JP3728130B2 - 溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板 - Google Patents
溶接熱影響部の靱性に優れた鋼板 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優れた５００〜６００ＭＰａ級高張力鋼板に関するものである。本発明鋼板は、小入熱溶接から超大入熱溶接までの広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靱性を有するので、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種の溶接鋼構造物に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】
ＨＡＺにおいては溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。
【０００３】
このような問題点を解決する手段として、特開昭６０ー２４５７６８号公報、特開昭６０ー１５２６２６号公報、、特開昭６３ー２１０２３５号公報、特開平２ー２５０９１７号公報、特願平１−７３３２０号公報は、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成せしめ、ＨＡＺ靭性の向上をはかってきた。しかしながら、これらの技術によって製造された鋼も、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接ＨＡＺにおいては十分な靭性を得ることは困難であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を有する５００〜６００ＭＰａ級の高張力鋼板を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上を狙いとして、▲１▼加熱γ粒成長抑制、▲２▼粒内変態促進、▲３▼適正なＴｉとＮの存在形態、について鋭意検討し、新たな金属学的効果を知見して本発明に至った。
【０００６】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００７】
（１） 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００６％、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００７〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００２５〜０．００６％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、重量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲であり、さらに、ＭｇとＴｉの平均含有量の和が１５重量％以上である０．５〜５μｍの大きさの酸化物が３０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする−４０℃での溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）−３．４Ｎ・・・（１）
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２）
【０００８】
（２） 重量％で更に、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｂ：０．００２％以下の１種または２種以上を含有し、重量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲であることを特徴とする前記（１）項記載の−４０℃での溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）−３．４Ｎ・・・（１）
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２）
【０００９】
（３） 重量％で更に、Ｃａ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．００３％以下の１種または２種を含有し、重量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲であることを特徴とする前記（１）項または（２）項記載の−４０℃での溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。
【００１１】
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合
、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２）
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明で知見した新たな金属学的効果について以下に説明する。
【００１３】
まず、加熱γ粒成長抑制について説明する。溶融線近傍ＨＡＺは加熱温度が１４００℃にも及ぶため、炭化物や窒化物が溶解・粗大化することでγ粒界の移動をピンニングする力が著しく低下し、γ粒の成長を避けることはできなかった。そこで、１４００℃以上の高温でも熱的に安定である酸化物によるピンニングによってγ粒成長を抑制させることを検討した。その結果、微量のＭｇとＡｌを含有させることで、０．０１〜０．１μｍの大きさの従来にない極めて微細なＭｇとＡｌから成る酸化物が多量に生成することを見いだした。さらに、０．０１以上０．５μｍ未満の大きさの微細なＴｉＮがこのＭｇとＡｌから成る酸化物上に複合析出し、１４００℃以上の高温で従来にない非常に強力なピンニング力を発揮することを明らかにした。なお、ＴｉＮ複合粒子は、０．０１超〜０．２μｍとすることが好ましい。
【００１４】
このＭｇとＡｌから成る酸化物はＴｉＮとの格子整合性がよいため、ＴｉＮの析出核として有効に作用する。そして、０．０１〜０．１μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物にＴｉＮが複合することでその表面積が増し、より強力なピンニング力が発現される。図２は溶接冷却時の８００℃から５００℃までの冷却時間が３３０ｓである場合のＨＡＺ靭性に及ぼすγ粒径の影響を示す。この冷却時間は板厚８０ｍｍの鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接した場合に相当する。図２からγ粒の細粒化に伴いＨＡＺ靭性が向上する。これは、γ粒の細粒化に伴ってγ粒界から変態する粒界フェライトやフェライトサイドプレートが小さくなり、ＨＡＺ組織が微細化されるためである。このような効果はγ粒径が１５０μｍ以下のときに顕著である。図３は１４００℃で３０ｓ間保持した場合のγ粒径に及ぼす０．０１以上０．５未満μｍの複合析出ＴｉＮの個数の影響を示す。この加熱条件は、板厚８０ｍｍの鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接したときの溶融線近傍ＨＡＺに相当する。図３から複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2以上のときにγ粒径は１５０μｍ以下となり、図２から良好なＨＡＺ靭性が得られる。複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2未満の場合にはγ粒径が１５０μｍ以上となり、ＨＡＺ組織が十分に微細化されないために良好な靭性は得られない。γ粒成長抑制に有効なこのような複合析出ＴｉＮの分散状態は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏ、Ｎの量を本発明の範囲に制御することで達成される。
