（Ｆｕｓｉｏｎ Ｌｉｎｅ）の近くで発生し得る結晶粒粗大化を緩和し、靭性の低下を抑制するという効果がある。この時、Ｔｉ含有量が過度に低い場合には、Ｔｉ窒化物の数が不足であり粗大化の抑制効果が充分に発揮されないため、０．００５％以上添加することが好ましい。但し、その含有量が過度になると、粗大なＴｉ窒化物の生成により結晶粒界の固着効果が落ちるという問題があるため、その上限を０．０２％に制限することが好ましい。
ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼の強度を高めるのに効果的な元素であるが、溶接熱影響部の靭性を大きく落とすため、その含有量を適切に制限する必要がある。特に、溶接溶融線付近でオーステナイト領域に逆変態時にＮｂ炭窒化物がオーステナイト粒界に析出されて靭性を阻害するため、これを考慮して０．０５％以下に制限することが好ましい。但し、強度確保の側面で０．０１％以上に含有することが好ましい。
銅（Ｃｕ）：０．１～０．３％
銅（Ｃｕ）は、母材の靭性低下を最小限にしながら鋼の強度を向上させるのに有利な元素である。かかる効果を充分に得るためには０．１％以上に含有することができる。但し、その含有量が過度な場合、製品の表面品質を大きく阻害するため、その含有量を０．３％以下に制限することが好ましい。
クロム（Ｃｒ）：０．１～０．２％
クロム（Ｃｒ）は、上記Ｃｕと同様に母材の靭性低下を最小限にしながら鋼の強度を向上させるのに有利な元素である。かかる効果を充分に得るためには０．１％以上にＣｒを含有することが好ましいが、その含有量が０．２％を超えると、溶接性を大きく低下させるため好ましくない。
モリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．１０％
モリブデン（Ｍｏ）は、少量の添加だけでも鋼の硬化能を大きく向上させてフェライト相の形成を抑制するという効果があり、強度を大きく向上させるのに有利である。そのためには０．０５％以上に含有することができるが、その含有量が０．１０％を超えると、溶接部の硬度を大きく増加させて靭性を阻害するため好ましくない。
本発明の低降伏比鋼材は、ボロン（Ｂ）：５ｐｐｍ以下、及び窒素（Ｎ）：６０ｐｐｍ以下のうち１種以上をさらに含むことができる。
ボロン（Ｂ）：５ｐｐｍ以下
ボロン（Ｂ）は、微量の添加でも硬化能を向上させる元素であるが、その含有量が５ｐｐｍを超える場合には、むしろ粒界で析出または晶出して低温衝撃靭性を大きく阻害するという問題がある。特に、本発明では、Ｂの他にも硬化能を確保することができるＭｎ、Ｎｉ、Ｍｏなどを含有するため、上記Ｂの含有量が過度になると否定的な影響を及ぼすおそれがある。
したがって、本発明では、上記Ｂの含有量を５ｐｐｍ以下に制限する。
窒素（Ｎ）：６０ｐｐｍ以下
窒素（Ｎ）は、チタン（Ｔｉ）と共に添加する時にＴｉＮ析出物を形成して溶接熱影響による結晶粒成長を抑制するという効果がある。但し、過度に添加すると、粗大なＴｉＮを形成して低温衝撃靭性を損なうだけでなく、ＡｌＮ形成により表面クラックを誘発するため、これを考慮して最大６０ｐｐｍで含有することが好ましい。
本発明の残りの成分は、鉄（Ｆｅ）である。但し、通常の製造過程において、原料や周囲の環境から意図されない不純物が不可避に混入する可能性があるため、これを排除することはできない。かかる不純物は、通常の製造過程における技術者であれば誰もが分かるものであるため、そのすべての内容を具体的に本明細書に記載しない。
上述した合金組成を有する本発明の鋼材は、２０～１００ｍｍの厚さを有し、微細組織として、低温ベイナイト、針状フェライト及び島状マルテンサイト相を含むことが好ましい。
特に、本発明は、上記鋼材の厚さによって微細組織の分率を制御することが好ましい。
具体的に、上記鋼材は２０～４０ｍｍの厚さを有する場合、微細組織が面積分率で４０～５０％の低温ベイナイト、３～６％の島状マルテンサイト（ＭＡ）及び残部針状フェライト（ａｃｉｃｕｌａｒ ｆｅｒｒｉｔｅ）を含むことが好ましく、厚さが４０ｍｍ超～６０ｍｍの場合には、面積分率３５～４０％の低温ベイナイト、３～５％の島状マルテンサイト（ＭＡ）及び残部針状フェライトを含むことが好ましい。また、厚さが６０ｍｍ超～１００ｍｍの場合には、面積分率３０～３５％の低温ベイナイト、３～５％の島状マルテンサイト（ＭＡ）及び残部針状フェライトを含むことができる。
本発明は、鋼材の厚さが薄いほど圧延後の冷却時に冷却速度が速くなるという効果が発生し、これにより低温ベイナイト相をさらに含有することにより強度が増加するという傾向を表す。低温ベイナイト相は、本発明において母材及び溶接部の強度を確保するのに主要な役割をするが、過度な場合、伸び率及び衝撃靭性に不利に作用するため、本発明では、鋼材の厚さによって冷却速度と微細組織相（ｐｈａｓｅ）の分率を綿密に制御する必要がある。