【００１５】
次に、粒内変態促進について説明する。粒内変態フェライトに生成を促進してＨＡＺ組織を微細化するためには、粒内変態の核となる酸化物の個数を増加させる必要がある。発明者らは、微量のＡｌ量のもとでＴｉと微量のＭｇを含有させることにより、ＴｉとＭｇを含有する酸化物が微細に分散し、ＨＡＺでの粒内変態が顕著に促進され、ＨＡＺ靭性が向上することを見いだした。このとき、粒内変態の核となる酸化物の大きさは０．５〜５μｍであるが、０．５〜３μｍが好ましい。このような大きさの酸化物にはＴｉとＭｇのほかに、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｎ、Ｓｉが含まれる場合があり、酸化物上にＴｉＮやＭｎＳが複合析出する場合もある。十分な量の粒内変態組織を生成するためには、０．５〜５μｍの酸化物の平均組成においてＭｇとＴｉの含有量の和が１５重量％以上であり、その個数が３０個／ｍｍ2以上であることが必要である。酸化物組成においてＴｉとＭｇの含有量の和が１５重量％未満の場合、酸化物からの粒内変態が起こりにくくなる。粒内変態の促進に有効なこのようなＴｉ−Ｍｇ系酸化物の分散状態は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏの量を本発明の範囲に制御することで達成される。
【００１６】
次に各々の化学成分の限定理由について説明する。
【００１７】
Ｃの下限は母材及び溶接部の強度、靱性を確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるため、その上限を０．２％とする。
【００１８】
Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．４％とする。本発明の脱酸はＴｉだけでも十分可能であり、良好なＨＡＺ靭性を得るためにはＳｉを０．３％以下にするのが望ましい。
【００１９】
Ｍｎは母材及び溶接部の強度、靭性の確保に不可欠であり、また、Ｓと結合してＴｉ−Ｍｇ系の酸化物上にＭｎＳとして析出することで粒内変態の生成を促進するため、下限を０．５％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるので上限を２％とする。
【００２０】
Ｐは本発明鋼において不純物元素であり０．０１５％以下とする。Ｐの低減はスラブ中心偏析の軽減を通じて母材およびＨＡＺの機械的性質を改善し、さらには、ＨＡＺの粒界破壊を抑制する。
【００２１】
ＳはＴｉ−Ｍｇ系酸化物上にＭｎＳを形成して粒内変態の生成を促進するため、０．０００５％以上必要であるが、好ましくは０．００２％以上である。しかし、Ｓが多すぎると中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりして、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化するため、その上限を０．００６％とする。
【００２２】
Ａｌは、γ粒成長のピンニング粒子である複合析出ＴｉＮの析出核である０．０１〜０．１μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物や、粒内変態の核である０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ系酸化物の分散状態と組成を制御するうえで重要である。Ａｌが０．００１％未満の場合、ＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が１００００個／ｍｍ2未満となり、複合析出ＴｉＮの個数が不足することでγ粒が十分に細粒化されず、良好なＨＡＺ靭性が得られない。一方、Ａｌが０．０１％を超える場合、０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ系酸化物中のＡｌ含有量が増加することでＭｇとＴｉの含有量の和が１５重量％未満となり、酸化物からの粒内変態能が低下し、十分な量の粒内変態組織が生成せずに良好なＨＡＺ靱性が得られない。
【００２３】
Ｔｉは、ピンニング粒子としての複合析出ＴｉＮや、粒内変態核であるＴｉ−Ｍｇ系酸化物の分散状態と組成を制御するうえで重要であり、後述する有効Ｔｉ量の適正範囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｔｉが０．００７％未満の場合、ＭｇとＡｌから成る酸化物上に複合析出するＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2未満となり、ＨＡＺ靭性向上に必要なγ粒成長抑制効果が得られない。同時にこのような場合、０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ系酸化物中のＭｇとＴｉの含有量の和が１５重量％未満となり、酸化物からの粒内変態能が低下してＨＡＺ靭性向上に十分な量の粒内変態組織が生成しない。一方、Ｔｉが０．０２％を超える場合、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあっても実質的にＴｉＣが過剰に生成し、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．００７〜０．０２％としたが、０．００７〜０．０１５％とすることが好ましい。ＴｉＮは厚板圧延でのスラブ加熱時のγ粒成長抑制を通じて母材組織を微細化し、鋼板の強度と靭性を向上させることにも貢献する。
【００２４】
ここで、適正なＴｉとＮの存在形態について説明する。鋼中のＴｉはＯと結合して酸化物を生成し、残りのＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成し、さらに残ったＴｉが存在すれば、これらの過剰なＴｉはＣと結合してＴｉＣを形成するが、ＴｉＣは析出脆化をもたらす。一方、鋼中のＴｉが酸化物およびＴｉＮとして全て消費されれば、Ｔｉと結合できなかった過剰なＮが地鉄中に固溶するが、固溶Ｎもまた脆化をもたらす。このように、酸化物および窒化物として消費された残りのＴｉが存在するか否かによってＴｉとＮの存在形態が異なり、このことが靱性に大きな影響を及ぼす。本発明では、酸化物および窒化物として消費された残りのＴｉ量を「有効Ｔｉ量」として重量％を用いて（１）式および（２）式で定義する。
【００２５】
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合
、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２）
【００２６】
（１）式および（２）式の各元素の係数は想定される酸化物および窒化物から化学量論的に決定された値である。１４００℃を超えるような溶融線近傍ＨＡＺでは、ＴｉとＮの存在形態はさらに複雑である。その理由は、溶接加熱時にＴｉＣとＴｉＮの多くが地鉄中に一旦固溶し、固溶したＴｉ、Ｎ、Ｃは溶接冷却時にＴｉＮあるいはＴｉＣとして再析出するとともに、一部は固溶のまま存在するからである。このようなＴｉとＮの存在形態を制御してＨＡＺ靭性の向上を目指すためには、ＴｉとＮの各々の量を規定するとともに、有効Ｔｉ量の概念を用いて他の成分とのバランスをはかることが有効である。図１は溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍの場合をシミュレートした１４００℃加熱再現ＨＡＺ靭性に及ぼす有効Ｔｉ量の影響を示す。有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲で良好な靭性を示す。すなわち、この範囲がＴｉＣの析出脆化とＮの固溶脆化の両方を回避できる適正な成分範囲であること示す。有効Ｔｉ量が−０．０１０％未満の場合は固溶Ｎ量が過剰となり、有効Ｔｉ量が＋０．００５％を超える場合にはＴｉＣ析出量が過剰となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。
【００２７】
このように有効Ｔｉを考慮することにより、さらに良好なＨＡＺ靭性が得られる。
【００２８】
Ｍｇは本発明の特徴的な元素であり、もっとも重要な役割を有する。Ｍｇを適量含有することで本発明における酸化物の分散状態を達成することができる。Ｍｇが０．０００１％未満の場合、ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物や粒内変態核であるＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個数が不足する。一方、酸化物として消費されるＭｇは０．００３％あれば十分であり、これ以上のＭｇは金属学的に何ら効果をもたらさない。Ｍｇは蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な元素であることから、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招き好ましくない。
【００２９】
Ｏは、ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物や、粒内変態核であるＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個数を確保するうえで必要である。Ｏが０．００１％未満の場合、これらの酸化物の個数が不足し、ＨＡＺ靱性が劣化する。一方、Ｏが０．００４％を超える場合、鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化する。
【００３０】
Ｎは、ピンニング粒子である複合析出ＴｉＮの個数を確保するうえで必要であり、有効Ｔｉ量の適正範囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｎが０．００２５％未満の場合、ＴｉＮの個数が確保できない。一方、Ｎが０．００６％を超える場合、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあっても実質的に固溶Ｎが過剰となり、ＨＡＺ靭性が低下する。
【００３１】
続いて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭを添加する理由について説明する。
【００３２】
Ｃｕ、Ｎｉは溶接性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３３】
Ｍｏ、Ｃｒは母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１．０％を超えると母材靭性、溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３４】
Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であり、母材の機械的性質を向上させる。しかし０．０５％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。
【００３５】
Ｖは母材の強度を向上させる。しかし０．０５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３６】
Ｂは焼き入れ性を高めて母材やＨＡＺの機械的性質を向上させる。しかし０．００２％を超えて添加するとＨＡＺ靱性や溶接性が劣化する。
【００３７】
Ｃａ、ＲＥＭは酸化物や硫化物を形成して材質を改善する。ここで、ＲＥＭとはＬａ、Ｃｅなどの希土類金属元素を示す。これらの元素を各々０．００３％を超えて添加すると、０．５〜５μｍの酸化物の組成においてこれらの含有量が増し、その結果、酸化物中のＴｉとＭｇの含有量の和が１５重量％未満となり、酸化物からの粒内変態能が低下し、十分な量の粒内変態組織が生成せずＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３８】
本発明鋼は、鉄鋼業の製鋼工程において所定の化学成分に調整し、連続鋳造を行い、鋳片を再加熱した後に厚板圧延によって形状と母材材質を付与することで製造される。必要に応じ、鋼板に各種の熱処理を施して母材の材質を制御することも行われる。鋳片を再加熱することなく、ホットチャージ圧延することも可能である。
【００３９】
本発明で規定した介在物の分散状態は、たとえば以下のような方法で定量的に測定される。０．０１以上０．５μｍ未満のＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮの複合介在物の分散状態は、母材鋼板の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの複合介在物の個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算する。このとき、ＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定するすべての複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的に次の手順による。まず、四角い形状の介在物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさのＴｉＮ中に介在物が複合しているものの個数を上記の要領で測定する。次に、このような方法で個数を測定した複合介在物のうち少なくとも１０個以上について上記の要領で同定を行い、ＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮが複合的に存在している割合を算出する。そして、はじめに測定された複合介在物の個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複合介在物の観察を容易にすることができる。
【００４０】