上記鋼材の微細組織のうち低温ベイナイト相が不十分になると、目標水準の強度を確保することができなくなり、これに対し、針状フェライトまたは島状マルテンサイト相の分率が少ないと、低温靭性が急激に低下するというおそれがある。
そして、上述した分率で島状マルテンサイト相を含む際に、上記島状マルテンサイト相は長軸の最大長さが１μｍ以下であり、一つのオーステナイト結晶粒内で２０個以下で分布することが好ましい。
島状マルテンサイト相は、鋼中に微細なサイズで均一に分布すると、破断の伝播を妨害する役割に寄与するようになり、これにより鋼の強度、衝撃靭性などの機械的特性を全般的に向上させるのに主要な役割をすることができる。したがって、鋼中になるべく均一に分布させることで、島状マルテンサイト相による効果を向上させることができる。但し、島状マルテンサイト相のサイズが一定水準以上に粗大化するかその分布が不均一な場合には、むしろ破断の開始点として作用するか、破断の伝播経路となり機械的特性を阻害するおそれがある。
本発明では、上記島状マルテンサイト相を含む際に、そのサイズと分布を制御する必要があり、具体的に上述したように制御することにより島状マルテンサイト相による効果が得られるものである。
本発明で提供する鋼材は、上述したような微細組織を有することにより、降伏比が８５％以下と低降伏比を有しながら引張強度６００ＭＰａ以上の高強度、かつ－１０℃でシャルピー衝撃エネルギーが１００Ｊ以上と靭性も優秀に確保するという効果がある。
さらに、本発明の鋼材は溶接を行うことができ、上記溶接後に島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が３～６％である溶接熱影響部（ＨＡＺ）を有することができ、上記島状マルテンサイト相を除外した残りの組織は、低温ベイナイトと針状フェライトで構成される。一方、上記鋼材の厚さが４０ｍｍを超える場合には、溶接後に形成された溶接熱影響部（ＨＡＺ）内の島状マルテンサイト（ＭＡ）分率が３～５％であることができる。
上記溶接熱影響部内の島状マルテンサイトの分率が３％未満の場合には、強度と靭性が大きく低下するおそれがある。これに対し、その分率が５％または６％を超えるかそのサイズや分布が意図する範囲から外れた場合には、破断の開始点または伝播経路として作用して靭性と延性が大きく阻害するおそれがある。ここで、溶接熱影響部内の島状マルテンサイトの分布とは、上述した母材内の島状マルテンサイト相の分布水準を意味し、溶接熱影響部の微細組織も厚さ別に制御された母材の微細組織相（ｐｈａｓｅ）分布と同一または類似することを明らかにしておく。
本発明の鋼材は、上記のように溶接後に溶接熱影響部の微細組織が制御されることにより、－１０℃でシャルピー衝撃エネルギーが１００Ｊ以上と靭性を優秀に確保するという効果がある。
一方、本発明において上記鋼材を溶接する方法としては、大入熱溶接を適用することができ、一例として溶接入熱量２００ＫＪ／ｃｍ以上のサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）方法を適用することができる。
すなわち、本発明の鋼材は、上記のような大入熱溶接を行っても靭性の劣化が最小化された溶接熱影響部を得ることができるものである。
以下では、本発明の他の一側面である溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材を製造する方法について詳しく説明する。
まず、上述した合金組成を満たす鋼スラブを準備した後、上記鋼スラブを１１００～１２５０℃で再加熱する工程を経ることができる。
上記鋼スラブの再加熱時に１２５０℃を超えると、オーステナイト結晶粒が粗大化して目標とする物性を有する鋼材が得られない。これに対し、その温度が１１００℃未満の場合には、鋳造中にスラブ内に生成された炭窒化物、例えばＴｉ及び／またはＮｂ炭窒化物などの再固溶が難しくなる。
したがって、本発明では、上記鋼スラブを１１００～１２５０℃に再加熱することができる。
上記により再加熱された鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板として製造することができる。上記熱間圧延は、粗圧延及び仕上げ圧延を通じて行われることができる。
上記粗圧延は９００～１０００℃の温度範囲で行うことができ、上記仕上げ圧延は８３０～８７０℃の温度範囲で行うことができる。上記粗圧延時の温度が９００℃未満の場合には、後続する仕上げ圧延時に目標温度の確保が難しくなり品質不良が発生するおそれがある。また、上記仕上げ圧延時の温度が８７０℃を超えると、粗大な組織が形成されて鋼の靭性が劣化するおそれがあり、これに対し、その温度が８３０℃未満の場合には、板材の形状を制御することが困難になる。