０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個数の測定例を次に示す。母材鋼板の任意の場所から小片試料を切り出し、これを１４００〜１４５０℃で１０分間以上保持することで酸化物以外の０．５〜５μｍの介在物を溶体化させ、その後水冷する。これを鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で少なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの酸化物の個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算する。さらに、対象となる大きさの酸化物のうち少なくとも１０個以上についてＸ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）に付属の波長分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物の平均組成におけるＴｉとＭｇの含有量の和を重量％で求める。このとき、酸化物組成の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して酸化物の平均組成を求める。
【００４１】
【実施例】
表１に鋼板の化学成分と介在物の分散状態を、表２に鋼板の製造条件と機械的性質を示す。
【００４２】
表１のピンニング粒子の個数の測定は、鋼板母材の板厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し得、これを３００００倍の倍率で２０００μｍ2の面積にわたってＴＥＭ観察することで行った。また、表１の粒内変態核酸化物の個数の測定は、同じく鋼板母材の板厚中心部から小片を切り出して１４００℃で２０分間保定した後に水冷し、鏡面研磨面を１０００倍の倍率で４ｍｍ2の面積にわたって光学顕微鏡観察することで行った。さらに、ＥＰＭＡ−ＷＤＳによって０．５〜５μｍの２０個の酸化物について組成を分析し、地鉄（Ｆｅ）の分析値を差し引いて平均組成を求め、ＴｉとＭｇの含有量の和を求めた。本発明鋼はＴＳが５２０〜６６０ＭＰａであり、溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接部あるいはエレクトロスラグ溶接部の溶融線において従来にない良好なＨＡＺ靱性を有する。本発明鋼は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｏ、Ｎの量を厳密に制御し、有効Ｔｉ量なる概念を用いてＨＡＺにおけるＴｉとＮの存在形態を適正化し、さらに、γ粒成長抑制や粒内変態に有効な介在物の分散状態を所有することで、大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靱性を達成している。一方、比較鋼は化学成分や介在部の分散状態が適正でないため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣っている。鋼１１はＣが量が低すぎるために、鋼１２はＣ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１３はＳｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。鋼１４はＭｎ量が低すぎるために、鋼１５はＭｎ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１６はＰ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１７はＳ量が低すぎるために粒内変態フェライトが十分に生成せず、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１８はＳ量が高すぎるために母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１９はＡｌ量が低すぎるためにＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２０はＡｌ量が高すぎるため、粒内変態核となり得る大きさの酸化物におけるＴｉとＭｇの含有量の和が少なく、粒内変態組織が十分に生成しないためＨＡＺ靱性が劣る。鋼２１はＴｉ量が低すぎるため、ピンニング粒子であるＴｉＮの個数が少なく、また、粒内変態核の大きさの酸化物におけるＴｉとＭｇの含有量の和が少ないため、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２２はＴｉ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量が適正範囲から外れ、ＴｉＣ析出脆化によってＨＡＺ靱性が劣る。鋼２３はＭｇ量が低すぎるため、ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が少なく、また、粒内変態核となり得る大きさの酸化物の組成と個数が十分でないため、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２４、鋼２５はそれぞれＣａ量、ＲＥＭ量が高すぎるため、粒内変態核となり得る大きさの酸化物におけるＴｉとＭｇの含有量の和が少なくなり、粒内変態組織が十分に生成せずにＨＡＺ靱性が劣る。鋼２６はＯ量が低すぎるため、ＭｇとＡｌから成る酸化物およびＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個数が少なく、ＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２７はＯ量が高すぎるため、鋼の清浄度が悪くなり、破壊起点が増えてＨＡＺ靱性が劣る。鋼２８はＮ量が低すぎるため、ピンニング粒子であるＴｉＮの個数がすくなく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２９はＮ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量が適正範囲から外れ、固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靱性が劣る。鋼３０と鋼３１は各々の元素は適正であるが有効Ｔｉ量が不適当なため、ＴｉＣ析出脆化あるいは固溶Ｎ脆化によりＨＡＺ靱性が劣る。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
【発明の効果】
本発明により大入熱溶接においても良好な−４０℃でのＨＡＺ靱性を有する５００〜６００ＭＰａ級の鋼板が製造可能となり、各種の溶接構造物の安全性が格段に向上した。また、本発明鋼を使用することで高能率溶接の適用領域が広がり、溶接施工コストを大幅に低減することが可能になった。
【図面の簡単な説明】
【図１】１４００℃加熱ＨＡＺ靱性に及ぼす有効Ｔｉ量の影響を示す図である。
【図２】ＨＡＺ靱性に及ぼすγ粒径の影響を示す図である。
【図３】１４００℃加熱γ粒径に及ぼすピンニング粒子個数の影響を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は溶接熱影響部（Ｈｅａｔ Ａｆｆｅｃｔｅｄ Ｚｏｎｅ：ＨＡＺ）靭性の優れた５００〜６００ＭＰａ級高張力鋼板に関するものである。本発明鋼板は、小入熱溶接から超大入熱溶接までの広範な溶接条件において良好なＨＡＺ靱性を有するので、建築、橋梁、造船、ラインパイプ、建設機械、海洋構造物、タンクなどの各種の溶接鋼構造物に用いられる。
【０００２】
【従来の技術】
ＨＡＺにおいては溶融線に近づくほど溶接時の加熱温度は高くなり、特に溶融線近傍の１４００℃以上に加熱される領域では加熱オーステナイト（γ）が著しく粗大化してしまい、冷却後のＨＡＺ組織が粗大化して靭性が劣化する。この傾向は溶接入熱量が大きくなるほど顕著である。
【０００３】
このような問題点を解決する手段として、特開昭６０ー２４５７６８号公報、特開昭６０ー１５２６２６号公報、、特開昭６３ー２１０２３５号公報、特開平２ー２５０９１７号公報、特願平１−７３３２０号公報は、粗大なγ粒の内部に、Ｔｉ酸化物やＴｉＮとＭｎＳの複合析出物を核とした粒内変態フェライトを積極的に生成せしめ、ＨＡＺ靭性の向上をはかってきた。しかしながら、これらの技術によって製造された鋼も、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接ＨＡＺにおいては十分な靭性を得ることは困難であった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超えるような大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靭性を有する５００〜６００ＭＰａ級の高張力鋼板を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、溶接入熱量が２０ｋＪ／ｍｍを超える大入熱溶接ＨＡＺ靭性の向上を狙いとして、▲１▼加熱γ粒成長抑制、▲２▼粒内変態促進、▲３▼適正なＴｉとＮの存在形態、について鋭意検討し、新たな金属学的効果を知見して本発明に至った。
【０００６】
本発明の要旨は、以下の通りである。
【０００７】
（１） 重量％で、Ｃ：０．０３〜０．２％、Ｓｉ：０．４％以下、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０００５〜０．００６％、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｔｉ：０．００７〜０．０２％、Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、Ｏ：０．００１〜０．００４％、Ｎ：０．００２５〜０．００６％を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、重量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲であり、さらに、ＭｇとＴｉの平均含有量の和が１５重量％以上である０．５〜５μｍの大きさの酸化物が３０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする−４０℃での溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）−３．４Ｎ・・・（１）
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２）
【０００８】
（２） 重量％で更に、Ｃｕ：１．５％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｖ：０．０５％以下、Ｂ：０．００２％以下の１種または２種以上を含有し、重量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲であることを特徴とする前記（１）項記載の−４０℃での溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）−３．４Ｎ・・・（１）
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２）
【０００９】
（３） 重量％で更に、Ｃａ：０．００３％以下、ＲＥＭ：０．００３％以下の１種または２種を含有し、重量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲であることを特徴とする前記（１）項または（２）項記載の−４０℃での溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。
【００１１】
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２）
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明で知見した新たな金属学的効果について以下に説明する。
【００１３】
まず、加熱γ粒成長抑制について説明する。溶融線近傍ＨＡＺは加熱温度が１４００℃にも及ぶため、炭化物や窒化物が溶解・粗大化することでγ粒界の移動をピンニングする力が著しく低下し、γ粒の成長を避けることはできなかった。そこで、１４００℃以上の高温でも熱的に安定である酸化物によるピンニングによってγ粒成長を抑制させることを検討した。その結果、微量のＭｇとＡｌを含有させることで、０．０１〜０．１μｍの大きさの従来にない極めて微細なＭｇとＡｌから成る酸化物が多量に生成することを見いだした。さらに、０．０１以上０．５μｍ未満の大きさの微細なＴｉＮがこのＭｇとＡｌから成る酸化物上に複合析出し、１４００℃以上の高温で従来にない非常に強力なピンニング力を発揮することを明らかにした。なお、ＴｉＮ複合粒子は、０．０１超〜０．２μｍとすることが好ましい。
【００１４】
このＭｇとＡｌから成る酸化物はＴｉＮとの格子整合性がよいため、ＴｉＮの析出核として有効に作用する。そして、０．０１〜０．１μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物にＴｉＮが複合することでその表面積が増し、より強力なピンニング力が発現される。図２は溶接冷却時の８００℃から５００℃までの冷却時間が３３０ｓである場合のＨＡＺ靭性に及ぼすγ粒径の影響を示す。この冷却時間は板厚８０ｍｍの鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接した場合に相当する。図２からγ粒の細粒化に伴いＨＡＺ靭性が向上する。これは、γ粒の細粒化に伴ってγ粒界から変態する粒界フェライトやフェライトサイドプレートが小さくなり、ＨＡＺ組織が微細化されるためである。このような効果はγ粒径が１５０μｍ以下のときに顕著である。図３は１４００℃で３０ｓ間保持した場合のγ粒径に及ぼす０．０１以上０．５未満μｍの複合析出ＴｉＮの個数の影響を示す。この加熱条件は、板厚８０ｍｍの鋼板を約７０ｋＪ／ｍｍの溶接入熱量でエレクトロスラグ溶接したときの溶融線近傍ＨＡＺに相当する。図３から複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2以上のときにγ粒径は１５０μｍ以下となり、図２から良好なＨＡＺ靭性が得られる。複合析出ＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2未満の場合にはγ粒径が１５０μｍ以上となり、ＨＡＺ組織が十分に微細化されないために良好な靭性は得られない。γ粒成長抑制に有効なこのような複合析出ＴｉＮの分散状態は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏ、Ｎの量を本発明の範囲に制御することで達成される。
【００１５】