したがって、上述した温度範囲で粗圧延及び仕上げ圧延を行うことができる。
上記により製造された熱延鋼板を２５０～５００℃まで３～２００℃／ｓの冷却速度で冷却を行うことができる。
本発明では、製造された熱延鋼板の冷却工程を制御することで、低降伏比の確保に有利な微細組織を形成することができる。
上記冷却速度が３℃／ｓ未満の場合には、鋼板の硬化能が充分に高くないため、低温ベイナイト組織が適切に形成されることができず、パーライト基盤の微細組織が生成されて強度が大幅に低下し、靭性が減少するおそれがある。これに対し、冷却速度が２００℃／ｓを超えると、低温フェライト及びフェライト相の形成の代わりにマルテンサイトが主に生成されて強度が過度に高くなり、靭性が劣化し、降伏比が高くなるため、本発明で適用しようとする用途に適合な物性を確保することができなくなる。
一方、本発明は、上記により製造される熱延鋼板の厚さによって冷却速度を異ならせて適用することができる。具体的に、上記熱延鋼板の厚さが２０～４０ｍｍの場合には８０～２００℃／ｓで行い、その厚さが４０ｍｍ超～６０ｍｍの場合には２０℃／ｓ以上～８０℃／ｓ未満、その厚さが６０ｍｍ超～１００ｍｍの場合には３℃／ｓ以上～２０℃／ｓ未満で行うことが好ましい。
また、上述した冷却速度で冷却時に終了温度が２５０℃未満の場合には、マルテンサイト相が過度に形成されて強度は大きく増加することに対し、靭性が劣化するおそれがある。これに対し、その温度が５００℃を超えると、低温ベイナイト相が適切に形成できず低降伏比の確保が困難になるおそれがある。
上述した冷却速度を確保するために水冷で冷却を行うことができ、７８０～８６０℃で冷却を開始することが好ましい。冷却が開始される温度が低すぎると、冷却開始以前にフェライトとオーステナイト２相領域に該当する温度に進入するようになり一部のフェライトが生成されることで、鋼材の強度を大きく低下させるおそれがある。これに対し、その温度が高すぎると、冷却中に鋼材の厚さ中心部側で伏熱が発生して組織が逆変態されるおそれがあり、圧延後に静的再結晶が発生する機会が相対的に減少して、不均一な組織が生成される可能性が高くなる。
一方、上述した冷却工程を完了した後は、常温まで空冷することができる。
なお、上記空冷を完了して得た熱延鋼板に対して大入熱溶接する工程をさらに行うことができ、上記大入熱溶接方法としては、溶接入熱量２００ＫＪ／ｃｍ以上のサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）で行うことができる。
上記大入熱溶接後に形成された溶接熱影響部（ＨＡＺ）は、島状マルテンサイト（ＭＡ）相を３～６％の分率で含むことができ、これにより、上記溶接熱影響部は、－１０℃でシャルピー衝撃エネルギーを１００Ｊ以上と確保することができる。
［実施例］
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、後述する実施例は、本発明を例示してさらに具体化するためのものであって、本発明の権利範囲を制限するためのものではない点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及びこれから合理的に類推される事項によって決定されるためである。
下記表１に表した合金組成を有する鋼スラブに対して、下記表２の製造条件で一連の工程（再加熱－熱間圧延－冷却）を経てそれぞれの熱延鋼板を製造した。この時、下記表２により冷却を完了した後、常温まで空冷した。
Figure 2022505843000002
 （表１において、Ｂ＊はｐｐｍで表したものである。）
Figure 2022505843000003
それぞれの製造された熱延鋼板の機械的物性（降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び率（Ｅｌ）、降伏比（ＹＲ））と衝撃靭性（ＣＶＮ、－１０℃）を測定し、その結果を下記表３に表した。この時、引張試験試片は、ＪＩＳ５号規格試験片を圧延方向に垂直な方向（ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ方向）に厚さ方向１／４ｔ（ここでｔは鋼板厚さ（ｍｍ）を意味する）地点で採取し、上記採取されたそれぞれの試片に対して常温で引張試験を実施した。また、衝撃靭性試片は、ＡＳＴＭ Ｅ２３規格試験片を圧延方向に垂直な方向（ｔｒａｎｓｖｅｒｓｅ方向）に厚さ方向１／４ｔ地点で採取して、各測定温度でシャルピーＶ－ノッチ（Ｃｈａｒｐｙ Ｖ－Ｎｏｔｃｈ）衝撃試験を３回実施して平均値で測定した。