次に、粒内変態促進について説明する。粒内変態フェライトに生成を促進してＨＡＺ組織を微細化するためには、粒内変態の核となる酸化物の個数を増加させる必要がある。発明者らは、微量のＡｌ量のもとでＴｉと微量のＭｇを含有させることにより、ＴｉとＭｇを含有する酸化物が微細に分散し、ＨＡＺでの粒内変態が顕著に促進され、ＨＡＺ靭性が向上することを見いだした。このとき、粒内変態の核となる酸化物の大きさは０．５〜５μｍであるが、０．５〜３μｍが好ましい。このような大きさの酸化物にはＴｉとＭｇのほかに、Ａｌ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｎ、Ｓｉが含まれる場合があり、酸化物上にＴｉＮやＭｎＳが複合析出する場合もある。十分な量の粒内変態組織を生成するためには、０．５〜５μｍの酸化物の平均組成においてＭｇとＴｉの含有量の和が１５重量％以上であり、その個数が３０個／ｍｍ2以上であることが必要である。酸化物組成においてＴｉとＭｇの含有量の和が１５重量％未満の場合、酸化物からの粒内変態が起こりにくくなる。粒内変態の促進に有効なこのようなＴｉ−Ｍｇ系酸化物の分散状態は、Ｍｇ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｏの量を本発明の範囲に制御することで達成される。
【００１６】
次に各々の化学成分の限定理由について説明する。
【００１７】
Ｃの下限は母材及び溶接部の強度、靱性を確保するための最小量である。しかし、Ｃが多すぎると母材及びＨＡＺの靭性を低下させるとともに溶接性を劣化させるため、その上限を０．２％とする。
【００１８】
Ｓｉは脱酸のために鋼に含有されるが、多すぎると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化するため、上限を０．４％とする。本発明の脱酸はＴｉだけでも十分可能であり、良好なＨＡＺ靭性を得るためにはＳｉを０．３％以下にするのが望ましい。
【００１９】
Ｍｎは母材及び溶接部の強度、靭性の確保に不可欠であり、また、Ｓと結合してＴｉ−Ｍｇ系の酸化物上にＭｎＳとして析出することで粒内変態の生成を促進するため、下限を０．５％とする。しかし、Ｍｎが多すぎるとＨＡＺ靭性を劣化させ、スラブの中心偏析を助長し、溶接性を劣化させるので上限を２％とする。
【００２０】
Ｐは本発明鋼において不純物元素であり０．０１５％以下とする。Ｐの低減はスラブ中心偏析の軽減を通じて母材およびＨＡＺの機械的性質を改善し、さらには、ＨＡＺの粒界破壊を抑制する。
【００２１】
ＳはＴｉ−Ｍｇ系酸化物上にＭｎＳを形成して粒内変態の生成を促進するため、０．０００５％以上必要であるが、好ましくは０．００２％以上である。しかし、Ｓが多すぎると中心偏析を助長したり、延伸したＭｎＳが多量に生成したりして、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣化するため、その上限を０．００６％とする。
【００２２】
Ａｌは、γ粒成長のピンニング粒子である複合析出ＴｉＮの析出核である０．０１〜０．１μｍのＭｇとＡｌから成る酸化物や、粒内変態の核である０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ系酸化物の分散状態と組成を制御するうえで重要である。Ａｌが０．００１％未満の場合、ＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が１００００個／ｍｍ2未満となり、複合析出ＴｉＮの個数が不足することでγ粒が十分に細粒化されず、良好なＨＡＺ靭性が得られない。一方、Ａｌが０．０１％を超える場合、０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ系酸化物中のＡｌ含有量が増加することでＭｇとＴｉの含有量の和が１５重量％未満となり、酸化物からの粒内変態能が低下し、十分な量の粒内変態組織が生成せずに良好なＨＡＺ靱性が得られない。
【００２３】
Ｔｉは、ピンニング粒子としての複合析出ＴｉＮや、粒内変態核であるＴｉ−Ｍｇ系酸化物の分散状態と組成を制御するうえで重要であり、後述する有効Ｔｉ量の適正範囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｔｉが０．００７％未満の場合、ＭｇとＡｌから成る酸化物上に複合析出するＴｉＮの個数が１００００個／ｍｍ2未満となり、ＨＡＺ靭性向上に必要なγ粒成長抑制効果が得られない。同時にこのような場合、０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ系酸化物中のＭｇとＴｉの含有量の和が１５重量％未満となり、酸化物からの粒内変態能が低下してＨＡＺ靭性向上に十分な量の粒内変態組織が生成しない。一方、Ｔｉが０．０２％を超える場合、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあっても実質的にＴｉＣが過剰に生成し、ＨＡＺ靭性が低下する。したがって、Ｔｉの含有量は０．００７〜０．０２％としたが、０．００７〜０．０１５％とすることが好ましい。ＴｉＮは厚板圧延でのスラブ加熱時のγ粒成長抑制を通じて母材組織を微細化し、鋼板の強度と靭性を向上させることにも貢献する。
【００２４】
ここで、適正なＴｉとＮの存在形態について説明する。鋼中のＴｉはＯと結合して酸化物を生成し、残りのＴｉはＮと結合してＴｉＮを形成し、さらに残ったＴｉが存在すれば、これらの過剰なＴｉはＣと結合してＴｉＣを形成するが、ＴｉＣは析出脆化をもたらす。一方、鋼中のＴｉが酸化物およびＴｉＮとして全て消費されれば、Ｔｉと結合できなかった過剰なＮが地鉄中に固溶するが、固溶Ｎもまた脆化をもたらす。このように、酸化物および窒化物として消費された残りのＴｉが存在するか否かによってＴｉとＮの存在形態が異なり、このことが靱性に大きな影響を及ぼす。本発明では、酸化物および窒化物として消費された残りのＴｉ量を「有効Ｔｉ量」として重量％を用いて（１）式および（２）式で定義する。
【００２５】
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２）
【００２６】
（１）式および（２）式の各元素の係数は想定される酸化物および窒化物から化学量論的に決定された値である。１４００℃を超えるような溶融線近傍ＨＡＺでは、ＴｉとＮの存在形態はさらに複雑である。その理由は、溶接加熱時にＴｉＣとＴｉＮの多くが地鉄中に一旦固溶し、固溶したＴｉ、Ｎ、Ｃは溶接冷却時にＴｉＮあるいはＴｉＣとして再析出するとともに、一部は固溶のまま存在するからである。このようなＴｉとＮの存在形態を制御してＨＡＺ靭性の向上を目指すためには、ＴｉとＮの各々の量を規定するとともに、有効Ｔｉ量の概念を用いて他の成分とのバランスをはかることが有効である。図１は溶接入熱量が５０ｋＪ／ｍｍの場合をシミュレートした１４００℃加熱再現ＨＡＺ靭性に及ぼす有効Ｔｉ量の影響を示す。有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲で良好な靭性を示す。すなわち、この範囲がＴｉＣの析出脆化とＮの固溶脆化の両方を回避できる適正な成分範囲であること示す。有効Ｔｉ量が−０．０１０％未満の場合は固溶Ｎ量が過剰となり、有効Ｔｉ量が＋０．００５％を超える場合にはＴｉＣ析出量が過剰となり、ＨＡＺ靭性が劣化する。
【００２７】
このように有効Ｔｉを考慮することにより、さらに良好なＨＡＺ靭性が得られる。
【００２８】
Ｍｇは本発明の特徴的な元素であり、もっとも重要な役割を有する。Ｍｇを適量含有することで本発明における酸化物の分散状態を達成することができる。Ｍｇが０．０００１％未満の場合、ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物や粒内変態核であるＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個数が不足する。一方、酸化物として消費されるＭｇは０．００３％あれば十分であり、これ以上のＭｇは金属学的に何ら効果をもたらさない。Ｍｇは蒸気圧が高くて酸化力が強い非常に活性な元素であることから、必要以上に鋼中に含有させることは製造コストの上昇を招き好ましくない。
【００２９】
Ｏは、ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物や、粒内変態核であるＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個数を確保するうえで必要である。Ｏが０．００１％未満の場合、これらの酸化物の個数が不足し、ＨＡＺ靱性が劣化する。一方、Ｏが０．００４％を超える場合、鋼の清浄度が低下して機械的性質が劣化する。
【００３０】
Ｎは、ピンニング粒子である複合析出ＴｉＮの個数を確保するうえで必要であり、有効Ｔｉ量の適正範囲と相俟って狭い範囲に限定されなければならない。Ｎが０．００２５％未満の場合、ＴｉＮの個数が確保できない。一方、Ｎが０．００６％を超える場合、有効Ｔｉ量が適正範囲内にあっても実質的に固溶Ｎが過剰となり、ＨＡＺ靭性が低下する。
【００３１】
続いて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭを添加する理由について説明する。
【００３２】
Ｃｕ、Ｎｉは溶接性およびＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼすことなく母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１．５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３３】
Ｍｏ、Ｃｒは母材の強度、靭性を向上させる。しかし、１．０％を超えると母材靭性、溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３４】
Ｎｂは母材組織の微細化に有効な元素であり、母材の機械的性質を向上させる。しかし０．０５％を超えるとＨＡＺ靱性が劣化する。
【００３５】
Ｖは母材の強度を向上させる。しかし０．０５％を超えると溶接性およびＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３６】
Ｂは焼き入れ性を高めて母材やＨＡＺの機械的性質を向上させる。しかし０．００２％を超えて添加するとＨＡＺ靱性や溶接性が劣化する。
【００３７】
Ｃａ、ＲＥＭは酸化物や硫化物を形成して材質を改善する。ここで、ＲＥＭとはＬａ、Ｃｅなどの希土類金属元素を示す。これらの元素を各々０．００３％を超えて添加すると、０．５〜５μｍの酸化物の組成においてこれらの含有量が増し、その結果、酸化物中のＴｉとＭｇの含有量の和が１５重量％未満となり、酸化物からの粒内変態能が低下し、十分な量の粒内変態組織が生成せずＨＡＺ靭性が劣化する。
【００３８】
本発明鋼は、鉄鋼業の製鋼工程において所定の化学成分に調整し、連続鋳造を行い、鋳片を再加熱した後に厚板圧延によって形状と母材材質を付与することで製造される。必要に応じ、鋼板に各種の熱処理を施して母材の材質を制御することも行われる。鋳片を再加熱することなく、ホットチャージ圧延することも可能である。
【００３９】
本発明で規定した介在物の分散状態は、たとえば以下のような方法で定量的に測定される。０．０１以上０．５μｍ未満のＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮの複合介在物の分散状態は、母材鋼板の任意の場所から抽出レプリカ試料を作製し、これを透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて１００００〜５００００倍の倍率で少なくとも１０００μｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの複合介在物の個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算する。このとき、ＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮの同定は、ＴＥＭに付属のエネルギー分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析と、ＴＥＭによる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。このような同定を測定するすべての複合介在物に対して行うことが煩雑な場合、簡易的に次の手順による。まず、四角い形状の介在物をＴｉＮとみなし、対象となる大きさのＴｉＮ中に介在物が複合しているものの個数を上記の要領で測定する。次に、このような方法で個数を測定した複合介在物のうち少なくとも１０個以上について上記の要領で同定を行い、ＭｇとＡｌから成る酸化物とＴｉＮが複合的に存在している割合を算出する。そして、はじめに測定された複合介在物の個数にこの割合を掛け合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する場合、５００℃以下の熱処理によって炭化物を凝集・粗大化させ、対象となる複合介在物の観察を容易にすることができる。
【００４０】
０．５〜５μｍのＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個数の測定例を次に示す。母材鋼板の任意の場所から小片試料を切り出し、これを１４００〜１４５０℃で１０分間以上保持することで酸化物以外の０．５〜５μｍの介在物を溶体化させ、その後水冷する。これを鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて１０００倍の倍率で少なくとも１ｍｍ2以上の面積にわたって観察し、対象となる大きさの酸化物の個数を測定し、単位面積当たりの個数に換算する。さらに、対象となる大きさの酸化物のうち少なくとも１０個以上についてＸ線マイクロアナライザー（ＥＰＭＡ）に付属の波長分散型分光法（ＷＤＳ）を用いて組成を分析し、酸化物の平均組成におけるＴｉとＭｇの含有量の和を重量％で求める。このとき、酸化物組成の分析値に地鉄のＦｅが検出される場合は、分析値からＦｅを除外して酸化物の平均組成を求める。
【００４１】
【実施例】
表１に鋼板の化学成分と介在物の分散状態を、表２に鋼板の製造条件と機械的性質を示す。
【００４２】