微細組織の分率は、衝撃靭性試片の残滓から組織観察用試片を採取した後、１次として、ＳＥＭで低温ベイナイト及び針状フェライトの分率（面積％）をＡＳＴＭ Ｅ５６０規格に明記された方法で測定し、２次として、レペラ（Ｌｅｐｅｒａ）腐食後、光学顕微鏡を用いて島状マルテンサイト分率を測定した後、その結果を下記表３に表した。
Figure 2022505843000004
 （表３において、Ｂは低温ベイナイト相、ＡＦは針状フェライト相、ＭＡは島状マルテンサイト相を意味する。）
上記表１～３に表すように、本発明で提案する合金組成及び製造条件を満たす発明例１～７は、意図する微細組織を有することにより強度及び延性に優れるだけでなく、低降伏比を有しつつ衝撃靭性に優れることを確認することができる。かかる効果は、鋼板の厚さに関係なく確保可能なことを確認することができる。
一方、本発明で提案する合金組成が本発明を満たせない比較例４～７は、共通的に低降伏比の確保が難しく、この中で比較例５と比較例７は衝撃靭性も劣化していた。
また、合金組成は本発明を満たすことに対し、製造条件が本発明から外れた比較例１～３は強度または靭性が劣化していた。
図１は、発明例２（厚さ４０ｍｍ）、発明例３（厚さ６０ｍｍ）、及び発明例４（厚さ８０ｍｍ）と比較例６（厚さ２０ｍｍ）の微細組織を走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察した写真を示すものである。また、図２は、発明例２（厚さ４０ｍｍ）の島状マルテンサイト相を観察した写真を示すものである。
図１と図２に示すように、発明例は、低温ベイナイト及び針状フェライト相が充分に形成されながら、所々島状マルテンサイト相が形成されたことを確認することができる。これに対し、比較例の場合は、低温ベイナイト及び針状フェライト相が充分に形成されず、生成されたベイナイト相もその形態からみて高温で形成されたものと推定される。かかる微細組織の差異により、比較例は発明例に比べて低い強度の結果が表れたものと判断される。
一方、上記で製造した熱延鋼板のうち一部の熱延鋼板に対して、２２６ＫＪ／ｃｍの入熱量でサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）を行った。
上記溶接を完了して形成された溶接熱影響部内の溶融線（ＦＬ）で試験片を採取して衝撃靭性（ＣＶＮ（－１０℃、－２０℃、－４０℃））を測定した。さらに、ＦＬ＋２、ＦＬ＋５及びＦＬ＋１０部位でもそれぞれ試験片を採取して衝撃靭性（ＣＶＮ）を測定し、その結果を下記表４に表した（ここで、＋２、＋５、＋１０部位は、溶融線を基準として母材方向にそれぞれ２ｍｍ、５ｍｍ、１０ｍｍ離れた地点を意味する）。この時、衝撃靭性は、それぞれの温度（－１０℃、－２０℃、－４０℃）でシャルピーＶ－ノッチ（Ｃｈａｒｐｙ Ｖ－Ｎｏｔｃｈ）衝撃試験を３回実施して平均値で測定した。
Figure 2022505843000005
上記表４に表すように、本発明で提案する合金組成及び製造条件によって製造された熱延鋼板（発明例）をＳＡＷ方法で溶接して得た溶接熱影響部内の溶融線（ＦＬ）の衝撃靭性に優れることを確認することができる（図３参照）。
なお、発明例４と同一の厚さを有する比較例７の場合には、溶接後の溶接熱影響部内の溶融線の衝撃靭性が劣化したことを確認することができる。また、相対的に厚さの薄い比較例５の場合にも、溶接熱影響部の全区間にわたって衝撃靭性が非常に劣化したことを確認することができる。

Claims (10)

  1. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．０９％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～１．６％、シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．３％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０２～０．０５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．４～０．５％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下と、
    チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％、銅（Ｃｕ）：０．１～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．１～０．２％、及びモリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．１０％のうち少なくとも１種以上、ボロン（Ｂ）：５ｐｐｍ以下、及び窒素（Ｎ）：６０ｐｐｍ以下のうち１種以上を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなり、
    ２０～１００ｍｍの厚さを有し、
    前記厚さが２０～４０ｍｍの時、微細組織が面積分率で４０～５０％の低温ベイナイト、３～６％の島状マルテンサイト（ＭＡ）及び残部針状フェライトを含み、
    前記厚さが４０ｍｍ超～６０ｍｍの時、微細組織が面積分率で３５～４０％の低温ベイナイト、３～５％の島状マルテンサイト（ＭＡ）及び残部針状フェライトを含み、
    前記厚さが６０ｍｍ超～１００ｍｍの時、微細組織が面積分率で３０～３５％の低温ベイナイト、３～５％の島状マルテンサイト（ＭＡ）及び残部針状フェライトを含む、ことを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材。
  2. 島状マルテンサイト相は、長軸の最大長さが１μｍ以下であり、
    一つのオーステナイト結晶粒内で２０個以下である、ことを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材。
  3. 前記低降伏比鋼材は、引張強度が６００ＭＰａ以上、降伏比が８５％以下、－１０℃でシャルピー衝撃エネルギーが１００Ｊ以上である、ことを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材。
  4. 前記低降伏比鋼材は、溶接後に島状マルテンサイト（ＭＡ）の分率が３～６％である溶接熱影響部（ＨＡＺ）を有する、ことを特徴とする請求項１に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材。
  5. 前記溶接熱影響部（ＨＡＺ）は、－１０℃でシャルピー衝撃エネルギーが１００Ｊ以上である、ことを特徴とする請求項４に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材。
  6. 重量％で、炭素（Ｃ）：０．０５～０．０９％、マンガン（Ｍｎ）：１．５～１．６％、シリコン（Ｓｉ）：０．２～０．３％、アルミニウム（Ａｌ）：０．０２～０．０５％、ニッケル（Ｎｉ）：０．４～０．５％、リン（Ｐ）：０．０２％以下、硫黄（Ｓ）：０．０１％以下と、
    チタン（Ｔｉ）：０．００５～０．０２％、ニオブ（Ｎｂ）：０．０１～０．０５％、銅（Ｃｕ）：０．１～０．３％、クロム（Ｃｒ）：０．１～０．２％、及びモリブデン（Ｍｏ）：０．０５～０．１０％のうち少なくとも１種以上、
    ボロン（Ｂ）：５ｐｐｍ以下、及び窒素（Ｎ）：６０ｐｐｍ以下のうち１種以上を含み、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物からなる鋼スラブを１１００～１２５０℃で再加熱する段階と、
    前記再加熱されたスラブを９００～１０００℃で粗圧延を行う段階と、
    前記粗圧延の後、８３０～８７０℃で仕上げ熱間圧延して熱延鋼板を製造する段階と、
    前記熱延鋼板を２５０～５００℃まで３～２００℃／ｓの冷却速度で冷却する段階と、
    前記冷却の後に常温まで空冷する段階と、を含む、ことを特徴とする溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材の製造方法。
  7. 前記冷却は、
    前記熱延鋼板の厚さが２０～４０ｍｍの時、８０～２００℃／ｓで行い、
    前記熱延鋼板の厚さが４０ｍｍ超～６０ｍｍの時、２０℃／ｓ以上～８０℃／ｓ未満で行い、
    前記熱延鋼板の厚さが６０ｍｍ超～１００ｍｍの時、３℃／ｓ以上～２０℃／ｓ未満で行う、ことを特徴とする請求項６に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材の製造方法。
  8. 前記冷却は水冷で行い、７８０～８６０℃で開始する、ことを特徴とする請求項６に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材の製造方法。
  9. 前記空冷した熱延鋼板を大入熱溶接する段階をさらに含む、ことを特徴とする請求項６に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材の製造方法。
  10. 前記大入熱溶接は、溶接入熱量２００ＫＪ／ｃｍ以上のサブマージアーク溶接（ＳＡＷ）で行う、ことを特徴とする請求項９に記載の溶接熱影響部の靭性に優れた低降伏比鋼材の製造方法。
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