表１のピンニング粒子の個数の測定は、鋼板母材の板厚中心部から抽出レプリカ試料を作製し得、これを３００００倍の倍率で２０００μｍ2の面積にわたってＴＥＭ観察することで行った。また、表１の粒内変態核酸化物の個数の測定は、同じく鋼板母材の板厚中心部から小片を切り出して１４００℃で２０分間保定した後に水冷し、鏡面研磨面を１０００倍の倍率で４ｍｍ2の面積にわたって光学顕微鏡観察することで行った。さらに、ＥＰＭＡ−ＷＤＳによって０．５〜５μｍの２０個の酸化物について組成を分析し、地鉄（Ｆｅ）の分析値を差し引いて平均組成を求め、ＴｉとＭｇの含有量の和を求めた。本発明鋼はＴＳが５２０〜６６０ＭＰａであり、溶接入熱量が２０〜１００ｋＪ／ｍｍのエレクトロガス溶接部あるいはエレクトロスラグ溶接部の溶融線において従来にない良好なＨＡＺ靱性を有する。本発明鋼は、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｇ、Ｏ、Ｎの量を厳密に制御し、有効Ｔｉ量なる概念を用いてＨＡＺにおけるＴｉとＮの存在形態を適正化し、さらに、γ粒成長抑制や粒内変態に有効な介在物の分散状態を所有することで、大入熱溶接においても良好なＨＡＺ靱性を達成している。一方、比較鋼は化学成分や介在部の分散状態が適正でないため、母材およびＨＡＺの機械的性質が劣っている。鋼１１はＣが量が低すぎるために、鋼１２はＣ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１３はＳｉ量が高すぎるためにＨＡＺ靱性が劣る。鋼１４はＭｎ量が低すぎるために、鋼１５はＭｎ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１６はＰ量が高すぎるために、母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１７はＳ量が低すぎるために粒内変態フェライトが十分に生成せず、ＨＡＺ靱性が劣る。鋼１８はＳ量が高すぎるために母材およびＨＡＺの靱性が劣る。鋼１９はＡｌ量が低すぎるためにＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が少なく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２０はＡｌ量が高すぎるため、粒内変態核となり得る大きさの酸化物におけるＴｉとＭｇの含有量の和が少なく、粒内変態組織が十分に生成しないためＨＡＺ靱性が劣る。鋼２１はＴｉ量が低すぎるため、ピンニング粒子であるＴｉＮの個数が少なく、また、粒内変態核の大きさの酸化物におけるＴｉとＭｇの含有量の和が少ないため、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２２はＴｉ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量が適正範囲から外れ、ＴｉＣ析出脆化によってＨＡＺ靱性が劣る。鋼２３はＭｇ量が低すぎるため、ＴｉＮの析出核であるＭｇとＡｌから成る酸化物の個数が少なく、また、粒内変態核となり得る大きさの酸化物の組成と個数が十分でないため、ＨＡＺ組織が著しく粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２４、鋼２５はそれぞれＣａ量、ＲＥＭ量が高すぎるため、粒内変態核となり得る大きさの酸化物におけるＴｉとＭｇの含有量の和が少なくなり、粒内変態組織が十分に生成せずにＨＡＺ靱性が劣る。鋼２６はＯ量が低すぎるため、ＭｇとＡｌから成る酸化物およびＴｉ−Ｍｇ系酸化物の個数が少なく、ＨＡＺ組織が粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２７はＯ量が高すぎるため、鋼の清浄度が悪くなり、破壊起点が増えてＨＡＺ靱性が劣る。鋼２８はＮ量が低すぎるため、ピンニング粒子であるＴｉＮの個数がすくなく、γ粒が粗大化してＨＡＺ靱性が劣る。鋼２９はＮ量が高すぎるため、有効Ｔｉ量が適正範囲から外れ、固溶Ｎが過剰となりＨＡＺ靱性が劣る。鋼３０と鋼３１は各々の元素は適正であるが有効Ｔｉ量が不適当なため、ＴｉＣ析出脆化あるいは固溶Ｎ脆化によりＨＡＺ靱性が劣る。
【００４３】
【表１】
【表２】
【発明の効果】
本発明により大入熱溶接においても良好な−４０℃でのＨＡＺ靱性を有する５００〜６００ＭＰａ級の鋼板が製造可能となり、各種の溶接構造物の安全性が格段に向上した。また、本発明鋼を使用することで高能率溶接の適用領域が広がり、溶接施工コストを大幅に低減することが可能になった。
【図面の簡単な説明】
【図１】１４００℃加熱ＨＡＺ靱性に及ぼす有効Ｔｉ量の影響を示す図である。
【図２】ＨＡＺ靱性に及ぼすγ粒径の影響を示す図である。
【図３】１４００℃加熱γ粒径に及ぼすピンニング粒子個数の影響を示す図である。
Claims (3)
- 重量％で、
Ｃ：０．０３〜０．２％、
Ｓｉ：０．４％以下、
Ｍｎ：０．５〜２％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０００５〜０．００６％、
Ａｌ：０．００１〜０．０１％、
Ｔｉ：０．００７〜０．０２％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．００３％、
Ｏ：０．００１〜０．００４％、
Ｎ：０．００２５〜０．００６％
を含有し、重量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる化学成分を有し、ＭｇとＡｌから成る酸化物を内包する０．０１以上０．５μｍ未満のＴｉＮが１００００個／ｍｍ2以上存在し、さらに、ＭｇとＴｉの平均含有量の和が１５重量％以上である０．５〜５μｍの大きさの酸化物が３０個／ｍｍ2以上存在することを特徴とする−４０℃での溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）−３．４Ｎ・・・（１）
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２） - 重量％で更に、
Ｃｕ：１．５％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｏ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｎｂ：０．０５％以下、
Ｖ：０．０５％以下、
Ｂ：０．００２％以下
の１種または２種以上を含有し、重量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲であることを特徴とする請求項１記載の−４０℃での溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）−３．４Ｎ・・・（１）
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２） - 重量％で更に、
Ｃａ：０．００３％以下、
ＲＥＭ：０．００３％以下
の１種または２種を含有し、重量％を用いて下記の（１）式あるいは（２）式で計算される有効Ｔｉ量が−０．０１０％〜＋０．００５％の範囲であることを特徴とする請求項１または２記載の−４０℃での溶接熱影響部靱性の優れた鋼板。
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ≧０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−２（Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ）−３．４Ｎ・・・（１）
Ｏ−０．１７ＲＥＭ−０．４０Ｃａ−０．６６Ｍｇ−０．８９Ａｌ＜０の場合、
有効Ｔｉ量＝Ｔｉ−３．４Ｎ・・・（２）
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